CN1458984A - 没有以镁橄榄石为主体的底膜而且其磁特性良好的方向性电磁钢板及其制法 - Google Patents

没有以镁橄榄石为主体的底膜而且其磁特性良好的方向性电磁钢板及其制法 Download PDF

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Abstract

一种方向性电磁钢板，该电磁钢板在其组成中含有按质量％计的Si：2.0～8.0％，并且在其二次再结晶粒子内按2个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，而且该电磁钢板不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜，其加工性和磁特性均优良，并且在制造成本上也有利。其制造方法是不使用抑制剂，以及通过高纯度化和低温最终成品退火来获得微细晶粒。

Description

没有以镁橄榄石为主体的底膜而且其磁特性良好的 方向性电磁钢板及其制法
                         技术领域
本发明涉及一种适合于作为变压器、马达、发电机等的铁心材料使用的方向性电磁钢板及其制造方法。本发明除了适用于一般的铁心之外，还特别适合作为小型变压器铁心使用的EI型铁心、以及那些频率比商用频率高例如在100～10000Hz的频率范围内使用的电源变压器或控制元件的铁心材料等使用。
                         背景技术
方向性电磁钢板已被广泛地用于变压器或马达等的铁心材料。这种材料的结晶方位高度地集积于被称为高斯方位(Goss方位)的{110}<001>方位，其特性主要按磁导率或铁耗等电磁特性来评价。
一般地说，方向性电磁钢板优选是在其制造工序中在钢板的表面上形成以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜(玻璃膜)作为钢板的绝缘膜或张力赋予膜。然而，这种覆膜存在下述问题。
当把方向性电磁钢板作为变压器或马达等的铁心使用时，必须通过冲裁(打抜き)或剪切来将其加工成预定的形状。为此，对于方向性电磁钢板，在要求上述电磁特性的同时，还要求其具有良好的加工性。其中，在电源适配器、荧光灯等中使用的被称为EI型铁心的小型铁心是由许多积层板构成的，因此，在进行大量生产的情况下，对电磁钢板的冲裁性要求具有适合于EI型铁心的生产性，这是重要的问题。
下面对EI型铁心进行详细的说明。图1中示出了EI型铁心形状的例子。这种EI型铁心通过冲裁加工来制造，使用那些在冲裁时产生的料头量少的高效率的加工方法。
作为常规的EI型铁心用的铁心材料，现在使用的有无方向性电磁钢板和方向性电磁钢板两类。
方向性电磁钢板虽然沿轧制方向的磁特性良好，但是沿与轧制方向相垂直的方向的磁特性一般都明显地低劣。但是，从EI型铁心内的磁通的流向来考虑，与轧制方向垂直的区域占20％左右，而80％左右的区域是轧制方向的区域，因此，在使用方向性电磁钢板作为EI型铁心的铁心材料使用的情况下，可以获得比无方向性电磁钢板好得多的效果。因此，在重视铁耗的情况下多数都使用方向性的电磁钢板。
如上所述，EI型铁心可以使用金属模具对钢板进行冲裁加工来制造，但是由于上述的镁橄榄石覆膜要比覆盖在无方向性电磁钢板上的有机树脂系覆膜硬得多，因此导致用于冲裁的金属模具产生很大的磨耗。因此，金属模具的再研磨或更换的时间必须提早，从而导致用户在对铁心进行加工时的作业效率降低和成本增高。另外，钢板的分割性和切断性也由于镁橄榄石覆膜的存在而劣化。
在为了达到上述目的而使用方向性电磁钢板的情况下，在人们提出的许多方案中都首先要求在钢板的表面上不存在镁橄榄石质的覆膜。例如，一旦在形成镁橄榄石质覆膜之后，一般考虑采用酸洗、化学研磨、电解研磨等来除去镁橄榄石覆膜的方法。但是采用该方法不仅使成本增高，同时还会使表面性状恶化和磁特性劣化等，这是一个大问题。
另外，在最近，人们试图通过调整退火分离剂成分来达到不形成镁橄榄石质覆膜，或者在镁橄榄石质覆膜形成后使其迅速分解的方法来制造加工性优良的方向性电磁钢板。
例如，在特开昭60-39123号公报中公开了一种使用Al2O3作为退火分离剂的主成分来阻止镁橄榄石质覆膜生成的方法。另外，在特开平6-17137号公报中公开了一种通过添加MgO作为退火分离剂的主成分，同时还添加从Li、K、Na、Ba、Ca、Mg、Zn、Fe、Zr、Sn、Sr、Al等的氯化物、碳酸盐、硝酸盐、硫酸盐、硫化物中选出的一种或两种以上来将已形成的镁橄榄石覆膜分解的方法。进而，在特开平7-18333号公报中公开了一种通过使退火分离剂中含有0.2％～15％的Bi的氯化物而且使成品退火的气氛中的氮分压在25％以上来除去脱碳退火时形成的SiO2氧化膜的方法。
利用这些方法就有可能制造出不存在镁橄榄石质覆膜的方向性电磁钢板。但是，利用这些方法，在一旦生成了镁橄榄石质覆膜或者以SiO2为主成分的氧化膜之后，就需要经过一个所谓使覆膜分解的过程，而且还必须使用特殊的分离剂或助剂，因此使制造工序变得麻烦而且导致成本上升，这是存在的问题。
另外，例如在特公平6-49948号和特公平6-49949号公报中公开了一种通过在适用于成品退火处理的以MgO为主体的退火分离剂中配合进药剂来抑制镁橄榄石覆膜形成的技术；另外，在特开平8-134542号公报中公开了一种对于含Mn的坯料使用以二氧化硅和氧化铝为主体的退火分离剂来抑制镁橄榄石覆膜形成的技术。然而，这些方法虽然可以排除镁橄榄石覆膜的不良影响，但是其结晶粒径粗大，而且方向性电磁钢板的其他问题至今仍未获得解决。
也就是说，方向性电磁钢板在其用于获得上述的高斯方位集合组织的过程中，一般其结晶颗粒都变得粗大(通常为10～50mm左右)。因此，与通常由0.03～0.20mm的微细晶粒构成的无方向性电磁钢板相比，方向性电磁钢板在进行冲裁加工时存在塌边等形状变化大的问题。另一方面，在为了抑制粗大粒子的生成而使用通常方法时，会导致铁耗等磁特性的劣化。
因此，对于方向性电磁钢板，迄今为止仍没有确立一种能够兼顾良好的冲裁性和铁耗等磁特性的方法。
另外，如上所述，虽然方向性电磁钢板在轧制方向的磁特性良好，但是在与轧制成垂直的方向的磁特性则明显地低劣，因此，在用作与轧制成垂直的方向有磁通量的EI型铁心时，很难说能使方向性电磁钢板的特长获得充分的发挥。
针对这一问题，有人很早就开始研究通过二次再结晶来使(100)<001>结构(正方结构)发达，也就是所谓二方向性电磁钢板的制造方法。
例如，在特公昭35-2657号公报中记载了一种用于获得聚集结构的方法，该方法包括，在按一个方向进行冷轧之后，再按照与该方向交叉的方向进行冷轧，也就是进行交叉轧制，然后通过短时间的退火和900～1300℃的高温退火，来使其进行二次再结晶，从而获得正方方位粒子集积的聚集结构(利用抑制剂)。另外，在特开平4-362132号公报中公开了一种进行二次再结晶的方法，该方法包括，沿着与热轧方向垂直的方向按照50～90％的压下率进行冷轧，然后施加以一次再结晶为目的的退火，进而施加以二次再结晶和纯化为目的的最终成品退火，在该退火过程中利用AlN进行正立方方位粒子的二次再结晶。
从磁特性方面考虑，在轧制方向和与轧制垂直的方向这两个方向的磁特性均良好的二方向性电磁钢板是最为有利的，但通常在制造二方向性的电磁钢板时必须进行生产率极低的交叉轧制，因此这种二方向性的电磁钢板尚未能在工业上获得大量生产。
另外，在特开2000-87139号公报中公开了一种为了适用于马达的分割型铁心，通过减少抑制剂成分来使集积度(集積度)低的高斯方位变得发达，使方向性电磁钢板的磁特性的各向异性降低的技术。然而，由于该技术会使高斯方位的集积度降低，而且要将Si量限制在小于3.0质量％的范围，因此在实施例中的铁耗沿轧制方向的W15/50为2.1W/kg以上，即便是最佳的值也只能达到象高级无方向性电磁钢板那样程度的值，而与方向性电磁钢板那样水平的W15/50＜1.4W/kg相比则要差得多，从而不能满足用户的要求。
另外，除了以上所说的要求之外，对于铁心用材料，有时还要求在高频区域具有低的铁耗。镁橄榄石覆膜对上述特性究竟有什么样的影响在过去是没有被人们认识的，本发明者们为了改善高频铁耗而开发了一种没有镁橄榄石覆膜的钢板，本发明者们发现，这种钢板非常适合用来改善高频铁耗，此处也顺便说明该领域的技术背景。
作为用于制造高频用铁耗优良的方向性电磁钢板的方法，在特公平7-42556号公报中公开了这样的方法，该方法使用具有高度发达的高斯结构的方向性电磁钢板作为坯料，按照60～80％的压下率进行冷轧，然后进行一次再结晶退火，如此即可获得一种高斯结构发达，而且具有平均粒径在1mm以下的微细晶粒，其板厚在0.15mm以下的制品。
然而，该方法需要除去方向性电磁钢板制品上的镁橄榄石覆膜，然后再对其进行轧制和再结晶退火，因此它是成本很高的方法，不适合于大量生产。
另外，在特开昭64-55339号、特开平2-57635号、特开平7-76732号和特开平7-197126号公报中公开了一类不使用抑制剂，并以表面能作为驱动力来制造板厚薄的方向性电磁钢板的制造方法。
然而，由于使用表面能，因此必须在抑制表面氧化物生成的状态下进行高温的最终成品退火，这是存在的问题。例如象在特开昭64-55339号公报中记载的那样，必须在1180℃以上的温度下进行，并且作为最终成品退火的气氛气，必须使用真空或惰性气体或氢气或氢气与氮气的混合气。另外，在特开平2-57635号公报中推荐的方法是在950～1100℃的温度下进行，并且使用惰性气氛气或氢气或氢气与惰性气体的混合气氛气，进而将它们减压。另外，在特开平7-197126号公报中记载的方法是在1000～1300℃的温度下并在氧分压为0.5Pa以下的非氧化性气氛中或真空中进行最终成品退火。
如上所述，利用表面能可以获得良好的磁特性，以及作为最终成品退火的气氛气可以使用惰性气体或氢，而作为推荐的条件，要求在真空中进行，但是要求同时满足高温和真空的两个条件在设备上是很难的，并且会使成本增高。另外，在利用表面能的情况下，在原理上只能选择{110}面，并不选择与<001>方向一致的高斯粒子生成作为轧制方向。
方向性电磁钢板，由于其轧制方向对准容易磁化的轴<001>，是一种能够提高磁特性的产品，因此只有{110}面的选择从原理上说不能获得良好的磁特性。
因此，按照利用表面能的方法，能够获得良好磁特性的轧制条件或退火条件是极为有限的，所以其磁特性是不稳定的。
这样，用于获得良好高频铁耗的成本效率好的方法迄今尚未见过报导。
                     发明内容
(发明所要解决的课题)
如上所述，现有技术不能解决下述课题，即，在低成本制造具有良好磁特性的方向性电磁钢板的同时，又能经济地制造在表面上不形成镁橄榄石质覆膜，而且其冲裁性良好的方向性电磁钢板。
本发明的第1个目的是鉴于上述的现状，同时提供一种加工性和磁特性均优良，而且在经济上也有利的全新的方向性电磁钢板以及该钢板的有利的制造方法。本钢板的用途虽然没有限定，但是优选将它作为EI型铁心那样的小型变压器的铁心材料。
本发明的第2个目的是同时提供一种适合作为EI型铁心用材料并且能够满足2方向磁特性的方向性电磁钢板以及该钢板的有利的制造方法。
本发明的第3个目的是鉴于上述的现状，同时提供一种高斯方位高度发达，因此磁通密度高，而且在二次再结晶粒子内适度地存在微细粒子，从而在高频区域的铁耗优良的方向性电磁钢板以及该钢板的有利的制造方法。
(用于解决课题的方法)
一般地说，在方向性电磁钢板的制造工序中，为了使高斯方位的晶粒选择性地生长，在作为起始坯料的扁钢坯中，通常含有抑制元素，例如MnS、MnSe和AlN等。为此，在进行成品退火时，必须在所谓纯化退火过程中，也就是在纯氢气流中于1200～1300℃进行高温退火，这就难以回避覆膜形成、晶粒的粒径变粗和高成本的问题。
本发明者们针对这一问题，就{110}<001>方位晶粒进行二次再结晶的理由进行了深入的研究，结果发现，在一次再结晶组织中的方位差角为20～45℃的晶界起着重要的作用，这一发现已发表在材料学报(ActaMaterial)45卷(1997)1285页上。根据这一发现，得知抑制剂的作用是使高能晶界与其他晶界产生移动速度差，如果在不使用抑制剂的情况下能够产生晶界的移动速度差，那么就有可能发生二次再结晶。
基于这一发现，本发明者们建议采用在不含抑制剂成分的坯料中通过进行二次再结晶来使高斯方位的晶粒发达的技术(特开2000-129356号公报)。
第1本发明是为了在上述技术原有的基础上对其作进一步的改善，以便获得一种适用于EI型铁心等重视冲裁加工性的小型电器设备的方向性电磁钢板而进行了深入研究后开发的技术。
第1本发明的要点是采用不形成以镁橄榄石为主体的底膜的制造方法，同时使用实质上不含有抑制成分的钢坯，在最终成品退火时将到达温度抑制在1000℃以下来使钢中的微细晶粒残存下来，这样就能有效地改善铁耗的情况。
也就是说，第1本发明的要旨构成如下。
1-1.一种不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜并且磁特性良好的方向性电磁钢板，它是在其组成中含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％的方向性电磁钢板，其特征在于，在二次再结晶粒子的内部按2个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒。
1-2.在上述1-1中所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其特征在于，该钢板在其组成中还含有按质量计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的至少一种或两种以上。
另外，在第1本发明的方向性电磁钢板中，N含量更优选在10～100ppm的范围内。第1本发明的方向性电磁钢板在铁耗和冲裁加工性方面特别优良。
1-3.一种没有以镁橄榄石为主体的底膜并且磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对一种在其组成中含有按质量％计的C：0.08％以下、Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％和Mn：0.005～3.0％，而且Al降低至0.020％以下，优选在100ppm以下，N降低至50ppm以下的扁钢坯进行热轧，在根据需要进行热轧钢板的退火之后，进行一次或者带有中间退火的二次以上的冷轧，然后进行再结晶退火，然后根据需要涂布不含MgO的退火分离剂，最后在1000℃以下的温度进行最终成品退火。
1-4.如上述1～3中所述的磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，其中所说的扁钢坯在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0,005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的至少一种或两种以上。
在第1本发明的制造方法中，上述再结晶退火优选在露点为40℃以下的低氧化性或非氧化性的气氛中进行。另外，最终成品退火优选在含有氮的气氛中和/或露点为40℃以下的低氧化性或非氧化性气氛中进行。
另外，热轧前的扁钢坯的加热温度优选在1300℃以下。
另外，优选在上述发明中获得的方向性电磁钢板上涂布一层绝缘涂层，然后进行烘烤。
在第1本发明中，还可以通过将上述扁钢坯中的C含量降低至0.006％以下来省去在退火过程中的脱碳工序，这样可以进一步地降低成本。
特别是在使用含有超过100ppm Al的扁钢坯的情况下，优选是使上述扁钢坯含有按质量％计的C：0.006％以下、Si：2.5～4.5％、Mn：0.5％以下，同时将氧抑制至50ppm以下，其余部分实质上为由Fe和不可避免的杂质构成，上述再结晶退火在露点为0℃以下的气氛中进行，而且上述再结晶最终成品退火时的最高加热温度在800℃以上，同时该最终成品退火时从300℃至800℃的升温速度在5～100℃/h以上。
第2本发明是在使用不含抑制剂成分的坯料的本发明者们上述技术的基础上，为了获得更适合于EI型铁心材料的磁特性而进行了深入研究后开发的技术。
第2本发明的要点是采用不形成以镁橄榄石为主体的底膜的制造方法，同时使用实质上不含抑制剂成分的钢坯，通过把最终成品退火时的到达温度抑制在975℃以下来使微细的晶粒按规定量残存下来，这样就能大幅度地改善轧制垂直方向的铁耗。另外，通过使最终冷轧前的粒径粗大化，可以进一步地提高轧制垂直方向的磁通密度和改善铁耗。
也就是说，第2本发明的要旨构成如下。
2-1.一种不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜并且磁特性良好的方向性电磁钢板，它是一种在其组成中含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选为2.0～8.0％的方向性电磁钢板，其特征在于，在二次再结晶粒子的内部按2个/cm2以上的频率含有粒径为0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，其轧制方向的铁耗(WL15/20)在1.40W/kg以下，而且在轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)相当于轧制方向的铁耗的2.6倍以下。
2-2.如上述2-1中所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其特征在于，轧制方向的磁通密度(BL50)在1.85T以上，而且压制垂直方向的磁通密度(BC50)在1.70T以上。
2-3.如上述2-1或2-2所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其特征在于，该钢板在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
