取向性电磁钢板的制造方法与流程

本发明涉及适合在变压器的铁芯材料等中使用的取向性电磁钢板的制造方法。

背景技术：

电磁钢板是作为变压器、电动机的铁芯材料等而广泛使用的软磁性材料，其中，取向性电磁钢板通过使晶体取向高度集聚在被称为高斯(Goss)取向的{110}＜001＞取向而显示优良的磁特性，因此主要作为大型的变压器的铁芯材料等使用。因此，以往的取向性电磁钢板的主要开发课题在于，为了降低变压器的空载损失(能量损失)而降低对钢板进行励磁时产生的损失、即铁损。

作为取向性电磁钢板的一般的制造方法，已知利用被称为抑制剂的微细的析出物的方法。该技术的特征在于，通过在最终退火中使抑制剂在钢中微细地分散析出，仅使高斯取向优先发生二次再结晶，使晶粒生长。但是，为了使抑制剂微细析出，需要预先使形成抑制剂的成分在热轧前的阶段中暂时完全固溶于钢中。因此，在以往的方法中，在热轧前的钢坯加热工序中，需要将钢坯再加热至1300℃以上的高温。此外，抑制剂对于在最终退火中使高斯取向优先生长是有用的，但其残留至制品板时，使磁特性劣化。因此，在最终退火的二次再结晶完成后，需要在高温的氢气氛下进行除去抑制剂成分的纯化退火。

因此，进行了尽量不使用抑制剂来制造取向性电磁钢板的、被称为所谓的无抑制剂的技术的开发。例如，在专利文献1中公开了如下的技术：即使是不包含抑制剂成分的成分体系，也会利用晶界迁移率的晶体取向差角依赖性使高斯取向晶粒进行二次再结晶。另外，在专利文献2中公开了如下的方法：即使为无抑制剂，通过将钢中微量包含的Al与N的质量比调整至适当范围，也可以稳定地制造具有高水平的磁特性的取向性电磁钢板。这样的无抑制剂的取向性电磁钢板的制造方法具有如下优点：不需要进行使抑制剂的功能有效体现所需的高温钢坯加热、利用高温最终退火的抑制剂成分的除去工序，因此能够降低制造成本。

另外，为了降低取向性电磁钢板的铁损，不论有无利用抑制剂，仅使高斯取向或与高斯取向接近的取向的晶粒通过二次再结晶进行生长都是重要的。但已知，除此以外，通过使制品板的结晶粒径、即二次再结晶晶粒发生细粒化，铁损也降低。这是因为，通过二次再结晶晶粒的细粒化，钢板中的磁畴细化，使伴随对钢板进行励磁时的磁畴壁移动而产生的涡电流所致的焦耳热、即异常涡流损耗降低。

作为在工业上实现二次再结晶晶粒的细粒化的方法，例如，已知如专利文献3所公开的那样在即将进行脱碳退火之前或脱碳退火的加热过程中以80℃/秒以上的加热速度快速加热至700℃以上的方法。这是利用如下过程的技术：通过对最终冷轧后的钢板实施快速加热，在脱碳退火后的一次再结晶织构中成为二次再结晶的核的高斯取向({110}＜001＞)增加，在后续的最终退火中，多数的高斯取向核进行二次再结晶，因此，二次再结晶晶粒相对地细粒化。

在脱碳退火中，将退火中的气氛设定为氧化性，因此，在钢板表面形成以Si和Fe的氧化物为主体的氧化覆膜(以后，将该氧化覆膜也称为“次生氧化皮”)。在形成有该次生氧化皮的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂并实施最终退火时，次生氧化皮与MgO反应而形成镁橄榄石(Mg₂SiO₄)层，发挥作为将制品板层叠使用时的绝缘覆膜的作用。但是，在专利文献3所公开的那样将钢板在短时间内加热至高温的方法中，存在如下问题：在形成在钢板表面的氧化覆膜中过量地形成铁橄榄石(Fe₂SiO₄)，因此，后续的最终退火中的镁橄榄石(Mg₂SiO₄)覆膜的形成变得不稳定。

对于该问题，例如在专利文献4中公开了通过在将氧势P_H2O/P_H2设定为0.2以下的非氧化性气氛中进行快速加热而抑制初期氧化中的铁橄榄石的过量形成的技术。但是，存在如下问题：通过在非氧化性气氛中进行快速加热而在钢板表面形成致密的氧化层，因此，之后的脱碳退火中的脱碳反应受到阻碍。在脱碳退火中C未被充分除去而残留在制品板中时，引起制品板的磁特性经时地劣化的、所谓的磁时效。因此，在专利文献5中提出了如下技术：通过设定为氧势P_H2O/P_H2为0.41以上的湿氢气氛而抑制致密的氧化层的形成，从而确保脱碳性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利3707268号公报

