專利名稱：：極低鐵損的高磁通密度的取向性電磁鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及對在變壓器或發(fā)電機(jī)的鐵芯等中所使用的取向性硅鋼片中，特別是適合用于實(shí)現(xiàn)小型變壓器等的高磁通密度取向性電磁鋼板的鐵損特性進(jìn)行了改善的制品及其制造方法。含有Si，并且沿晶粒沿(110)取向或(100)取向定向的取向性電磁鋼板具有優(yōu)良的軟磁特性。因此，取向性電磁鋼板廣泛地用作工業(yè)頻率范圍內(nèi)的各種鐵芯材料。在上述的用途中，取向性電磁鋼板所要求的特性是鐵損較低。鐵損一般是以在50Hz的頻率，經(jīng)1.7T磁化的場合的功耗(在后面以W17/50(W/kg)表示)來評價的。就大容量變壓器的實(shí)際裝置中的鐵損特性來說，包括以W17/50較低的取向性電磁鋼板作為材料而裝配的鐵芯或卷繞鐵芯的組合體同樣是優(yōu)良的。另外，由于上述的晶體取向的定向性提高的高磁通密度取向性電磁鋼板有利于實(shí)現(xiàn)小型的大容量變壓器，這樣與近年的節(jié)能目標(biāo)相一致，其使用量逐年增加。取向性電磁鋼板利用稱為“二次再結(jié)晶”的現(xiàn)象，有選擇地僅僅使特定取向的晶粒生長，從而獲得上述的晶體取向。在一般的取向性電磁鋼板的制造步驟中，必須通過高溫，對在鋼中含有抑制劑成分的扁鋼坯進(jìn)行加熱，在抑制劑固溶后，對其進(jìn)行熱軋，使抑制劑從鋼中精細(xì)析出。另外，多數(shù)場合采用同時利用作為抑制劑的AlN與MnS的方法或同時利用A1N與MnSe的方法，以便有利于實(shí)現(xiàn)較高的磁通密度。但是，在將AlN用作抑制劑的場合，會出現(xiàn)下述情況，即由于AlN的抑制劑作用容易受到二次再結(jié)晶退火氣體介質(zhì)的影響，從而磁特性變得不穩(wěn)定。作為可獲得高磁通密度的技術(shù)，含有Bi的取向性電磁鋼板已經(jīng)公開。JP特開昭56-18044號文獻(xiàn)公開了下述的技術(shù)，其涉及以MnS或MnSe作為抑制劑的取向性電磁鋼板的制造方法，該方法使扁鋼坯中含有Bi，在1050℃以下，結(jié)束扁鋼坯的再軋?zhí)幚怼Ａ硗?，JP特公昭56-21331號文獻(xiàn)公開了下述的技術(shù)，該技術(shù)采用了將Bi、AlN與MnS組合，另外將Bi、AlN與MnSe組合的方式。此外，JP特公平7-62176號文獻(xiàn)的第3實(shí)施例公開了下述的技術(shù)，該技術(shù)通過2次冷軋法，對含有Al、S與Bi的熱軋板，在1000℃溫度下，進(jìn)行1分鐘的熱軋板退火處理，并且在1050℃的溫度下進(jìn)行中間退火處理，之后進(jìn)行淬火后時效處理。但是，對于JP特開昭56-18044號文獻(xiàn)中所公開的技術(shù)，磁通密度的值不夠大。另外，上述JP特公昭56-21331號文獻(xiàn)或JP特公平7-62176號文獻(xiàn)的技術(shù)會出現(xiàn)下述情況，即由于抑制劑必須采用AlN，這樣磁特性會隨著二次再結(jié)晶退火的氣體介質(zhì)而發(fā)生變化。由此，所獲得的鐵損值不穩(wěn)定，這樣作為工業(yè)的制造技術(shù)，并不十分完善。另外，作為可獲得較低鐵損的技術(shù)，已公開了含有Ge的取向性電磁鋼板的制造技術(shù)。JP特開昭59-31823號文獻(xiàn)公開了下述的技術(shù)，該技術(shù)是使Ge富集于扁鋼坯的內(nèi)層，從而獲得W17/50良好的特性。JP特開平2-196403號文獻(xiàn)公開了下述的技術(shù)，該技術(shù)通過將Ge與AlN組合，將Ge、AlN與MnS組合，將Ge、AlN與MnSe組合，從而獲得W17/50良好的特性。但是，JP特開昭59-31823號文獻(xiàn)所公開的技術(shù)必須使Ge富集于扁鋼坯內(nèi)層中，由此，在進(jìn)行扁鋼坯澆鑄時，從工業(yè)角度來說，添加線材等是困難的。另外，也不能獲得減少二次再結(jié)晶的晶粒的效果。JP特開平2-196403號文獻(xiàn)所公開的技術(shù)會出現(xiàn)下述情況，即由于抑制劑必須采用AlN，這樣磁特性會隨二次再晶退火時的氣體介質(zhì)而發(fā)生變化。因此，所獲得的鐵損值不穩(wěn)定，從工業(yè)角度來說，不能稱為十分完善的技術(shù)。于是，本發(fā)明人對采用除MnS、MnSe、AlN以外的抑制劑的制造技術(shù)進(jìn)行深入的研究。其結(jié)果是，開發(fā)了以BN作為抑制劑的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造技術(shù)，并且在先提出了專利申請(其專利申請?zhí)枮镴P特原平8-301474號)。另外，在此之前還公開過以BN作為抑制劑的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造技術(shù)。比如，JP特開昭58-43445號文獻(xiàn)公開了下述的技術(shù)，該技術(shù)采用含有0.0006～0.0080wt％的B與0.0100wt％的N的鋼。但是，通過該JP特開昭58-43445號文獻(xiàn)所公開的技術(shù)而獲得的取向性電磁鋼板的磁通密度，以B8的值來衡量，相對較高的1.89T的值來說，不夠高，鐵損也不太好。與此相對，本發(fā)明人在先所開發(fā)的技術(shù)基本上屬于下述的制造技術(shù)，該技術(shù)以BN與MnS或以BN與MnSe形成抑制劑，根據(jù)Si含量與B添加量，改變熱軋條件。當(dāng)采用該技術(shù)時，可穩(wěn)定地獲得磁通密度極高的取向性電磁鋼板。盡管如此，相對采用取向性電磁鋼板的變壓器，從使制品的體積減小，節(jié)能等觀點(diǎn)來看，提高磁特性的要求是不會停止的。因此，要求作為這些鐵芯材料的取向性電磁鋼板具有更高的磁通密度，并且具有更低的鐵損。但是，含有BN的高磁通密度取向性電磁鋼板具有制品的晶粒的粒徑增加的趨向。由此，會出現(xiàn)下述情況，即相對所獲得的磁通密度的值，不能說鐵損值必然是較低的。即，就低鐵損來說，還有改善的余地。于是，本發(fā)明的目的在于提供一種優(yōu)良的取向性電磁鋼板及其制造方法，該取向性電磁鋼板以BN作為抑制劑，同時具有更低的鐵損和高磁通密度。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過下述方式，可制造低鐵損的高磁通密度電磁鋼板，該方式為添加下述元素，將組合結(jié)構(gòu)改善處理再與一次再結(jié)晶退火和冷軋?zhí)幚硐嘟M合，該元素具有不僅促進(jìn)作為抑制劑的BN的析出，而且還促進(jìn)制造工藝過程中的氮化硅的析出，此外還促進(jìn)即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的改善的效果。具體來說，將在鋼中添加Bi與適合的一次再結(jié)晶退火條件組合，或?qū)⒃阡撝刑砑覩e與適合的一次再結(jié)晶退火條件和溫軋組合是特別有效的。除了上面的觀點(diǎn)，還發(fā)現(xiàn)通過將作為鋼中的不純物的Al與V含量限制在一定值以下，則可更加促進(jìn)氮化硅的析出。按照上述方式，本發(fā)明人有利地解決了上述問題，從而完成了本發(fā)明。即，本發(fā)明涉及一種極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造方法，該方法包括下述步驟將扁鋼坯加熱到1350℃以上的溫度，該扁鋼坯含有C:0.030～0.095wt％,Si:1.5～7.0wt％,Mn:0.03～2.50wt％,S或Se單獨(dú)或共計(jì):0.003～0.040wt％,B:0.0010～0.0070wt％，之后對其進(jìn)行熱軋，接著在最終冷軋的壓下率為80～95％的條件下，對其進(jìn)行1次或2次以上的冷軋，形成最終板厚，對其進(jìn)行一次再結(jié)晶退火處理，然后對其涂敷退火分離劑，接著對其進(jìn)行最終精退火處理，其特征在于使上述扁鋼坯含有下述元素，另外使N的含量為30～120wtppm，該元素具有改善在扁鋼坯中BN的析出，以及改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果，將作為不純物的Al的含量限制在0.015wt％以下，將V的含量限制在0.010wt％以下，另外熱軋時間為50～220秒，并且熱軋結(jié)束溫度在850℃以上的溫度，此外在熱軋結(jié)束后，以30℃/s以上的冷卻速度，對其進(jìn)行驟然冷卻，在700℃以下的溫度，將其卷繞成板卷狀，將適合于組合結(jié)構(gòu)改善的一次再結(jié)晶條件與溫軋組合。另外，上述極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造方法的特征在于作為具有改善BN的析出，以及改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，添加Bi:0.0005～0.100wt％,500℃以上的升溫速度在8℃/s以上，該退火的退火溫度在800～900℃的溫度范圍內(nèi)。最好使BN在脫碳退火板中以平均粒徑10-500nm進(jìn)行微細(xì)分散。此外，上述極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造方法的特征在于作為具有改善BN的析出，以及改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Ge:0.005～0.500wt％，作為適合用于組合結(jié)構(gòu)改善的一次再結(jié)晶條件，在冷軋工序中的最初的退火的升溫過程中，使500℃以上的升溫速度在5℃/s以上，該退火的退火溫度在1000～1150℃，另外最終冷軋為其軋道間的最高溫度在150～350℃的溫度范圍內(nèi)的溫軋。此外，最好對從用于抑制劑強(qiáng)化的微量元素的添加、脫碳退火后，至二次再結(jié)晶開始之前的期間的氮化處理、磁疇細(xì)分處理、強(qiáng)力覆膜形成處理中的任何一種進(jìn)行組合。另外，本發(fā)明涉及極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板，作為最終制品，含有C:0.010wt％以下，Si:1.5～7.0wt％,Mn:0.03～2.50wt％,S或Se單獨(dú)或共計(jì):0.003wt％以下，B:0.0004～0.0030wt％,N:30wtppm以下，作為不純物的Al限制在0.002wt％以下，V限制在0.010wt％以下，其含有下述元素，該元素具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果。