第2本发明的方向性电磁钢板具有优良的轧制方向·轧制垂直方向的铁耗，同时还具有优良的冲裁性。
2-4.一种没有以镁橄榄石为主体的底膜并且其磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对一种在其组成中含有按质量％计的C：0.08％以下、Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％和Mn：0.005～3.0％，而且Al降低至0.020％以下，优选在100ppm以下，N降低至50ppm以下的扁钢坯进行热轧，在根据需要进行热轧板的退火之后，进行一次或者带有中间退火的二次以上的冷轧，然后进行再结晶退火，使该次退火后的结晶粒径成为30～80μm，然后根据需要涂布不含MgO的退火分离剂，最后在975℃以下的温度进行最终成品退火。
2-5.一种没有以镁橄榄石为主体的底膜并且其磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对一种在其组成中含有按质量％计的C：0.08％以下、Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％和Mn：0.005～3.0％，而且Al降低至0.020％以下，优选100ppm以下，N降低至50ppm以下的扁钢坯进行热轧，在根据需要进行热轧钢板的退火之后，进行一次或者带有中间退火的二次以上的冷轧，使最终冷轧前的粒径成为150μm以上，然后进行再结晶退火，使该次退火后的粒径成为30～80μm，然后根据需要涂布不含MgO的退火分离剂，在975℃以下的温度进行最终成品退火。
2-6.如上述2-4或2-5所述的磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，其中所说的钢板在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
另外，在第2本发明中，也可以使用在第1本发明中采用的条件或适宜条件。
第3本发明是在使用不含抑制剂成分的坯料的本发明者们上述技术的基础上，为了找出获得适合于高频变压器的磁特性的可能性并使其最优化而进行了深入研究后开发的技术。
第3本发明的要点是采用不形成以镁橄榄石为主体的底膜的制造方法，同时使用实质上不含抑制剂的钢坯，进而把最终成品退火的到达温度抑制在975℃以下，以使微细晶粒残存于二次再结晶的晶粒内，这样就可使得，与常规的方向性电磁钢板相比，本发明的高频铁耗可以获得大幅度的改善。另外，通过使最终冷轧前的粒径小于150μm，可以确保高斯方位晶粒的面积率在50％以上，因此能够有效地获得良好的高频铁耗。
也就是说，第3本发明的要旨构成如下。
3-1.一种不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜并且磁特性良好的方向性电磁钢板，它是一种在其组成中含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选为2.0～8.0％的方向性电磁钢板，其特征在于，除了粒径在1mm以下的微细粒子之外，在测定的钢板表面上的二次再结晶的平均粒径在5mm以上，而且在二次再结晶粒子的内部按2个/cm2以上的频率含有0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，并且按10个/cm2以上的频率含有0.15mm以上、1.0mm以下的微细晶粒，以及与{110}<001>方位的方位差在20°以内的晶粒的面积率在50％以上。
3-2.如上述3-1中所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其特征在于，其中所说的钢板在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
在第3本发明中的方向性电磁钢板具有高频率铁耗低的特点。
3-3.一种没有以镁橄榄石为主体的底膜并且其磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对一种在其组成中含有按质量％计的C：0.08％以下、Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％和Mn：0.005～3.0％，而且Al降低至0.020％以下，优选100ppm以下，N降低至50ppm以下的扁钢坯进行热轧，在根据需要进行热轧钢板的退火之后，进行一次或者带有中间退火的二次以上的冷轧，使最终冷轧前的粒径小于150μm，然后进行再结晶退火，使该次退火后的粒径成为30～80μm，然后根据需要涂布不含MgO的退火分离剂，在975℃以下的温度进行最终成品退火。
在第3本发明中，通过在最终成品退火时抑制镁橄榄石覆膜的形成，可以获得平滑的表面，这样对高频磁特性也有利。
3-4.如上述3-3所述的磁特性良好的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，其中所说的扁钢坯在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
另外，在第3本发明中，也可以使用在第1或第2的本发明中采用的条件或适宜条件。
                    附图的简单说明
图1是表示以小型变压器为代表的EI型铁心的形状的附图。
图2是曲线图，它示出了对方向性电磁钢板进行最终成品退火时的到达温度和气氛气与轧制方向磁特性的关系。
图3是照片，它示出了对图2的实验材料进行最终成品退火后的电磁钢板的结晶结构。
图4是曲线图，它示出了对图2的试验材料进行最终成品退火时的到达温度与微细晶粒的存在频率的关系。
图5是曲线图，它示出了在图2的试验材料中，微细晶粒的存在频率与EI铁心的铁耗之间的关系。
图6是曲线图，它示出了在图2的试验材料中，钢中的N量与冲裁次数之间的关系。
图7示出了在方向性电磁钢板的一次再结晶组织中，方位差角为20～45°的晶界的存在频率。
图8是曲线图，其中示出了在方向性电磁钢板中，最终成品退火的到达温度和退火分离材料的有无与轧制方向和轧制垂直方向各自的铁耗的关系。
图9是曲线图，其中示出了对图8的实验材料进行最终成品退火时的到达温度与轧制方向和轧制垂直方向的铁耗之比的关系。
图10是曲线图，其中用比较的方式示出了在方向性电磁钢板(图8的实验材料)的表面覆膜被除去的前后，最终成品退火的到达温度与轧制方向和轧制垂直方向各自铁耗的变化情况。
图11是照片，其中示出了在875℃保持后的方向性电磁钢板(图8中的实验材料)的结晶结构。
图12是曲线图，其中示出了在图8的实验材料中，微细晶粒的存在频率与轧制方向和轧制垂直方向的铁耗之比的关系。
图13是曲线图，其中示出了在方向性电磁钢板中，最终冷轧前的粒径与轧制方向和轧制垂直方向的磁通密度之间的关系。
图14是曲线图，其中示出了在图13的实验材料中，最终冷轧前的粒径与轧制方向和轧制垂直方向的铁耗之间的关系。
图15是曲线图，其中示出了对方向性电磁钢板进行成品退火时的到达温度和退火分离材料的有无与高频铁耗(W10/1000)之间的关系。
图16是曲线图，其中示出了在图15的实验材料上的表面氧化膜被除去前和除去后的铁耗的变化。
图17是照片，其中示出了最终成品退火后的方向性电磁钢板(图15的实验材料)的现象结构。
图18是曲线图，其中示出了在图15的实验材料中，二次再结晶粒子内的微细晶粒个数与高频铁耗(W10/1000)之间的关系。
图19是曲线图，其中示出了在方向性电磁钢板中，高频铁耗(W10/1000)与高斯方位晶粒面积率的关系。
图20是曲线图，其中示出了在图19的实验材料中，最终冷轧前的粒径与高斯方位晶粒面积率的关系。
               用于实施发明的最佳方式
(第1的本发明-作用)
首先对第1本发明进行说明。下面对最初使第1本发明获得成功的实验进行说明(实验1)。
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.0020％、Si：3.5％和Mn：0.04％，而且Al降低至20ppm、N降低至8ppm，其他成分各降低至30ppm以下，而且不含抑制剂成分。然后将其加热至1150℃，进而把通过热轧获得的板厚为3.0mm的热轧板在氮气气氛中于850℃下均热1分钟，然后进行急冷。
接着，通过冷轧将其制成0.35mm的最终板厚，然后将其分别置于氢：50体积％、氮：50体积％、露点：-30℃以及氢：50体积％、氮：50体积％、露点：50℃这两种气氛中，于930℃进行均热20秒钟的再结晶退火。
然后进行最终成品退火。该最终成品退火的条件是在露点为-20℃的氮气氛中，按照50℃/h的升温速度将其从常温升温至875℃，在保持恒温50小时后，将气氛气换成氢气，然后按20℃/h的升温速度升温至各种温度。
在最终成品退火结束后，对其涂布由重铬酸铝、丙烯酸树脂乳液和硼酸组成的有机系涂层(膜厚：1μm)。
使用如此获得的制品钢板(Al降低至10ppm，除N外的其他成分与扁钢坯相同或者比扁钢坯低)制成EI型铁心，然后测定该铁心的铁耗(W15/10)。另外，为了进行比较，对于使用同样板厚的市售方向性电磁钢板制成的EI型铁心也进行同样的调查。
图2示出了对最终成品退火的到达温度与磁特性的关系进行调查的结果。应予说明，市售的方向性电磁钢板的最终成品退火的到达温度是不清楚的，但是为了进行比较，也将其合并示于同一图中。
如同一个附图所示，当再结晶退火是在露点为-30℃的干燥气氛中进行的情况下，最终成品退火的到达温度在875～950℃的范围内时可以获得良好的铁耗，而如果该温度一旦超过1000℃，则会导致性能劣化。然而，即便在劣化的情况下，也仍然示出比市售的方向性电磁钢板要好的铁耗。
与此相对照，当再结晶退火在露点为50℃的湿润气氛中进行时，其铁耗比在干燥气氛中进行时的铁耗低劣，只能获得与市售的方向性电磁钢板相接近的铁耗。
下面，为了查明在干燥气氛中进行再结晶退火时能够获得良好铁耗的理由，进行了结晶结构的调查。
图3示出了在最终成品退火后的结晶结构。
从同一个图可以看出，在数cm那样粗大的二次再结晶粒子的内部，分散地存在粒径在0.15～0.50mm左右的微细晶粒。另外，在调查其截面结构时发现，这些微细晶粒贯通了板的厚度。
如此就可判明，粒径在0.15～0.50mm的微细晶粒(以下如无特别说明，皆表示贯通板厚)的存在频率与EI铁心的铁耗之间存在很强的相关性。
下面，在图4中示出了对最终成品退火的到达温度与微细晶粒的存在频率的关系的调查结果。应予说明，微细晶粒的存在频率是通过计测在钢板表面的3cm见方的区域内粒径(相当于圆的直径)为0.15～0.50mm的微细晶粒的数目来求出。
从同一个图可以看出，到达温度越高，微细晶粒就越少。也就是说，当最终成品退火的到达温度在1000℃以下时，上述微细晶粒的频率可以达到2个/cm2以上，另外，当该到达温度在950℃以下时，则该频率可以达到50个/cm2以上。
另外，图5中示出了对微细晶粒的存在频率与EI铁心的铁耗的关系所作的调查结果。
如同一图所示，当微细晶粒的频率在2个/cm2以上，更优选在50个/cm2以上时，可以获得良好的铁耗，这是新探明的情况。
为了评价冲裁性，使用一台25吨的压力机，17mm刀口(材质：SKD-11)，按照冲裁速度：350冲程/分、留空量：6％板厚的条件，使用市售的冲裁油进行连续冲裁，直至毛刺高度达到50μm时为止。
表1中示出了对成品退火的到达温度与冲裁次数的关系进行调查的结果。
表1
    干燥气氛中退火的材料     湿润气氛中退火的材料
最高到达温度(℃)   冲裁次数(万次) 最高到达温度(℃)   冲裁次数(万次)
    875     ＞300     875     100
    900     ＞300     900     90
    925     ＞300     925     80
    950     250     950     50
    975     230     975     30
    1000     200     1000     20
    1025     120     1025     20
    1050     100     1050     20
比较例(方向性电磁钢板)    冲裁次数：5000次
如上表所示，在干燥气氛中进行再结晶退火的情况下显示最好的冲裁性，而在湿润气氛中进行再结晶退火的情况下，所获结果就较差，特别是在具有镁橄榄石覆膜的市售方向性电磁钢板的情况下，所获结果就差得多。
另外，当在干燥气氛中进行再结晶退火的情况下，特别是当到达温度在1000℃以下时，显出良好的冲裁次数，到达温度越高则越容易看出劣化的倾向。
就市售的方向性电磁钢板而言，由于存在以镁橄榄石为主体的底膜，另外，当再结晶退火在湿润的气氛中进行的情况下还会生成以二氧化硅为主体的内部氧化层，因此当然会使冲裁性劣化，但是，即使当再结晶退火在干燥气氛中进行的情况下，仍然可以观察到冲裁次数对到达温度的依赖关系。
因此，我们在为了探明该理由而进行研究时发现，成品退火后的钢中氮含量也会对冲裁性产生影响。
调查结果表明，钢中的氮含量在温度恒定保持875℃的过程中增加，而在升温至950℃以上时进行脱氮，从而使氮含量减少。
在图6中示出了钢中N量与冲裁次数的关系，但是当钢中N量达到10ppm以上时可使冲裁性显著改善，这一点特别引人注意。
如上所述，通过将再结晶退火在干燥气氛中进行，可以排除底膜或内部氧化层等的表面氧化物，同时，通过将最终成品退火时的到达温度抑制在1000℃以下来使微细晶粒残存下来，可以有效地改善铁耗，另外，通过不让以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜(玻璃膜)形成，并且优选是使钢中的含N量达到10ppm以上，可以特别显著地提高冲裁性。
根据本发明，通过使再结晶退火在露点40℃以下的低氧化性或非氧化性的气氛中进行，可以排除镁橄榄石覆膜或底膜等表面氧化物，或者通过将最终成品退火时的到达温度抑制在1000℃以下，可使微细晶粒残存下来，但是对于能够有效地使铁耗降低的理由尚未必清楚，但本发明者们认为有如下理由。
首先，可以认为当再结晶退火和最终成品退火在低氧化性或非氧化性气氛中进行可以排除表面氧化物形成，这就保持了磁性平滑的表面，因此使磁壁容易移动，从而使磁滞损失减少。另外还可以认为，由于在二次再结晶粒子的内部存在微细晶粒，因此可以将磁畴细分，从而可以减少涡流损失。而按照传统的使用抑制剂的技术，如果不在超过约1000℃的温度下进行高温退火来纯化抑制剂成分(S、Se、N等)，就不能获得低的铁耗，但是按照象本发明那样不使用抑制剂的方法，即使不进行纯化，只要完成了二次再结晶，也能获得低的铁耗，因此可以将成品退火时的到达温度抑制到较低的温度，可以认为，这就是可使微细晶粒残存的方法有效地发挥作用。
另外，按照本发明，关于在不含抑制剂成分的钢中发现二次再结晶的理由，可以认为如下。
本发明者们对于高斯方位的粒子发生二次再结晶的理由进行了深入研究，结果发现，在一次再结晶结构中，方位差角为20～45℃的晶界起着重要的作用，这一点已在材料学报(Acta Material)45卷(1997)，第1285页上报导。
在对方向性电磁钢板中作为即将发生二次再结晶之前的状态的一次再结晶结构进行了解析，对于在具有各种各样结晶方位的各个晶粒周围的晶界，调查了晶界方位差角为20～45°的晶界对全体晶界的比例(％)，结果示于图7中。在图7中，结晶方位空间用欧拉角(ΦL、Φ、Φ2)的Φ2＝45°的截面来表示，而高斯方位等主要方位则模式地表示。
图7中示出了在方向性电磁钢板的一次结晶组织中，方位差角为20～45°的晶界的存在频率，但是高斯方位具有最高的频率。根据C.G.Dunn等的实验数据(美国采矿与冶金工程师协会会刊(AIMETransaction)，188卷(1949)p.368)，方位差角为20～45°的晶界是高能晶界。高能晶界其晶界内自由空间较大，具有杂乱的结构。而晶界扩散是原子通过晶界而移动的过程，因此，在晶界中以自由空间较大的高能晶界的晶界扩散较快。
已知二次再结晶是伴随由于被称为抑制剂的析出物的受控扩散所引起的生长·粗大化而出现的。在高能晶界上的析出物在成品退火中优先地进行粗大化，因此处于高斯方位的粒子的晶界其止销(ピン止め)优先离开，从而导致晶界开始移动生长出高斯方位晶粒。
本发明者们进一步发展了上述的研究，已经查明，在二次再结晶时高斯方位粒子优先生长的本质上的重要原因是在一次再结晶结构中的高能粒子的分布状态，抑制剂的作用是使作为高能晶界的高斯方位晶粒的晶界与其他晶界产生移动的速度差。也就是说，在二次再结晶退火中，优先进行高能晶界上的抑制剂的粗大化，因此在高能晶界上由于抑制剂而引起的止销优先离开，从而导致晶界移动开始。
因此，根据该理论，如果不使用抑制剂也能产生晶界移动的速度差，则有可能在高斯方位上发生二次再结晶。
在钢中存在的杂质元素容易偏析在晶界上，特别容易偏析在高能晶界上，因此可以认为，在含有大量杂质元素的情况下，高能晶界与其他晶界的移动速度就变得没有差别。
因此，通过使坯料的高纯度化来排除上述那样杂质元素的影响，就有可能使得与高能晶界的结构有关的本来的移动速度差明显化，从而有可能在高斯方位进行二次再结晶。
另外，根据本发明，关于通过使钢中的N量达到10ppm以上就可以更显著地改善冲裁性的理由，可以认为这是由于作为侵入型固溶元素的微量固溶氮的影响。另外，考虑到由于N的残留而导致N量增加，在上述的二次再结晶粒子内分散存在的微细晶粒的存在本身，就有可能改善冲裁性。
另外，按照现有技术，为了发现二次再结晶粒子，必须使抑制剂微细分散于钢中，为此必须在热轧之前将扁钢坯加热至超过1300℃～1400℃以上的高温。为了防止由于该高温加热导致的晶粒粗大化和为了使结构均匀，以往都是使钢中含有0.04～0.08％的C。然而，按照本发明，考虑到在使坯料高纯度化的状态下可以进行二次再结晶，在此情况下就没有必要使抑制剂分散于钢中。因此可以降低扁钢坯的加热温度。
