專利名稱：：高磁通密度的方向性電磁鋼板的制造方法
技術領域：
：本發明涉及一種由低溫板坯加熱制造作為軟磁材料用于變壓器等電氣設備的鐵心的方向性電磁鋼板的方法。
背景技術：
：方向性電磁鋼板是由聚集在{110}<001>方位的晶粒所構成的Si含量在7%以下的鋼板。這樣的方向性電磁鋼板在制造中的結晶方位的控制可以利用被稱之為二次再結晶的突變(catastrophic)的晶粒生長現象來實現。作為用于控制該二次再結晶的一個方法，如下的方法已經在工業上得以實施使被稱為抑制劑的微細析出物在熱軋前的板坯加熱時完全固溶，然后在熱軋以及隨后的退火工序使其微細析出。這種方法所存在的問題是為了使析出物完全固溶，要求在135(TC乃至1400°C以上的高溫進行加熱，該溫度比普通鋼的板坯加熱溫度約高20(TC，為此需要專用的加熱爐，而且熔融氧化皮量較多等。于是，就采用低溫板坯加熱的方向性電磁鋼板的制造進行了研究開發。作為采用低溫板坯加熱的制造方法，例如小松等人在特公昭62-45285號公報中公開了將由氮化處理形成的(Al，Si)N作為抑制劑加以使用的方法。另外，小林等人在特開平2-77525號公報中公開了作為此時的氮化處理方法，是在脫碳退火后以帶狀進行氮化的方法。本發明人也在"MaterialsScienceForum"，204206(1996)，pp.593598中，報道了以帶狀進行氮化時的氮化物的行為。另外，本發明人在特開2001-152250號公報中，報道了一種在1220135(TC的溫度下，使抑制劑完全固溶后實施氮化處理的制造方法。而且本發明人在特公平8-32929號公報中，公開了在這樣的低溫板坯加熱的方向性電磁鋼板的制造方法中，由于脫碳退火時不會形成抑制劑，因而脫碳退火中的一次再結晶組織的調整對于控制二次再結晶是很重要的，當一次再結晶晶粒組織的粒徑分布的波動系數大于0.6從而晶粒組織不均勻時，則二次再結晶變得不穩定。再者，本發明人就作為二次再結晶的控制因子的一次再結晶組織與抑制劑進行了研究，結果發現一次再結晶組織中的{411}方位晶粒影響{110}<001〉二次再結晶晶粒的優先生長。在特開平9-256051號公報中公開了以下內容將脫碳退火后的一次再結晶織構的{111}/{411}之比調整為3.0以下，然后進行氮化處理而強化抑制劑，由此能夠在工業上穩定地制造高磁通密度的方向性電磁鋼板；以及作為此時的一次再結晶后的晶粒組織的控制方法，例如有在脫碳退火工序的升溫過程中將加熱速度控制為12"C/秒以上的方法。后來知道，控制上述加熱速度的方法作為控制一次再結晶后的晶粒組織具有較大的效果，本發明人在特開2002-60842號公報中提出了一種使二次再結晶穩定化的方法在脫碳退火工序的升溫過程中，鋼板溫度從60(TC以下的區域至75090(TC范圍內的預定溫度，以4(TC/秒以上的加熱速度進行加熱，由此將脫碳退火后的晶粒組織中1{111]/1{411}的比率控制在3以下，并且在隨后的退火中將鋼板氧化層的氧含量調整為2.3g/m2以下，從而使二次再結晶穩定化。在此，1{111]以及1{411}分別為{111}面以及{411}面平行于板面的晶粒的比例，表示在板厚1/10層中根據X射線衍射測定所測得的衍射強度值。在上述方法中，直到75090(TC范圍內的預定溫度為止，必須以4(TC/秒以上的加熱速度進行加熱。關于為此目的的加熱手段，可以例示出對以前的通常利用輻射熱的輻射管等的脫碳退火設備加以改造而成的設備、利用激光等的高能量熱源的方法、感應加熱、通電加熱裝置等，而在這些加熱方法中，尤其是感應加熱，從加熱速度的自由度高、能夠與鋼板非接觸地進行加熱、以及在脫碳退火爐內的設置比較容易等方面考慮是有利的。然而，在采用感應加熱方法對電磁鋼板進行加熱的情況下，由于板厚較薄，因而一旦達到居里點附近的溫度，則渦流的電流浸透深度加深，環繞板帶寬度方向斷面的表層部一周的渦流發生表面和背面的相互抵消，渦流不能流動，因而難以將電磁鋼板加熱至居里點以上的溫度。方向性電磁鋼板的居里點為75(TC左右，因此，在到此為止的溫度的加熱中采用感應加熱，即便如此，為了進行75(TC以上的加熱，也必須使用代替感應加熱的、例如通電加熱等其它手段。但是，并用其它加熱手段在失去使用感應加熱的設備的優點的同時，還存在例如采用通電加熱時需要接觸鋼板，從而劃傷鋼板的問題。因此，在快速加熱區的終端為特開2002-60842號公報所示的75090(TC的情況下，所存在的問題是不能充分發揮感應加熱的優點。
發明內容于是，本發明的課題在于采用特開2001-152250號公報所公開的135(TC以下的低溫板坯加熱而制造方向性電磁鋼板時，為了改善脫碳退火后的一次再結晶后的晶粒組織，在脫碳退火的升溫過程中，將控制加熱速度的溫度區域設定在只用感應加熱便能夠加熱的范圍，以克服上述的缺點。為了解決上述課題，本發明的方向性電磁鋼板的制造方法如下(1)一種方向性電磁鋼板的制造方法，包括以下步驟對于以質量°/。計含有Si:0.87%、C:0.085%以下、酸溶Al:0.010.065%、N:0.075%以下、Mn:0.020.20%、Seq.=S+0.406XSe:0.0030.05%的硅鋼基材，在下式表示的溫度Tl、T2、以及T3(°C)之中任一項的溫度以上且135(TC以下的溫度下加熱，然后進行熱軋，將得到的熱軋板進行退火，接著實施一次冷軋，或介入退火而實施多次冷軋，從而制作出最終板厚的鋼板，該鋼板經脫碳退火后，涂布退火分離劑而實施最終退火，并且在從脫碳退火至最終退火的二次再結晶幵始為止的期間，實施使鋼板的氮含量增加的處理，該制造方法的特征在于采用以下的工序進行所述熱軋板的退火加熱至10001150°C的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的850110(TC的溫度下進行退火，由此將退火后的晶粒組織中的層間間隔控制在20"m以上，并且在所述鋼板的脫碳退火工序的升溫過程中，于鋼板溫度從55(TC至72(TC的溫度范圍內，以40'C/秒以上的加熱速度進行加熱。Tl=10062/(2.72—log(同X[N]))—273T2二14855/(6.82—log([Mn]X[S]))—273T3=10733/(4.08—log([Mn]X[Se]))—273式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分別為酸溶Al、N、Mn、S、Se的含量(質量％)。