還有，作為具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Bi:0.0005～0.100wt％，或Ge:0.005～0.500wt％。圖1為表示Bi的含量對磁特性造成的影響的圖；圖2為表示在含有Bi的鋼中，作為鋼中不純物的Al的含量對磁特性造成的影響的圖；圖3為表示在含有Bi的鋼中，作為鋼中不純物的V的含量對磁特性造成的影響的圖4為表示Ge的含量與磁特性之間的關(guān)系的圖；圖5為表示在含有Ge的鋼中，作為鋼中不純物的Al的含量對磁特性造成的影響的圖；圖6為表示在含有Ge的鋼中，作為鋼中不純物的V的含量對磁特性造成的影響的圖。首先，在下面根據(jù)實(shí)驗(yàn)實(shí)例，對實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的整個過程進(jìn)行描述。(實(shí)驗(yàn)1含有N和Bi的鋼的熱軋時間、熱軋結(jié)束溫度、中間退火速度升溫速度對磁特性的影響)在將表1中的鋼塊序號1A所示的厚度為250mm的2個扁鋼坯加熱到1410℃的溫度之后，通過粗軋，形成40mm的板厚，接著通過結(jié)束溫度分別設(shè)定在940℃、800℃的熱精軋，形成板厚為2.4mm的熱軋板卷。在該熱軋中，要求從粗軋開始至精軋結(jié)束的時間為150秒。此外，作為已有的鋼成分，對2個表1中的鋼塊序號1B、1C和鋼塊序號1D所示的扁鋼坯進(jìn)行同樣的熱軋。通過噴射水流冷卻的方式，以45～50℃/s的冷卻速度對熱軋后的板卷進(jìn)行冷卻，之后在600℃的溫度下將其卷成板卷。表1</tables>*1)B與N為PPM的值此后，在對這些板卷進(jìn)行酸洗后，通過冷軋，形成1.50mm的中間板厚，分割為2塊。通過中間退火，以20℃/s的升溫速度，將其中一個板卷驟然加熱到500℃的溫度，在500～1050℃的溫度范圍內(nèi)，以10℃/s的平均升溫速度，對其進(jìn)行加熱，在1050℃的溫度下，對其進(jìn)行60秒的熱處理，之后按照40秒的時間，將其冷卻到室溫(序號1)。以20℃/s的升溫速度，將另一個板卷驟然加熱到500℃，將其保持在600℃，以便使鋼板的軋制用油消失，以3.0℃/s的平均升溫速度，將其加熱到1050℃的溫度，在1050℃的溫度下對其進(jìn)行60秒的熱處理，之后按照40秒的時間，將其冷卻到室溫(序號2)。在中間退火后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，將其軋制成0.22mm的厚度。對該退火板進(jìn)行脫脂處理，在850℃的溫度下，進(jìn)行2分鐘的同時進(jìn)行一次再結(jié)晶退火的脫碳退火處理。在脫碳退火中，在500～850℃的溫度范圍內(nèi)，以20℃/s的升溫速度，對其進(jìn)行加熱。接著，將添加有5％的TiO2的MgO用作退火分離劑，將其涂敷于該退火板卷表面，對其進(jìn)行最終精退火處理。在該最終精退火處理中，在N2:100％的氣體介質(zhì)中，以30℃/h的升溫速度，將其加熱到850℃的溫度，將其在850℃的溫度下，保持20個小時，之后在N2:25％與H2:75％的混合氣體介質(zhì)下，以12℃/h的升溫速度，將其加熱到1050℃的溫度，在H2:100％的氣體介質(zhì)下，將其從1050℃升溫到1200℃，將其在1200℃的溫度下，保持5個小時，之后進(jìn)行冷卻。在冷卻之后，從板卷表面，將未反應(yīng)的退火分離劑去除，將下述絕緣涂敷劑涂敷于板卷表面，該絕緣涂敷劑以含有50％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下，對其進(jìn)行烘烤，形成制品。從每個制品，沿軋制方向，切出Epstein尺寸(280mm長度×30mm寬)的試驗(yàn)片，在于800℃的溫度下對其進(jìn)行3個小時的消除應(yīng)變退火處理之后，測定鐵損W17/50和磁通密度B8(800A/m的磁場中所產(chǎn)生的磁通密度)。這些值匯集于表2中。表2從表2可知，對于鋼塊序號1A，熱軋結(jié)束溫度為940℃，并且中間退火條件的序號為1的制品獲得極好的鐵損值W17/50與磁通密度B8，而已有的成分(鋼塊序號為1B、1C和1D)的制品中的任何一種的鐵損值均較差。另外，序號為1A的最終制品中的成分是這樣的，C:0.012wt％,Si:3.31wt％,Mn:0.08wt％,S:0.0005wt％,Se:0.0010wt％以下，B:0.0020wt％,N:5wtppm,Al:0.0005wt％,V:0.004wt％,Bi:0.0054wt％。(實(shí)驗(yàn)2含有N和Ge的鋼的熱軋時間、熱軋結(jié)束溫度、中間退火速度升溫速度對磁特性的影響)在將表3中的鋼塊序號2A(本發(fā)明的成分組成范圍內(nèi))所示的厚度為240mm的2個扁鋼坯加熱到1420℃的溫度之后，通過粗軋，形成35mm的板厚，接著通過結(jié)束溫度分別設(shè)定在920℃、800℃的熱精軋，形成板厚為2.6mm的熱軋板卷。在該熱軋中，要求從粗軋開始至精軋結(jié)束的時間為150秒。此外，作為已有的鋼成分，對3個表3中的鋼塊序號2B、2C和鋼塊序號2D所示的扁鋼坯進(jìn)行同樣的熱軋。通過噴射水流冷卻的方式，以45～50℃/s的冷卻速度對熱軋后的板卷進(jìn)行冷卻，之后在600℃的溫度下將其卷成板卷。表3</tables>*B與N為PPM的值之后，在對這些板卷進(jìn)行酸洗后，通過冷軋，形成1.50mm的中間板厚，分割為2塊。通過中間退火，以20℃/s的升溫速度，將其中一個板卷驟然加熱到500℃的溫度，在500～1100℃的溫度范圍內(nèi)，以12℃/s的平均升溫速度，對其進(jìn)行加熱，在1100℃的溫度下，對其進(jìn)行60秒的熱處理，之后按照40秒的時間，將其冷卻到室溫(序號1)。以20℃/s的升溫速度，將另一個板卷驟然加熱到500℃的溫度，將其保持在600℃的溫度，以便使鋼板的軋制用油消失，以3.0℃/s的平均升溫速度，將其加熱到1100℃的溫度，在1100℃的溫度下對其進(jìn)行60秒的熱處理，之后按照40秒的時間，將其冷卻到室溫(序號2)。在中間退火后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，對其進(jìn)行最高板溫為230℃的溫軋?zhí)幚?，將其軋制?.22mm的厚度。對該退火板進(jìn)行脫脂處理，在850℃的溫度下，進(jìn)行2分鐘的同時進(jìn)行一次再結(jié)晶退火的脫碳退火處理。接著，將添加有5％的TiO2的MgO用作退火分離劑，將其涂敷于該退火板卷表面，對其進(jìn)行最終精退火處理。在該最終精退火處理中，在N2:100％的氣體介質(zhì)中，將其加熱到850℃的溫度，在N2:25％與H2:75％的混合氣體介質(zhì)下，以10℃/h的升溫速度，將其加熱到1050℃的溫度，在H2:100％的氣體介質(zhì)下，將其從1050℃升溫到1200℃的溫度，將其在1200℃的溫度下，保持5個小時，之后進(jìn)行冷卻。從這些板卷中切出試驗(yàn)片，對其進(jìn)行宏觀浸蝕，測定鋼板的晶體粒徑的分布。在冷卻之后，從板卷表面，將未反應(yīng)的退火分離劑去除，將下述絕緣涂敷劑涂敷于板卷表面，該絕緣涂敷劑以含有40％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下，對其進(jìn)行烘烤，形成制品。與實(shí)驗(yàn)1相同，測定制品磁磁性。這些值匯集于表4中。表4從表4可知，對于鋼塊序號2A，熱軋結(jié)束溫度為920℃，并且中間退火條件的序號為1的制品獲得極好的鐵損值W17/50與磁通密度B8，而已有的成分(鋼塊序號為2B、2C)并且低N量的成分(鋼塊序號為2D)的制品中的任何一種的鐵損值均較差。另外，該鋼塊序號為2B、2C、2D的鋼板的鐵損值較差的原因是很顯然的，即由于宏觀浸蝕的結(jié)果，盡管這些鋼板實(shí)現(xiàn)二次再結(jié)晶，但是其晶體的粒徑加大。另外，序號為2A的最終制品中的成分是這樣的，C:0.008wt％,Si:3.34wt％,Mn:0.08wt％,S:0.0005wt％,Se:0.0010wt％以下，B:0.0018wt％,N:4wtppm,Al:0.0008wt％,V:0.005wt％,Ge:0.025wt％。針對下述理由，進(jìn)行細(xì)致的調(diào)查，該理由指在實(shí)驗(yàn)1的鋼塊序號為1A，熱軋溫度為940℃，并且中間退火條件序號為1的場合獲得良好的結(jié)果的理由以及在實(shí)驗(yàn)2中的鋼塊序號為2A，熱軋結(jié)束溫度為920℃，并且中間退火條件序號為1的場合獲得良好的結(jié)果的理由，其結(jié)果是，本發(fā)明人便得出作為其理由的下面的結(jié)論。第1點(diǎn)，在鋼塊序號1A和2A中，起抑制劑成分的作用的是鋼中的N。通過實(shí)現(xiàn)熱軋后驟冷，以過飽和的方式存在于鋼中的N在冷軋的最初的退火的初期過程中，作為氮化硅而精細(xì)地析出。在緊接的升溫過程中，氮化硅變?yōu)?B,Si)N，另外形成精細(xì)的BN，在鋼中析出。在脫碳退火板中平均粒徑為10-500nm的精細(xì)的BN起極為強(qiáng)力的抑制劑的作用。為了使這些連續(xù)的析出過程順利地進(jìn)行，使精細(xì)的BN析出，在鋼中，N的含量必須在50wtppm以上，必須降低作為鋼中不純物的Al,V等的氮化物形成成分的含量，使其有效地用作固溶N。因此，通過使在低溫下于鋼中精細(xì)析出的氮化硅中的Si升溫，將其逐漸置換為B，可獲得精細(xì)的BN析出物，這一點(diǎn)為本發(fā)明的第1技術(shù)。第2點(diǎn)，添加下述元素，該元素具有不僅促進(jìn)作為抑制劑的BN的析出，而且還促進(jìn)制造工藝過程中的氮化硅的析出，此外還促進(jìn)即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的改善的效果。在添加Bi的場合，由于鋼中所含有的Bi的，最終冷軋前的退火(在實(shí)驗(yàn)1的場合，相當(dāng)于中間退火)后的晶體的粒徑增加，這樣最終冷軋后的一次再結(jié)晶退火的織構(gòu)的(110)晶粒的密度顯著增加。