专利名称：：磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法
技术领域：
：本发明涉及方向性硅钢板的制造方法，特别是关于低铁损高磁通密度的单方向性硅钢板的制造方法。单方向性硅钢板主要作为变压器及其它电机的铁心材料来使用，要求具有优良的磁通密度及铁损值等的磁特性。为制造该单方向硅钢板，一般采用的方法是，将厚度为100～300mm的板坯在1250℃以上的温度下加热以后进行热轧，将所得到的热轧板通过1次冷轧或具有中间退火的2次以上的冷轧而形成最终板厚，再进行脱炭退火后，涂敷退火分离剂，之后进行以二次再结晶及纯化为目的的最后退火。即，首先，高温加热板坯并在完全固溶抑制剂成分后进行热轧，再对通过1次或2次以上的冷轧及1次或2次以上的退火所得到的一次再结晶粒组织加以控制，然后，在最后退火中通过使该一次再结晶粒在{110}<001>方位的结晶粒上进行二次再结晶来确保必要的磁特性。为有效地促进这样的二次再结晶，首先，将用于抑制一次再结晶的正常粒成长的、称之为抑制剂的分散相以均匀且合适的大小分散到钢中的方式控制其析出状态，并且，使一次再结晶粒组织在整个板厚的范围为适当大小的结晶粒并且成为均匀的分布是重要的。作为这种抑制剂的代表，使用MnS、MnSe、ALN及VN这样的硫化物、硒化物及氮化物等在钢中的溶解度极小的物质。此外，也使用Sb、Sn、As、Pb、Ce、Cu及Mo等晶粒边界偏析型元素作为抑制剂。总之，为得到良好的二次再结晶组织，从在热轧中的抑制剂的析出，到此后的二次再结晶退火为止的抑制剂的控制都是重要的条件。为确保更优良的磁特性，可以说对这种抑制剂的控制的重要性变得越来越重要。在这里，从控制抑制剂的观点出发，作为以从热轧工序的精轧到卷取的温度滞后为目的的以往技术，已在例如日本持公昭38-14009号公报、特开昭56-33431号公报、特开昭59-50118号公报、特开昭64-73023号公报、特开平2-263924号公报、特开平2-274811号公报、特开平5-295442号公报所记载的内容中得以公知。在特公昭38-14009号公报中，公开了一种晶粒单定向性硅电工钢的制造方法，它通过将晶粒单定向的硅电工钢的热轧带钢在790℃及950℃之间的温度下固溶化处理，把碳作为固溶体来维持并且为防止晶粒边界碳化物的形成，从此温度开始急剧地急冷到540℃以下的温度，保持出现晶粒内晶状体状析出物的310～480℃的温度，在急冷了之后，通过交替地进行出现晶粒单定向性的冷轧及退火，而得到晶粒单定向性硅电工钢。然而，该技术是一种不以添加抑制剂成分，而是以控制碳化物的析出形态为主的手法，它是要对在700℃附近的碳化物析出温度区的冷却速度及保持时间加以控制。因此，实际上当该技术适用于含有ALN及MnSe、MnS的单方向性电磁钢板的制造时，全然不能期待特性改善。在特开昭56-33431号公报中，公开了将卷取温度控制在700～1000℃的温度范围的方法，以及在700～1000℃高温卷取后将该卷钢保温10分钟-5小时的方法，和在700～1000℃高温卷取后将该卷钢急冷的方法。该技术虽然是改善作为抑制剂的ALN的析出分散状态的方法，但由于以卷取后的卷取状自行退火，进行不均匀的脱炭，因而其后冷轧集合组织的形成也变得不稳定，产品特性的不良增加。特别是在卷取形状下的水冷等将导致冷却速度的不均匀，这是成为产品特性不良的因素。在特开昭59-50118号公报中公开了将热轧钢带在离开最后精轧的机架之后，以7～40℃/秒的冷却速度冷却到由以下(1)，(2)式所算出的温度范围，之后卷取并自然冷却的方法，以及将热轧钢带离开最后的精轧机架之后，以7～30℃/秒冷却到由以下的(3)式所算出的温度以下以后，再卷取，并进一步水冷该卷取钢带的方法。(35×logV＋515)℃......(1)(445×logV-570)℃......(2)(20×logV＋555)℃......(3)其中，V离开最后精轧机架以后到卷取为止时热轧钢带的冷却速度(℃/秒)但是，该技术的对象是不使用ALN作为抑制剂的情况，因而不能指望有单独使用ALN，或复合使用ALN与MnSe或与MnS的涉及单方向性电磁钢板制造的效果。特开昭64-73023号公报公开了在热轧中、在精轧完成后直到卷取的平均冷却速度与卷取温度的范围在平均冷却速度为10℃/秒以上、40℃/秒以下时，卷取温度为600℃以上，750℃以下的方法，以及在平均冷却速度为40～80℃/秒时，卷取温度为550～750℃的方法。该技术与特开昭59-50118号公报所公开的技术相同，也是以不使用MnS、MnSe作为抑制剂为特征的、没有涉及有关使用了ALN的单方向性电磁钢板的制造法。此外，这些即使都与冷却速度有关，但也只探明了从精轧终了到卷取的平均冷却速度。也就是说它没有涉及任何如本发明那样，对以作为抑制剂的ALN的析出状态或ALN与MnSe或与MnS的复合析出状态有本质影响的精轧终了之后的高温滞留时间。在特开平2-263924号公报中，公开了将含有重量百分比为C0.02～0.100％、Si2.5～4.5％以及常规的抑制剂成分、并且其余为Fe及不可避免杂质所构成的硅钢板坯进行热轧，不进行热轧板退火，而紧接着实施压下率为80％以上的冷轧、脱炭退火、最终退火来制造单方向性电磁钢板的方法，其中它以热轧终了温度为750～1150℃、热轧终了后至少保持700℃以上的温度1秒以上，并且卷取温度为低于700℃的技术。