此外，所述所謂層狀組織是指平行于軋制面的層狀組織，所謂層間間隔是指該層狀組織的平均間隔。(2)—種方向性電磁鋼板的制造方法，包括以下步驟對于以質量。/。計含有Si:0.87%、C:0.085%以下、酸溶Al:0.010.065%、N:0.075%以下、Mn:0.020.20%、S叫二S+0.406XSe:0.0030.05%的硅鋼基材，在下式表示的溫度Tl、T2、以及T3(。C)之中任一項的溫度以上且135(TC以下的溫度下加熱，然后進行熱軋，將得到的熱軋板進行退火，接著實施一次冷軋，或介入退火而實施多次冷軋，從而制作出最終板厚的鋼板，該鋼板經脫碳退火后，涂布退火分離劑而實施最終退火，并且在從脫碳退火至最終退火的二次再結晶開始為止的期間，實施使鋼板的氮含量增加的處理，該制造方法的特征在于在所述熱軋板的退火過程中，相對于脫碳前的鋼板碳含量使其脫碳0.0020.02質量％，由此將退火后的表面晶粒組織中的層間間隔控制在20um以上，并且在所述鋼板的脫碳退火工序的升溫過程中，于鋼板溫度從550。C至72(TC的溫度范圍內，以40。C/秒以上的加熱速度進行加熱。Tl=10062/(2.72—log([Al]X[N]))—273T2=14855/(6.82_log([Mn]X[S]))—273T3=10733/(4.08—log([Mn]X[Se]))—273式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分別為酸溶Al、N、Mn、S、Se的含量(質量％)。此外，所謂表面層晶粒組織的表面層是指從最表面至整個板材厚度的1/5為止的區域，所謂層間間隔是指該區域的平行于軋制面的層狀組織的平均間隔。另外，本發明在所述(1)或(2)的發明中，(3)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于所述硅鋼基材以質量％計，還含有Cu:0.010.30°/。，在下述T4(°C)以上的溫度下加熱后進行熱軋。T4=43091/(25.09—log([Cu]X[Cu]X[S]))—273式中，[Cu]表示Cu的含量。(4)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于在對所述鋼板進行脫碳退火時的升溫過程中，在鋼板溫度處在55072(TC的期間，以5025(TC/秒的加熱速度進行加熱。(5)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于在對鋼板進行脫碳退火時，所述鋼板溫度處在55072(TC的期間的加熱以感應加熱來進行。(6)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于在對所述鋼板進行脫碳退火的情況下，當在其升溫過程中將以所述加熱速度進行加熱的溫度范圍設定為Ts(°C)至72(TC時，根據從室溫至500。C的加熱速度HCC/秒)，設定以下的Ts至72(TC的范圍。H《15:Ts《55015<H:Ts《600(7)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于所述脫碳退火還以脫碳退火后的一次再結晶粒徑達到7Um以上且低于18"m的溫度和時間長度來進行。(8)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于根據鋼板的酸溶Al量[Al]，使所述鋼板的氮含量[N]增加，以滿足式[N]>14/27[A1]。(9)所述方向性電磁鋼板的制造方法的特征在于所述硅鋼基材以質量％計，還含有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種或2種以上。本發明在采用135(TC以下的低溫板坯加熱的方向性電磁鋼板的制造中，或者以上述的2個階段的溫度范圍進行熱軋板退火，或者在熱軋板退火時進行上述的脫碳，以控制層間間隔，由此在脫碳退火的升溫過程中快速加熱，以改善脫碳退火后的一次再結晶的晶粒組織，這時，能夠將適合較高地維持加熱速度的溫度上限設定在低于只用感應加熱便能夠加熱的溫度范圍，因而能夠更容易地進行加熱，可以更容易地獲得磁特性優良的方向性電磁鋼板。因此，采用感應加熱進行上述加熱，由此可以獲得如下的效果加熱速度的自由度較高，能夠與鋼板非接觸地進行加熱，并且在脫碳退火爐內的設置比較容易等。本發明進而如上述那樣調整脫碳退火后的晶體粒徑和鋼板的含氮含量，這樣即使在提高脫碳退火的加熱速度的情況下，也能夠更加穩定地進行二次再結晶。另外，本發明通過在上述硅鋼基材中添加上述的元素，根據添加元素的不同，能夠進一步改善磁特性等。圖1表示在2個階段的溫度范圍進行熱軋板退火的試料在冷軋前晶粒組織的層間間隔與磁通密度B8之間的關系。圖2表示在2個階段的溫度范圍進行熱軋板退火的試料在脫碳退火的升溫途中于550720。C的溫度區域的加熱速度與制品的磁通密度(B8)之間的關系。圖3表示熱軋板退火時進行脫碳的試料在冷軋前表面層晶粒組織的層間間隔與磁通密度B8之間的關系。圖4表示熱軋板退火時進行脫碳的試料在脫碳退火的升溫途中于55072(TC的溫度區域的加熱速度與磁通密度(B8)之間的關系。具體實施方式本發明人認為采用上述特開2001-152250號公報所公開的1350"C以下的低溫板坯加熱以制造方向性電磁鋼板時，退火后的熱軋板晶粒組織的層間間隔影響一次再結晶后的晶粒組織，即便使脫碳退火時中斷快速加熱的溫度降低(在發生一次再結晶溫度以前中斷)，一次再結晶織構中的{411}晶粒的存在比例也能夠提高。發明人對熱軋板退火條件進行種種變更，就熱軋板退火后的晶粒組織的層間間隔與二次再結晶后鋼板的磁通密度B8之間的關系、以及脫碳退火的升溫過程中各溫度的加熱速度對磁通密度B8的影響進行了調查。其結果是，獲得了如下的見解，從而完成了本發明。即在熱軋板的退火工序中，以預定的溫度進行加熱而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的溫度下進一步進行退火，從而將退火后的晶粒組織的層間間隔控制在20um以上，在此情況下，脫碳退火工序的升溫過程中組織變化較大的溫度區域為700720°C，通過將包括該溫度區域的55(TC720。