通過驟然增加一次再結(jié)晶的上升溫度，其效果便進(jìn)一步提高。另外，Bi有效地用作最終精退火中的高溫范圍的抑制力。即，氮化硅在800℃以上的高溫下分解，不能發(fā)揮作為抑制劑的作用，但是，Bi具有在更高的溫度下的一次再結(jié)晶晶粒生長的抑制作用。因此，通過添加Bi與BN的疊加效果，便促進(jìn)更加靠近(110)取向的晶粒的二次再結(jié)晶。另外，可確認(rèn)，由于Bi的存在，一次再結(jié)晶織構(gòu)獲得規(guī)定程度的改善，可實(shí)現(xiàn)二次再結(jié)晶。在添加Ge的場合，在熱軋時氮化硅可更加精細(xì)地析出，由于含有Ge與溫軋的疊加效果，脫碳退火后的一次再結(jié)晶的織構(gòu)便處于更好的狀態(tài)。此外，可確認(rèn)，由于Ge的存在，使一次再結(jié)晶的織構(gòu)實(shí)現(xiàn)規(guī)定程度的改善，可實(shí)現(xiàn)二次再結(jié)晶。近年來，按照急速發(fā)展的二次再結(jié)晶理論(比如，HayakawaY,Szpunar.A；Actametal,45(1997)pp1285～1295)，在相對作為一次再結(jié)晶織構(gòu)的(110)取向的旋轉(zhuǎn)角度為20～45°的大傾角的晶粒較多的場合，獲得良好的二次再結(jié)晶組織。大傾角的晶粒的比例可通過GA(ω)的值進(jìn)行定量評價。該GA(ω)是按照下面的方式，從測定一次再結(jié)晶的取向的結(jié)果導(dǎo)出的。對構(gòu)成一次再結(jié)晶組織的每個晶粒的取向與相對(110)取向旋轉(zhuǎn)了ω角度的取向(ω方位)進(jìn)行比較，當(dāng)兩個取向在最小的旋轉(zhuǎn)角度θ處重合時，該θ稱為該晶粒相對ω取向的旋轉(zhuǎn)角。測定測定范圍內(nèi)的全部晶粒相對ω取向的旋轉(zhuǎn)角θ，當(dāng)全部晶粒的個數(shù)為N時，如果相對ω取向的θ在20～45°范圍內(nèi)的晶粒的個數(shù)為n，則GA(ω)通過n/N計(jì)算出。即，在相對ω取向的全部的晶粒的θ在20～45°范圍內(nèi)的場合，則GA(ω)=1，在ω取向的晶粒的生長的擇優(yōu)取向性達(dá)到最大，在具有在20～45°范圍內(nèi)的θ的晶粒的個數(shù)為0的場合，則GA(ω)=0,ω取向的生長的擇優(yōu)取向性最小。在這里，ω的原點(diǎn)為(110)取向，通過ω:0～0.14radian的GA(ω)的平均值(GAAV)，對實(shí)驗(yàn)2的中間退火條件為序號1的一次再結(jié)晶織構(gòu)進(jìn)行評價。相對在鋼塊序號2A中，GAAV為0.82的情況，在鋼塊序號2B中，GAAV為0.76，在鋼塊序號2C中，GAAV為0.74，在鋼塊序號2D中，GAAV為0.68。在鋼中含有Ge的鋼塊2A是絕對有利的。相對已有技術(shù)，一次再結(jié)晶織構(gòu)的晶體取向的改善效果是在溫軋中了解到的。另外，通過實(shí)驗(yàn)2顯然可知，通過還含有Ge的方式，便將一次再結(jié)晶織構(gòu)的晶體取向的改善效果提高到極高的水平。此外，由于即使在可固定鋼中的固溶N的Al或V的不純物大量存在的情況下，仍無法獲得足夠的固溶C，對織構(gòu)造成負(fù)面影響，這樣必須限制這樣的不純物的含量。第3點(diǎn)涉及熱軋步驟。為了使鋼中的固溶N增加，必須使熱軋結(jié)束溫度保持較高的溫度，并且使熱軋時間在一定時間以內(nèi)。另外，在熱軋結(jié)束后，必須進(jìn)行驟冷處理，盡可能地以較低溫度，卷取板卷。此外，可確認(rèn)即使在進(jìn)行驟冷，在低溫下，卷取板卷的情況下，一定量的氮化硅仍從鋼中析出，但是此場合的氮化硅是極為細(xì)微的，從而不會造成有害。在臨時以緩冷或高溫進(jìn)行卷取的場合，粗大的氮化硅在鋼中析出，在冷軋步驟中，不能獲得精微的BN的析出物，不能獲得強(qiáng)力的抑制作用。另外，如果熱軋時間超過一定時間，在鋼中析出粒徑較大的BN，不可能在冷軋中獲得精微的BN。此外，由于即使在大量存在有可固定鋼中的固溶N的Al或V的不純物的情況下，仍不能獲得足夠的固溶C，則必須限制上述不純物的含量。第4點(diǎn)涉及冷軋步驟。在冷軋步驟的最初的退火的升溫過程中，首先，析出精微的氮化硅。為了使所析出的精微的氮化硅的粒徑不增加，必須使作為氮化硅的析出溫度的500℃以上的溫度范圍中的退火速度按照5℃/s以上的急速加熱的方式進(jìn)行。在于該溫度范圍內(nèi)進(jìn)行慢加熱的場合，析出粒徑較大的氮化硅，此后所析出的(B,Si)N和BN的粒徑也較大，從而不能獲得作為抑制劑的規(guī)定作用。作為在冷軋步驟的最初所進(jìn)行的退火的退火溫度，在添加Bi的場合，必須在950℃以上，添加Ge的場合，必須在1000℃以上。還有，當(dāng)超過1150℃的溫度時，由于精細(xì)析出的BN的粒徑逐漸增加，故上述退火溫度的上限為1150℃。另外，在添加Bi以便形成良好的織構(gòu)的場合，最終冷軋的壓下率也是重要的因素，該壓下率必須在80～95％的范圍內(nèi)。此外，一次再結(jié)晶退火的500℃以上的升溫速度必須按照8℃/s以上的急速加熱的方式實(shí)現(xiàn)。即，由于急速加熱與含有Bi相疊加的效果，從而實(shí)現(xiàn)織構(gòu)的改善。另外，在該一次再結(jié)晶退火的溫度未達(dá)到800℃的溫度時，不能確認(rèn)實(shí)現(xiàn)充分發(fā)達(dá)的一次再結(jié)晶織構(gòu)，在上述退火溫度超過900℃的溫度的場合，一次再結(jié)晶的粒徑增加，在進(jìn)行二次再結(jié)晶時，不能施加足夠大的驅(qū)動力，從而造成二次再結(jié)晶不良。另外，在添加Ge的場合，必須進(jìn)行溫軋，以便形成良好的織構(gòu)。該溫軋的壓下率也是重要的因素，該壓下率必須在80～95％的范圍內(nèi)。采用上面的條件的組合而實(shí)現(xiàn)的織構(gòu)的改善效果隨著一次再結(jié)晶的(110)取向的增加而加大，呈現(xiàn)二次再結(jié)晶的尖銳化，這對本發(fā)明來說，是最好的結(jié)果。作為根據(jù)上面的實(shí)驗(yàn)與調(diào)查，而獲得的專門研究的結(jié)果，便實(shí)現(xiàn)了本發(fā)明。下面，就本發(fā)明的取向性電磁鋼板的制造方法，對用于獲得本發(fā)明的效果的必要條件、其范圍和作用進(jìn)行具體描述。首先對扁鋼坯的成分組成范圍進(jìn)行描述。當(dāng)C的含量超過0.095％時，會在脫碳退火步驟中造成脫碳不良，磁特性變差。為了獲得采用γ相變的組織改善效果，在添加Bi的場合，其含量必須在0.010％以上，在添加Ge的場合，其含量必須在0.030％以上。當(dāng)小于上述下限時，二次再結(jié)晶是不完全的，從而磁特性變差。因此，C的含量在0.010～0.095％(添加Bi)，0.030～0.095％(添加Ge)的范圍內(nèi)。(Si:1.5～7.0％)Si是增加電阻，降低鐵損所必需的成分，其含量必須在1.5％以上。但是，如果上述含量超過7.0％，則加工性變差，制品的制造或加工是極為困難的。因此，Si的含量在1.5～7.0％的范圍內(nèi)。(Mn:0.03～2.50％)與Si相同，Mn是提高電阻，另外提高制造時的熱加工性的重要成分。為了實(shí)現(xiàn)這些目的，Mn的含量必須在0.03％以上。但是，當(dāng)其含量超過2.5％時，會產(chǎn)生γ相變，磁特性變差。因此，Mn的含量在0.03～2.5％的范圍內(nèi)。在鋼中，除了這些成分以外，用于產(chǎn)生二次再結(jié)晶的抑制劑也是必需的。按照本發(fā)明，作為抑制劑成分，含有N與S和/或Se。(B:0.0010～0.0070％)在B的含量未達(dá)到0.0010％的場合，熱軋板退火或中間退火的升溫過程所析出的BN量不足。在其含量超過0.0070％的場合，在熱軋時，BN析出，其粒徑增加。無論哪一種場合，均不能獲得良好的二次再結(jié)晶。因此，B的含量在0.0010～0.0070％的范圍內(nèi)。(N:30～120ppm)在N的含量未達(dá)到30ppm的場合，在熱軋板退火或中間退火的升溫過程中所析出的氮化硅或(B,Si)N與BN量不足，不能獲得良好的二次再結(jié)晶。在其含量超過120ppm的場合，會產(chǎn)生氣泡等缺陷。因此，N的含量在30～120ppm的范圍內(nèi)。此外，除了這些成分以外，必須含有一定量的S和/或Se。(S或Se中的1種或2種共計(jì):0.003～0.040％)S和/或Se是作為Mn化合物或Cu化合物，在鋼中析出的。這些化合物除了具有抑制劑的作用以外，還有作為在熱軋板退火或中間退火的升溫過程所析出的氮化硅的析出核的作用。為了使氮化硅按照精細(xì)地，高密度地分散的方式形成核，如果作為上述化合物的析出量，分別單獨(dú)的含量或兩者組合后的總含量在0.003％以上，便足夠了。另外，即使在含量過剩的情況下，過剩成分析出，其起不同于BN的抑制劑的作用。但是，在其含量超過0.040％的場合，上述化合物會在晶粒邊界處析出，從而妨礙熱軋時的加工性。因此，分別單獨(dú)的含量或兩者組合后的總含量在0.003～0.040％的范圍內(nèi)。按照下述的方式添加作為促進(jìn)氮化硅精細(xì)析出，并且改善一次再結(jié)晶織構(gòu)的元素的Bi與Ge中的任何一種。(Bi:0.0005～0.100％)添加Bi具有促進(jìn)氮化硅精細(xì)析出，并且改善一次再結(jié)晶織構(gòu)的作用，具有獲得極好的織構(gòu)的效果。為了實(shí)現(xiàn)該目的，其含量必須在0.0005％以上。但是，如果其含量超過0.100％，則難于進(jìn)行冷軋。因此，Bi的含量在0.0005～0.500％的范圍內(nèi)。(Ge:0.005～0.500％)添加Ge具有促進(jìn)氮化硅精細(xì)析出，并且改善一次再結(jié)晶織構(gòu)的作用，由其與溫軋的疊加效果，可獲得極好的織構(gòu)。為了實(shí)現(xiàn)該目的，其含量必須在0.005％以上。但是，如果其含量超過0.500％，則難于進(jìn)行冷軋。因此，Ge的含量在0.005～0.500％的范圍內(nèi)。此外，由于Sb、Sn、Te、P、Pb、Zn、In和Cr等(在添加Ge的場合，同時添加Bi)具有強(qiáng)化抑制劑的抑制力的輔助作用，故最好將它們隨意地添加于鋼中。由于其中尤以Sb、Sn、Cr、Ge的作用效果較高，這樣最好包含從這組成分中選擇出的1種或2種以上的成分。