另外，在最初的坯料中不必含有C，故在一次再结晶退火时就没有必要进行脱碳，因此可以在干燥气氛中进行一次再结晶退火，从而可以抑制在钢板表层中生成SiO2。结果，可以进一步抑制镁橄榄石覆膜的形成。
另外，当扁钢坯中的Al超过100ppm时，作为获得良好铁耗的方法，优选采用①从300℃至800℃的升温速度为5～100℃/h，以及②最高加热温度为800℃以上，这样就可以确保粒径0.15～0.50mm的微细晶粒在2个/cm2以上。
在Al含量稍多的情况下，二次再结晶的行为随二次再结晶退火升温速度的不同而异，其理由虽然尚不明确，但是可以推定，当升温速度为小于5℃/h这样慢的情况下，微量地含有的杂质元素会在晶粒生长之前浓集·析出，因此产生部分地抑制粒子生长的情况，而在升温速度超过100℃/h这样快时，高能晶界的移动温度与低能晶界的移动温度就几乎没有时间差，不管是什么晶界都几乎同时行动，因此有显示正常晶粒生长行为的情况。
另外，当扁钢坯中的Al超过100ppm(0.020％以下)的情况下采用上述①、②的方法来改善铁耗时，扁钢坯的组成除上述的Al、N之外，其余应满足C：0.0060％以下，Si：2.5～4.5％，Mn：0.50％以下，氧：50ppm以下(每种情况皆为质量％)，优选是其余部分为Fe和不可避免的杂质，这样就特别有效。另外，更优选是Al小于150ppm。进而，优选是在露点为0℃以下的气氛中进行最终成品退火。
(第1的本发明-限定和适宜范围)
下面说明对构成第1本发明的必要条件进行限定的理由。
首先，作为第1本发明的电磁钢板成分，必须含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选2.0％～8.0％。
其理由是，如果Si小于1.0％，则不能获得满意的铁耗改善效果，另一方面，如果超过8.0％，则会使其加工性劣化。为了获得优良的铁耗效果，优选Si含量在2.0％～8.0％的范围内。
另外，为了确保加工性，N含量优选在10ppm以上。但是，为了避免铁耗的劣化，N含量优选在100ppm以下。
另外，对于本发明的钢板，在其二次再结晶粒子的内部，必须按2个/cm2以上，优选50个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，这是为了减小铁耗所必须的。
此处，当微细晶粒的粒径小于0.15mm时或者在0.50mm以上时，对磁畴细分的效果小，不能赋予铁耗的降低，因此，应着眼于粒径在0.15～0.50mm的范围内的微细晶粒的存在频率，但是，该微细晶粒的存在频率如果小于2个/cm2，则磁畴细分化的效果减小，不能获得充分的铁耗的改善。另外，对该微细晶粒存在频率的上限没有特别限定，但是，如果该频率过大，则会使磁通密度降低，因此其上限优选为1000个/cm2左右。
再有，为了确保良好的冲裁性，其大前提是在钢板表面上不生成以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜。
下面说明在制造本发明的电磁钢板时对扁钢坯成分限定的理由。应予说明，在以下所示成分组成中的％皆表示“质量％”。C：0.08％以下
在坯料阶段的C含量超过0.08％时，即使进行脱碳退火，也难以将C含量降低至不会引起磁性时效的约50～60ppm以下，因此必须将C含量限制在0.08％以下。特别是当将坯料阶段的C含量降低至60ppm(0.006％)以下时，可以省去在中间退火或再结晶退火时省去在干燥气氛中进行的脱碳步骤，并能获得平滑的制品表面，因此较为理想。
也就是说，由于不进行脱碳处理，因此没有在钢板表层形成SiO2膜的机会，因此可以防止，由于SiO2膜所导致的制品冲裁性的劣化，或者在二次再结晶退火时由于上述的SiO2膜与退火分离剂的反应所导致的硬质覆膜的形成。另外，还可以避免在进行脱碳处理等时生成粗大粒子的可能性。Mn：0.005～3.0％
Mn是用于改善热加工性能所必需的元素，但是，当Mn含量小于0.005％时，不能获得其添加效果，另一方面，如果超过3.0％，则会使磁通密度降低，因此将Mn量限定为0.005～3.0％。
考虑到磁性能和合金成本，优选将Mn量限定在0.50％以下。
另外，关于Si量，在作为制品板的电磁钢板中，与上述情况相同，将Si量限定为1.0～8.0％，优选为2.0～8.0％。
从避免在退火等的高温区域中的γ相变所导致的磁性能劣化的观点考虑，Si含量优选在2.5％以上。另外，从确保饱和磁通密度的观点考虑，Si量优选在4.5％以下。Al：0.020％以下(优选100ppm以下)；N：50ppm以下
Al应在0.020％以下，优选小于150ppm，更优选在100ppm以下，另外，N量应降低至50ppm以下，优选30ppm以下，这是为了使二次再结晶被良好地发现所必须的。
另外，优选对作为抑制剂形成元素(用于形成抑制剂并且是在方向性电磁钢板坯料中通常含有的元素)的S或Se等也应极力降低，降低至50ppm以下，优选降低至30ppm以下是极为有利。
除此之外，关于作为氮化物形成元素的Ti、Nb、Ta、V等，各自应降低至50ppm以下，这样对于防止铁耗的劣化和确保加工性是有效的。另外，B既是氮化物形成元素，也是抑制剂形成元素，它即使只含有少量也会发生影响，因此优选将其含量限定在10ppm以下。
另外，氧也是阻碍二次再结晶粒子被发现的有害元素，而且它有时能残存于基底的铁中并使磁性能劣化，因此优选将其限定在50ppm以下，更优选在30ppm以下。
以上已对必要成分和抑制成分作了说明，但是本发明中，下述的其他元素也可以适量地含有。
也就是说，为了改善热轧板结构和提高磁特性，可以添加Ni。但是，添加量如果小于0.005％，则铁耗等的磁特性的提高量过小，另一方面，如果超过1.50％，则会导致二次再结晶不稳定并使铁耗等的磁特性劣化，因此，Ni的添加量优选为0.005～1.50％，更优选在0.01％以上。
另外，为了提高铁耗特性，可以单独地或复合地添加Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％等。但是，它们各自的添加量如果低于下限值，则铁耗的提高效果过小，另一方面，如果超过上限值，则会使二次再结晶粒子的发达受到抑制，结果难以获得良好的铁耗，因此，任一种元素优选都按上述范围添加。其他元素
除了上述的含有元素之外，其余部分优选是Fe和不可避免的杂质。
应予说明，在上述扁钢坯的成分中，关于Mn、Si、Cr、Sb、Sn、Cu、Mo、Ni、P、大部分的氮化物形成元素，它们在扁钢坯中的组成和在作为制品的方向性电磁钢板中的组成几乎没有变化。关于其他的成分，在制品板中，C应降低至50ppm以下，Al应降低至100ppm以下，上述元素以外的元素也应减少至50ppm以下。应予说明，各元素的分析极限值，C、N、B、S、P均为0.0001％左右，其他元素为0.001％左右。
下面说明本发明的制造方法。
利用常规的铸锭法或连续铸造法把已调整成上述适宜成分组成的钢水制成扁钢坯。另外，也可以使用直接铸造法直接制造100mm以下厚度的薄铸片。
扁钢坯可以按通常的方法加热，然后进行热轧，也可以在铸造后不经加热就直接提供热轧。另外，在薄铸片的情况下，可以进行热轧，也可以省去热轧而将其直接送往后续的工序。
在一般的方向性电磁钢板的制造工艺中，热轧前的加热温度(扁钢坯的加热温度)采用超过1300℃～1450℃，但是在本发明中，不必谋求使抑制剂固溶，因此，扁钢坯的加热温度(在铸造后不加热就轧制的情况下指轧制开始时的温度)可以是较低的温度，例如1200～1300℃便已足够。另外，热轧可以按常规方法进行。
然后，根据需要对热轧板进行退火，但是，为了使得在成品板中的高斯结构高度发达，优选使热轧板的退火温度在800℃以上、1050℃以下。其理由是，热轧板的退火温度如果低于800℃，就会导致热轧的带状结构残留，另一方面，如果超过1050℃，则会使热轧板退火后的晶粒粒径过度粗大化，这两种情况都会使成品钢板的高斯结构的发达程度降低，进而导致磁通密度的降低。
在热轧板退火后进行冷轧，作为最终板厚。这时，可以进行一次冷轧就作为最终板厚，或者，也可以进行带有中间退火的两次以上的冷轧，然后作为最终板厚。
应予说明，在进行冷轧时，可以将轧制温度升高至100～250℃进行轧制，以及在冷轧过程中进行一次或多次在100～250℃范围内的时效处理，这样能够有效地使高斯结构发达。
然后进行再结晶退火，C含量应降低至不会引起磁性时效的60ppm以下，优选50ppm以下，更优选30ppm以下。
最终冷轧(上述的一次冷轧或者是在多次冷轧中的最后一次冷轧)后的再结晶退火(一次再结晶退火)适宜在800～1000℃的范围内进行。
作为再结晶退火时的气氛气，例如可以是氢气、氮气或氩气等单一气体的惰性气氛气，也可以是这些气体的混合气氛气。
应予说明，作为再结晶退火时的气氛气，优选使用露点在40℃以下，更优选在0℃以下的干燥气体而且是低氧化性或非氧化性的气氛气。只要按照该气氛条件，就能容易地排除底膜或内部氧化层等的表面氧化物。也就是说，按照上述条件，能够极力地抑制SiO2等表面氧化物的生成，这对于保持平滑的表面和获得良好的铁耗是非常理想的。
另外，通过采用上述气氛，可以在最终成品退火等工序中阻止在电磁钢板的表面上生成硬质覆膜，这样就能显著地改善其冲裁性。
另外，在上述最终冷轧后的任意时期例如最终冷轧后、再结晶退火后或最终成品退火后等时期，可以合并使用通过浸硅法来增加Si含量的技术。
然后，根据需要使用退火分离剂，但是，这时不能使用能与二氧化硅反应而生成镁橄榄石的MgO，这是本发明中关键的一点。
因此，最优选不使用退火分离剂，但是，在使用退火分离剂的情况下，可以使用胶体状二氧化硅、氧化铝粉末、BN粉末之类不与二氧化硅反应的物质。
另外，在涂布时，为了不带入水分以达到抑制氧化物生成的目的，有效的方法是进行静电涂布等。
然后，通过最终成品退火来促使二次再结晶结构发达。
这时，作为最终成品退火的气氛，优选含氮，这样就能有效地促使二次再结晶的发现，而且能有效地确保10ppm以上的固溶氮。
另外，为了抑制氧化物的生成，优选使用露点在40℃以下更优选在0℃以下的低氧化性或非氧化性气氛。其理由是，如果露点过高，则表面氧化物的生成量过多，这样不仅会使铁耗性能劣化，而且会使冲裁性显著劣化。
进而，为了发现二次再结晶，最终成品退火优选在800℃以上的温度下进行。关于升温至800℃的加热速度，除了后述的情况外，只要不对磁特性产生过大的影响，任何条件都可采用。最高达到温度应在1000℃以下，优选在950℃以下，这样可以使得在二次再结晶粒子的内部，相当于圆直径的粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒按2个/cm2以上，优选50个/cm2以上的频率来形成，这是为了降低铁耗所必须的。
应予说明，各次退火时的露点下限虽然没有限定，但是通常-50℃左右是工艺上的可行界限。
另外，当扁钢坯中的Al含量超过100ppm的情况下，优选在最终成品退火中采用下述两个条件，即：①从300℃至800℃的升温速度为5～100℃/h，以及②最高加热温度在800℃以上，这样有利于获得优选的铁耗值。按照该方法，当扁钢坯的组成满足C：0.0060％以下、Si：2.5～4.5％、Mn：0.50％以下、氧：50ppm以下(任何情况皆为质量％)的情况下特别有效。另外，下述的最终成品退火优选在露点0℃以下的气氛中进行。
这样就能制得二次再结晶粒子正常生长、而且在表面上不生成镁橄榄石质覆膜等硬质覆膜的方向性电磁钢板。另外，在通过将钢板积层用于组装电动机或变压器的情况下，为了改善铁耗，有效的方法是在钢板表面上涂覆适当的绝缘涂料。对该绝缘覆膜没有特别限制，但是为了确保良好的冲裁性或润滑性，优选是含有树脂的有机系涂料，但在重视焊接性的情况下，适宜使用无机系涂料。
作为这样的覆膜，其中，作为有机系覆膜，例如可以举出丙烯酸系、环氧系、乙烯系、酚系、苯乙烯系、蜜胺系的各种树脂覆膜；作为半有机系覆膜，可以举出在上述的有机系树脂中含有无机胶体、磷酸系化合物、铬酸系化合物等的覆膜。
这些覆膜通常可通过涂布处理液(上述覆膜成分的溶液)，然后在100～350℃左右的温度区域内进行烘烤处理来制得。
(第2本发明-作用)
下面对第2本发明进行说明。现在对最初使第2本发明获得成功的实验进行说明(实验2-1)。
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.0025％、Si：3.4％和Mn：0.06％，而且Al降低至30ppm，N降低至12ppm，其他各成分各自降低至30ppm以下，而且不含抑制剂成分。然后将其加热至1200℃，进而把通过热轧获得的板厚为2.5mm的热轧板在氮气氛中于950℃下均热1分钟，然后进行急冷。
接着，通过冷轧将其制成0.35mm的最终板厚，然后将其置于氢：50体积％、氮：50体积％、露点：-30℃的气氛中，于930℃进行均热20秒钟的再结晶退火。然后，制成不使用退火分离剂的样品和使用MgO作为退火分离剂并将其与水混合后作为浆液制成的样品。
接着进行最终成品退火。该最终成品退火在露点为-20℃的氮气氛中，以50℃/h的升温速度从常温升至875℃，在该温度保持恒定50小时，然后以25℃/h的速度升温至各种不同的温度。
测定如此获得的制品板(Al降低至10ppm，N为30ppm左右，其他成分与扁钢坯相同或减少)的铁耗(W15/50)。另外，为了进行比较，对市售的同样板厚的方向性电磁钢板的铁耗(W15/50)也进行了测定。
图8示出了对最终成品退火的到达温度与轧制方向和轧制垂直方法各自的铁耗的关系的调查结果。应予说明，市售的方向性电磁钢板的最终成品退火的到达温度是不清楚的，但是为了进行比较，也将其合并示于同一图中(以下在图9、10中也同样)。
由该图可以看出，对于不使用退火分离剂的样品，当成品退火到达温度在875℃以上时，轧制方向显示大致恒定的铁耗，但是对于轧制垂直方向的铁耗，当最终成品退火的到达温度在875～975℃的范围内时可获得特别良好的铁耗，当该到达温度一旦超过975℃时，该铁耗就急激地劣化。然而，即使在劣化的情况下，仍然显示出优于市售的方向性电磁钢板的铁耗。
与此相对照，对于使用MgO作为退火分离剂的样品，在与不使用退火分离剂的情况相比时，特别是轧制垂直方向的铁耗低劣，而在最终成品退火的到达温度超过950℃时，其铁耗迅速劣化，只能获得与市售方向性电磁钢板相接近的铁耗。
另外，在图9中通过把是否使用退火分离二者进行比较的方式示出了轧制方向与轧制直角方向的铁耗之比。
如同一图所示，市售的方向性电磁钢板的铁耗之比为4左右，这表明其各向异性很大，与此相对照，当不使用退火分离剂在975℃以下的温度进行成品退火时，其铁耗之比在2.6以下，与市售的方向性电磁钢板相比，其各向异性要低得多。这一事实表明，对于轧制垂直方向的铁耗获得了很大改善的材料，在作为要受轧制垂直方向的铁耗影响的EI铁心材料使用时，要比现有的方向性电磁钢板有利得多。
在不使用退火分离剂的情况下，特别是在轧制垂直方向上可以获得良好的铁耗，为了探明该结果的铁耗各向异性低下的理由，把使用退火分离剂的样品和市售的方向性电磁钢板二者的表面氧化膜用酸洗法除去后，再通过电解研磨使其表面平滑化，然后测定其铁耗，将所获结果整理后示于图10中。
从该图可以看出，通过把使用退火分离剂的样品和市售的方向性电磁钢板二者表面的氧化膜除去并且将其表面平滑化，就可以大幅度地改善其轧制垂直方向的铁耗，这是新查明的情况。
另外，对于不使用退火分离剂的样品，也进行了同样的处理，但几乎没有发生铁耗的变化。
该结果表明，在钢板表面上形成的镁橄榄石覆膜会使轧制垂直方向的铁耗大幅度地劣化。
然后，对于不使用退火分离剂，可以获得良好的而且各向异性小的铁耗的样品，也对其结晶结构进行了调查。
图11示出了最终成品退火后的结晶结构。
从该图可以看出，在数cm这样粗大的二次再结晶粒子的内部，分散地存在着粒径为0.15～0.50mm左右的微细晶粒。应予说明，微细晶粒的存在频率是通过计测在钢板表面的3cm见方的区域内的微细晶粒的数目来求出的。
这样就可判明，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率与轧制垂直方向的铁耗之间存在很强的相关性。
另外，成品退火的到达温度越高，微细晶粒的数目就越少，并大体上在1050℃时几乎消灭。
另外还对微细粒子的存在频率与轧制方向和轧制垂直方向的铁耗之比的关系进行了调查，所获结果示于图12中。
从该图可以看出，微细晶粒的频率越高，对轧制垂直方向的铁耗的改善越大。也就是说，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率在3个/cm2以上，优选10个/cm2以上时，轧制垂直方向的铁耗可以显著地改善。
在此处，当最终成品退火的到达温度在1000℃以下时，在二次再结晶粒子内部，粒径贯通0.15mm以上至0.50mm以下的板厚的微细晶粒含有2个/cm2以上，而当到达温度在975℃时，就能确保在10个/cm2以上。
[1575-0017]
下面，为了获得有关磁通密度改善的知识，对热轧板进行了变化各种退火条件以及改变冷轧前的粒径的实验(实验2-2)。
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.023％、Si：3.4％和Mn：0.06％，而且Al降低至50ppm，N降低至22ppm，其他各成分各自降低至30ppm以下，而且不含抑制剂成分。然后将其加热至1200℃，通过热轧将其制成3.2mm厚的热轧板。将该热轧板在氮气氛中按各种不同的温度和均热时间进行退火，然后将其急冷。
然后在200℃的温度下进行冷轧，制成0.30mm的最终板厚，接着将其置于氢：50体积％、氮：50体积％、露点：35℃的气氛中于930℃进行均热45秒的兼带脱碳的再结晶退火。然后，在不使用退火分离剂的情况下进行最终成品退火。该最终成品退火在露点为-20℃的氮气氛中，以50℃/h的升温速度从常温升至875℃并在该温度下保持恒定50小时的条件下进行。
然后对如此获得的制品板(C降低至20ppm，Al降低至20ppm，N降低至30ppm左右，其他成分与扁钢坯相同或比其少)的磁通密度(B50)和铁耗(W15/50)进行调查。