C的溫度區域的加熱速度設定為4(TC/秒以上，優選設定為5025(TC/秒，進一步優選設定為75125匸/秒，便能夠控制一次再結晶，從而使脫碳退火后織構的1{111]/1{411}的比率在預定值以下，并且可以穩定地得到發達的二次再結晶。在此，所謂層間間隔，是指被稱為層狀組織的平行于軋制面的層狀組織的平均間隔。下面就得到該見解的實驗進行說明。首先，調查了熱軋板退火條件與最終退火后的試料的磁通密度B8之間的關系。圖1表示冷軋前試料的晶粒組織的層間間隔與最終退火后的試料的磁通密度B8之間的關系。在此所使用的試料是這樣得到的，對于以質量％計含有Si:3.2%、C:0.0450.065%、酸溶A1:0.025%、N:0.005%以下、Mn:0.04%、S:0.015%、且余量為Fe以及不可避免的雜質的板坯，將其在1300"C的溫度下加熱后，熱軋至2.3mm厚(在該成分體系的情況下，Tl二1246。C，T2二1206。C)，然后實施加熱至112(TC而使其再結晶、繼而在800112(TC的溫度下進行退火這2個階段的熱軋板退火，將該熱軋試料冷軋至0.3mm厚，然后以15"C/秒的加熱速度加熱至550°C，以4(TC/秒的加熱速度在550720。C的溫度區域加熱，然后以15°C/秒的加熱速度進行進一步的加熱，在83(TC的溫度下進行脫碳退火，接著在含氨的氣氛下退火，進行使鋼板中的氮含量增加的氮化處理，接著涂布以MgO為主成分的退火分離劑，然后進行最終退火。關于層間間隔的調整，通過變更C量以及2.個階段的熱軋板退火中的第2階段的溫度來進行。由圖1清楚地表明在層間間隔控制在20Pm以上的情況下，于脫碳退火的55072(TC的溫度區域，以4(TC/秒的加熱速度進行升溫，由此可以得到B8為1.92T以上的高磁通密度。另外，對得到B8為1.92T以上的試料的脫碳退火鋼板的一次再結晶織構進行解析的結果，可以確認全部試料的1{111]/1{411}的值在3以下。其次，就冷軋前試料的晶粒組織的層間間隔設定為20ym以上的條件下的、可以得到高磁通密度(B8)的鋼板的脫碳退火時的加熱條件進行調查。在此使用的試料設定C:0.055%，關于熱軋板的退火溫度，第l階段的溫度設定為1120°C，第2階段的溫度設定為920°C，層間間隔設定為26um，除此以外，對于與圖1的情況同樣地制作的冷軋試料，在升溫途中將在脫碳退火時的550720'C的溫度區域的加熱速度進行各種變更，以測定最終退火后的試料的磁通密度B8。由圖2可知，在脫碳退火的升溫過程中的550720'C的溫度范圍內，如果該范圍內的各溫度的加熱速度為40。C/秒以上，則可以獲得具有1.92T以上的高磁通密度(B8)的電磁鋼板，如果將加熱速度控制在50250。C/秒、進一步優選控制在75125。C/秒的范圍，則可以得到磁通密度(B8)更高的電磁鋼板。因此，在熱軋板的退火工序中，加熱至1000115(TC的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的850110(TC進行退火，從而將退火后的晶粒組織的層間間隔控制為20um以上，這樣即使將脫碳退火工序的升溫過程中的快速加熱的溫度范圍設定為鋼板溫度在55072(TC的范圍，也能提高{411}方位的晶粒的存在比率，能夠將1{111]/1{411}的比率設定為3以下，從而可以穩定地制造高磁通密度的方向性電磁鋼板。如上所述，由于可以確認將熱軋板退火后晶粒組織的層間間隔控制在20nm以上是有效的，因此，本發明人還就層間間隔控制在20ym以上的其它手段進行了研究。其結果是，通過與求得上述的圖1和圖2的實驗同樣的實驗獲得了如下的見解在熱軋板的退火過程中，相對于脫碳前的鋼板碳量，進行0.0020.02質量％的脫碳，由此在退火后的表面層晶粒組織中，可以將層間間隔控制在20um以上；即使在這樣的情況下，同樣地在冷軋后的脫碳退火工序的升溫過程中，將55072(TC的溫度區域的加熱速度設定為4(TC/秒以上，由此也能夠控制一次再結晶，使脫碳退火后的織構的1{111]/1{411)的比率在預定值以下，從而穩定地得到發達的二次再結晶組織。在此，所謂表面層晶粒組織的表面層是指從最表面至整個板厚的1/5為止的區域，所謂層間間隔是指該區域的稱為層狀組織的平行于軋制面的層狀組織的平均間隔。圖3表示在熱軋板的退火過程中通過脫碳而使退火后的表面層晶粒組織的層間間隔發生變化的試料在冷軋前的層間間隔與最終退火后的磁通密度B8之間的關系。此外，表面層的層間間隔的調整可以通過變更在IIO(TC下進行的熱軋板退火的保護氣氛的水蒸氣分壓，從而將脫碳前后的碳量差值調整為0.0020.02質量％的范圍來進行。由圖3清楚地表明通過在熱軋板的退火過程中進行脫碳而將表面層的層間間隔設定為20um以上，即使在此情況下，也可以得到B8為1.92T以上的高磁通密度。另外，圖4表示對于調整熱軋板退火的保護氣氛的氧化度、將表層晶粒組織的層間間隔設定為28um而同樣制作的冷軋試料，在將脫碳退火時的550720'C的溫度區域的加熱速度于升溫途中進行各種變更的情況下，其加熱速度與最終退火后的試料的磁通密度B8之間的關系。從圖4可知，在熱軋板的退火過程中，即使在通過脫碳而控制層間間隔的情況下，于脫碳退火的升溫過程中在55072(TC的溫度范圍，該范圍內的各溫度的加熱速度若為4(TC/秒以上，則可以得到高磁通密度的電磁鋼板。關于在熱軋板退火后的晶粒組織中，通過控制層間間隔而改變{411}、Ull]的織構的理由，盡管目前尚不清楚，但可以認為是以下的理由。通常為人所知的是，由于再結晶的方位而存在發生再結晶晶粒的優先部位。考慮到在冷軋工序中，{411}在層狀組織的內部、{111}在層狀附近部位形成再結晶核，則可以說明通過控制冷軋前的晶粒組織的層間間隔，一次再結晶后的{411}結晶方位以及{111}結晶方位的存在比率將發生變化的現象。另外，在將(Al，Si)N、以及A1N用作抑制劑的情況下，這些抑制劑從表面逐漸減弱，{110}<001>二次再結晶取向晶粒從表面層發生，因而可以認為控制表面層的晶粒組織的層間間隔也是很重要的。下面就基于以上見解而完成的本發明依次進行說明。首先，就本發明所使用的硅鋼基材的成分的限定理由進行說明。本發明的成分組成是以質量％計，至少含有Si:0.87%、C:0.085%以下、酸溶Al:0.010.065%、N:0.0075%以下、Mn:0.020.20%、Seq.