為了實(shí)現(xiàn)上述目的，最好Sb的含量在0.0010～0.080％的范圍內(nèi)，最好Sn和Cr的含量在0.0010～1.3％的范圍內(nèi)。此外，在鋼中含有Cu或Ni具有強(qiáng)化抑制劑或改善結(jié)構(gòu)的效果，有利于提高本發(fā)明的效果。為了實(shí)現(xiàn)該目的，最好這些成分的含量分別在0.0010～1.30％的范圍內(nèi)。其它的成分的有效含量分別在0.0010～1.3％的范圍內(nèi)。還有，必須分別限制作為不純物的Al的含量在0.015％以下，V的含量在0.010％以下。即，由于這些成分與鋼中的N相結(jié)合，這樣會降低生成氮化硅的有效固溶N的量。為此，含有過量的Al或V會使制品的磁特性變差，這樣是有害的。因此，必須分別限制Al的含量在0.015％以下，V的含量在0.010％以下。上述成分組成經(jīng)過調(diào)整的取向性電磁鋼板用扁鋼坯也可通過已公知的任何方法來制造。通常，通過連續(xù)鑄造法形成厚度在200～300mm的扁鋼坯，但是即使在形成厚度在30～100mm的較薄扁鋼坯的情況下，本發(fā)明的效果仍不會改變。在此場合，特別是可省略熱軋中的粗軋步驟。將扁鋼坯加熱到高溫狀態(tài)，以便對鋼中的抑制劑實(shí)現(xiàn)固溶。因此，扁鋼坯的加熱溫度必須在1350℃以上。當(dāng)扁鋼坯的加熱溫度未達(dá)到1350℃溫度時，抑制劑的固溶是不充分的，BN處于以較大粒徑析出的狀態(tài)，從而導(dǎo)致二次再結(jié)晶不良。另外，在進(jìn)行熱軋?zhí)幚頃r，在扁鋼坯的加熱前后，可隨意地進(jìn)行用于實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)均質(zhì)化的厚度降低處理或?qū)挾葔合绿幚淼裙募夹g(shù)。此外，在對扁鋼坯進(jìn)行感應(yīng)加熱的場合，還可在15～30分鐘的極短時間，將其加熱到1400℃以上的高溫。在進(jìn)行熱軋?zhí)幚頃r，下面所列的4個條件是必須的。第1，從軋制開始至結(jié)束的時間在50～220秒的范圍內(nèi)。在未達(dá)到50秒的場合，MnS或MnSe,CuS或CuSe等的析出是不充分的，冷軋步驟中的BN不能精細(xì)地析出。在超過220秒的場合，在熱軋過程中，BN以較大的粒徑析出。無論在哪一種場合，均無法獲得強(qiáng)力的抑制劑的效果。第2，熱軋結(jié)束溫度在850℃以上。在熱軋結(jié)束溫度未達(dá)到850℃的溫度的場合，在鋼中，氮化硅或BN開始以較大的粒徑析出，從而抑制劑的抑制力變差。第3，在熱軋結(jié)束后，以30℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行驟冷處理。即，通過驟冷，抑制BN或氮化硅從過飽和狀態(tài)析出。由此，下述的驅(qū)動力提高，該驅(qū)動力指用于使熱軋板退火或中間退火中的升溫過程中的氮化硅精細(xì)析出，緊接著使(B,Si)N或BN在脫碳退火板中平均粒徑為10-500nm地精細(xì)析出。第4，板卷卷取溫度在700℃以下。在該溫度超過700℃的場合，氮化硅或BN以較大粒徑從過飽和狀態(tài)析出。其結(jié)果是，抑制劑的抑制力變差，不能獲得所需的磁特性。在冷軋步驟中，可采用熱軋板退火后的1次冷軋法、在熱軋板退火后加入中間退火的2次冷軋法、省略熱軋板退火或使其處于低溫狀態(tài)的，加入中間退火的2次冷軋法中的任何一種方法。另外，還可采用3次冷軋法。在該冷軋步驟中的最初的退火(熱軋板退火或中間退火)升溫步驟中，進(jìn)行構(gòu)成本發(fā)明的核心的氮化硅精細(xì)地析出的處理，接著進(jìn)行(B,Si)N的析出處理，最后進(jìn)行BN的析出處理。為此，在該冷軋步驟中的最初的退火中，500℃以上的升溫速度必須在5℃/s以上，并且退火溫度必須在1000～1150℃的范圍內(nèi)。這樣做的原因是在500℃以上的退火速度未達(dá)到5℃/s的場合，氮化硅或BN開始以較大粒徑析出，從而使抑制劑的抑制力降低。但是，在未達(dá)到500℃的場合，由于溫度降到過低以便使氮化硅等析出，這樣不會對抑制劑的析出造成較大影響。因此，在熱軋板退火的溫度未達(dá)到500℃的場合，按照本發(fā)明，不將該退火看作冷軋步驟中的最初的退火。作為冷軋步驟中的最初的退火溫度必須在1000℃以上，借助該溫度，在升溫初期所析出的精細(xì)氮化硅全部變換為BN。在超過1150℃的溫度的場合，精細(xì)析出的BN開始實(shí)現(xiàn)奧斯特瓦爾德(Ostwald)生長，由于析出物的粒徑增加，從而抑制力變差。另外，對于上述的退火的冷卻過程，不必進(jìn)行特別限定。但是，由于下述方式可提高制品的磁特性，從而其是有效的，該方式指進(jìn)行用于增加退火后的鋼中的固溶C的驟冷處理，另外進(jìn)行用于在鋼中使精細(xì)的碳化鈣析出的驟冷處理，緊接著進(jìn)行低溫保持處理。在這里，“驟冷處理”指按照大于自然放冷的冷卻速度的方式，以氣體和/或液體作為冷卻劑，對鋼板進(jìn)行噴射，使鋼板冷卻的處理。比如，其可為噴射N2氣體，或噴射水霧或噴射水流，使鋼板冷卻的處理。此外，提高退火氣體介質(zhì)中的氧化性，使鋼板表層部脫碳的公知的措施也是有效的。此時的脫碳量可在0.005～0.025％的范圍內(nèi)。通過該脫碳處理，鋼板表層部的C的含量降低，退火時的γ相變量降低。為此，生成二次再晶核的板厚表層部中的抑制劑的抑制力得以強(qiáng)化，可獲得良好的取向的二次再晶粒。為了獲得該效果，可使鋼板的C的含量降低0.005％以上。但是，在上述含量的降低量超過0.025％的場合，由于一次再結(jié)晶織構(gòu)變差，故最好不采用該方式。對于冷軋的壓下率來說，按照已公知的方式，最終冷軋的壓下率必須在80～95％的范圍內(nèi)。當(dāng)壓下率超過95％時，難于獲得二次再結(jié)晶。當(dāng)壓下率未達(dá)到80％時，不能獲得良好取向的二次再晶粒。對于任何一種場合，制品的磁通密度都變差。再有，在最終冷軋中也可按照公知的方式，進(jìn)行溫軋或軋道間時效處理。此外，在最終冷軋后，最好也設(shè)置作為采用公知的磁疇細(xì)分機(jī)構(gòu)，即在鋼板表面設(shè)置線狀槽。對通過上述的方法形成最終板厚的鋼板進(jìn)行一次再結(jié)晶退火處理。在含有Bi的鋼的場合，特別重要的是對其退火的升溫速度進(jìn)行控制，即在一次再結(jié)晶開始的500℃以上的溫度的升溫速度未達(dá)到8℃/s的場合，難于改善含有Bi的鋼的一次再結(jié)晶織構(gòu)，不能使制品同時具有高磁通密度與低鐵損。因此，500℃以上的溫度范圍的升溫速度必需在8℃/s以上。還有，在含有Bi的鋼中，一次再結(jié)晶退火的均熱溫度在800～900℃的溫度范圍內(nèi)。對于含有Bi的鋼的一次再結(jié)晶的晶體，由于其再結(jié)晶的核生成頻率較低，這樣具有粒徑變大的傾向，二次再結(jié)晶的驅(qū)動力容易降低。為了避免上述弊病，含有Bi的鋼的一次再結(jié)晶溫度必須在900℃以下。但是，反之，當(dāng)未達(dá)到800℃的溫度時，不能獲得所需的一次再結(jié)晶組織，磁特性變差，為此上述溫度在800℃以上。另外，雖然也可使一次再結(jié)晶退火同時具有脫碳退火的效果，但是即使在該情況下，在退火溫度未達(dá)到800℃的溫度的場合，脫碳是不充分的，不能使C的含量降低到0.002％以下，不能獲得所需的磁特性。再有，在添加Ge的場合，不必對一次再結(jié)晶退火進(jìn)行特別的限制，但是溫軋?zhí)幚硎潜仨毜?。在進(jìn)行一次再結(jié)晶退火后，對鋼板表面涂敷以MgO為主成分的退火分離劑，將其供給最終精退火工序。由于在退火分離劑中添加Ti化合物，或含有Ca、B或Cl，具有進(jìn)一步提高磁特性的效果，故最好采用該方式。在最終精退火中，在鋼板中產(chǎn)生二次再結(jié)晶，此外通過高溫區(qū)域的退火對鋼板精煉，從而可獲得所需的磁特性。另外，還可采用覆膜形成抑制型的退火分離劑(在退火分離劑中添加Al2O3或氯化物)。在此場合，通常，由于在最終精退火后所形成的鎂橄欖石覆膜的形成受到抑制，這樣在最終精退火后，形成新的張力覆膜。作為張力覆膜，適合采用陶瓷覆膜、玻璃質(zhì)覆膜、上述兩者的混合物、金屬鍍層等公知的所有覆膜。此外，還可在從一次再結(jié)晶退火后至二次再結(jié)晶開始之前的期間，進(jìn)行使鋼中的N的含量在150～250wtppm的范圍內(nèi)的氮化處理。為此，在脫碳退火后，適合采用NH3的氣體介質(zhì)的熱處理、使氮化物包含于退火分離劑中、在氮化氣體介質(zhì)中的精退火等的公知技術(shù)。還有，從最終冷軋后至最終精退火之前的期間，或在最終精退火之后也可進(jìn)行在鋼板表面形成多個槽的公知的磁疇細(xì)分處理。在最終精退火后，根據(jù)需要進(jìn)行絕緣涂層的處理，另外進(jìn)行平整處理，形成制品。再有，為了降低鐵損值，還可對平整處理后的鋼板進(jìn)行下述處理，該處理指作為公知的磁疇細(xì)分處理的，通過等離子射流或激光進(jìn)行線狀照射或借助帶凸部的軋輥設(shè)置線狀凹部。對于最終制品，通過最終精退火的精煉處理、C、S、Se、B、N、Al、V因扁鋼坯的成分而大大減小。但是Si、Mn、Ge、Bi基本不會因扁鋼坯的成分而發(fā)生變化。因此，在制品中，C:0.030wt％以下，Si:1.5～7.0wt％,Mn:0.03～2.50wt％,S或Se單獨(dú)或共計(jì):0.003wt％以下，B:0.0004～0.0030wt％,N:30wtppm以下，Al:0.002wt％以下，V:0.010wt％以下，下述元素照原樣含有在添加于扁鋼坯中時的量，該元素指具有促進(jìn)BN精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素。作為具有促進(jìn)BN精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，在扁鋼坯中含有Ge:0.005～0.500wt％，或Bi:0.0005～0.100wt％的場合，在制品中也可含有基本相同的量。(第1實(shí)施例)通過連續(xù)鑄造法，澆鑄表5所示的鋼塊序號為3A、3B、3E、3F、3G、3H、3I的成分組成的鋼水，形成厚度為250mm的扁鋼坯。在將該扁鋼坯于1180℃的溫度下，保持3個小時之后，進(jìn)行將扁鋼坯的寬度減少40mm的寬度壓下處理，另外將其厚度減小到230mm。將該扁鋼坯裝入感應(yīng)加熱爐，以30分鐘的時間，將其加熱到1410℃的溫度，對其進(jìn)行10分鐘的均勻加熱，之后將其供給熱軋工序。