专利文献2：日本特开2010-100885号公报

专利文献3：日本专利2679928号公报

专利文献4：日本专利2983128号公报

专利文献5：日本专利3392669号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

但是，在氧化性气氛中实施快速加热的专利文献5的技术与为了形成镁橄榄石覆膜而在非氧化性气氛中进行加热这样的专利文献4所公开的技术相反。因此，在现有技术中存在如下问题：难以在卷材全长上兼顾脱碳性和镁橄榄石覆膜的稳定形成。

如上所述，脱碳不良会引起磁时效所致的磁特性的劣化。另外，镁橄榄石覆膜通过对钢板赋予张力而改善铁损，并且在将取向性电磁钢板层叠而用于铁芯等时抑制涡电流在层叠的钢板间流通，作为防止铁损增大的绝缘层发挥功能，但若镁橄榄石覆膜的形成不充分，则在对钢板施加弯曲等变形时，覆膜从钢板表面剥离而成为绝缘性降低的原因。

另外，在无抑制剂的取向性电磁钢板的制造方法中应用快速加热技术的情况下，在镁橄榄石覆膜未充分形成时，在最终退火中，作为退火气氛的惰性气体使用的氮侵入钢中，与微量包含的Al结合而形成AlN。AlN为抑制剂的一种，因氮的侵入而过量地形成AlN时，存在如下问题：对于最终退火中的一次再结晶晶粒的晶粒生长的抑制力变得过强，二次再结晶变得不稳定，难以得到良好的磁特性。

本发明是鉴于现有技术所存在的上述问题而完成的，其目的在于提出一种取向性电磁钢板的制造方法，其中，在使用无抑制剂的成分体系的钢原材来制造取向性电磁钢板的情况下，即使在脱碳退火的加热过程中进行快速加热时，也充分确保脱碳性，并且使最终退火中的镁橄榄石覆膜的形成稳定化，由此使铁损特性和镁橄榄石覆膜的耐剥离性在卷材全长上优良。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，发明人着眼于脱碳退火中的加热过程的升温模式而反复进行了深入研究。其结果发现，通过将脱碳退火的加热过程中的超过700℃的高温下的加热速度控制为适当范围，能够抑制钢板表层上的过量的铁橄榄石的形成，并且能够形成完好的氧化层，而且也能够充分确保脱碳性，从而开发了本发明。

即，本发明提出了一种取向性电磁钢板的制造方法，其包含如下一系列的工序：对钢坯进行热轧，进行热轧板退火，进行一次冷轧或夹着中间退火的两次以上的冷轧，进行脱碳退火而在钢板表面形成次生氧化皮后，在该钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂，实施最终退火，所述钢坯具有如下成分组成：含有C：0.002～0.10质量％、Si：2.5～6.0质量％、Mn：0.010～0.8质量％且含有Al：低于0.010质量％、N：低于0.0050质量％、Se：低于0.0030质量％和S：低于0.0050质量％，上述Al与N的质量比Al/N为1.4以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

所述取向性电磁钢板的制造方法的特征在于，在将上述脱碳退火的加热过程中的700～800℃间的任一温度设为T1、将设定于820～900℃间的任一温度的均热温度设为T2时，将500～T1间的加热速度R1设定为100℃/秒以上、将T1～T2间的升温速度R2设定为15℃/秒以下来进行加热。

本发明的取向性电磁钢板的制造方法的特征在于，将直至到达上述脱碳退火中的均热温度T2为止的气氛的氧势P_H2O/P_H2设定为0.20～0.55的范围。

另外，本发明的取向性电磁钢板的制造方法的特征在于，在从到达上述脱碳退火的均热温度T2起直至冷却至800℃以下为止的期间，设置5秒以上的在均热温度T2以上且900℃以下并且气氛的氧势P_H2O/P_H2为0.10以下的时间。

另外，本发明的取向性电磁钢板的制造方法的特征在于，将上述脱碳退火后的钢板表面的单位面积氧量设定为每单面0.30～0.75g/m²。

另外，本发明的取向性电磁钢板的制造方法中使用的上述钢坯的特征在于，在上述成分组成的基础上进一步含有选自Cr：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.50质量％、P：0.005～0.50质量％、Ni：0.01～1.50质量％、Sb：0.005～0.50质量％、Sn：0.005～0.50质量％、Mo：0.005～0.100质量％、B：0.0002～0.0025质量％、Nb：0.0010～0.0100质量％和V：0.001～0.01质量％中的一种或两种以上。