二S+0.406XSe:0.0030.005%，且余量為Fe以及不可避免的雜質；或者在該成分組成中進一步含有Cu:0.010.30質量％。本發明以上述的成分組成為基礎，將根據需要還含有其它成分的方向性電磁鋼板用硅鋼板坯用作基材，各成分的含量范圍的限定理由如下。Si:在添加量較多時電阻升高，鐵損特性得到改善。但是，當添加量超過7%時，則冷軋極其困難，軋制時出現裂紋。更適于工業生產的含量為4.8%以下。另外，在低于0.8%時，最終退火時發生Y相變，鋼板的結晶方位受到損害。C:在控制一次再結晶組織方面是有效的元素，但對磁特性產生不良影響，因此需要在最終退火前進行脫碳。當C量多于0.085。/。時，則脫碳退火時間延長，從而損害工業生產的生產率。酸溶A1:在本發明中與N結合而成為(Al，Si)N，是為發揮抑制劑的作用所必須的元素。以二次再結晶穩定的0.010.065%作為限定范圍。N:在超過0.012%的情況下，冷軋時鋼板中產生被稱為氣泡(blister)的空孔，因而使其不超過0.012%。另外，為了使其發揮抑制劑的功能，必須將其設定為0.0075%以下。當超過0.0075%時，則析出物的分散狀態不均勻而使二次再結晶變得不穩定。Mn:當少于0.02%時，在熱軋中容易產生裂紋。另夕卜，雖以MnS、MnSe發揮作為抑制劑的功能，但超過0.20%時，MnS、MnSe析出物的分散容易不均勻，因而使二次再結晶變得不穩定。優選為0.030.09%。S以及Se:與Mn結合發揮作為抑制劑的功能。在S叫二S+0.406XSe的值少于0.003%時，則作為抑制劑的功能減弱。另外，在超過0.05%時，則析出物的分散容易不均勻，因而使二次再結晶變得不穩定。在本發明中，作為抑制劑構成元素還可以添加Cu。Cu也與S和Se形成析出物而發揮作為抑制劑的功能。當Cu量少于O.Oiy。時，作為抑制劑的功能減弱。當添加量超過0.3%時，則析出物的分散容易不均勻，從而鐵損降低的效果達到飽和。在本發明中，作為板坯基材，除了上述成分以外，還能夠根據需要，在以質量。/。計為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%以下的范圍內，含有Cr、P、Sn、Sb、Ni、以及Bi中的至少1種。Cr:是改善脫碳退火的氧化層、對玻璃皮膜的形成有效的元素，在0.3%以下的范圍添加。P:在提高比電阻、從而減少鐵損方面是有效的元素。當添加量超過0.5%時，則軋制性出現問題。Sn和Sb:是熟知的晶界偏析元素。本發明由于含有A1，所以根據最終退火條件的不同，在退火分離劑所釋放的水分的作用下，Al往往發生氧化，從而在帶巻部位的抑制劑的強度發生波動，以致磁特性在帶巻位置發生波動。作為其對策之一，有添加這些晶界偏析元素以防止氧化的方法，因此可以分別在0.30%以下的范圍進行添加。另一方面，當超過0.30%時，脫碳退火時難以氧化，玻璃皮膜的形成并不充分，同時明顯阻礙脫碳退火性。Ni:在提高比電阻、從而減少鐵損方面是有效的元素。另外，還在控制熱軋板的金屬組織、從而使磁特性提高方面是有效的元素。但是，當添加量超過1%時，二次再結晶變得不穩定。Bi:添加0.01°/。以上時，可穩定硫化物等析出物，具有強化作為抑制劑的功能的效果。但是，添加0.01%以上時，將對玻璃皮膜的形成帶來不利影響。再者，本發明所使用的硅鋼基材也可以在不損害磁特性的范圍內，含有上述以外的元素和/或不可避免的其它混入元素。下面就本發明的制造條件進行說明。具有上述成分組成的硅鋼板坯可以采用如下的方法而獲得由轉爐或電爐等煉鋼，根據需要對鋼液進行真空脫氣處理，接著通過連鑄或制成鑄錠后進行初軋。然后，在熱軋之前加熱板坯。在本發明中，板坯加熱溫度設定為1350'C以下，以避免高溫板坯加熱的各種問題(如要求專用的加熱爐，以及熔融氧化皮量較多等問題)。另外，在本發明中，板坯加熱的下限溫度需要使抑制劑(A1N、MnS、以及MnSe等)完全固溶。為此，有必要將板坯的加熱溫度設定為下式表示的溫度T1、T2、以及T3(。C)之中任一項的溫度以上，同時控制抑制劑構成元素的含量。關于A1和N的含量，必須使下式T1為1350。C以下。同樣地，關于Mn和S的含量、而且Mn和Se的含量、進而Cu和S的含量，必須分別使下式的T2、T3、T4為1350"C以下。Tl二10062/(2.72—log([Al]X[N]))—273T2=14855/(6.82—log([Mn]X[S]))—273T3二10733/(4.08—log([Mn]X[Se]))—273T4=43091/(25.09—log([Cu]X[Cu]X[S]))—273式中，[Al]、[N〗、[Mn]、[S]、[Se]、[Cu]分別為酸溶Al、N、Mn、S、Se、Cu的含量(質量％)。硅鋼板坯通常鑄造成150350mm的范圍，優選鑄造成220280mm的厚度，但也可以是3070mm范圍的所謂薄板坯。在薄板坯的情況下制造熱軋板時，具有不必進行中間厚度的粗加工的優點。在上述的溫度下被加熱的板坯繼續進行熱軋，以制造要求板厚的熱軋板。在本發明中，(a)將該熱軋板加熱至10001150。C的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的850110(TC下進行必要時間的退火。或者，(b)在該熱軋板的退火過程中，進行脫碳而使脫碳前后的鋼板碳量之差為0.0020.02質量％。這樣一來，退火后的鋼板的晶粒組織或鋼板表面層的晶粒組織的層間間隔可以控制為20um以上。如(a)那樣進行退火時，關于第1階段的退火，從促進熱軋板再結晶的角度考慮，能夠以5°C/s以上、優選為10°C/s以上的加熱速度進行，并且在1100。C以上的高溫進行時間為0s，在100(TC左右的低溫進行時間為30s以上的退火。另外，第2階段的退火時間從控制層狀結構的角度考慮，進行20秒以上即可。從第2階段退火后保持層狀組織的角度考慮，能夠以平均5°C/s以上，優選為15"C/s以上的冷卻速度進行冷卻。此外，分2個階段進行熱軋板退火雖然在特開2005-226111號公報中也有部分記載，但其退火的目的是進行抑制劑狀態的調整，而對于如本發明那樣，在采用上述后者的方法制造方向性電磁鋼板時，通過2個階段的熱軋板退火，以控制退火后的晶粒組織中的層間間隔，由此將脫碳退火的升溫過程的快速加熱范圍控制在更低的溫度范圍，即使在這樣的情況下，在一次再結晶后仍能夠提高處于容易進行二次再結晶的方位的晶粒所存在的比率的技術內容，并沒有給出任何教示。