应予说明，在任何一种实验材料中，在二次再结晶粒子的内部皆按10个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒。
在图13、图14中示出了对最终冷轧前的粒径(相当于圆的直径)与轧制方向和轧制垂直方向的磁特性(磁通密度和铁耗)的关系的调查结果。
如图13所示，随着冷轧前粒径的粗大化，轧制垂直方向的磁通密度获得改善，轧制方向与轧制垂直方向的磁通密度的各向异性变小，成为BL50≥1.85而且BC50≥1.70T。另外，如图1 4所示，轧制垂直方向的铁耗也获得改善，铁耗的各向异性也变小，作为EI型铁心材料使用时可以获得理想的磁特性，这是新的发现。
如上所述，通过不使用退火分离剂，可以抑制镁橄榄石覆膜的形成，另外，通过将最终成品退火时的到达温度抑制在975℃以下来使微细晶粒残存下来，可以使轧制垂直方向的铁耗获得大幅度的改善，这是新的发现。
另外，通过使最终冷轧前的粒径粗大化，可以提高轧制垂直方向的磁通密度和铁耗，这是新的发现。
另外，具有上述特长的方向性电磁钢板，不仅对在轧制垂直方向上产生磁通的EI型铁心的铁耗降低有利，而且由于没有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜(玻璃膜)，因此在与现有的方向性电磁钢板相比时，其冲裁加工性特别优良，作为EI型铁心材料使用极为有利。
本发明的新发现的第一点，也就是通过不使用MgO作为退火分离剂来排除镁橄榄石覆膜的形成，可以大幅度地改善轧制垂直方向的铁耗，关于这一现象的理由尚未必清楚，但是本发明者们认为有如下理由。
方向性电磁钢板的二次再结晶粒子的结晶方位高度地集积于高斯方位，因此在轧制方向及其逆方向形成了由具有磁化成分的0.1～1.0mm宽的区域构成的180°磁畴，而磁化过程就由这些作为磁畴边界的磁畴的移动来承担，这是众所周知的。
此外，通过向钢板表面赋予沿轧制方向的张力，可以降低轧制方向的铁耗，这是众所周知的，为了赋予该张力，可以在高温下涂敷一种以玻璃化磷酸盐等为主体的张力涂料，这种措施在方向性电磁钢板的制造法中是极为一般的。另外，一般作为退火分离剂使用的MgO与在脱碳退火和最终成品退火时形成的SiO2在高温下反应，从而在钢板表面上形成了镁橄榄石(Mg2SiO4)的底覆膜，具有用于确保与上述张力涂层的粘结性的作用。该镁橄榄石底膜本身也能赋予张力，这也是公知的。当通过测定钢板的翘曲量来评价张力时，估计约为3～5MPa左右。
然而，180°磁畴只具有轧制方向的磁化成分，因此，180°磁畴的磁壁移动不能进行轧制垂直方向的磁化。在由张力涂层或镁橄榄石覆膜向钢板表面施加张力的情况下，180°磁畴结构是稳定的，其结果，阻碍了沿轧制垂直方向的磁化，因此可以推断，这导致了轧制垂直方向的铁耗劣化。
因此可以认为，如果可以排除镁橄榄石覆膜的形成，则可以使180°磁畴的结构变得不稳定，因此可以促进沿轧制垂直方向的磁化，从而可以改善沿轧制垂直方向的铁耗。
另外，通过将最终成品退火时的到达温度抑制在975℃以下来使微细晶粒残存，就可以使铁耗降低，关于这一现象的理由虽然尚未必清楚但是本发明人们认为有如下理由。
也就是说，可以认为，如第1本发明中所述，在二次再结晶粒子内部有微细晶粒存在，可以将磁畴细分化，从而可以降低涡流损失。按照通常使用抑制剂的技术，如果不使用超过约1000℃的高温退火来纯化抑制剂成分(S、Se、N等)，就不能获得低的铁耗，但是，象本发明那样，按照不使用抑制剂的方法，即使不进行纯化，只要完成了二次再结晶，就能获得低的铁耗，因此可以认为，通过把成品退火时的到达温度降低来使微细晶粒只按所希望的量残存下来的方法是有效的。
另外，关于通过使最终冷轧前的粒径粗大化可以使轧制垂直方向的磁通密度提高的理由，可以认为是，随着冷轧前粒径的粗大化，一次再结晶集合结构的{111}结构减少，而{100}～{411}的成分增加，具有{110}<001>方位的二次再结晶粒子混合起来的缘故。
最后，按照本发明，对于在不含抑制剂成分的钢中发现二次再结晶的理由所作的考察，表明其理由与第1本发明中使用图7所描述的理由相同。
(第2本发明-限定和适宜范围)
下面描述对第2本发明构成要素作出限定的理由。
首先，作为第2本发明的电磁钢板的成分，必须含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选为2.0～8.0％。
其理由与第1本发明相同，当Si含量小于1.0％时，不能获得满意的铁耗改善效果，另一方面，如果超过8.0％，则会使其加工性劣化。为了获得优良的铁耗改善效果，Si优选在2.0～8.0％的范围内。
另外，由于与第1本发明的钢板同一的理由，在二次再结晶粒子的内部应按2个/cm2以上，优选按50个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，这是为了使铁耗降低所必须的。另外，从对铁耗各向异性改善的观点考虑，优选按3个/cm2以上，更优选按10个/cm2以上的频率存在上述微细晶粒。再者，关于微细晶粒存在频率的上限，也根据与第1本发明同一的理由，优选为1000个/cm2左右。
另外，与把现有的无方向性电磁钢板用于EI型铁心的情况相比，在把本发明的钢板用于EI型铁心时，为了确保在铁耗值方面的优越性，所以本发明的钢板在轧制方向的铁耗(WL15/50)值在1.40W/kg以下，而且，本发明的钢板在轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)值为轧制方向铁耗(WL15/50)值的2.6倍以下。
另外，为了确保良好的冲裁性，其大前提是在钢板表面上不生成以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜。
下面说明对于在制造本发明的电磁钢板时所用扁钢坯的成分进行的限定。其中也包含适宜的范围，其限定理由与第1本发明相同。下面示出的成分组成的％为“质量％”。
C：0.08％以下，优选0.006％以下，
Mn：0.005～3.0％，优选0.50％以下，
Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％，
Al：0.020％以下，优选小于150ppm，更优选100ppm以下，
N：50ppm以下，优选30ppm以下，
抑制剂形成元素(S、Se等)：B为10ppm以下，其他为50ppm以下，优选为30ppm以下。
氮化物形成元素(Ti、Nb、Ta、V等)：50ppm以下是有效的。
氧：50ppm以下，优选为30ppm以下。
除了上述的必要成分和抑制成分之外，作为还可以适宜地含有(单独或复合)的元素，可以举出：
Ni：0.005～1.50％，优选0.01％以上、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％等。
再者，除了上述的含有元素之外，其余部分优选是Fe和不可避免的杂质。这些组成对方向性电磁钢板(制品)成分带来的影响与第1本发明中记载的相同。
下面说明本发明的制造方法。
利用常规的铸锭法或连续铸造法把已调整成上述适宜成分组成的钢水制成扁钢坯。另外，也可以使用直接铸造法直接制造100mm以下厚度的薄铸片。
扁钢坯可以按通常的方法加热然后进行热轧，但是，也可以在铸造后不经加热就直接提供热轧。另外，在薄铸片的情况下，可以进行热轧，也可以省去热轧而将其直接送往后续的工序。
关于扁钢坯加热温度(在铸造后不加热就进行轧制的情况下指轧制开始的温度)的适宜范围，与第1本发明的范围相同。
然后，根据需要对热轧板进行退火。热轧板的退火温度优选是在能够进行再结晶的800℃以上，但是，为了提高轧制垂直方向的磁通密度，应使最终冷轧(上述的一次冷轧或多次冷轧时的最后一次冷轧)前的粒径在150μm以上，这样有利于获得超过现有无方向性电磁钢板水平的BC50≥1.70T。此处，为了使最终冷轧前的粒径达到150μm以上，将紧接于最终冷轧之前的退火(热轧板退火或中间退火)温度选定在1050℃以上是适宜的。
在热轧板退火后进行冷轧，作为最终板厚。这时，可以进行一次冷轧就作为最终板厚，或者，也可以进行带有中间退火的两次以上的冷轧，然后作为最终板厚。
应予说明，在进行冷轧时，可以将轧制温度升高至100～250℃后进行轧制，以及在冷轧过程中进行一次或多次在100～250℃范围内的时效处理，这样能够有效地使高斯结构发达。
然后进行再结晶退火，C含量应降低至不会引起磁性时效的60ppm以下，优选50ppm以下，更优选30ppm以下。
在进行最终冷轧后的再结晶退火(一次再结晶退火)时，必须将再结晶退火后的粒径控制在30～80μm的范围内。其理由是，如果再结晶退火后的粒径小于30μm，则会产生方位集积度低的二次再结晶粒子，这样会同时使轧制方向和轧制垂直方向的铁耗劣化，另一方面，如果再结晶退火后的粒径超过80μm，则不能引起二次再结晶从而同时导致铁耗和磁通密度的显著劣化。此处，作为把再结晶退火后的粒径控制在30～80μm内的经济的方法，建议通过在850～975℃的温度范围内的短时间均热处理(受退火温度影响，在850℃时为60～360秒左右，在975℃时为5～10秒左右)作为再结晶退火。在低于该温度下的退火，就必须进行较长时间的退火(例如在800℃时为10～3600分钟左右)。
关于适宜的再结晶退火的气氛气，与第1本发明相同。
再者，在最终冷轧后或再结晶退火后也可以合并使用通过浸硅法来增加Si量的技术。
之后，可以根据需要使用退火分离剂，但这时应注意的事项与第1本发明相同。
然后，通过最终成品退火来促使二次再结晶结构发达。为了发现二次再结晶，该最终成品退火优选在800℃以上进行。另一方面，为了使粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒能够按规定的分布频率稳定地分散在二次再结晶粒子的内部，以及为了稳定地改善轧制垂直方向的铁耗，上述最高到达温度应在975℃以下。
最终成品退火的气氛气和加热速度的适宜条件与第1本发明相同。
另外，在将钢板积层使用的情况下，为了改善铁耗，有效的方法是在钢板的表面上涂布绝缘的涂料。适宜的涂料和涂布方法与第1本发明相同。
(第3本发明-作用)
下面对第3本发明进行说明。现在对最初使第3本发明获得成功的实验进行说明(实验3-1)。
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.0025％、Si：3.5％和Mn：0.04％，而且Al降低至50ppm，N降低至10ppm，其他各成分各自降低至30ppm以下，并且不含抑制剂成分。然后将其加热至1250℃，进而把通过热轧获得的板厚为1.6mm的热轧板在氮气氛中于850℃下均热60秒钟，然后进行急冷。接着，通过冷轧将其制成0.20mm的最终板厚，然后将其置于氢：50体积％、氮50体积％、露点：-30℃的气氛中，于920℃进行均热10秒钟的再结晶退火。
然后，制成不使用退火分离剂的样品和使用MgO作为退火分离剂并将其与水混合作为浆液进行涂布而形成的样品，对这些样品施加最终成品退火。该最终成品退火在露点为-20℃的氮气氛中，以50℃/h的升温速度从常温升至850℃，并在该温度保持恒定50小时，然后以25℃/h的速度升温至各种不同的温度。
测定如此获得的制品板(Al降低至30ppm，N为20ppm左右，其他成分与扁钢坯相同或较低)的铁耗W10/1000(在频率为1000Hz的条件下励磁至1.0T时的铁耗)，将测得的结果及其与最终成品退火到达温度的关系示于图15中。
另外，为了进行比较，把对具有同样板厚的市售方向性电磁钢板和无方向性电磁钢板的铁耗(W10/1000)进行调查的结果也一起示于图15中。应予说明，市售的方向性电磁钢板和无方向性电磁钢板的最终成品退火的到达温度是不明的，因此将其示于图的右纵轴上。
如该图所示，对于不使用退火分离剂的样品，已经判明，最终成品退火的到达温度在850～950℃的范围内时可以获得特别良好的铁耗，而在超过1000℃时则发生劣化。
另一方面，对于使用MgO作为退火分离剂的样品，与不使用退火分离剂的样品相比，不管其最终成品退火的到达温度如何，其1000Hz时的铁耗均低劣，即使在最好的情况也只能获得与市售的方向性电磁钢板同等的铁耗。
下面，为了探明在不使用退火分离剂时能够获得良好的高频铁耗的理由，进行了如下实验，即，对于在上述实验中获得的、其最终成品退火的达到温度为850℃、不使用退火分离剂的样品和使用MgO的样品以及市售的方向性电磁钢板，通过利用氢氟酸的化学研磨来除去其表面氧化覆膜，同时使其表面平滑化，然后测定其商用频率引起的铁耗W17/50和由高频引起的铁耗W10/1000，将所获结果相互进行比较并示于图16(a)和(b)中。
如该图所示，对于使用退火分离剂的样品，通过除去表面的氧化膜并进而使其表面平滑化，可以大幅度地改善其1000Hz的高频铁耗，成为接近于不使用退火分离剂的样品的铁耗这样良好的值。另外，即使对于方向性电磁钢板，通过除去其表面覆膜，也可以观察到其高频铁耗有一定程度的改善。
在这方面，对于不使用退火分离剂的样品，在表面覆膜除去的前后，几乎观察不到其高频铁耗的变化。
图16的结果表明，在钢板表面上形成的氧化覆膜会大幅度地使高频铁耗劣化。另外，当将覆膜除去后的铁耗进行比较时可以看出，与方向性电磁钢板相比，以本实验样品的铁耗较为良好。
在该实验中，通过电解研磨来使上述二者的表面状态镜面化，可以判明，在表面状态以外也存在铁耗改善因子。
进而，为了探明该因子，对于能够获得良好高频铁耗的不使用退火分离剂的样品，调查了它的结晶结构。
图17示出了对于在850℃下恒温结束之后的结晶结构进行调查的结果。
从该图可以看出，在数cm这样粗大的二次再结晶粒子的内部，分散地存在一些粒径为0.15～1.00mm左右的微细晶粒。
而且已经判明，这些粒径在0.15～1.00mm范围内的微细晶粒的存在频率与高频铁耗有很大关系。
图18示出了对微细晶粒的存在频率与高频铁耗(W10/1000)的关系进行调查的结果。此处，微细粒子的存在频率可通过计测在钢板表面上一块3cm见方的区域内，粒径(相当于圆的直径)在0.15～1.00mm范围内的微细晶粒的数目来求得。
如该图所示，在二次再结晶粒子内部的微细晶粒的存在频率越高，特别是在10个/cm2以上的频率时，高频铁耗(W10/1000)改善得特别显著，这是新探明的情况。
另外，当最终成品退火的到达稳定在975℃以下时，在二次再结晶粒子的内部含有2个/cm2以上粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒(由于最终成品退火温度比1000℃低的缘故)。但是可以认为，在第3本发明中，上述粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒的存在个数与作为目标的特性有良好的相关性，因此采用这些指标。
下面，为了获得与用于改善高频铁耗的制造条件的合理化有关的知识，对高频铁耗与高斯方位晶粒面积率的关系以及冷轧前的结晶粒径对高斯方位晶粒面积率的影响进行了调查(实验3-2)。
另外，通过改变热轧板的退火条件，可使冷轧前的结晶粒径发生各种变化。另外，所谓高斯方位晶粒面积率，是指从高斯方位偏离的角度在20°以内的晶粒的存在频率。
也就是说，按照连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.003％、Si：3.4％、Mn：0.06％，而且Al降低至50ppm，N降低至22ppm，其他成分各降低至30ppm以下，并且不含抑制剂成分。接着，将其加热至1200℃，通过热轧将其制成1.6mm厚的热轧板，将该热轧板在氮气氛中按各种不同的温度和均热时间进行退火，然后将其急冷。在测定最终冷轧之前的粒径之后，在200℃的温度下进行冷轧，成为0.20mm的最终板厚。
进而在氢：50体积％、氮：50体积％、露点：-50℃的气氛中于930℃下进行均热15秒的再结晶退火，然后在不使用退火分离剂的条件下进行最终成品退火。该最终成品退火是在露点：-20℃的氮气氛中按照50℃/h的升温速度从常温升至875℃并在该温度恒温50小时的条件下进行。
测定如此获得的制品板(Al降低至30ppm，N为25ppm左右，其他成分与扁钢坯相同或较少)的高斯方位的面积率和高频铁耗(W10/1000)。
再者，即便在任一种实验材料中，在二次再结晶粒子的内部皆按2个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，并按10个/cm2以上的频率含有粒径为0.15～1.00mm的微细晶粒。
图19中示出了高频铁耗(W10/1000)与高斯方位晶粒面积率的关系。
从该图可以看出，该样品的高斯方位粒子的面积率在50％以上，可以获得比市售的方向性电磁钢板好得多的高频铁耗。
另外，图20中示出了冷轧前的粒径与高斯方位晶粒面积率的关系，但是，当冷轧前的粒径小于150μm的情况下，可以确保50％以上高斯方位晶粒的面积率。
从该结果可以看出，作为用于获得良好高频铁耗的适宜的制造条件，必须使最终冷轧前的粒径小于150μm。
总结以上的实验结果，可以得知，通过使用不含抑制剂的高纯度坯料，而且在最终成品退火时抑制镁橄榄石覆膜的形成来使表面变得平滑，以及通过将最终成品退火的到达温度抑制在975℃以下来使微细晶粒残存于二次再结晶粒子内，就可以使样品钢板与现有的方向性电磁钢板相比，在高频铁耗方面获得大幅度的改善。
另外还可看出，通过使最终冷轧前的粒径小于150μm，可以确保高斯方位晶粒的面积率在50％以上，这样也有利于获得良好的高频铁耗。
导致完成本发明的新发现的第一点，也就是通过不使用退火分离剂或者不使用MgO作为退火分离剂来排除镁橄榄石覆膜的形成，可以改善高频铁耗的理由虽然未必清楚，但本发明者们认为有以下的理由。
通常作为退火分离剂使用的MgO会与在脱碳退火和最终成品退火时形成的SiO2在高温下反应并在钢板表面上形成镁橄榄石(Mg2SiO4)的底膜，起到一种确保与以磷酸盐等为主体的张力涂层的粘附性的作用。镁橄榄石覆膜与铁基底的界面是被俗语称为锚接部的部分，而氧化物则以复杂的形状与铁基底混在一起。这样复杂的结构能够有效地确保与以磷酸盐等为主体的张力涂层的粘结性，但是另一方面，它又显著地损害了铁基底表面的平滑性。