另外，本发明的取向性电磁钢板的制造方法的特征在于，在上述冷轧以后的任一工序中，对钢板表面实施磁畴细化处理。

发明效果

根据本发明，能够稳定地提供在卷材全长上铁损特性和镁橄榄石覆膜的耐剥离性优良的取向性电磁钢板。

附图说明

图1是表示从500℃至温度T1的加热速度R1对铁损W_17/50产生的影响的图。

图2是表示温度T1和从温度T1至850℃的加热速度R2对镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响的图。

图3是表示脱碳退火加热时的气氛的氧势P_H2O/P_H2对脱碳性和镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响的图。

图4是表示脱碳退火后的单位面积氧量对铁损W_17/50和镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响的图。

具体实施方式

通过使脱碳退火的加热过程进行快速加热而使钢板的一次再结晶织构中的高斯取向增加的理由是因为：在低温下进行再结晶的情况下，{111}面取向优先发生再结晶，与此相对，在高温下进行再结晶的情况下，仅次于{111}面取向而容易再结晶的高斯取向等的再结晶也被促进。因此，为了抑制低温下的再结晶，期望尽可能在短时间内加热至高温，即，期望进行快速加热。

另一方面，将钢板快速加热至使脱碳反应进行的高温时，会阻碍低温下的脱碳，并且妨碍在钢板表层形成由二氧化硅和铁橄榄石构成的致密的氧化层，其结果，最终退火中的镁橄榄石覆膜的形成变得不稳定。

因此，发明人反复进行了以下说明的各种实验，结果发现，在快速加热至充分形成高斯取向的温度后，降低加热速度而加热至脱碳退火的均热温度，由此，能够同时兼顾脱碳性的确保和完好的镁橄榄石覆膜所需的氧化层的形成。

＜实验1＞

首先，发明人为了对通过使脱碳退火的加热过程进行快速加热而得到良好的铁损特性的条件进行研究，进行了以下的实验。

对含有C：0.04质量％、Si：3.2质量％、Mn：0.05质量％、Al：0.006质量％、N：0.0035质量％、S：0.0010质量％和Se：0.0010质量％的钢原材(钢坯)进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1030℃×60秒的热轧板退火后，进行冷轧而制成最终板厚0.27mm的冷轧板，从该冷轧板切下多个以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片。

接着，对上述试验片实施如下的脱碳退火：在氧势P_H2O/P_H2＝0.30的湿氢气氛中，对加热速度R1进行各种变化地从室温加热至650～770℃间的各种温度T1后，将从上述温度T1至850℃的均热温度T2的加热速度设定为10℃/秒来进行加热，然后，在相同气氛中进行850℃×120秒的均热处理。

接着，在上述脱碳退火后的试验片表面涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施在840℃下保持30小时而进行二次再结晶的最终退火。

对于这样得到的最终退火后的试验片，依据JIS C2550测定磁通密度1.7T、励磁频率50Hz下的铁损W_17/50。

将上述实验的结果示于图1。由图1可知，随着加热速度R1增大，铁损W_17/50趋于降低，但可以得到W_17/50≤1.00W/kg的良好的铁损的条件是加热速度R1为100℃/秒以上。另外还可知，将加热速度改换为10℃/秒的温度T1低于700℃时，即使增大加热速度R1，也得不到良好的铁损。

＜实验2＞

接着，为了对在加热中途降低加热速度时的脱碳性与镁橄榄石覆膜的耐剥离性的平衡进行研究，进行了以下的实验。

使用实验1中得到的板厚0.27mm的试验片，实施如下的脱碳退火：在氧势P_H2O/P_H2＝0.28的湿氢气氛中，将加热速度R1设定为200℃/秒而从500℃加热至各种温度T1(其中，700℃＜T1＜850℃)后，以各种加热速度R2从该温度T1加热至850℃的均热温度T2，然后，在相同气氛中进行850℃×120秒的均热处理。

接着，对于在相同条件下实施上述脱碳退火后的试验片中的1片，使用燃烧-红外线吸收法鉴定脱碳退火后的钢板中的碳浓度，对于除此以外的试验片，在脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施在840℃下保持30小时而进行二次再结晶的最终退火。