通過熱粗軋，使該扁鋼坯的厚度為35mm，通過熱精軋，使其厚度為1.8mm。另外，熱軋時間為120秒。此外，熱軋結(jié)束溫度在930～950℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束之后，通過對鋼板施加噴射水流，以55～65℃/s的冷卻速度，使其驟冷，在600～630℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷。表5*B與N為PPM的值另外，對每個板卷，在1100℃的溫度下，進(jìn)行40秒的熱軋板退火處理。在該熱軋板退火中，在將其預(yù)熱到300℃的溫度后，對其加熱15秒鐘，至500℃的溫度，另外按照以12℃/s的速度，使其升溫到1100℃的溫度的方式，實(shí)現(xiàn)均勻加熱，之后，通過水霧，以35℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理。另外，退火氣體介質(zhì)是露點(diǎn)為55℃的50％的N2與50％的H2的混合氣體介質(zhì)，從鋼板表層，去除0.012％的C。此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，按照每個軋道排出側(cè)溫度在170～250℃的溫度范圍內(nèi)，2個軋道以上在220℃以上的溫軋的方式，將其軋制成厚度為0.22mm的最終板。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，將其供給850℃，2分鐘的脫碳退火工序。脫碳退火的500～850℃的升溫速度為20℃/s。將含有5％的TiO2的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，供給最終精退火工序。在該最終精退火中，在升溫到850℃時，采用N2的氣體介質(zhì)，在從850℃升溫到1200℃時，采用25％的N2與75％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，從1150℃到1200℃，以及在1200℃溫度下的保持總時間為5個小時。從該退火板表面中，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有50％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤。此后，沿軋制方向，按照5mm的間距，呈直線狀，對鋼板表面照射等離子射流，形成制品。采用每個制品，沿軋制方向，切出寬度為100mm，長度為400mm的尺寸的SST試驗(yàn)片，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。按照與Bi的含量發(fā)生的關(guān)系的方式，將測定值匯集于圖1中。如圖1所示，采用具有本發(fā)明的優(yōu)選的Bi的含量的鋼塊3A、3F、3G、3H而制造的取向性電磁鋼板具有較高的磁通密度，并且具有較低的鐵損。另外，3A、3F、3G、3H的最終制品中的成分是這樣的，C:0.0007～0.0018wt％,Si:3.26～3.36wt％,Mn:0.0007～0.0018wt％,S:0.0005～0.0012wt％,Se:0.0005～0.0015wt％,B:0.0012～0.0028wt％,N:4～10wtppm,Al:0.0005～0.0018wt％,V:0.002～0.006wt％,Bi:0.0009～0.0043wt％。(第2實(shí)施例)在對表5中的鋼塊序號為3J和3K所示的組成的鋼水進(jìn)行電磁攪拌的同時，通過連續(xù)鑄造機(jī)，對其進(jìn)行澆鑄，形成厚度為220mm的扁鋼坯。在對每個鋼塊進(jìn)行熔煉時，通過改變不純物的清洗化處理的程度，則序號為3J的鋼塊的Al的含量在0.001～0.032％的范圍內(nèi)，序號為3K的鋼塊的V的含量在0.003～0.025％的范圍內(nèi)變化。將該扁鋼坯裝入感應(yīng)加熱爐中，在N2氣體中，以1個小時的時間，升溫到1390℃的溫度，對其均勻加熱10分鐘，之后將其供給熱軋工序。通過熱粗軋，使扁鋼坯的厚度為45mm，通過熱精軋，使其厚度為2.0mm。另外，熱軋時間在120～140秒的范圍內(nèi)。此外，熱軋結(jié)束溫度在970～990℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束后，以65～70℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在550～620℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷。再有，在1100℃的溫度下，對每個板卷進(jìn)行熱軋板退火處理達(dá)30秒。在該熱軋板退火中，在于200℃的溫度下進(jìn)行預(yù)熱后，以15秒的時間升溫到500℃的溫度，此外按照以15℃/s的升溫速度，將其加熱到1100℃的溫度方式，進(jìn)行均勻加熱，然后，射出噴射水流，對其進(jìn)行驟冷處理。還有，退火氣體介質(zhì)采用空氣燃料比為0.95，露點(diǎn)為45℃的燃料氣體，從鋼板表層，去除0.020％的C。此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，進(jìn)行成套軋輥排出側(cè)溫度的最高值達(dá)到250℃的溫軋?zhí)幚?，以及?50～230℃的范圍內(nèi)進(jìn)行10～40分鐘的軋道間時效處理，軋制的最終板厚為0.34mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，將其供給820℃,2分鐘的脫碳退火工序。該脫碳退火中的500～820℃的升溫速度為14℃/s。將含有7％的TiO2與2％的硫酸鍶的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，將其供給最終精退火工序。該最終精退火的升溫速度為35℃/h，當(dāng)升溫到900℃時，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，在從900℃升溫到1150℃時，采用30％的N2與70％的H2的混合氣體介質(zhì)，在含量為100％的H2的氣體介質(zhì)下，在從1150℃升溫到1180℃時以及在1180℃的溫度下共計(jì)保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤，形成制品。從每個制品，切出Epstein尺寸(280×30)的試驗(yàn)片，在于800℃的溫度下對其進(jìn)行3個小時的消除應(yīng)變退火處理之后，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。圖2和圖3表示其結(jié)果。如圖2、3所示，必須限制作為不純物的Al的含量和V的含量，其中Al在0.015％以下，V在0.010％以下。(第3實(shí)施例)以每次6個的方式，熔煉具有表5中的鋼塊序號為3L、3M、3N所示的成分組成的厚度為70mm的扁鋼坯。將這些扁鋼坯裝入電加熱式的加熱爐內(nèi)，將其加熱到1350℃，之后通過熱精軋制機(jī)，進(jìn)行熱軋，形成厚度為2.4mm的熱軋板卷。對于6個鋼塊序號為3L的板卷，改變其軋制速度，熱軋時間分別按照22秒、43秒、53秒、126秒、225秒、365秒的方式變化。另外，熱軋結(jié)束溫度在900～950℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束后，以45～50℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在650℃的溫度下，將其卷成板卷狀。6個鋼塊序號為3M的板卷的熱軋時間為160秒，改變軋輥冷卻水量，熱軋結(jié)束溫度分別按照1050℃、1000℃、930℃、870℃、840℃、810℃的方式變化。在熱軋結(jié)束后，以38～45℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行水冷處理，在550～620℃的溫度下，進(jìn)行卷取，形成熱軋板卷。對于6個鋼塊序號為3N的板卷，其熱軋時間為160秒，熱軋結(jié)束溫度在980～1000℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束后，以45～67℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在640～660℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷狀。對這些板卷在500℃的溫度下，進(jìn)行退火處理，之后進(jìn)行酸洗，通過串聯(lián)式軋機(jī)，對其進(jìn)行冷軋，使其板厚達(dá)到1.80mm。對該冷軋板進(jìn)行中間退火處理。該中間退火指下述的熱處理，即以20℃/s的升溫速度，將其加熱到500℃的溫度，從500℃到1030℃，以12℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱，在1030℃的溫度下保持60秒，噴出噴射水流，對其冷卻30秒。此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，對其軋制，使最終板厚為0.26mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂之后，在鋼板表面，以沿軋制方向相平行的方向，按照5mm的間距，通過電解蝕刻，反復(fù)形成深度為20μm，寬度為120μm的沿與軋制方向相垂直的方向延伸的槽。然后，在820℃的溫度下，進(jìn)行2分鐘的脫碳退火處理。對于鋼塊序號為3L與3N的6個板卷，它們的在500～820℃的溫度范圍內(nèi)的升溫速度為17℃/s。對于鋼塊序號為3N的6個板卷，它們的在500～820℃的溫度范圍內(nèi)的升溫速度分別按照4.0℃/s、6.2℃/s、8.5℃/s、16.5℃/s、20℃/s、35℃/s的方式變化。此后，在由10％的NH3、70％的N2、20％的N2形成的氣體介質(zhì)中，通過800℃,30秒的氮化處理，使鋼中的N的含量增加到120～150ppm。在該退火板表面，涂敷退火分離劑，該退火分離劑采用含有7％的TiO2與2％的氧化錫的MgO，將其供給最終精退火工序。