在高频区域磁化的场合，与商用频率的场合相比，出现一种优先地在表面上发生磁化的表皮效果。因此可以推测，在平滑度高的表面不具有镁橄榄石覆膜的场合可以获得良好的高频铁耗。
另外，关于通过将最终成品退火的到达温度抑制在975℃以下来使微细晶粒残存可以使铁耗降低的理由尚未必清楚，但是本发明者们认为有以下理由。
也就是说，可以认为，如第1和第2本发明中所述，二次再结晶粒子内部的微细晶粒的存在可以使磁畴细分化，从而可以减少涡流的损失。按照通常使用抑制剂的技术，如果不在超过约1000℃的温度下进行高温退火来纯化抑制剂成分(S、Se、N等)，就不能获得低的铁耗，但是，象本发明那样，按照不使用抑制剂的方法，即使不进行纯化，只要完成了二次再结晶，也能获得低的铁耗，因此可以认为，降低成品退火时的到达温度，并使贯通板厚的微细粒子只按所希望的量残存下来的方法是一种能够有效地起作用的方法。
另外，关于通过对最终冷轧前的粒径粗大化进行抑制，即可以提高高斯方位晶粒面积率和改善高频铁耗的理由，可以认为，这是由于，通过使冷轧前的粒径保持在微细状态，可以提高一次再结晶集合结构中的{111}结构的集积度，从而促使形成一种有利于高斯方位二次再结晶粒子生长的一次再结晶集合结构的缘故。
再者，按照本发明，对关于在不含抑制剂成分的钢中发现二次再结晶的理由所作的考察，认为其理由与第1本发明中使用图7描述的理由相同。
(第3本发明-限定和适宜范围)
下面描述对第3本发明的构成要素进行限定的理由。
首先，作为本发明的电磁钢板的成分，必须含有按质量％计的Si：1.0～8.0％，优选为2.0～8.0％。
其理由与第1本发明相同，Si量如果小于1.0％，则不能获得充分的铁耗改善的效果，另一方面，如果超过8.0％，则会使钢板的加工性劣化。为了获得优良的铁耗改善效果，Si含量优选在2.0～8.0％的范围内。
另外，除了粒径在1mm以下的微细粒子以外，在测定的钢板表面上的二次再结晶平均粒径必须在5mm以上。其理由是，二次再结晶的粒径如果小于5mm，则高斯方位粒子的面积率低下，不能获得良好的高频铁耗。为了使上述二次再结晶的平均粒径在5mm以上，优选充分地降低杂质元素的含量，并使再结晶退火后的粒径在30～80μm的范围内，同时在最终成品退火时使钢板在800℃以上的温度区域停留30小时以上。如果满足这些条件，就能使2次再结晶粒子良好地发达，成为平均粒径在5mm以上的晶粒。
进而，本发明的钢板在二次再结晶粒子的内部按10个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒，这是为了降低高频铁耗所必须的。
在用于获得上述微细粒径分布的制造条件下，也能达到在二次再结晶粒子的内部按2个/cm2以上，优选按50个/cm2以上的频率含有粒径在0.15以上、0.50mm以下的微细晶粒。这样，由于与第1本发明的钢板同样的理由，能够有效地降低铁耗。上述微细晶粒(粒径0.15mm以上、0.50mm以下)存在频率的上限也由于与第1本发明同样的理由，优选在1000个/cm2左右。
再者，粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒的存在频率的上限优选为500个/cm2左右。
此处，当微细晶粒的粒径小于0.15mm时或者超过1.00mm时，磁畴的细分化效果变小，不能期望铁耗降低，因此应着眼于粒径在0.15～1.00mm范围内的微细晶粒的存在频率，但是，如果该微细晶粒的存在频率小于10个/cm2，则磁畴细分化的效果减少，不能期望高频铁耗获得充分的改善。
另外，与{110}<001>方位的方位差在20°以内的晶粒的面积率也就是所谓高斯方位晶粒面积率在50％以上，优选80％以上，也是为了获得良好的高频铁耗所必须的条件。
其理由是，当高斯方位晶粒面积率小于50％时，其高频铁耗就变得与现有的方向性电磁钢板一样，从而不能获得本发明电磁钢板的优越性。
另外，在钢板表面上不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜，这一点是为了具有磁学上平滑的表面和确保高频铁耗的大前提。
下面说明对在制造本发明的电磁钢板时使用的扁钢坯的成分所作的限定。也包含适宜范围在内，其限定理由与第1本发明相同。另外，在下文中示出的成分组成中的％表示“质量％”。
C：0.08％以下，优选0.006％以下。另外，在第3本发明中，由于制品表面的平滑性具有较大的重要性，因此，C更优选在50ppm以下。
Mn：0.005～3.0％，优选0.50％以下；
Si：1.0～8.0％，优选2.0～8.0％；
Al：0.020％以下，优选小于150ppm，更优选在100ppm以下；
N：50ppm以下，优选30ppm以下；
抑制剂形成元素(S、Se等)：B 10ppm以下，其他元素50ppm以下，优选30ppm以下，这样较为有利。
氮化物形成元素(Ti、Nb、Ta、V等)：50ppm以下是有效的。
氧：50ppm以下，优选在30ppm以下。
除了上述的必要成分和抑制成分之外，还可以适宜地含有一些其他成分，作为这些可以适宜地含有(单独或复合地)的元素例如有：Ni：0.005～1.50％，优选0.01％以上；Sn：0.01～1.50％；Sb：0.005～0.50％；Cu：0.01～1.50％；P：0.005～0.50％；Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％等。这些元素不仅对通常频率的铁耗有改善效果，而且即使对高频铁耗，在上述优选范围内也能发挥同样的改善效果。
应予说明，除了上述的含有元素之外，其余部分优选是Fe和不可避免的杂质。这些组成对方向性电磁钢板(制品)成分的影响与第1本发明中记载的相同。
下面说明本发明的制造方法。
通常使用铸锭法或连续铸造法把已调整到上述适宜成分组成的钢水制成扁钢坯。另外，也可以使用直接铸造法直接制造100mm以下厚度的薄铸片。
把扁钢坯按通常的方法加热，然后进行热轧，但是，也可以在铸造后不经加热就直接提供热轧。另外，在薄铸片的场合，既可以进行热轧，也可以省去热轧而直接进行后续的工序。
扁钢坯加热温度(在铸造后不加热就直接轧制时指轧制开始的温度)的适宜范围与第1本发明相同。
然后根据需要对热轧板进行退火。热轧板的退火温度在进行再结晶的800℃以上时是有利的，为了确保与{110}<001>方位的方位差在20°以内的晶粒的面积率在50％以上以及改善高频铁耗，最终冷轧(上述的一次冷轧，或者在多次冷轧的情况下指最后一次冷轧)前的粒径应小于150μm，优选在120μm以下，这有利于获得超过现有方向性电磁钢板水平的高频铁耗。
此处，为了使得最终冷轧前的粒径小于150μm，最终冷轧前的退火(热轧板退火或中间退火)的温度适宜在1000℃以下。
热轧板退火后进行冷轧，将冷轧板的厚度作为最终板厚。这时，可以将进行一次冷轧的工序获得的板厚作为最终板厚，或者，也可以在进行带有中间退火的两次以上的冷轧获得的板厚作为最终板厚。
另外，在进行该冷轧时，可以将冷轧温度升高至100～250℃，以及在冷轧过程中进行一次或多次在100～250℃范围内的时效处理，这样能有效地使高斯结构发达。
然后进行再结晶退火，C应降低至不会引起磁时效的60ppm以下，优选50ppm以下，更优选30ppm以下。
在最终冷轧后的再结晶退火(一次再结晶退火)中，必须将再结晶退火后的粒径控制在30～80μm的范围内。其理由是，如果再结晶退火后的粒径小于30μm，则所产生的二次再结晶粒子的方位偏离于高斯方位，从而使高频铁耗劣化，另一方面，如果再结晶退火后的粒径超过80μm，则不会引起二次再结晶，这样仍然会使高频铁耗劣化。此处，为了将再结晶退火后的粒径控制在30～80μm的范围内，再结晶退火必须按连续退火的方式进行850～975℃温度范围内的短时间均热处理，这样在经济上有利(参考第2本发明的说明)。
适宜的再结晶退火的气氛气与第1本发明相同。
另外，在最终冷轧后或再结晶退火后可以合并使用通过渗硅法来增加Si含量的技术。
然后根据需要使用退火分离剂，这时所需注意的事项与第1本发明相同。
然后通过最终成品退火来使二次再结晶结构发达。为了引起二次再结晶，该最终成品退火优选在800℃以上的温度进行。另一方面，为了使得粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒按所需的分布频率分散地在二次再结晶粒子内部分布，以及使高频铁耗获得改善，上述最高到达温度应在975℃以下。
最终成品退火的气氛气和加热速度的适宜条件与第1本发明相同。
另外，在将钢板按积层方式使用的情况下，为了改善铁耗，有效的方法是在钢板表面上涂布绝缘涂料。适宜的涂料和涂布方法也与第1本发明相同。
上述个别地记载了第1～第3本发明的主要特征和适宜条件，但是，第1本发明的必要条件或适宜条件当然也适用于第2或第3本发明中(在不损害其目的的范围内)。同样，第2本发明的必要条件或适宜条件也适用于第1或第3本发明中，而第3本发明的必要条件或适宜条件也能自由地适用于第1或第2本发明中。
                           实施例
实施例1-第1本发明
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.002％、Si：3.4％、Mn：0.07％和Sb：0.03％，而且Al降低至30ppm、N降低至9ppm，其他成分也全部降低至50ppm以下，并且不含抑制剂成分。然后将其在1100℃下加热20分钟，进而把通过热轧获得的板厚为2.6mm的热轧板按照在800℃下均热60秒钟的条件进行热轧板退火。然后在150℃的温度下将其冷轧成最终板厚为0.30mm的钢板。
然后将其置于氢：75体积％、氮：25体积％，而且具有表2所示各种露点的气氛中，进行930℃，均热10秒钟的再结晶退火。之后，在氮50体积％、Ar：50体积％的混合气氛中(露点-30℃)按50℃/h的升温速度升温至800℃，在800℃以上时再按10℃/h的速度升温至900℃，按照在该温度下保持30小时的条件进行最终成品退火。另外，在最终成品退火后的钢中，N量为33ppm，Al量为5ppm。
然后在其上面涂布一种由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
使用如此获得的制品板按冲裁加工法制造EI型铁心，然后测定该铁心的铁耗(W13/50)。
另外，通过计测钢板表面上一块3cm见方的区域内的微细晶粒数来求出在制品板中粒径为0.05～0.50mm的微细晶粒的存在频率。
进而，为了评价冲裁性，利用25吨的压力机，按照17mm的刀口(材质：SKD-11)、冲裁速度：350个冲程/分、留空量：6％板厚的条件，使用市售的冲床用油进行连续冲裁，直到毛边高度达到50μm时为止。
所获结果示于表2中。
                                     表2
 No. 再结晶退火气氛气的露点(℃)   EI铁心的铁耗W13/50(W/kg) 微细晶粒个数(/cm2)   冲裁次数(万次)     备注
  1     -50     0.81     65.6     ＞300     发明例
  2     -25     0.82     68.4     ＞300     ″
  3     0     0.83     69.0     ＞300     ″
  4     20     0.85     70.6     250     ″
  5     40     0.90     72.3     200     ″
  6     50     0.99     73.4     120     比较例
  7     60     1.03     74.0     80     ″
如表2所示，当再结晶退火气氛气的露点在40℃以下，特别是在0℃以下时，可以获得冲裁性和铁耗良好的制品。
(实施例2-第1本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.003％、Si：3.3％、Mn：0.52％和Cu：0.08％，而且Al降低至50ppm、N降低至12ppm，其他成分也全部降低至50ppm以下，并且不含抑制剂成分。然后将其在1200℃下加热20分钟，进而把通过热轧获得的板厚为2.2mm的热轧板进行900℃，20秒钟的热轧板退火。然后在常温下进行第一次冷轧，获得1.5mm厚的冷轧板，接着进行950℃，30秒的中间退火，然后在常温下进行第二次冷轧，当途中板厚为0.90mm时，夹带进行200℃，5小时的时效处理，最后加工成最终板厚为0.27mm的冷轧钢板。
然后将其置于氢：75体积％、氮：25体积％，而且露点：-40℃的气氛中进行900℃，均热30秒的再结晶退火。然后在表3所示退火气氛中按照30℃/h的速度从常温升温至900℃，按照将该温度保持50小时的条件进行最终成品退火。另外，最终成品退火后，在钢中的Al量为30ppm。
然后在其上面涂布一种由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
使用如此获得的制品板进行冲裁加工来制造EI型铁心，对这时铁心的铁耗(W17/50)、在制品板中粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率以及当毛边高度达到50μm时的连续冲裁次数，按照与实施例1同样的方法进行调查，所获结果合并示于表3中。
                                        表3
 No.      最终成品退火 钢中N量(ppm) EI铁心的铁耗W17/50(W/kg)   微细晶粒个数(万次) 冲裁次数(万次) 备注
气氛气(vol％) 露点(℃)
  1 氮：50氢：50 -30 44 1.21 65.6 ＞300 发明例
  2 氮：100   -30     64     1.23     55.4   ＞300 ″
  3 氮：25Ar：75 -30 35 1.22 65.6 ＞300 ″
  4 氮：10氢：90 -30 16 1.20 76.0 270 ″
  5 氮：100   0     69     1.36     59.2   220 ″
  6 氮：100   50     75     1.50     61.9   150 比较例
  7 氢：100   -10     6     1.56     89.2   120 ″
如该表所示，通过使气氛气的露点在40℃以下，而且钢中的N在10ppm以上，可以获得冲裁性和铁耗均良好的制品。
(实施例3-第1本发明)
将一块具有表4所示组成的扁钢坯加热至1160℃后，通过热轧制成厚度为3.2mm的热轧板。另外，关于表4中没有示出的成分，全部都降低至50ppm以下，制成不含抑制剂成分的组成。
然后，按照1000℃，均热60秒的条件进行热轧板退火。进而通过冷轧将其轧制成最终板厚为0.50mm的热轧板。接着将其置于氢：75体积％、氮：25体积％，而且露点：-35℃的气氛中进行980℃，均热20秒的再结晶退火。然后在露点：-40℃的氮气氛中，按10℃/h的速度升温至850℃并在该温度下保持75小时以进行最终成品退火。再有，在发明例中，最终成品退火后的钢中的Al量为5～40ppm。
然后，涂布一种由重铬酸铝、丙烯酸树脂乳液和硼酸混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
使用所获的制品板，按冲裁加工法制成EI型铁心，对这时所获铁心的铁耗(W15/50)、在制品板中粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率以及当毛边高度达到50μm的连续冲裁次数，按照与实施例1同样的方法进行调查，所获结果一并记载于表4中。
                                                                           表4
No.                                                    成分组成(质量％，ppm    EI铁心W15/50(W/kg)    微细晶粒个数(/cm2)   钢中N量(ppm)  冲裁次数(万次) 备注
    C   Si   Mn     Ni     Sn     Sb     Cu     P     Cr     Mo     Al     N
  1     23   3.44   0.13     tr     tr     tr     tr     tr     tr     tr     15     15     1.55     94.5     55    ＞300 发明例
  2     33   3.62   0.15     0.25     tr     tr     tr     tr     tr     tr     37     23     1.50     86.7     60    ＞300 ″
  3     24   3.47   0.25     tr     0.10     tr     tr     tr     tr     tr     30     9     1.47     100.3     41    ＞300 ″
  4     30   3.35   0.15     tr     tr     0.04     tr     tr     tr     tr     55     12     1.47     50.3     33    ＞300 ″
  5     35   3.52   0.03     tr     tr     tr     0.10     tr     tr     tr     10     6     1.49     56.9     43    ＞300 ″