对于这样得到的最终退火后的试验片，依据JIS C2550测定磁通密度1.7T、励磁频率50Hz下的铁损W_17/50，并且供于用于评价镁橄榄石覆膜的耐剥离性的试验。在该耐剥离性试验中，将剪切成30mm宽度的试验片在10～100mmφ的直径以10mm单位不同的多个圆柱状的棒上沿长度方向卷绕时，以不发生覆膜剥离的最小的直径(剥离直径)对耐剥离性进行评价。此处，覆膜剥离的发生设定为覆膜剥落或者由于覆膜破坏而在试验片表面产生白色条纹的时刻。需要说明的是，对于脱碳性，将脱碳退火后的C浓度为0.0030质量％(30质量ppm)以下评价为良好，对于耐剥离性，将剥离直径为30mmφ以下评价为良好。

图2中示出温度T1和加热速度R2对脱碳性和覆膜的耐剥离性产生的影响。由图2可知，温度T1超过800℃时，引起脱碳不良，即使温度T1为700～800℃的范围，但加热速度R2超过15℃/秒时，耐剥离性也发生劣化。

由上述的＜实验1＞和＜实验2＞的结果可知，通过将在脱碳退火中进行快速加热时的加热速度R1设定为100℃/秒以上、将停止快速加热的温度T1设定为700℃以上且800℃以下并且将从温度T1至均热温度T2的加热速度R2设定为15℃/秒以下，具有良好的铁损特性并且能够确保脱碳性和覆膜的耐剥离性。

接着，发明人对于脱碳退火中的气氛对脱碳性和镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响进行了考察、研究。如上所述，脱碳退火的加热时的气氛对脱碳性、镁橄榄石覆膜的形成产生大的影响。如上述实验结果所示，通过从脱碳退火的快速加热中途起降低加热速度，能够兼顾脱碳性和耐剥离性优良的镁橄榄石覆膜的形成。但是，认为这是因为，通过与更优选的加热时的气氛组合，使更良好的脱碳性和耐剥离性优良的镁橄榄石覆膜的形成成为可能。

＜实验3＞

对含有C：0.045质量％、Si：3.3质量％、Mn：0.1质量％、Al：0.0050质量％、N：0.0030质量％、S：0.0005质量％和Se：0.0005质量％的钢坯进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1100℃×60秒的热轧板退火，进行冷轧而制成最终板厚0.27mm的冷轧板，从该冷轧板切下多个以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片。

接着，对上述试验片实施如下的脱碳退火：在调整至各种氧势P_H2O/P_H2的湿氢气氛中，以加热速度R1(＝180℃/秒)从500℃加热至温度T1(＝720℃)，然后，将从上述温度T1至850℃的均热温度T2的加热速度设定为10℃/秒来进行加热，然后，在调整至P_H2O/P_H2＝0.39的湿氢气氛中进行850℃×120秒的均热处理。

接着，对于在相同条件下实施上述脱碳退火后的试验片中的1片，使用燃烧-红外线吸收法鉴定脱碳退火后的钢板中的碳浓度，对于除此以外的试验片，在脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施在840℃下保持30小时而进行二次再结晶的最终退火。

对于这样得到的最终退火后的试验片，与实验2同样地对镁橄榄石覆膜的耐剥离性进行评价。

图3中示出加热时的气氛的氧势P_H2O/P_H2对脱碳退火后的C浓度和镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响。由图3可知，通过将温度T2以下的气氛的氧势P_H2O/P_H2控制在0.20以上且0.55以下的范围，能够得到良好的脱碳性和耐剥离性。

接着，发明人对于在从脱碳退火的快速加热的中途起降低加热速度的本发明的方法中进一步降低铁损的方法进行了研究。

在使脱碳退火的加热过程中的气氛的氧化性降低的情况下，加热过程中所形成的初期氧化层的形成变慢，因此，脱碳退火的高温均热阶段中的钢板的钢基与氧化性气氛的反应变得容易进行，脱碳退火后的单位面积氧量增大。另一方面，在使加热过程的氧化性提高的情况下，在加热中途形成致密的氧化层，该致密的氧化层会阻碍脱碳，因此，从到达脱碳退火的均热温度起的钢基的氧化受到抑制，脱碳退火后的单位面积氧量减少。