在最終精退火中，升溫速度為35℃/h，在升溫到950℃的溫度時，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，在從950℃升溫到1180℃的溫度時，采用35％的N2與65％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在1180℃的溫度下保持5個小時。對該退火板表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤，形成制品。從每個制品，沿軋制方向，切出Epstein尺寸(280×30)的試驗(yàn)片，在于800℃的溫度下對其進(jìn)行3個小時的消除應(yīng)變退火處理之后，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。表6、7和8表示其結(jié)果。根據(jù)每個表可知，在滿足本發(fā)明的制造條件的制品中，同時獲得高磁通密度和低鐵損。表6</tables>表7表8>(第4實(shí)施例)在對具有表5中的鋼塊序號為3A和3R所示的組成的相應(yīng)的1個扁鋼坯進(jìn)行電磁攪拌的同時，對其進(jìn)行澆鑄，形成厚度為240mm的扁鋼坯。通過氣體加熱爐，將其加熱到1220℃的溫度，此后，將其裝入感應(yīng)加熱爐中，通過2個小時的緩熱升溫的方式，將其加熱到1430℃的溫度，之后將其供給熱軋工序。通過熱粗軋和熱精軋，形成板厚為2.0mm的熱軋板卷。另外，熱軋時間為180秒，熱軋結(jié)束溫度在950～980℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束后，以55℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在580℃的溫度下，將其卷成板卷。對這些板卷進(jìn)行酸洗，之后通過由4套軋輥形成的串聯(lián)式軋機(jī)，使中間板厚為1.4mm，然后，對其進(jìn)行中間退火處理。該中間退火指下述的處理，即以14℃/s的升溫速度將其加熱到500℃的溫度，從500℃至1100℃，以18℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱，在1100℃的溫度下對其進(jìn)行均勻加熱達(dá)40秒，然后通過噴出噴射水流，以35℃/s的冷卻速度對其進(jìn)行驟冷處理。另外，退火氣體介質(zhì)采用露點(diǎn)為50℃，由70％的H2與30％的N2形成的氣體介質(zhì)，從鋼板表層，使C的含量降低0.015％。此后，對該退火板進(jìn)行酸洗，通過同一串聯(lián)式軋機(jī)，對其進(jìn)行第3套軋輥和第4套軋輥排出側(cè)的軋道排出側(cè)溫度的最高溫度在220～280℃的溫度范圍內(nèi)的溫軋?zhí)幚恚堉频淖罱K板厚為0.19mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，在850℃的溫度下，將其供給2分鐘的脫碳退火工序。該脫碳退火中的500～850℃的升溫速度為14℃/s。將含有6％的TiO2與2％的氫氧化鍶的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，將其供給最終精退火工序。在該最終精退火中，在升溫到850℃的溫度時，升溫速度為35℃/h，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，此后，在850℃的溫度下保持25小時，在從850℃升溫到1100℃時，采用20％的N2與80％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在從1100℃升溫到1180℃時以及在1180℃的溫度下共計(jì)保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂作為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤。此后，沿軋制方向，按照5mm的間距，呈直線狀，對鋼板表面照射等離子射流，形成制品。采用每個制品，沿軋制方向，切出寬度為100mm，長度為400mm的尺寸的SST試驗(yàn)片，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。表9表示測定結(jié)果。從表9可知，本發(fā)明的成分組成范圍的制品具有較高的磁通密度，較低的鐵損。表9<>(第5實(shí)施例)通過連續(xù)鑄造法，澆鑄表10所示的鋼塊序號為4A、4B、4E、4F、4G、4H、4I、4J的成分組成的鋼水，形成厚度為240mm的扁鋼坯。在將該扁鋼坯于1220℃的溫度下，保持3個小時之后，進(jìn)行將扁鋼坯的寬度減少40mm的寬度壓下處理，另外將其厚度減小到200mm。將該扁鋼坯裝入感應(yīng)加熱爐中，以30分鐘的時間，將其加熱到1410℃的溫度，對其進(jìn)行10分鐘的均勻加熱，之后將其供給熱軋工序。通過熱粗軋，使該扁鋼坯的厚度為35mm，通過熱精軋，使其厚度為2.2mm。另外，熱軋時間為150秒。此外，熱軋結(jié)束溫度在930～950℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束之后，通過對鋼板施加噴射水流，以40～55℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在600～620℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷。表10</tables>*B與N為PPM的值此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過串聯(lián)式軋機(jī)，形成1.5mm的中間板厚，將其供給中間退火工序。在中間退火中，在將其預(yù)熱到200℃的溫度后，對其加熱20秒鐘，至500℃的溫度，按照以24℃/s的速度，使其從500℃升溫到1050℃的溫度的方式，實(shí)現(xiàn)加熱，之后，在1050℃的溫度下保持30秒，通過水霧，以25℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理。另外，中間退火的退火氣體介質(zhì)是露點(diǎn)為50℃的50％的N2與50％的H2的混合氣體介質(zhì)，從鋼板表層，去除0.012％的C。此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，按照每個軋道排出側(cè)溫度在170～250℃的溫度范圍內(nèi)，2個軋道以上在220℃以上的溫軋的方式，將其軋制成厚度為0.22mm的最終板。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，對其進(jìn)行850℃,2分鐘的脫碳退火處理。將含有5％的TiO2的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，供給最終精退火工序。在該最終精退火中，在升溫到850℃時，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，在從850℃升溫到1150℃時，采用25％的N2與75％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，從1150℃到1200℃，以及在1200℃溫度下的保持總時間為5個小時。從該退火板，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有50％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤。此后，沿軋制方向，按照5mm的間距，呈直線狀，對鋼板表面照射等離子射流，形成制品。采用每個制品，沿軋制方向，切出寬度為100mm，長度為400mm的尺寸的SST試驗(yàn)片，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。測定值以與Ge的含量之間的關(guān)系的方式匯集于圖4中。如圖4所示，采用具有本發(fā)明的優(yōu)選的Ge的含量的鋼塊4A、4F、4G、4H、4I、4J而制造的取向性電磁鋼板具有較高的磁通密度，并且具有較低的鐵損。另外，4A、4F、4G、4H、4I、4J的最終制品中的成分是這樣的，C:0.0005～0.0022wt％,Si:3.21～3.41wt％,Mn:0.07～0.08wt％,S:0.0005～0.0010wt％,Se:0.0005～0.0015wt％以下，B:0.0010～0.0027wt％,N:4～12wtppm,Al:0.0005～0.0015wt％,V:0.002～0.006wt％,Ge:0.006～0.426wt％。(第6實(shí)施例)在對表10中的鋼塊序號為4K和4L所示的組成的鋼水進(jìn)行電磁攪拌的同時，通過連續(xù)鑄造機(jī)，對其進(jìn)行澆鑄，形成厚度為200mm的扁鋼坯。在對每個鋼塊進(jìn)行熔煉時，通過改變不純物的清洗化處理的程度，則序號為4K的鋼塊的Al的含量在0.001～0.028％的范圍內(nèi)，序號為4L的鋼塊的V的含量在0.003～0.032％的范圍內(nèi)變化。將澆鑄后的扁鋼坯裝入感應(yīng)加熱爐中，在N2氣體中，以1個小時的時間，升溫到1380℃的溫度，將其供給熱軋工序。通過熱粗軋，使扁鋼坯的厚度為45mm，通過熱精軋，使其厚度為2.0mm。另外，熱軋時間在120～140秒的范圍內(nèi)。此外，熱軋結(jié)束溫度在920～960℃的溫度范圍內(nèi)。在熱軋結(jié)束后，以45～70℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行冷卻處理，在550～620℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷。再有，在1100℃的溫度下，對每個板卷進(jìn)行熱軋板退火處理達(dá)30秒。在該熱軋板退火中，在于300℃的溫度下進(jìn)行預(yù)熱后，以15秒的時間升溫到500℃，此外按照以15℃/s的升溫速度，將其加熱到1100℃的方式，進(jìn)行均勻加熱，然后，射出噴射水流，對其進(jìn)行驟冷處理。熱軋板退火的退火氣體介質(zhì)采用空氣燃料比為0.95，露點(diǎn)為45℃的燃料氣體，從鋼板表層，去除0.020％的C。