  6     36   3.45   0.10     tr     tr     tr     tr     0.05     tr     tr     32     15     1.55     90.5     48    ＞300 ″
  7     16   3.22   0.07     tr     tr     tr     tr     tr     0.05     tr     66     10     1.50     92.2     65    ＞300 ″
  8     24   3.33   0.15     tr     tr     tr     tr     tr     tr     tr     150     20     1.83     143.5     120    140 比较例
  9     15   3.30   0.19     tr     tr     tr     tr     tr     tr     tr     50     78     1.93     151.0     114    120 ″
  10     45   2.6   0.48     tr     0.02     0.02     tr     tr     tr     tr     24     11     1.65     75.5     28    ＞300
  11     15   4.4   0.03     tr     tr     0.02     0.05     0.01     tr     tr     23     12     1.37     102.4     23    ＞300
  12     24   3.40   0.20     tr     tr     tr     tr     tr     tr     0.02     30     15     1.51     85.3     30    ＞300
表中，C、Al、N用ppm表示
从表4可以看出，通过使用满足C：0.003～0.08％、Si：2.0～8.0％、Al：100ppm以下、N：50ppm以下的成分体系的扁钢坯，可以获得具有良好冲裁性，而且铁耗也优良的制品。
对于这种制品，在其钢中含有10ppm以上的氮，在其二次再结晶粒子的内部含有2个/cm2以上与圆的直接相当的粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒。
(实施例4-第1本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯A～D和Z，这些扁钢坯除了含表5所记载的成分以外，其余部分实质上为铁(各杂质量在30ppm以下，而且不含抑制剂)，在1200℃加热20分钟后，通过热轧法制成板厚为2.6mm的热轧板。将所获热轧板退火(950℃-60秒)，然后进行冷轧，获得最终板厚为0.35mm的冷轧板。应予说明，其中的S含量达不到起抑制剂功能的量。在以下的实施例中也是同样的情况。
在表5记载的钢中，样品A～D是在氢气氛(露点-20℃以下)中进行再结晶退火(一次再结晶退火)(930℃-10秒)，然后在不涂布退火分离剂的条件下以及在退火温度为920℃和在氮气氛(露点-20℃)中进行最终成品退火(二次再结晶退火)。这时，从300℃至800℃的升温速度为20℃/h。再者，在发明例中，最终成品退火后的钢中，Al量为5～60ppm，S量为5～20ppm。
为了评价所获钢板的冲裁性，利用一个模口直径为5mm的钢模进行反复的冲裁作业，按照在毛边高度达到50μm时的冲裁次数来评价冲裁性。所获结果合并示于表5中。
                                                   表5
 钢代号                                     化学成分(％，质量比)  冲裁次数(千次)
    C     Si     Mn     Al     N     S     O
    A  0.0032     3.25     0.073     0.008     0.0015     0.0012     0.0016     95.0
    B  0.0041     3.88     0.071     0.002     0.0043     0.0008     0.0008     68.5
    D  0.0022     3.38     0.080     0.006     0.0024     0.0036     0.0032     84.0
    Z  0.0060     3.48     0.074     0.025     0.0080     0.0030     0.0048     4.5
从表5可以看出，当在露点为0℃以下的氮气氛中进行一次再结晶退火的情况下，冲裁次数可以达到6万次以上。与此相对照，对于具有常规组成的样品，按照迄今为止通常采用的方法，在露点为60℃的气氛中进行兼带脱碳的一次再结晶退火，然后再进行一次在1200℃以上的高温成品退火(包含纯化退火)的情况下(钢代号Z)，冲裁次数为数千次。另外，上述的实验材料A～D，每一个样品的二次再结晶粒子都正常地生长。
再有，在发明例中，0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
(实施例5-第1本发明)
按连续铸造法制造含有表6所示成分(其他各杂质含量在30ppm以下，并且不含抑制剂成分)的扁钢坯，然后在1200℃加热20分钟，按热轧法将其轧制成板厚为2.6mm的热轧板。接着进行热轧板退火(1000℃-20秒)和冷轧，获得最终板厚为0.35mm的冷轧板，进而在露点-20℃的氢气氛中进行一次再结晶退火(900℃-60秒)。
在所获的一次再结晶钢板上涂布一种以SiO2为主成分的退火分离剂，然后在氮气氛(露点-10℃)中，按照升温速度25℃/h从300℃升温至800℃，然后在退火温度900℃下进行二次再结晶退火，获得了方向性电磁钢板。接着在其上面涂布一种以丙烯酸系树脂、乙酸乙烯酯为主成分的有机涂料，将其烘烤干燥，获得了制品。再者，在发明例中，在最终成品退火后，钢中的Al量为10～60ppm。另外，代号为I的钢由于没有经过脱碳处理，因此在制品板中的C含量几乎与扁钢坯相同。
所获制品的磁特性和冲裁性一起示于表6中。再者，冲裁性试验按照与实施例4同样的方法进行。从该表可以看出，当样品中的成分在本发明的范围内时，其磁特性和冲裁性均良好。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率在2个/cm2以上。
                                                            表6
钢代号                               化学成分(％，质量比)          电磁特性   冲裁次数(千次) 备注
C Si Mn Al N O    W17/50(W/kg)     B8(T)
    E     0.0032     3.25     0.073     0.008     0.0015     0.0016     0.986     1.92     95.0 发明例
    F     0.0041     3.38     0.151     0.002     0.0023     0.0008     1.121     1.89     68.5 发明例
    H     0.0033     4.01     0.041     0.003     0.0031     0.0039     1.139     1.88     52.5 发明例
    I     0.0123     3.38     0.080     0.006     0.0014     0.0022     1.536     1.71     14.0 比较例
    J     0.0048     1.03     0.069     0.006     0.0025     0.0020     1.845     1.68     67.0 比较例
    L     0.0021     3.28     0.075     0.042     0.0036     0.0011     1.701     1.72     72.5 比较例
    M     0.0038     3.26     0.070     0.010     0.0072     0.0012     1.598     1.69     62.0 比较例
(实施例6-第1本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯含有C：11ppm、Si：2.98％、Mn：0.12％、Al：0.012％、S：0.0023％、N：0.0014％、氧：0.0010％，其余部分实质上是Fe(其他的各杂质含有在30ppm以下，而且不含抑制剂成分)。将该钢坯在1200℃加热20分钟后，通过热轧制成板厚为2.6mm的热轧板。对该热轧板进行退火(1000℃-30秒)和冷轧，获得了最终板厚为0.35mm的冷轧板，然后将其置于露点-20℃的氮气氛中进行一次再结晶退火(970℃-10秒)。在所获的一次再结晶钢板上涂布一种以SiO2为主成分的退火分离剂，然后在氮气氛中，按25℃/h的升温速度从300℃升温至800℃，在保持表7记载的温度下进行二次再结晶退火。在最终成品退火后，钢中的Al量为50ppm，S量为15ppm。
在所获的方向性电磁钢板上涂布一种以丙烯酸系树脂和环氧树脂为主成分的有机涂料，并将其烘烤。所获钢板的磁特性和冲裁性一起示于表7中。从该表可以看出，在进行本发明范围内和适宜范围内的二次再结晶退火时，样品的磁特性和冲裁特性均良好。
再有，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率在2个/cm2以上。
                            表7
 二次再结晶退火温度(℃)          电磁特性   冲裁次数(千次)   备注
    W17/50(W/kg)     B8(T)
    750     2.381     1.58     21.5   比较例
    775     2.375     1.57     33.5   比较例
    800     1.246     1.85     42.5   发明例
    825     1.233     1.85     57.0   发明例
    850     1.176     1.88     58.0   发明例
    875     1.097     1.90     61.5   发明例
    900     1.084     1.90     58.5   发明例
    925     1.124     1.87     63.0   发明例
    950     1.136     1.88     60.5   发明例
    975     1.091     1.89     55.0   发明例
    1000     1.185     1.87     59.0   发明例
    1025     1.511     1.77     38.5   比较例
    1050     1.489     1.77     36.0   比较例
(实施例7-第1本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯含有C：28ppm、Si：3.44％、Mn：0.08％、Al：0.004％、Si：0.0013％、N：0.0022％、氧：0.0008％，其余部分实质上是Fe(各杂质含量在30ppm以下，而且不含抑制剂元素)。将该扁钢坯在1200℃加热20分钟，然后通过热轧制成板厚为2.8mm的热轧板。接着进行热轧板退火(900℃-60秒)和冷轧，制成了最终板厚为0.30mm的冷轧板，然后将其置于表8所示露点的气氛(75％H2-25％N2)中进行一次再结晶退火(950℃-20秒)。在所获一次再结晶钢板上涂布一种以SiO2为主成分的退火分离剂，然后按照升温速度50℃/h从300℃升温至800℃，在升温温度1000℃和在氮气氛(露点-40℃)中进行二次再结晶退火。
接着在所获钢板上涂布一种以丙烯酸树脂和乙酸乙烯酯为主成分的有机涂料并将其烘烤，获得了制品。再者，在发明例中，在最终成品退火后，钢中的Al量为20ppm，S量为10ppm。
所获制品的磁特性和冲裁性一起示于表8中。从该表可以看出，本发明的制品具有优良的磁特性和冲裁性。
再有，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
                          表8
露点(℃)          电磁特性 冲裁次数(千次)   备注
    W17/50(W/kg)     B8(T)
    60     1.473     1.74     21.5   比较例
    50     1.351     1.75     18.5   比较例
    20     1.184     1.88     24.0   发明例
    10     1.097     1.90     23.5   发明例
    0     1.084     1.90     41.5   发明例
    -10     1.124     1.87     52.0   发明例
    -20     1.036     1.91     60.5   发明例
    ＜-20     1.011     1.92     61.0   发明例
(实施例8-第1本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯具有表9所示的成分，其余部分实质上是Fe(各杂质含量在30ppm以下，而且不含抑制剂元素)，将该扁钢坯在1200℃加热20分钟，然后按热轧法制成板厚为2.6mm的热轧板。对该热轧板进行退火(900℃-30秒)和冷轧，获得了最终板厚为0.50mm的冷轧板，然后象表10所示那样，在变化露点的条件下进行一次再结晶退火(氢：75体积％、氮：25体积％、950℃-10秒)，进而，在不涂布退火分离剂的条件下于退火温度900℃(氢：75体积％、氮：25体积％、露点-20℃)进行二次再结晶退火。在进行该二次再结晶退火时，从300℃至800℃的升温速度按照表10记载的那样进行变化。再有，在发明例(钢代号为O、P)中，在最终成品退火后，钢中的Al量为20～60ppm，S量为5～10ppm。另外，钢代号为Q和R的样品，由于不进行脱碳处理，因此在制品板中的C含量几乎与扁钢坯相同。
进而，在所获制品板上涂布一种以丙烯酸树脂和乙酸乙烯酯为主成分的有机涂料并将其烘烤，最后测定所获制品的磁特性和冲裁性。所获结果一起示于表10中。从该表可以看出，在按照本发明的情况下，产品的磁特性和冲裁性均良好。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
                                               表9
钢代号                                   化学成分(％，质量比)
    C     Si     Mn     Al     N     S     O
    O   0.0021     3.41     0.070     0.008     0.0015     0.0011     0.0021
    Q   0.0124     3.10     0.068     0.005     0.0031     0.0009     0.0022
    R   0.0368     3.34     0.082     0.006     0.0026     0.0015     0.0018
                                   表10
 钢代号   露点(℃) 升温速度(℃/s)          电磁特性   冲裁次数(千次)   备注
   W17/50(W/kg)      B8(T)
    O   ＜-20     20     1.425     1.912     63.0   发明例
    O   ＜-20     120     1.535     1.733     49.5   比较例
    O   50     20     1.825     1.652     13.0   比较例
    O   50     120     2.000     1.621     9.5   比较例
    Q   ＜-20     20     1.525     1.674     42.5   比较例
    Q   ＜-20     120     1.731     1.658     31.0   比较例
    Q   50     20     1.656     1.843     7.5   比较例
    Q   50     120     1.535     1.682     8.5   比较例
    R   ＜-20     20     1.668     1.656     36.0   比较例
    R   ＜-20     120     1.689     1.643     43.5   比较例
    R   50     20     1.812     1.837     4.5   比较例
    R   50     120     1.780     1.682     4.0   比较例
(实施例9-第1本发明)