另外，在实施最终退火时，若存在如上所述的致密的氧化层，则会抑制作为退火气氛的惰性气体使用的氮经由覆膜侵入钢基中，因此具有防止与钢中的Al结合而析出AlN的效果。如上所述，在上述的氮化进行而在钢中大量形成AlN的情况下，原本作为原材成分含有的Al、N少的无抑制剂的取向性电磁钢板中，对于最终退火中的一次再结晶晶粒的晶粒生长的抑制力变得过强，高斯取向以外的晶粒有可能进行晶粒生长。

在不进行快速加热(加热速度为约20℃/秒)的情况下，钢板表层的氧化层形成在脱碳之前发生，因此，考虑到之后的脱碳，不期望在加热初期形成致密的氧化层。另一方面认为，在进行快速加热的情况下，直至相对高温为止氧化层的形成受到抑制，因此，初期氧化层的形成与脱碳同时进行。因此，即使在钢板表层形成有致密的氧化层，也能够充分确保脱碳性，还能够抑制最终退火中的氮向钢中的侵入，因此，能够期待铁损的进一步降低。因此，进行了对上述的假说进行验证的以下的实验。

＜实验4＞

对含有C：0.04质量％、Si：3.3质量％、Mn：0.08质量％、Al：0.045质量％、N：0.0025质量％、S：0.0010质量％和Se：0.0015质量％的钢坯进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1040℃×60秒的热轧板退火后，进行冷轧而制成最终板厚0.27mm的冷轧板，从该冷轧板切下多个以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片。

接着，对上述试验片实施如下的脱碳退火：在调整至各种氧势P_H2O/P_H2的湿氢气氛中，以加热速度R1(＝200℃/秒)从500℃加热至温度T1(＝710℃)，然后，将从上述温度T1至850℃的均热温度T2的加热速度设定为8℃/秒来进行加热，然后，在调整至P_H2O/P_H2＝0.29的湿氢气氛中进行850℃×120秒的均热处理。

接着，从上述脱碳退火后的试验片，按照各条件各抽取1片，通过上述的方法对脱碳退火后的碳浓度进行鉴定。另外，使用相同的试验片，通过熔化-红外线吸收法对脱碳退火后的钢板的氧浓度进行鉴定，假定总氧在钢板两面的表层各自均等地分布，算出每单面的单位面积氧量。

另一方面，对于剩余的试验片，在脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施在840℃下保持30小时而进行二次再结晶的最终退火。

对于这样得到的最终退火后的试验片，与实验1同样地对铁损W_17/50进行测定，并且与实验2同样地对镁橄榄石覆膜的耐剥离性进行评价。需要说明的是，对于上述铁损值，每一个条件测定10片，求出其平均值。

图4示出脱碳退火后的钢板每单面的单位面积氧量对铁损W_17/50和镁橄榄石覆膜的耐剥离性产生的影响。可知，通过使每单面的单位面积氧量低于0.75g/m²，在钢板表层形成致密的氧化层，在不改变脱碳退火的加热过程中的加热模式的情况下得到了更良好的铁损。但是，即使单位面积氧量低于0.30g/m²，耐剥离性也发生劣化。认为这是因为，单位面积氧量低于0.30g/m²时，脱碳退火中所形成的次生氧化皮中的二氧化硅的绝对量变得过少，最终退火中所形成的镁橄榄石覆膜的量不足。

本发明基于上述的新见解。

接着，对本发明的取向性电磁钢板的制造中使用的钢原材(钢坯)的成分组成进行说明。

C：0.002～0.10质量％

C是对高斯取向晶粒的产生有用的成分，为了有效地表现出该作用，需要含有0.002质量％以上。另一方面，超过0.10质量％时，在脱碳退火中引起脱碳不良，成为制品板引起磁时效的原因。因此，C设定为0.002～0.10质量％的范围。优选为0.01～0.08质量％的范围。

Si：2.5～6.0质量％

Si是用于提高钢的比电阻、降低铁损所需的元素，低于2.5质量％时，上述效果不充分，另一方面，超过6.0质量％时，钢的加工性劣化，难以进行轧制。因此，Si设定为2.5～6.0质量％的范围。优选为2.9～5.0质量％的范围。

Mn：0.01～0.8质量％

Mn是用于改善热加工性所需的元素，低于0.01质量％时，不能充分得到上述效果，另一方面，超过0.8质量％时，二次再结晶后的磁通密度下降。因此，Mn设定为0.01～0.8质量％的范围。优选为0.05～0.5质量％的范围。