此后，對每個板卷進(jìn)行酸洗，通過Sendzimir軋機(jī)，進(jìn)行成套軋輥排出側(cè)溫度的最高值達(dá)到250℃的溫軋?zhí)幚恚约霸?50～230℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行10～40分鐘的軋道間時效處理，軋制的最終板厚為0.34mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，對其進(jìn)行850℃,2分鐘的脫碳退火處理。將含有7％的TiO2與2％的硫酸鍶的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，將其供給最終精退火工序。在該最終精退火中，升溫速度為35℃/h，當(dāng)升溫到900℃的溫度時，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，在從900℃升溫到1150℃時，采用30％的N2與70％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在從1150℃升溫到1180℃時以及升溫到1180℃的溫度時共計(jì)保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂作為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤，形成制品。從每個制品，沿軋制方向，切出Epstein尺寸的試驗(yàn)片，在于800℃的溫度下對其進(jìn)行3個小時的消除應(yīng)變退火處理之后，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。圖5和圖6表示其結(jié)果。如這些圖所示，必須限制作為不純物的Al的含量和V的含量，其中Al在0.015％以下，V在0.010％以下。(第7實(shí)施例)以每次6個的方式，熔煉具有表3中的鋼塊序號為4M、4N、40所示的成分組成的厚度為70mm的扁鋼坯。將這些扁鋼坯裝入電加熱式的加熱爐內(nèi)，將其加熱到1365℃，之后通過熱精軋制機(jī)，進(jìn)行熱軋，形成厚度為2.4mm的熱軋板卷。對于6個鋼塊序號為4M的板卷，改變其軋制速度，熱軋時間分別按照25秒、40秒、55秒、120秒、210秒、310秒的方式變化。此時，熱軋結(jié)束溫度在920～980℃的溫度范圍內(nèi)，在熱軋結(jié)束后，以45～50℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在650℃的溫度下，將其卷成板卷狀。6個鋼塊序號為4N的板卷的熱軋時間為140秒，改變軋輥冷卻水量，熱軋結(jié)束溫度分別按照1100℃、1020℃、930℃、870℃、840℃、810℃的方式變化，此外以38～45℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行水冷卻，在520～680℃的溫度下，進(jìn)行卷取，形成熱軋板卷。對于6個鋼塊序號為40的板卷，其熱軋時間為160秒，熱軋結(jié)束溫度在990～1010℃的溫度范圍內(nèi)，在熱軋結(jié)束后，以42～56℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在640～660℃的溫度范圍內(nèi)，將其卷成板卷狀。對這些板卷在500℃的溫度下，進(jìn)行退火處理，之后進(jìn)行酸洗，通過串聯(lián)式軋機(jī)，對其進(jìn)行冷軋，使其板厚達(dá)到1.80mm。將其供給中間退火工序。在該中間退火中，以20℃/s的升溫速度，將其加熱到500℃的溫度，從500℃到1030℃，以12℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱，在1030℃的溫度下保持60秒，此后噴出噴射水流，對其冷卻30秒。此后，對每個板卷進(jìn)行下述處理，該處理指通過Sendzimir軋機(jī)，每個軋道排出側(cè)溫度在80～270℃,2個軋道以上在220℃以上的溫軋?zhí)幚恚约霸?00～200℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行10～60分鐘的軋道間時效處理，使最終板厚為0.26mm。對于鋼塊序號為40的板卷，軋道排出側(cè)溫度的最高值分別按照95℃、125℃、165℃、285℃、350℃、420℃的方式變化。對這些板卷進(jìn)行軋制，之后對其進(jìn)行脫脂處理，沿與軋制方向相平行的方向，按照4mm的間距，形成深度為20μm，寬度為80μm的沿與軋制方向相垂直的方向延伸的槽。然后，在800℃的溫度下，在由10％的NH3、70％的N2、20％的H2形成的氣體介質(zhì)中，進(jìn)行30秒的氮化處理，使鋼中的N的含量增加到120～150ppm。在該退火板表面，涂敷退火分離劑，該退火分離劑采用含有7％的TiO2與2％的氧化錫的MgO，將其供給最終精退火工序。在最終精退火中，升溫速度為35℃/h，在升溫到950℃的溫度時，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，在從950℃升溫到1180℃時，采用35％的N2與65％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在1180℃的溫度下保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。對該退火板表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂作為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤，形成制品。從每個制品，沿軋制方向，切出Epstein尺寸的試驗(yàn)片，在于800℃的溫度下對其進(jìn)行3個小時的消除應(yīng)變退火處理之后，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。表11、12和13表示其結(jié)果。根據(jù)每個表可知，在滿足本發(fā)明的制造條件的制品中，同時獲得高磁通密度和低鐵損。表11<p>表12表13(第8實(shí)施例)在對具有表10中的鋼塊序號為4A～4R所示的組成的相應(yīng)的1個扁鋼坯進(jìn)行電磁攪拌的同時，對其進(jìn)行澆鑄，形成厚度為240mm的扁鋼坯。此后，通過氣體加熱爐，將其加熱到1220℃的溫度，之后將其裝入感應(yīng)加熱爐內(nèi)，加熱到1380℃的溫度，對其進(jìn)行熱粗軋和熱精軋，形成板厚為2.0mm的熱軋板卷。熱軋時間為180秒，熱軋結(jié)束溫度在980～1010℃的溫度范圍內(nèi)，在熱軋結(jié)束后，以55℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行冷卻處理，在650℃的溫度下，將其卷成板卷。此外，在1100℃的溫度下，對每個板卷進(jìn)行40秒的熱軋板退火處理。在該熱軋板退火中，將其預(yù)熱到250℃的溫度，之后以20秒的時間將其升溫到500℃的溫度，按照以15℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱到1100℃的溫度的方式，對其進(jìn)行均勻加熱，然后將噴射水流向鋼板噴出，對其進(jìn)行冷卻。對該退火板進(jìn)行下述處理，該處理指在進(jìn)行酸洗后，通過由4套軋輥形成的串聯(lián)式軋機(jī)，進(jìn)行使第3套軋輥與第4套軋輥排出側(cè)鋼板溫度在220～280℃的范圍內(nèi)的溫軋?zhí)幚恚怪虚g板厚為1.4mm，然后，進(jìn)行中間退火處理。在該中間退火中，以15℃/s的升溫速度，加熱到500℃的溫度，從500℃到1050℃，以20℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱，在1050℃的溫度下，進(jìn)行40秒的均勻加熱，之后，通過噴出噴射水流，按照35℃/s的冷卻速度對其進(jìn)行驟冷處理。此外，中間退火的退火氣體介質(zhì)采用露點(diǎn)為50℃，由70％的H2與30％的N2形成的氣體介質(zhì)，從鋼板表層，使C的含量降低0.015％。此后，通過Sendzimir軋機(jī)，對其進(jìn)行軋道排出側(cè)的溫度中的最高溫度在220～260℃的范圍內(nèi)溫軋?zhí)幚恚堉频淖罱K板厚為0.19mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，在850℃的溫度下，將其供給2分鐘的脫碳退火工序。將含有6％的TiO2與氫氧化鍶的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于該退火板表面上，將其供給最終精退火工序。在該最終精退火中，在升溫到850℃的溫度時，升溫速度為35℃/h，采用100％的N2的氣體介質(zhì)，此后，在850℃的溫度下保持25小時，在從850℃升溫到1100℃時，采用20％的N2與80％的H2的混合氣體介質(zhì)，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在從1100℃升溫到1150℃時以及在1150℃的溫度下共計(jì)保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在這些板卷表面，涂敷絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤。此外，沿軋制方向，按照5mm的間距，呈直線狀對鋼板表面照射等離子射流，形成制品。采用每個制品，沿軋制方向，切出寬度為100mm，長度為400mm的尺寸的SST試驗(yàn)片，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。表14表示測定結(jié)果。從表14可知，本發(fā)明的成分組成范圍的制品具有較高的磁通密度，較低的鐵損。表14(第9實(shí)施例)在對具有表10中的鋼塊序號為4K所示的組成的2個扁鋼坯進(jìn)行電磁攪拌的同時，對其進(jìn)行澆鑄，形成厚度為240mm的扁鋼坯。此后，通過氣體加熱爐，將其加熱到1200℃的溫度下，之后將其裝入感應(yīng)加熱爐內(nèi)，加熱到1420℃，對其進(jìn)行熱粗軋和熱精軋，形成板厚為2.0mm的熱軋板卷。