按连续铸造法制造含有表9所示成分的扁钢坯，将所获钢坯在1150℃加热30分钟后，通过热轧制成板厚为2.6mm的热轧板。接着将该热轧板退火(950℃-30秒)，然后将其冷轧成0.80mm的中间板厚，在950℃进行中间退火，然后进行冷轧，获得了最终板厚为0.10mm的冷轧板。然后象表11记载的那样使露点发生各种变化来进行一次再结晶退火(氢气氛、950℃-20秒)，进而，在不涂布退火分离剂的条件下在氮气氛中于退火温度900℃进行二次再结晶退火。在进行二次再结晶退火时，从300℃至800℃的升温速度按表11记载的那样变化。再有，在发明例(钢代号O、P)中，最终成品退火后，钢中的Al量为20～60ppm，S量为5～15ppm。另外，钢代号为Q和R的样品，由于没有进行脱碳处理，因此在其制品板中的C含量也几乎与扁钢坯相同。
然后向样品的表面上涂布以丙烯酸树脂和铬酸系无机物为主成分的丙烯酸系树脂和以铬酸系无机物为主成分的半有机涂料，并将其烘烤，获得了制品。对所获的钢板测定其磁特性和冲裁性。所获结果一起示于表11中。从该表可以看出，按照本发明的条件制造的制品，其磁特性和冲裁性均良好。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
                                    表11
 钢代号   露点(℃)  升温速度(℃/s)          电磁特性   冲裁次数(千次)   备注
  W17/50(W/kg)    B8(T)
    O   ＜-20     20    0.821    1.910     91.0   发明例
    O   ＜-20     120    1.928    1.741     69.5   比较例
    O   50     20    1.196    1.832     15.0   比较例
    O   50     120    1.600    1.649     23.0   比较例
    Q   ＜-20     20    1.240    1.775     61.0   比较例
    Q   ＜-20     120    1.622    1.667     32.0   比较例
    Q   50     20    1.396    1.805     19.0   比较例
    Q   50     120    1.523    1.709     18.5   比较例
    R   ＜-20     20    1.264    1.823     53.5   比较例
    R   ＜-20     120    1.611    1.655     40.5   比较例
    R   50     20    1.382    1.810     11.5   比较例
    R   50     120    1.780    1.611     9.5   比较例
(实施例10-第2本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该扁钢坯在其组成中含有C：0.005％、Si：3.4％、Mn：0.07％和Sb：0.03％，而且Al降低至20ppm，N降低至19ppm(其他各成分均在30ppm以下，而且不含抑制剂成分)。然后在1100℃加热20分钟，按热轧法制成厚度为2.6mm的热轧板，然后对其进行1000℃-60秒钟均热的热轧板退火。然后通过常温的冷轧将其加工成最终板厚为0.35mm的冷轧板。另外，在热轧板退火后至最终冷轧之前的粒径为130μm。
然后在氢：75体积％、氮：25体积％的气氛中，按照表12中示出的条件进行再结晶退火(露点：-30℃)。测定再结晶退火后的结晶粒径，然后在不使用退火分离剂的条件下，在露点：-25℃、氮：25体积％、氢：75体积％的混合气氛中，按照50℃/h的升温速度加热至800℃，在800℃以上时按10℃/h的升温速度加热至860℃，在该温度下保持20小时，按此条件进行最终成品退火。另外，在发明例中，在最终成品退火后的钢中Al量为10ppm，钢中N量为30ppm。
然后，在样品上涂布一种由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而形成的涂料液，在300℃烘烤，获得了制品。
测定如此获得的制品板的磁特性，使用所获的制品板，通过冲裁加工制成EI型铁心，在氮气中于750℃进行2小时的消除应力退火，然后测定所获铁心的铁耗(W15/50)。
将所获结果一起示于表12中。
另外，为了进行比较例，使用具有相同板厚：0.35mm的传统的方向性电磁钢板和无方向性电磁钢板，同样地制成EI型铁心，测得的铁心的铁耗(W15/50)一起示于表12中。
                                             表12
   No.            再结晶退火 制品板轧制方向的WL15/50(W/kg)    铁耗比WC15/50/WL15/50(W/kg)  EI铁心的铁耗W15/50(W/kg) 备注
    温度(℃)    时间(s)   粒径(μm)
    1     900     30     35     0.93     1.96     1.22 发明例
    2     925     30     47     0.90     1.94     1.19 发明例
    3     950     30     55     0.89     1.93     1.17 发明例
    4     975     10     71     0.89     1.90     1.15 发明例
    5     800     3600     78     0.93     2.24     1.33 发明例
    6     840     30     24     1.64     2.28     1.99 比较例
    7     1000     30     122     1.55     2.00     1.97 比较例
    8        (方向性电磁钢板)     0.90     4.03     1.52 比较例
    9       (无方向性电磁钢板)     1.90     1.29     2.11 比较例
如该表所示，通过把再结晶退火后的粒径控制在30～80μm的范围内，可以制得一种在轧制方向的铁耗(WL15/50)在1.40W/kg以下，而且轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)相当于轧制方向铁耗(WL15/50)的2.6倍以下的制品，由此可以判明，这样可以获得适用于EI型铁心的较为良好的铁耗。
再有，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为3个/cm2以上。
(实施例11-第2本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该钢坯在其组成中含有C：0.023％、Si：3.3％和Mn：0.12％，而且Al降低至40ppm，N降低至14ppm(其他各成分均在30ppm以下，而且不含抑制剂成分)。然后在1200℃加热20分钟，按热轧法制成厚度为2.2mm的热轧板，然后对其进行1100℃-20秒的热轧板退火。然后在240℃下进行冷轧，在冷轧途中当板厚成为0.90mm时，夹带进行在200℃温度下5小时的时效处理，最后将其冷轧成最终板厚为0.35mm的冷轧板。另外，最终冷轧前的粒径为280μm。
然后，在氢：75体积％、氮：25体积％、露点：50℃的气氛中，按照表13所示的条件进行兼带脱碳的再结晶退火。测定再结晶退火后的粒径，以胶体状二氧化硅(SiO2)作为退火分离剂进行涂布，然后按照30℃/h的升温速度从常温升温至900℃，在该温度下保持50小时以进行最终成品退火(退火时的气氛气为，氢：75体积％-氮25体积％、露点-20℃)。另外，在发明例中，最终成品退火后，钢中的C量为10ppm，钢中的Al量为10ppm，钢中的N量为15ppm。
然后，在样品上涂布一种由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
对如此获得的制品板的磁特性和使用所获制品板制成的EI型铁心在消除应力退火(在氮气中，750℃，2小时)后的铁心的铁耗(W15/50)进行了调查，将所获结果一起示于表13中。
                                                                  表13
 No.          再结晶退火   制品板的轧制方向WL15/50(W/kg)    铁耗比WC15/50/WL15/50(W/kg)   轧制方向BL50(T) 轧制垂直方向BC50(T)  EI铁心的铁耗W15/50(W/kg)     备注
  温度(℃)   时间(s)   粒径(μm)
  1   850   60   32     1.05     1.36     1.95     1.85     1.12     发明例
  2   875   60   45     1.03     1.33     1.95     1.87     1.08     ″
  3   900   60   57     1.04     1.24     1.92     1.90     1.06     ″
  4   925   30   70     1.08     1.20     1.90     1.91     1.10     ″
  5   800   3600   75     1.15     1.44     1.94     1.78     1.25     ″
  6   800   30   20     1.85     1.50     1.75     1.63     1.97     比较例
  7   1000   30   111     1.99     1.44     1.73     1.60     2.03     ″
从该表可以看出，通过使再结晶退火后的粒径在30～80μm的范围内，即可以获得轧制方向的铁耗(WL15/50)在1.40W/kg以下，而且轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)为轧制方向铁耗(WL15/50)的2.6倍以下的制品，并且在用于EI型铁心时可以获得良好的铁耗。
另外，在发明例中，粒径在0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为3个/cm2以上。
(实施例12-第2本发明)
把由表14所示成分组成(其他各成分均在30ppm以下，而且不含抑制剂成分)构成的扁钢坯，在1160℃下加热后，按热轧法制成厚度为2.6mm的热轧板。然后按1000℃均热30秒的条件下进行热轧板退火。在冷轧开始前的结晶粒径为30～60μm。然后按冷轧法加工成最终板厚为0.30mm的冷轧板。然后在氢：50体积％、氮50体积％、露点：-30℃的气氛中，进行在980℃下均热20秒的再结晶退火。在测定了再结晶退火后的粒径之后，在不使用退火分离剂的条件下，按照10℃/h的升温速度升温至850℃并在该温度下保持75小时以进行最终成品退火，该退火在露点：-40℃的氮气氛中进行。另外，在发明例中，最终成品退火后，钢中的Al量为5～30ppm，钢中的N量为15～50ppm。
然后在样品上涂布一种由磷酸铝、重铬酸钾和硼酸混合而成的涂料液，再在300℃下烘烤，获得了制品。
对如此获得的制品板的磁特性以及使用所获的制品板制成的EI型铁心消除应力退火(氮气中，750℃，2小时)后铁心的铁耗(W15/50)进行了测定，所获结果一起示于表14中。
                                                                                   表14
  No.                                           成分组成(质量％，ppm) 再结晶粒径(μm)   轧制方向WL15/50(W/kg)    铁耗比WC15/50/WL15/50   EI铁心W15/50(W/kg)   备注
C Si Mn Ni Sn Sb Cu P Cr Al N
  1    15  3.32  0.12     tr    tr    tr    tr    tr    tr    30     20     56     0.85     2.04     1.20 发明例
  2    14  3.40  0.05     0.30    tr    tr    tr    tr    tr    17     13     65     0.80     1.95     1.15 ″
  3    20  3.45  0.22     tr    0.14    tr    tr    tr    tr    50     25     44     0.85     1.77     1.10 ″
  4    24  3.22  0.13     tr    tr    0.03    tr    tr    tr    66     12     63     0.83     1.75     1.07 ″
  5    22  3.32  0.08     tr    tr    tr    0.15    tr    tr    25     6     67     0.81     1.84     1.10 ″
  6    16  3.45  0.10     tr    tr    tr    tr    0.08    tr    30     15     48     0.83     1.95     1.17 ″
  7    20  3.40  0.37     tr    tr    tr    tr    tr    0.50    35     10     50     0.80     1.80     1.08 ″
  8    13  3.37  0.16     tr    tr    tr    tr    tr    tr    250     20     13     1.88     1.56     2.23 比较例
  9    16  3.41  0.20     tr    tr    tr    tr    tr    tr    50     85     19     2.10     1.44     2.33 ″
表中，C、Al、N用ppm表示
从该表可以看出，通过使用满足C：0.003～0.08％、Si：2.0％～8.0％、Al：100ppm以下、N：30ppm以下的成分系的扁钢坯，可以制得一种轧制方向的铁耗(WL15/50)在1.40W/kg以下，而且轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)相当于轧制方向铁耗(WL15/50)的2.6倍以下的制品。
另外，在本发明中，粒径在0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为3个/cm2以上。
(实施例13-第3本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该钢坯在其组成中含有C：0.002％、Si：3.5％、Mn：0.05％和Sb：0.02％，而且Al降低至40ppm，N降低至9ppm，其他成分降低至20ppm以下(不含抑制剂成分)。然后，将该扁钢坯在1100℃下加热20分钟，按热轧法制成厚度为2.6mm的热轧板，然后对其进行1100℃，60秒的热轧板退火。然后在常温下进行第1次冷轧，制成中间板厚为1.60mm的冷轧板，之后进行850℃，10秒均热的中间退火。中间退火后至最终冷轧前的粒径为70μm。
进而，当途中板厚为0.90mm时，夹带进行一个200℃，5小时的时效处理，通过在常温下的第2次冷轧制成最终板厚为0.20mm的冷轧板。接着将该冷轧板置于氢：75体积％、氮：25体积％的气氛中(露点：-50℃)，按照表15所示的条件进行再结晶退火。在测定再结晶退火后的结晶粒径之后，按照以下条件进行最终成品退火，即：不用退火分离剂，在露点：-50℃，氮：25体积％、氢：75体积％的混合气氛中，按50℃/h的升温速度升温至800℃，在800℃以上时按10℃/h的速度升温至830℃，然后在该温度下保持50小时。另外，在发明例中，在最终成品退火后，钢中的Al量为20ppm，钢中的N量为20ppm。
然后，在样品上涂布由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
对如此获得的制品板，测定其钢板表面上除了1mm以下的微细粒子之外的二次再结晶的平均粒径。
另外，通过计测在钢板表面上3cm见方的区域内微细晶粒的数目来求出在二次再结晶粒子的内部，粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒的存在频率。
进而，使用X射线衍射法测定在30×280mm范围内的制品板的结晶方位，并测定从{110}<001>方位偏离的角度在20°以内的晶粒的频率(高斯方位晶粒的面积率)。
另外还测定了在400Hz和1000Hz的频率时的高频铁耗(频率：400Hz、1000Hz)。
所获结果一起示于表15中。
另外，为了进行比较，对于板厚同为0.20mm的方向性电磁钢板和无方向性电磁钢板也进行了同样的调查，所获结果也合并示于表15中。
                                                          表15