另外，本发明中使用的钢原材中，作为形成抑制剂的成分的Al、N、Se和S形成AlN、MnS、MnSe等微细析出物(抑制剂)，表现出对一次再结晶晶粒的晶粒生长的过剩的抑制力，高斯取向的二次再结晶变得不稳定而导致磁特性的劣化，因此期望尽可能降低这些成分。因此，在本发明中，在不导致制造成本大幅上升的范围内，限制于Al：低于0.01质量％、N：低于0.0050质量％、Se：低于0.0030质量％和S：低于0.0050质量％。

Al/N：1.4以上

另外，上述Al与N的质量比Al/N需要设定为1.4以上。这是因为，Al/N小于1.4时，N相对于Al过量，因此，游离的氮与钢中的微量杂质形成氮化物，增强二次再结晶中的抑制剂效果，有可能阻碍高斯取向的优先生长性。优选的Al/N为2以上。

另外，本发明中使用的钢原材中，在上述成分的基础上，可以出于降低铁损的目的而含有选自Cr：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.50质量％和P：0.005～0.50质量％中的一种或两种以上，另外，可以出于提高磁通密度的目的而含有选自Ni：0.010～1.50质量％、Sb：0.005～0.50质量％、Sn：0.005～0.50质量％、Mo：0.005～0.100质量％、B：0.0002～0.0025质量％、Nb：0.0010～0.010质量％和V：0.001～0.010质量％中的一种或两种以上。这是因为，在各元素的添加量低于上述下限值的情况下，磁特性的提高效果小，另一方面，在超过上述上限值的情况下，二次再结晶晶粒的发达被抑制而使磁特性劣化。

上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质，只要在不损害本发明的效果的范围内，就不排除含有上述以外的成分。

接着，对本发明的取向性电磁钢板的制造方法进行说明。

关于本发明中使用的钢原材(钢坯)，将具有上述成分组成的钢利用公知的精炼工艺进行熔炼后，利用连铸法或铸锭-开坯轧制法来制造，优选利用连铸法来制造。另外，也可以利用直接铸造法制造厚度为100mm以下的薄铸片。

将上述钢坯利用通常的方法再加热至规定温度而进行热轧，上述再加热温度设定为1250℃以下的温度在成本方面是有利的。需要说明的是，上述钢坯在连铸后可以不进行再加热而立即进行热轧。另外，在薄铸片的情况下，可以省略热轧而直接进入以后的工序。

接着，为了得到良好的磁特性，对上述热轧后的钢板(热轧板)实施热轧板退火。退火温度优选设定为800～1150℃的范围。这是因为，低于800℃时，在热轧中形成的带状组织残留，难以得到整粒的一次再结晶组织，二次再结晶的发达被阻碍。另一方面，超过1150℃时，热轧板退火后的粒径过于粗大化，仍然难以得到整粒的一次再结晶组织。

将上述热轧板退火后的钢板通过一次冷轧或夹着中间退火的一次以上的冷轧制成最终板厚的冷轧板。进行上述中间退火时的退火温度优选设定为900～1200℃的范围。低于900℃时，再结晶晶粒发生微细化，一次再结晶组织中的高斯取向核减少，导致磁特性的下降。另一方面，超过1200℃时，与热轧板退火同样，粒径过于粗大化，因此难以得到整粒的一次再结晶组织。

轧制至最终板厚的最终冷轧采用使轧制时的钢板温度升高至100～300℃来进行的温轧或者在冷轧的中途实施一次或多次100～300℃的范围内的时效处理对于改善一次再结晶织构、提高制品板的磁特性是有效的。

然后，对轧制至最终板厚的冷轧板实施本发明中最为重要的脱碳退火。

从确保脱碳性的观点出发，该脱碳退火的均热温度T2优选设定为820～900℃的范围。

脱碳退火的加热过程中，需要将从500℃至温度T1的加热速度R1设定为100℃/秒以上。优选为150℃/秒以上。加热速度小于100℃/秒时，不能生成充分量的脱碳退火后的一次再结晶织构中的高斯取向核，不能充分得到二次再结晶晶粒的细粒化所带来的铁损降低效果。

需要说明的是，对于进行快速加热的方法，只要可以得到上述的加热速度就没有特别限制，从控制性的观点出发，优选例如利用感应加热的方法、利用在钢板中流通电流而加热的通电加热的方法等。

另外，停止快速加热的温度T1为700～800℃间的任一温度。温度T1低于700℃时，不能充分得到快速加热所带来的效果，另一方面，高于800℃时，容易发生脱碳不良。优选为700～760℃间的任一温度。