另外，在如(b)那樣于熱軋板的退火過程中進行脫碳的情況下，作為處理方法，可以采用公知的方法，如使保護氣氛含有水蒸氣而調整氧化度的方法、以及將脫碳促進劑(例如，K2C03、Na2C03)涂布于鋼板表面的方法等。此吋的脫碳量(脫碳前后的鋼板碳量之差)設定為0.0020.02質量％，優選設定為0.0030.008質量％的范圍，以控制表面層的層間間隔。在脫碳量低于0.002質量％時，對表面的層間間隔沒有影響，在0.02質量％以上時，對表面部的織構有不良影響。然后，通過一次冷軋或介入退火的2次以上的冷軋，以制作最終板厚的鋼板。冷軋的次數，可以考慮希望的產品特性水平和成本而進行適當的選擇。在冷軋時，將最終冷軋率設定為80%以上，對于使{411}和U11]等的一次再結晶取向發達來說是必要的。為了去除鋼中含有的碳，對冷軋后的鋼板在濕潤的氣氛中實施脫碳退火。此時，脫碳退火后的晶粒組織中的1{111]/1{411}的比率設定為3以下，隨后在表現出二次再結晶之前進行增加氮含量的處理，由此便能夠穩定地制造高磁通密度的制品。作為該脫碳退火后的一次再結晶的控制方法，可以通過調整脫碳退火工序的升溫過程中的加熱速度來進行控制。本發明的特征在于在鋼板溫度處于550720。C的期間，以4(TC/秒以上、優選以50250'C/秒、進一步優選以75125。C/秒的加熱速度進行快速加熱。加熱速度對一次再結晶織構的1{111]/1{411}產生較大的影響。在一次再結晶中，再結晶的難易程度隨結晶方位的不同而不同，因此，為了將1{111]/1{411}設定為3以下，控制為{411}方位晶粒容易再結晶的加熱速度是必要的。{411}方位晶粒在100'C/秒附近的加熱速度時最容易發生再結晶，所以為了將1{111]/1{411}設定為3以下，從而穩定地制造磁通密度(B8)高的制品，將加熱速度設定為4(TC/秒以上，優選設定為5025(TC/秒，進一步優選設定為75125。C/秒。必須以該加熱速度加熱的溫度區域基本上是55072(TC的溫度區域。當然，也可以從55(TC以下的溫度起，開始在上述加熱速度范圍內的快速加熱。適宜將該加熱速度保持在較高的加熱速度的溫度范圍的下限溫度，受低溫區的加熱循環的影響。因此，當將快速加熱所必須的溫度范圍設定為從開始溫度Ts(°C)至720。C時，可以根據室溫至50(TC的加熱速度HTC/秒)來設定從以下的Ts(。C)至720"的范圍。'H《15:Ts《55015<H:Ts《600在低溫區的加熱速度為15"C/秒的標準加熱速度的情況下，從550。C到72(TC的范圍必須以4(TC/秒以上的加熱速度進行快速加熱。在低溫區的加熱速度低于15'C/秒的情況下，從55(TC以下的溫度到720"C的范圍必須以40tV秒以上的加熱速度進行快速加熱。另一方面，在低溫區的加熱速度高于15'C/秒的情況下，在高于55(TC的溫度下，從60(TC以下的溫度到72(TC的范圍只要以4(rC/秒以上的加熱速度進行快速加熱就足夠了。例如，在從室溫開始以50'C/秒的速度進行加熱的情況下，從600720'C的溫度范圍的升溫速度只要為4(TC/秒以上即可。上述脫碳退火的加熱速度的控制方法并沒有特別的限制，在本發明中，由于快速加熱的溫度范圍的上限為720°C,因此可以有效利用感應加熱。另外，為了穩定地發揮出上述加熱速度調整的效果，正如特開2002-60842號公報所公開的那樣，加熱后在770卯(TC的溫度區域將保護氣氛的氧化度(PH20/PH2)設定為大于0.15且小于等于1.1，并將鋼板的氧量設定為2.3g/n^以下是有效的。保護氣氛的氧化度低于0.15時，鋼板表面所形成的玻璃皮膜的密著性發生劣化，在超過1.1時，玻璃皮膜出現缺陷。另夕卜，通過將鋼板的氧量設定為2.3g/m2以下，可抑制(Al、Si)N抑制劑的分解，從而能夠穩定地制造具有高磁通密度的方向性電磁鋼板的制品。另外，關于脫碳退火的加熱，正如特開2001-152250號公報所公開的那樣，通過以一次再結晶粒徑為718um的溫度和時間長度來進行，便能夠更穩定地表現出二次再結晶，從而能夠制造更加優良的方向性電磁鋼板。作為使氮含量增加的氮化處理，有接著脫碳退火，在含有氨等的具有氮化能力的氣氛中進行退火的方法；以及在退火分離劑中添加MnN等具有氮化能力的粉末等進行最終退火的方法等。在提高脫碳退火的加熱速度的情況下，為了更穩定地進行二次再結晶，優選調整(Al、Si)N的組成比率，而且作為增加后的氮含量，使鋼中的N量[N]與A1量[A1]之比即[N]/[A1]的質量比為14/27以上。然后，涂布以氧化鎂作為主成分的退火分離劑，而后進行最終退火，通過二次再結晶使{110}<001>方位晶粒優先生長。正如以上所說明的那樣，本發明在預定的析出物完全固溶的溫度以上且在135(TC以下的溫度下對硅鋼進行加熱，然后進行熱軋、熱軋板退火，接著實施一次冷軋或介入退火的多次冷軋，從而加工成最終板厚，在脫碳退火后，涂布退火分離劑而進行最終退火，并且在從脫碳退火到最終退火的二次再結晶開始為止的期間，對鋼板實施氮化處理，在這樣制造方向性電磁鋼板時，通過(a)采用以下的工序進行熱軋板的退火加熱至1000115(TC的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的8501100。C的溫度下進行退火，或者通過(b)在熱軋板退火過程中進行脫碳，使熱軋板退火前后的鋼板碳量之差為0.0020.02質量％，從而將熱戰板退火后的鋼板的晶粒組織(或表面層晶粒組織)的層間間隔控制在20um以上，并且在上述鋼板進行脫碳退火的升溫過程中，于鋼板溫度處于55072(TC的期間，以40。C/秒以上、優選為50250。C/秒，進一步優選為75125"C/秒的加熱速度進行加熱，接著以一次再結晶的粒徑為718um的范圍的溫度和時間進行脫碳退火，由此便能夠制造出高磁通密度的方向性電磁鋼板。實施例下面就本發明的實施例進行說明，實施例所采用的條件是用于確認本發明的實施可能性以及效果的一個條件例。本發明不受該實例的限制，只要不脫離本發明而實現本發明的目的，就可以采用各種條件。(實施例1)對于以質量。/。