  No.            再结晶退火         制品板铁耗    制品板平均粒径(mm)   制品板微细晶粒频率(/cm2) 制品板高斯方位晶粒的面积率(％)   备注
  温度(℃)     时间(s)   粒径(μm)   W10/400(W/kg)   W10/1000(W/kg)
  1   880     30     33     6.7     28.0     37     219     94   发明例
  2   915     30     44     6.1     27.1     45     188     99   ″
  3   940     30     55     6.5     28.6     34     198     95   ″
  4   965     10     70     6.8     29.0     25     156     95   ″
  5   800     3600     77     7.3     29.7     18     133     88   ″
  6   800     30     23     8.9     33.7     5     28     70   比较例
  7   1000     30     120     9.4     34.1     3     197     66   ″
  8       (方向性电磁钢板)     8.5     34.0     22     0.2     98   ″
  9       (无方向性电磁钢板)     11.0     39.8     0.10     -     5   ″
如该表所示，满足本发明主要特征的任一个发明例，均能获得优于传统方向性电磁钢板的高频铁耗。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
(实施例14-第3本发明)
按连续铸造法制造扁钢坯，该钢坯在其组成中含有C：0.003％、Si：3.6％和Mn：0.12％，而且Al降低至30ppm，N降低至10ppm(其他各成分在30ppm以下，而且不含抑制剂成分)。接着，将该扁钢坯在1200℃下加热20分钟后，按热轧法将其制成厚度为2.2mm的热轧板，然后按900℃，30秒均热的条件进行热轧板退火，进而在常温下通过第1次冷轧将其制成0.30mm的冷轧板，接着，按照表16所示条件进行中间退火，然后在常温下进行第2次冷轧，制成了最终板厚为0.10mm的冷轧板。
接着，在氢：75体积％、氮：25体积％、露点：-50℃的气氛中，进行900℃，10秒均热的再结晶退火。在测定再结晶退火后的粒径之后，在样品上涂布一种胶体状二氧化硅作为退火分离剂，按照30℃/h的升温速度从常温升温至900℃，在该温度保持50小时以进行最终成品退火(气氛气为氢：75体积％、氮：25体积％、露点：-30℃)。另外，在发明例中，在最终成品退火后，钢中的Al量为10ppm，钢中的N量为20ppm。
然后，在样品上涂布一种由重铬酸铝、乳液树脂和乙二醇混合而成的涂料液，在300℃下烘烤，获得了制品。
对如此获得的制品板，与实施例13同样地测定其二次再结晶的粒径、微细晶粒的存在频率、高斯方位晶粒的面积率和在各频率时的高频铁耗。
所获结果一起示于表16中。
另外，为了进行比较，对于板厚同为0.10mm并且在其组成中含有6.5％Si的无方向性电磁钢板进行了同样的调查，所获结果一起示于表16中。
                                                              表16
 No.               中间退火  再结晶退火后的粒径(μm)         制品板铁耗    制品板平均粒径(mm)  制品板微细晶粒频率(/cm2)  制品板高斯方位晶粒的面积率(％)   备注
    温度(℃)     时间(s)   粒径(μm)   W10/400(W/kg)   W10/1000(W/kg)
  1     850     30   30     46     4.7     18.0     23     202     83   发明例
  2     900     30   43     49     4.1     17.0     25     105     91   ″
  3     925     30   51     52     5.0     18.6     18     133     80   ″
  4     950     10   66     43     5.2     18.8     15     175     73   ″
  5     800     3600   73     35     5.3     18.7     13     83     81   ″
  6     1000     30   330     28     9.4     24.3     17     76     26   比较例
  7           (6.5％Si电磁钢板)     -     5.7     19.0     0.25     -     4   ″
如该表所示，满足本发明主要特征的任一个发明例均能获得优于传统的6.5％Si无方向性电磁钢板的高频铁耗。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
(实施例15-第3本发明)
把具有表17所示成分组成的扁钢坯(其他各成分均在30ppm以下，而且不含有抑制剂成分)在1160℃加热后，按热轧法制成厚度为1.6mm的热轧板，然后按850℃，均热30秒的条件进行热轧板退火，接着通过冷轧制成最终板厚为0.23mm的冷轧板。这时，最终冷轧前的粒径为40～60μm。
然后在氢：50体积％、氮：50体积％、露点：-30℃的气氛中进行950℃下均热10秒钟的再结晶退火。测定再结晶退火后的粒径，然后在露点为-40℃的氮气氛中进行最终成品退火，其条件为：不使用退火分离剂，按10℃/h的升温速度升温至850℃并在该温度保持75小时。另外，在发明例中，在最终成品退火后，钢中的Al量为5～30ppm，钢中的N量为20～40ppm。
然后，在样品上涂布一种由磷酸铝、重铬酸钾和硼酸混合而成的涂料液，再在300℃下烘烤，获得了制品。
对如此获得的制品板，与实施例13同样地测定其二次再结晶粒径、微细晶粒的存在频率、高斯方位晶粒面积率和频率为1000Hz时的高频铁耗。
所获结果示于表18中。
另外，为了进行比较，对于板厚同为0.23mm的方向性电磁钢板也进行了同样的调查，所获结果一起示于同一个表中。
                                                                   表17
No.                                                         成分组成(质量％，ppm)
    C     Si     Mn     Ni     Sn     Sb     Cu     P     Cr     Al     N
    1     25     3.52     0.10     tr     tr     tr     tr     tr     tr     20     21
    2     24     3.50     0.05     0.50     tr     tr     tr     tr     tr     20     19
    3     30     3.53     0.20     tr     0.04     tr     tr     tr     tr     50     22
    4     33     3.62     0.15     tr     tr     0.04     tr     tr     tr     60     22
    5     25     3.52     0.08     tr     tr     tr     0.10     tr     tr     10     15
    6     13     3.51     0.12     tr     tr     tr     tr     0.04     tr     30     12
    7     41     3.30     0.07     tr     tr     tr     tr     tr     0.30     30     10
    8     23     3.48     0.06     tr     tr     tr     tr     tr     tr     240     20
    9     15     3.49     0.20     tr     tr     tr     tr     tr     tr     50     80
    10 (方向性电磁钢板)
*C、Al、N用ppm表示
                                              表18
   No. 再结晶退火后的粒径(μm)   制品板铁耗W10/400(W/kg)   二次再结晶平均粒径(mm)   微细晶粒频率(/cm2) 高斯方位晶粒的面积率(％) 备注
    1     45     32.0     45     98     87     发明例
    2     45     30.5     55     66     89     ″
    3     44     31.0     23     115     90     ″
    4     43     30.6     46     55     91     ″
    5     45     31.2     44     68     90     ″
    6     49     31.2     33     102     90     ″
    7     50     30.5     27     99     85     ″
    8     12     43.5     5     150     20     比较例
    9     20     36.8     5     221     35     ″
    10 方向性电磁钢板     35.2     25     0.1     95     ″
如表18所示，满足本发明必要条件的任一个发明例均能获得优于传统方向性电磁钢板的高频铁耗。
另外，在发明例中，粒径为0.15～0.50mm的微细晶粒的存在频率为2个/cm2以上。
                         工业实用性
按照本发明，可以十分经济地制造一种在表面上不具有镁橄榄石质覆膜等硬质覆膜的方向性电磁钢板。该方向性电磁钢板的冲裁性等优良，例如在制造Ei铁心的工序中可以大幅度地省力化。
另外，按照本发明，使用不含抑制剂的高纯成分的坯料，可以稳定地制得一种具有冲裁性良好、铁耗和/或高频铁耗低、磁特性的各向异性少等各种优良特性的方向性电磁钢板。
特别是，按照第1本发明，可以稳定地制得具有冲裁性良好、铁耗优良等特长的方向性电磁钢板；另外，按照第2本发明，可以稳定地制得具有冲裁性良好、磁特性优良、而且各向异性小等特长的方向性电磁钢板；另外，按照第3本发明，可以稳定地制得具有高频铁耗优良等特长的方向性电磁钢板。
进而，按照这些本发明，由于在钢坯中不含抑制剂成分，因此没有必要对扁钢坯施加高温加热、脱碳退火、高温纯化退火等处理，因此可以低成本地进行大量生产，这是很大的优点。
应予说明，在第1和第2本发明的实施例中，主要是说明了使用EI型铁心作为铁心使用的情况，但是本发明钢板的用途并不限定于EI型铁心，它还适用于所有重视加工性的方向性电磁钢板的用途。

Claims (21)

1.磁特性良好的方向性电磁钢板，它是在其组成中含有按质量％计的Si：1.0～8.0％的方向性电磁钢板，其中，在二次再结晶粒子的内部按2个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、0.50mm以下的微细晶粒，而且不具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的底膜。
2.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，该钢板在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
3.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，按质量％计的N的含量为10～100ppm。
4.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，按质量％计的Si的含量在2.0％以上。
5.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，除了粒径在1mm以下的微细晶粒之外、在测定的钢板表面上的二次再结晶平均粒径在5mm以上，而且在二次再结晶粒子的内部按10个/cm2以上的频率含有粒径在0.15mm以上、1.00mm以下的微细晶粒，并且，与{110}<001>方位的方位差在20°以内的晶粒的面积率在50％以上。
6.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，轧制方向的铁耗(WL15/50)在1.40W/kg以下，而且轧制垂直方向的铁耗(WC15/50)为轧制方向铁耗的2.6倍以下。
7.如权利要求1所述的磁特性良好的方向性电磁钢板，其中，轧制方向的磁通密度(BL50)在1.85T以上，而且轧制垂直方向的磁通密度(BC50)在1.70T以上。
8.制造不具有以镁橄榄石为主体的底膜并且其磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其特征在于，对在其组成中含有按质量％计的C：0.08％以下、Si：1.0～8.0％和Mn：0.005～3.0％，而且Al降低至0.020％以下，N降低至50ppm以下的扁钢坯进行热轧，在根据需要进行热轧钢板的退火之后，进行一次或者带有中间退火的二次以上的冷轧，然后进行再结晶退火，进而根据需要涂布不含MgO的退火分离剂，最后在1000℃以下的温度进行最终成品退火。
9.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的扁钢坯在其组成中还含有按质量％计从Ni：0.005～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～1.50％、P：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％和Cr：0.01～1.50％中选出的一种或两种以上。
10.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的扁钢坯在其组成中含有按质量％计的2.0％以上的Si。
11.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的扁钢坯在其组成中的Al按质量％计降低至100ppm以下。
12.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的最终成品退火在露点为40℃以下的低氧化性或非氧化性气氛中进行。
13.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的最终成品退火在含有氮的气氛中进行。
14.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述热轧前的扁钢坯的加热温度在1300℃以下。
15.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的再结晶退火在露点为40℃以下的低氧化性或非氧化性气氛中进行。
16.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，在所述的再结晶退火中，退火后的晶体粒径为30～80μm，而且上述最终成品退火在975℃以下的温度进行。
17.如权利要求16所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，在所述冷轧中，在最后的冷轧之前的晶体粒径小于150μm。
18.如权利要求16所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，在所述冷轧中，在最后的冷轧之前的晶体粒径在150μm以上。
19.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述最终成品退火的最高加热温度在800℃以上，同时，在该最终成品退火中从300℃至800℃的升温速度为5～100℃/h。
20.如权利要求19所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其中，所述的扁钢坯在其组成中含有按质量％计的C：0.006％以下、Si：2.5～4.5％、Mn：0.50％以下，同时将氧抑制在50ppm以下，残余部分实质上由Fe和不可避免的杂质构成，而且在所述再结晶退火时的气氛气的露点在0℃以下。
21.如权利要求8所述的制造磁特性良好的方向性电磁钢板的方法，其特征在于，在所述最终成品退火后，涂布绝缘涂料并将其烘烤。
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