另外，需要将从温度T1至均热温度T2的加热速度R2设定为15℃/秒以下。加热速度R2超过15℃/秒时，最终退火中所形成的镁橄榄石覆膜不能充分形成，耐剥离性发生劣化。需要说明的是，加热速度R2为15℃/秒以下即可，但过低也会使脱碳退火长时间化，在经济上变得不利，因而，优选设定为2℃/秒以上。更优选为5～12℃/秒的范围。

另外，从脱碳和在钢板表层上的氧化层形成的观点出发，脱碳退火中的气氛设定为湿氢气氛。关于气氛的氧势P_H2O/P_H2，如果仅确保脱碳性则为0.2～0.6的范围即可，但在本发明中，从得到良好的覆膜的耐剥离性的观点出发，优选设定为0.20～0.55的范围。更优选为0.25～0.40的范围。

另外，从形成致密的氧化层、防止最终退火中的氮向钢中的侵入的观点出发，脱碳退火后的每单面的单位面积氧量优选设定为0.75g/m²以下，另一方面，从确保最终退火中所形成的镁橄榄石覆膜的绝对量而确保覆膜的耐剥离性的观点出发，优选将下限设定为0.30g/m²。更优选的脱碳退火后的每单面的单位面积氧量为0.35～0.55g/m²的范围。

到达均热温度T2后，优选在温度T2下实施约130秒的均热处理而完成脱碳。但是，上述均热处理的时间可以出于调整上述的单位面积氧量的目的而进行变化。

另外，均热处理时的气氛的氧势期望设定为与温度T2以下时的气氛同等的程度，但可以出于调节单位面积氧量的目的而进行变化。

此外，在本发明中，从对脱碳退火中所形成的氧化覆膜的表层进行还原而形成二氧化硅SiO₂、促进最终退火中的镁橄榄石覆膜的形成的观点出发，优选在脱碳退火的均热处理后设置5秒以上的在温度T2以上且900℃以下的温度下将气氛的氧势P_H2O/P_H2设定为0.10以下的还原区域的还原退火。对于实施上述还原退火的时机，没有特别限制，优选在即将开始冷却之前的脱碳退火最终阶段中设置。需要说明的是，还原退火的气氛的氧势P_H2O/P_H2更优选设定为0.08以下。

然后，对于上述脱碳退火后的钢板，在钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂并干燥，然后实施最终退火，由此使二次再结晶组织发达，并且形成镁橄榄石覆膜。需要说明的是，向钢板表面涂布退火分离剂的操作通常以浆料的形式进行涂布，但使用不带入水分的静电涂布来进行也是有效的。

为了进行二次再结晶，最终退火期望在800℃以上进行。另外，为了完成二次再结晶，期望在800℃以上的温度下保持20小时以上。用于二次再结晶的优选的保持温度为850～950℃的范围。另外，为了形成镁橄榄石覆膜而实施纯化处理，优选在二次再结晶完成后升温至约1200℃。

然后，将最终退火后的钢板利用水洗、刷洗、酸洗等除去残留在钢板表面的退火分离剂后，进行平坦化退火，对形状进行矫正，上述操作对于降低铁损是有效的。

需要说明的是，在将钢板层叠使用的情况下，为了改善铁损，优选在上述平坦化退火之前或之后在钢板表面形成绝缘覆膜。另外，为了进一步降低铁损，上述绝缘覆膜优选为对钢板表面赋予张力的张力赋予型的绝缘覆膜。需要说明的是，在上述绝缘覆膜的形成时，采用经由粘合剂涂布张力赋予覆膜的方法、通过物理蒸镀法或化学蒸镀法使无机物蒸镀至钢板表层后进行涂布的方法时，可以得到覆膜密合性优良且具有显著的铁损降低效果的覆膜。

此外，为了进一步降低铁损，优选实施磁畴细化处理。作为进行磁畴细化的方法，可以采用：通常实施的利用辊加工等在最终制品板上形成线状的槽或应变区域、或者照射电子束、激光、等离子流等来导入线状的热应变区域或冲击应变区域的方法；在此后的工序中利用蚀刻加工等在轧制至最终板厚的冷轧板的表面形成槽的方法。

实施例1

将含有C：0.05质量％、Si：3.2质量％、Mn：0.1质量％、Al：0.005质量％、N：0.0028质量％、S：0.0010和Se：0.0010质量％的钢坯再加热至1240℃后，进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1040℃×60秒的热轧板退火后，进行冷轧而制成板厚0.27mm的冷轧卷材。