計含有Si:3.2%、C:0.05%、酸溶A1:0,024%、N:0.005%、Mn:0.04%、S:0.01%，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在132(TC的溫度(在該成分體系的情況下，T1=1242°C、T2=1181°C)下將其加熱后，熱軋至2.3mm的厚度，然后一部分試料(A)進行113(TC的一個階段退火，另一部分試料(B)實施1130"C+92(TC的二個階段退火。將這些試料冷軋至0.3mm厚，以(1)15°C/s、(2)40°C/s、以及(3)100°C/s的加熱速度加熱至720°C，然后以l(TC/s的加熱速度加熱至85(TC的溫度而進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的試料在最終退火后的磁特性示于表1。此外，試料的代號表示退火方法與加熱速度的組合。在熱軋板退火以及脫碳退火均滿足本發明的條件的情況下，可以得到高的磁通密度。表1試料層間間隔(ym)磁通密度B8(T)備注(A-l)151.897比較例(A-2)151.901比較例(A-3)151，比較例(B-l)261.917比較例(B-2)261.924本發明例(B-3)261.931本發明例(實施例2)對于以質量。/。計含有Si:3.2%、C:0.055%、酸溶Ah0.026%、N:0.005%、Mn:0.05%、Cu:0.1%、S:0.012o/o，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在133(TC的溫度(在該成分體系的情況下，Tl=1250°C、T2二1206。C、T4=1212°C)下將其加熱后，熱軋至2.3mm的厚度，然后一部分試料(A)進行112(TC的一個階段退火，另一部分試料(B)實施112(TC+90(TC的二個階段退火。將這些試料冷軋至0.3mm厚之后，以20°C/s的加熱速度加熱至550°C，再以(1)15°C/s、(2)40°C/s、以及(3)100°C/s的加熱速度從55(TC加熱至720°C，然后以15°C/s的加熱速度進一步進行加熱，在84(TC的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的試料在最終退火后的磁特性示于表2。在熱軋板退火以及脫碳退火均滿足本發明的條件的情況下，可以得到高的磁通密度。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>(實施例3)對實施例2制作的熱軋后的試料，實施1120'C+90(TC的二個階段退火，層間間隔設定為24um。將該試料冷軋至0.3mm厚，然后以20°C/s的加熱速度加熱至550°C，'再以40°C/s的加熱速度從550°C加熱至720'C，然后以15'C/s的加熱速度進一步進行加熱，在840。C的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.080.02。/。，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的氮含量不同的試料在最終退火后的的磁特性示于表3。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>(實施例4)作為試料，將實施例3制作的冷軋板以4(TC/s的加熱速度加熱至720°C，然后以15°C/s的加熱速度進一步進行加熱，在800900"C的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的脫碳退火后的一次再結晶粒徑不同的試料在最終退火后的磁特性示于表4。表4試利'脫碳退火溫度rc)脫碳退火后的粒徑■(Um)磁通密度B8(T)備注(A)8006.31.872比較例(B)8409.81.941本發明例(C)87013.41.937本發明例(D)90019.91.903比較例(實施例5)對于以質量。/o計含有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%，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在1330。C的溫度(在該成分體系的情況下，T1=1269°C、T2=1152°C、T3=1217°C)下將其加熱后，熱軋至2.3mm的厚度，然后一部分試料(A)進行113(TC的一個階段退火，另一部分試料(B)實施113(TC+920。C的二個階段退火。將這些試料冷軋至0.3mm厚，然后以20°C/s的加熱速度加熱至550。C，再以(1)15°C/s、(2)100°C/s的加熱速度從550。C加熱至720°C，然后以15。C/s的加熱速度進一步進行加熱，在84(TC的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.018%,其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的試料在最終退火后的磁特性示于表5。在熱軋板退火以及脫碳退火均滿足本發明的條件的情況下，可以得到高的磁通密度。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>(實施例6)對于以質量。/。計含有Si:3.2%、C:0.05%、酸溶A1:0.024%、N:0.005°/。、Mn:0.04%、S:0.01%，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在132(TC的溫度(在該成分體系的情況下，T1=1242°C、T2=1181°C)下將其加熱后，熱軋至2.3mm的厚度，然后在IIO(TC的溫度下進行退火。此時，向保護氣體(氮和氫的混合氣體)中噴吹水蒸氣，使其從表面脫碳而變更表面層的層間間隔。將這些試料冷軋至0.3mm厚，然后以100°C/s的加熱速度加熱至720°C，而后以10°C/s的加熱速度加熱至85(TC的溫度，以進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.018%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的表層層間間隔不同的試料在最終退火后的磁特性示于表6。