熱軋時間為140秒，熱軋結(jié)束溫度為980℃，在熱軋結(jié)束后，以70℃/s的冷卻速度，對其進(jìn)行冷卻處理，在550℃的溫度下，將其卷成板卷。此外，在1100℃的溫度下，對每個板卷進(jìn)行50秒的熱軋板退火處理。在該熱軋板退火中，將其預(yù)熱到250℃，之后以20秒的時間將其升溫到500℃，另外按照以12℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱到1100℃的方式，對其進(jìn)行均勻加熱，然后將氣體向鋼板噴射，對其進(jìn)行冷卻。此后，對每個板卷進(jìn)行下述處理，該處理指在進(jìn)行酸洗后，通過由4套軋輥形成的串聯(lián)式軋機(jī)，進(jìn)行使第3套軋輥與第4套軋輥排出側(cè)鋼板溫度在220～280℃的范圍內(nèi)溫軋?zhí)幚?，使中間板厚為1.60mm，將其供向中間退火工序。在該中間退火中，以10℃/s的升溫速度，加熱到500℃的溫度，從500℃到1080℃，以15℃/s的升溫速度對其進(jìn)行加熱，在1080℃的溫度下，進(jìn)行40秒的均勻加熱，通過噴出噴射水流，按照45℃/s的冷卻速度對其進(jìn)行驟冷處理。此外，中間退火的退火氣體介質(zhì)采用露點(diǎn)為50℃，由70％的H2與30％的N2形成的氣體介質(zhì)，從鋼板表層，使C的含量降低0.015％。此后，通過Sendzimir軋機(jī)，對其進(jìn)行軋道排出側(cè)的溫度中的最高溫度在220～260℃的范圍內(nèi)的溫軋?zhí)幚?，軋制的最終板厚為0.19mm。在對該冷軋板進(jìn)行脫脂處理后，沿相對軋制方向傾斜75°的方向，按照沿與軋制方向相平行的方向5mm的間距，反復(fù)形成深度為20μm，寬度為150μm的直線狀槽。此后，在850℃的溫度下，對其進(jìn)行2分鐘的脫碳退火處理。將含有6％的TiO2與2％的氫氧化鍶的MgO作為退火分離劑，將其涂敷于一個退火板表面上，將其供給最終精退火工序。對剩余的一個板卷的表面，涂敷由CaO、Al2O3和MgO形成的退火分離劑，以便不在其上形成鎂橄欖石質(zhì)絕緣覆膜，對其進(jìn)行最終精退火處理。在該最終精退火中，在升溫到850℃的溫度時，在N2的氣體介質(zhì)中以35℃/h的升溫速度，對其進(jìn)行加熱，在850℃的溫度下保持15小時，在從850℃升溫到1100℃時，采用30％的N2與70％的H2的混合氣體介質(zhì)對其進(jìn)行加熱，在100％的H2的氣體介質(zhì)下，在從1150℃升溫到1180℃時以及在1180℃的溫度下共計(jì)保持5個小時。從該退火板表面，去除未反應(yīng)的退火分離劑。在前者的板卷表面，均勻地涂敷鎂橄欖石覆膜。與此相對，不在后者的板卷表面上形成橄欖石覆膜，使其具有金屬光澤。在涂敷有鎂橄欖石的覆膜的板卷表面上涂敷下述絕緣涂敷劑，該絕緣涂敷劑以含有60％的膠質(zhì)二氧化硅的磷酸鎂為主成分，在800℃的溫度下對其進(jìn)行烘烤，形成制品。通過在10％的NaCl溶液中，對未形成有鎂橄欖石覆膜的板卷進(jìn)行電解，進(jìn)行晶體取向強(qiáng)調(diào)處理。在該處理表面，通過溶膠-凝膠法，形成以二氧化硅與氧化鋁作為主成分的張力覆膜，形成制品。采用每個制品，沿軋制方向，切出寬度為100mm，長度為400mm的尺寸的SST試驗(yàn)片，測定鐵損W17/50和磁通密度B8。表15表示測定結(jié)果。表15按照上面具體描述的方式，如果采用本發(fā)明的方法，則可制造高磁通密度，并且低鐵損的優(yōu)質(zhì)的取向性電磁鋼板。權(quán)利要求1．一種極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板，其含有C:0.010wt％以下，Si:1.5～7.0wt％,Mn:0.03～2.50wt％,S或Se單獨(dú)或共計(jì):0.003wt％以下，B:0.0004～0.0030wt％,N:30wtppm以下，分別將作為不純物的Al限制在0.002wt％以下，V限制在0.010wt％以下，另外其含有具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素。2．根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于作為具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Ge:0.005～0.500wt％。3．根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于作為具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Bi:0.0005～0.100wt％。4．根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于BN在脫碳退火板中以平均粒徑10～500nm微細(xì)析出。5．一種極低鐵損的高磁通密度取向性電磁鋼板的制造方法，該方法包括下述步驟將含有C:0.030～0.095wt％,Si:1.5～7.0wt％,Mn:0.03～2.50wt％,S或Se單獨(dú)或共計(jì):0.003～0.040wt％,B:0.0010～0.0070wt％，的扁鋼坯加熱到1350℃以上之后對其進(jìn)行熱軋，接著在最終冷軋的壓下率為80～95％的條件下，對其進(jìn)行1次或2次以上的冷軋，形成最終板厚，接著對其進(jìn)行一次再結(jié)晶退火處理，然后對其涂敷退火分離劑，之后對其進(jìn)行最終精退火處理，其特征在于使該扁鋼坯中N的含量為30～120wtppm，分別將作為不純物的Al的含量限制在0.015wt％以下，將V的含量限制在0.010wt％以下，另外使該扁鋼坯中含有具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，另外熱軋時間為50～220秒，并且熱軋結(jié)束溫度在850℃以上，此外在熱軋結(jié)束后，以30℃/s以上的冷卻速度，對其進(jìn)行驟冷處理，在700℃以下的溫度，將其卷繞成線圈狀，在從熱軋后，至最終精退火之前所進(jìn)行的任何退火步驟中，進(jìn)行一次再結(jié)晶織構(gòu)的改善處理。6．根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其特征在于作為具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Bi:0.0005～0.100wt％，作為織構(gòu)的改善處理，使一次再結(jié)晶退火的升溫過程中的500℃以上的升溫速度在8℃/s以上，該退火的退火溫度在800～900℃的溫度范圍內(nèi)。7．根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其特征在于作為具有促進(jìn)BN的精細(xì)析出，并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素，含有Ge:0.005～0.500wt％，作為織構(gòu)的改善處理，在從熱軋后，至最初所進(jìn)行的退火的升溫過程中，使500℃以上的升溫速度在5℃/s以上，該退火的退火溫度在1000～1150℃的溫度范圍內(nèi)，另外最終冷軋為其軋道間的最高溫度在150～350℃的溫度范圍內(nèi)的溫軋。8．根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其特征在于BN在脫碳退火板中以平均粒徑10-500nm微細(xì)析出。9．根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于在扁鋼坯中含有從Sb、Sn、Cu、Cr、Ni及Ge中選擇出的1種或2種以上，其中Sb在0.0010～0.080wt％的范圍內(nèi)，Sn、Cu、Cr、Ni及Ge分別在0.0010～1.30wt％的范圍內(nèi)。10．根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于在扁鋼坯中含有從Sb、Sn、Cu、Cr、Ni中選擇出的1種或2種以上，其中Sb在0.0010～0.080wt％的范圍內(nèi)，Sn、Cu、Cr及Ni分別在0.0010～1.30wt％的范圍內(nèi)。11．根據(jù)權(quán)利要求6或9所述的方法，其特征在于在從脫碳退火后，至二次再結(jié)晶開始前的期間，進(jìn)行使鋼中的N的含量在150～250wtppm的范圍內(nèi)的氮化處理。12．根據(jù)權(quán)利要求7或10所述的方法，其特征在于在從脫碳退火后，至二次再結(jié)晶開始前的期間，進(jìn)行使鋼中的N的含量在150～250wtppm的范圍內(nèi)的氮化處理。13．根據(jù)權(quán)利要求6、9或11所述的方法，其特征在于在最終冷軋后，至最終精退火前的期間，在鋼板表面形成多個槽，或在最終精退火后，在鋼板表面形成多個槽或/和形成線狀的消除應(yīng)變的附加區(qū)域。14．根據(jù)權(quán)利要求7、10或12所述的方法，其特征在于在最終冷軋后，至最終精退火前的期間，在鋼板表面形成多個槽，或在最終精退火后，在鋼板表面形成多個槽或/和形成線狀的消除應(yīng)變的附加區(qū)域。15．根據(jù)權(quán)利要求6、9、11或13所述的方法，其特征在于退火分離劑采用抑制覆膜形成型的退火分離劑，在最終精退火之后，進(jìn)行張力覆膜的形成處理。16．根據(jù)權(quán)利要求7、10、12或14所述的方法，其特征在于退火分離劑采用抑制覆膜形成型的退火分離劑，在最終精退火之后，進(jìn)行張力覆膜的形成處理。全文摘要一種制造低鐵損的高磁通密度電磁鋼板的方法:添加具有不僅促進(jìn)作為抑制劑的BN的析出,還促進(jìn)制造過程中的氮化硅的析出,并且改善即將供給二次再結(jié)晶退火的鋼板的一次再結(jié)晶織構(gòu)的效果的元素,將織構(gòu)改善處理與一次再結(jié)晶和冷軋組合。具體來說,在鋼中添加Bi與適合的一次再結(jié)晶退火條件進(jìn)行組合,或在鋼中添加Ge與適合的一次軋制機(jī)退火條件和溫軋進(jìn)行組合是有效的。文檔編號C21D8/12GK1236824SQ9910700公開日1999年12月1日申請日期1999年5月21日優(yōu)先權(quán)日1998年5月21日發(fā)明者小松原道郎,田村和章,黑澤光正申請人:川崎制鐵株式會社