接着，对上述冷轧卷材实施在各种加热条件下加热至840℃、在P_H2O/P_H2＝0.28的湿氢气氛中进行840℃×130秒的均热处理的脱碳退火。此时，从脱碳退火后的钢板裁取样品，通过燃烧-红外线吸收法对脱碳退火后的碳浓度进行鉴定，并且通过熔化-红外线吸收法对脱碳退火后的每单面的单位面积氧量进行鉴定。

接着，在上述脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂并干燥后，实施在840℃下保持30小时而完成二次再结晶的最终退火。

接着，从上述最终退火后的各卷材的长度方向前端、中间和末端朝向板宽方向各切下10片以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片，依据JIS C2550测定磁通密度1.7T、励磁频率50Hz下的铁损W_17/50，并且将试验片在直径不同的各种圆棒上沿长度方向卷绕，测定钢板表层的镁橄榄石覆膜不发生剥离的最大直径(剥离直径)，对耐剥离性进行评价。

表1中示出上述脱碳退火中的加热条件、脱碳退火后的每单面的单位面积氧量和脱碳退火后的碳浓度与最终退火后的钢板的铁损W_17/50和镁橄榄石覆膜的耐剥离性的评价结果。需要说明的是，铁损W_17/50为在卷材前端、中间、末端裁取的全部试验片的测定值的平均值，耐剥离性为最差值。由表1可知，在脱碳退火的加热条件符合本发明的钢板中，均得到了优良的铁损和耐剥离性，并且，通过将单位面积氧量设定为本发明的优选范围内而得到了更优良的铁损。

实施例2

将含有C：0.04质量％、Si：3.2质量％、Mn：0.08质量％、Al：0.0070质量％、N：0.0035质量％、S：0.0010和Se：0.0010质量％的钢坯再加热至1230℃后，进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1040℃×60秒的热轧板退火后，进行冷轧而制成最终板厚0.23mm的冷轧卷材。

接着，对于上述冷轧卷材，在P_H2O/P_H2＝0.29的湿氢气氛中，将从500℃至温度T1(＝710℃)的加热速度设定为150℃/秒来进行加热，以10℃/秒从710℃加热至均热温度T2(＝840℃)。然后，实施在P_H2O/P_H2＝0.30的湿氢气氛中进行840℃×100秒的均热处理的脱碳退火，进而，实施将温度和气氛的氧势如表2所示进行各种变化的还原退火。

接着，在上述脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂并干燥后，实施在850℃下保持30小时而完成二次再结晶的最终退火。

接着，从上述最终退火后的各卷材的长度方向前端、中间和末端朝向板宽方向各切下10片以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片，依据JIS C2550测定磁通密度1.7T、励磁频率50Hz下的铁损W_17/50，并且将试验片在直径不同的各种圆棒上沿长度方向卷绕，测定钢板表层的镁橄榄石覆膜不发生剥离的最大直径(剥离直径)，对耐剥离性进行评价。

表2中一并记载了耐剥离性和铁损W_17/50的测定结果。需要说明的是，表2所示的铁损W_17/50为在卷材前端、中间和末端裁取的全部试验片的测定值的平均值，另外，耐剥离性为最差值。由表2可知，通过在脱碳退火后设置适当条件的还原退火，可以得到更良好的铁损特性和耐剥离性。

[表2]

实施例3

将表3所示的成分组成不同的各种钢坯再加热至1250℃的温度后，进行热轧而制成板厚2.2mm的热轧板，实施1040℃×60秒的热轧板退火后，进行冷轧而制成最终板厚0.27mm的冷轧卷材。

接着，对于上述冷轧卷材，在P_H2O/P_H2＝0.27的湿氢气氛中，将从500℃至温度T1(＝710℃)的加热速度设定为180℃/秒来进行加热，以10℃/秒从710℃加热至温度T2(＝850℃)，然后，实施在P_H2O/P_H2＝0.28的湿氢气氛中进行850℃×120秒的均热处理的脱碳退火。

接着，在上述脱碳退火后的钢板表面涂布以MgO为主体的退火分离剂并干燥后，实施在840℃下保持30小时而完成二次再结晶的最终退火。

接着，从上述最终退火后的各卷材的长度方向前端、中间和末端朝向板宽方向各切下10片以轧制方向为长度方向的宽度100mm×长度300mm的试验片，依据JIS C2550测定磁通密度1.7T、励磁频率50Hz下的铁损W_17/50，求出全部试验片的平均值。

表3中一并记载了上述的铁损测定结果。由表3可知，通过使用具有符合本发明的成分组成的钢原材，得到了铁损特性优良的取向性电磁钢板。