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>(實施例7)將實施例6制作的熱軋后的試料在IIO(TC的溫度下進行退火。此時，向保護氣體(氮和氫的混合氣體)中噴吹水蒸氣，使其從表面脫碳而將表面的層間間隔調整為(A)、(B)2類。將這些試料冷軋至0.3mm厚，然后分別以(1)15°C/s、(2)40。C/s的加熱速度加熱至720°C，而后以10°C/s的加熱速度加熱至85(TC的溫度，以進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02。/0，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的試料在最終退火后的磁特性示于表7。此外，試料的代號表示表層層間間隔與加熱速度的組合。在熱軋板退火以及脫碳退火均滿足本發明的條件的情況下，可以得到高的磁通密度。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>(實施例8)對于以質量M計含有Si:3.2%、C:0.055%、酸溶Al:0.026%、N:0.005%、Mn:0.05%、Cu:0.1%、S:0.012%，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在133(TC的溫度(在該成分體系的情況下，Tl二1250。C、T2二1206。C、T4=1212°C)下將其加熱后，熱軋至2.3mm的厚度。然后在IIO(TC的溫度下進行退火。此時，向保護氣體(氮和氫的混合氣體)中噴吹水蒸氣，使其從表面脫碳而將表面層的層間間隔調整為(A)、(B)2類。將這些試料冷軋至0.3mm厚，然后以20。C/s的加熱速度加熱至55(TC，再分別以(1)15°C/s、(2)40°C/s、以及(3)100°C/s的加熱速度從55(TC加熱至720°C，而后以I5°C/s的加熱速度進一步進行加熱，在84(TC的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的試料在最終退火后的磁特性示于表8。在熱軋板退火以及脫碳退火均滿足本發明的條件的情況下，可以得到高的磁通密度。表8<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>(實施例9)將實施例8制作的熱軋后的試料在110(TC的溫度下進行退火。此時，向保護氣體(氮和氫的混合氣體)中噴吹水蒸氣，使其從表面脫碳而將表面層的層間間隔調整為27um。將該試料冷軋至0.3mm厚，然后以2(TC/s的加熱速度加熱至55(TC，進而以40°C/s的加熱速度從55(TC加熱至72(TC，然后以15°C/s的加熱速度進一步進行加熱，在84(TC的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.080.02%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的氮含量不同的試料在最終退火后的磁特性示于表9。表9<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>(實施例10)作為試料，將實施例9制作的冷軋板以4(TC/秒的加熱速度加熱至720。C，然后以15。C/秒的加熱速度進一步進行加熱，于800卯0'C的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.02%,其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的脫碳退火后的一次再結晶的粒徑不同的試料在最終退火后的磁特性示于表10。表10<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>(實施例11)對于以質量。/。計含有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%，余量為Fe和不可避免的雜質的板坯，在1330'C的溫度.(在該成分體系的情況下，T1=1269°C、T2=1152°C、T3=1217°C)加熱后，熱軋至2.3mm厚。然后一部分試料(A)直接在1080°C的溫度下進行退火，另一部分試料(B)在其表面涂布K2C03，然后在氮和氫的千燥保護氣氛中于1080。C的溫度下進行退火。將這些試料冷軋至0.3mm厚，然后以2(TC/s的加熱速度加熱至550°C，進而以100°C/s的加熱速度從55(TC加熱至720。C，然后以15°C/s的加熱速度進一步進行加熱，在840。C的溫度下進行脫碳退火，接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.018%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。所得到的表層層間間隔不同的試料在最終退火后的磁特性示于表11。表11<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>(實施例12)作為試料使用實施例3制作的冷軋板，將該冷軋板分別以加熱速度(A)15°C/s、(B)50°C/s的加熱速度，加熱到(1)500°C、(2)550°C、以及(3)600。C的溫度，然后以100°C/s的加熱速度加熱到720°C，進而以10°C/s的加熱速度加熱到830'C的溫度，以實施脫碳退火。接著在含有氨的氣氛中進行退火，使鋼板中的氮含量增加到0.018%，其次涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施最終退火。最終退火后的磁特性示于表12。可知通過提高低溫區的加熱速度，以10(TC/s進行加熱的開始溫度即使提高到60(TC，仍可得到良好的磁特性。<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>本發明在低溫板坯加熱的方向性電磁鋼板的制造中，通過將熱軋板的退火以2個階段的溫度范圍進行等，可以將用于改善脫碳退火后的一次再結晶后的晶粒組織而進行的脫碳退火的升溫過程中的加熱速度的控制范圍的上限，控制在只借助感應加熱便可以加熱的更低的溫度范圍，因此采用感應加熱的方法能夠使該加熱更容易地進行，能夠更容易且穩定地制造高磁通密度且磁特性優良的方向性電磁鋼板。因此，具有很大的產業上的利用可能性。權利要求1.一種方向性電磁鋼板的制造方法，包括以下步驟對于以質量％計含有Si0.8～7％、C0.085％以下、酸溶Al0.01～0.065％、N0.075％以下、Mn0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se0.003～0.05％的硅鋼基材，在下式表示的溫度T1、T2、以及T3(℃)之中任一項的溫度以上且1350℃以下的溫度下加熱，然后進行熱軋，將得到的熱軋板進行退火，接著實施一次冷軋，或介入退火而實施多次冷軋，從而制作出最終板厚的鋼板，該鋼板經脫碳退火后，涂布退火分離劑而實施最終退火，并且在從脫碳退火至最終退火的二次再結晶開始為止的期間，實施使鋼板的氮含量增加的處理，該制造方法的特征在于采用以下的工序進行所述熱軋板的退火加熱至1000～1150℃的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的850～1100℃的溫度下進行退火，由此將退火后的晶粒組織中的層間間隔控制在20μm以上；并且在所述鋼板的脫碳退火工序的升溫過程中，于鋼板溫度從550℃至720℃的溫度范圍內，以40℃/秒以上的加熱速度進行加熱；T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分別為酸溶Al、N、Mn、S、Se的以質量％計的含量。2.—種方向性電磁鋼板的制造方法，包括以下步驟對于以質量。/。計含有Si:0.87%、C:0.085%以下、酸溶Al:0.010.065%、N:0.075%以下、Mn:0.020,20%、S叫.=S+0.406XSe:0.0030.05%的硅鋼基材，在下式表示的溫度Tl、T2、以及T3(°C)之中任一項的溫度以上且135(TC以下的溫度下加熱，然后進行熱軋，將得到的熱軋板進行退火，接著實施一次冷軋，或介入退火而實施多次冷軋，從而制作出最終板厚的鋼板，該鋼板經脫碳退火后，涂布退火分離劑而實施最終退火，并且在從脫碳退火至最終退火的二次再結晶開始為止的期間，實施使鋼板的氮含量增加的處理，該制造方法的特征在于在所述熱軋板的退火過程中，相對于脫碳前的鋼板碳含量使其脫碳0.0020.02質量％，由此將退火后的表面晶粒組織中的層間間隔控制在20um以上；并且在所述鋼板的脫碳退火工序的升溫過程中，于鋼板溫度從55(TC至720。C的溫度范圍內，以40。C/秒以上的加熱速度進行加熱；Tl=10062/(2,72—log([Al]X[N]))—273T2=14855/(6.82—log([Mn]X[S]))—273T3二10733/(4.08—log([Mn]X[Se]))—273式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分別為酸溶Al、N、Mn、S、Se的以質量％計的含量。3.根據權利要求1或2所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于所述硅鋼基材以質量％計，還含有Cu:0.010.30%，在下述T4rc)以上的溫度下加熱后進行熱軋；T4-43091/(25.09—log([Cu]X[Cu]X[S]))—273式中，[Cu]表示Cu的含量。4.根據權利要求13的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于在對所述鋼板進行脫碳退火時的升溫過程中，在鋼板溫度處在550720'C的期間，以50250'C/秒的加熱速度進行加執。5.根據權利要求14的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于在對所述鋼板進行脫碳退火時，所述鋼板溫度處在550720'C的期間的加熱以感應加熱來進行。6.根據權利要求15的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于在對所述鋼板進行脫碳退火的情況下，當在其升溫過程中將以所述加熱速度進行加熱的溫度范圍設定為Ts(°C)至720。C時，根據從室溫至500'C的加熱速度H("C/秒)，設定以下的Ts"C至720'C的范圍；H《15:Ts《55015<H:Ts《600。7.根據權利要求16的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于所述脫碳退火以脫碳退火后的一次再結晶粒徑達到m以上且低于18um的溫度和時間長度來進行。8.根據權利要求17的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于進行所述使氮含量增加的處理，以便根據鋼板的酸溶Al量[Al],使鋼板的氮含量[N]滿足式[N]^14/27[A1]。9.根據權利要求18的任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于所述硅鋼基材以質量％計，還含有Cr:0.3%以下、P:0.5°/。以下、Sn:0.3%以下、Sb:0.3%以下、Nh1%以下、Bi:0.01%以下之中的1種或2種以上。全文摘要本發明在方向性電磁鋼板的制造方法中，將板坯加熱溫度設定為1350℃以下，或者(a)采用以下的工序進行熱軋板的退火加熱至1000～1150℃的預定溫度而使其再結晶，然后在低于該預定溫度的850～1100℃的溫度下進行退火，或者(b)在熱軋板退火過程中進行脫碳，使熱軋板退火前后的鋼板碳量之差為0.002～0.02質量％，并且使脫碳退火的升溫過程中的加熱在鋼板溫度處在550～720℃的期間，以加熱速度為40℃/秒以上、優選為75～125℃/秒的條件進行，脫碳退火升溫過程的快速加熱采用感應加熱。文檔編號C21D9/46GK101432450SQ20078001482公開日2009年5月13日申請日期2007年5月23日優先權日2006年5月24日發明者熊野知二,牛神義行,藤井宣憲申請人:新日本制鐵株式會社