从降低费用的观点来看，该技术就是在精轧后通过高温保持，促进再结晶而改善组织，以及省略了热轧板退火的技术。通过该技术促进了热轧后的再结晶能使组织得以改善、省略热轧板退火，但却并不能导致以往改进而得到良好的抑制剂析出状态。此外，该技术由于省略了热轧板退火，存在着必须对抑制剂的析出控制加以放弃这样的问题。并且，在特开平2-274811号公报中，将含有重量百分比为C0.021～0.075％、Si常规为2.5～4.5％、酸可溶性Al0.010～0.060％、N0.0030～0.000130％、S+0.405Se0.014％以下、Mn0.05～0.8％、且其余为Fe及不可避免的杂质所构成的板坯在小于1280℃的温度加热以后进行热轧、接着根据需要进行热轧板退火，然后进行压下率为80％以上的最终冷轧，并根据需要进行具有中间退火的一次以上的冷轧，之后，实施脱炭退火及最后的退火以制造单方向性电磁钢板的方法中，公开了热轧终了温度为750～1150℃，热轧终了后至少保持700℃以上的温度1秒以上，且卷取温度低于700℃的技术。该技术试图在实施低温板坯加热的制造过程中，通过在精轧后保持高温，促进再结晶而提高磁特性，并使磁特性稳定化。然而，在低温板坯加热中ALN可固溶，而MnS、MnSe却不能充分达到固溶。特别是，在进行高温板坯加热、使抑制剂充分固溶的制造法中使用这样的热轧冷却时，由于抑制剂的析出运动不同，不能稳定地制造磁特性优良的制品。也就是说，由于在进行低温板坯加热的工序中，对抑制剂的控制不能奏效，因而存在着不能稳定地制造磁特性优良的制品的问题。再有，在特开平5-295442号公报中，公开了热轧后的钢板在最终冷轧压下率为80％以上来进行冷轧的方法，其中，该热轧后的钢板是在从热精轧的最后机架出来后，具有从850℃以下到600℃的平均冷却速度Ta(℃/秒)与Ti含有量的关系为Ta≥30℃/秒、Ti≤0.003重量％时Ta≥-7/3Ti＋1000.003＜Ti≤0.008重量％时Ta≤≤-11/5Ti＋206Ta℃/秒Ti10-4重量％的热轧后钢板。但是，在根据该方法进行制造的情况下，制品中残留的Ti形成氧化物、氮化物、存在着导致铁损的时效恶化的问题。以往的技术为了使抑制剂在钢中均匀且以全合适的大小分散，没有考虑热精轧终了后直到卷取这段时间钢板的热滞后现象。并且，尽管有对热精轧终了后直到卷取的冷却速度加以规定的技术(例如特开昭59-50118号公报所公开)，但它不以对抑制剂的控制为目的，而是把微细碳化物的析出作为目标。此外，规定上述热精轧终了后直到卷取的冷却速度的技术不过是规定了平均冷却速度，特别是在热精轧终了之后不久的冷却并没有关注。以上这些以往技术不能实现良好的抑制剂析出控制，因此，不能制造磁通密度及铁损值两方面都优良的单方向性硅钢板。因此，本发明的目的是提供在单独使用ALN作为抑制剂以及复合使用ALN与MnS或与MnSe作为抑制剂的情况下的磁特性优良的单方向性硅钢板的制造技术。本发明者为实现本发明前述目的，通过针对热轧工序中各种因素的详细研究结果，对热精轧终了后的冷却滞后加以控制而得到了良好的抑制剂分布，从而能减轻制品的二次再结晶不良率，得以实现本发明高磁通密度及低铁损。即，本发明(第1发明)是磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法，它是将含有C0.01～0.10wt％Si2.5～4.5wt％Mn0.02～0.12wt％Al0.005～0.10wt％N0.004～0.015wt％的硅钢板坯加热到1280℃以上之后，通过热轧形成热轧钢板，之后根据需要实施热轧板退火，再实施一次冷轧或具有中间退火的2次以上的冷轧，形成冷轧钢板，再将该冷轧钢板经过脱碳退火及实施最后退火的工序而制造单方向性硅钢板，其特征是，使该热轧的精轧终了温度在900～1100℃的范围，从该热精轧终了开始用(1)式所确定范围的经过时间t后的钢板温度T(t)(℃)以满足(2)式的方式进行处理。2秒≤t≤6秒......(1)T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t......(2)其中FDT热精轧终了温度(℃)。并且，本发明的磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法(第2发明)的特征是，上述第1发明的硅钢板坯进一步含有从Se0.005～0.06wt％及S0.005～0.06wt％中所选取的1种或2种成分。在上述第2发明中，最好是热精轧终了后6秒到卷取钢板的冷却速度在25℃/秒以下。以下对根据本发明所得出的实验结果进行描述。图1是表示实验1中热精轧终了温度及轧制后保持时间与磁特性关系的图形。图2是表示实验2中热精轧终了后的钢板温度滞后的图形。图3是表示实验2中热精轧终了温度及从热轧终了2秒后的钢板温度(T1)与磁特性关系的图形。图4是表示实验3中热精轧终了后的钢板温度滞后的图形。图5是表示实验3中热精轧终了后，从T1到达冷却终了时的温度(T2)的时间Δt及T2与磁特性关系的图形。图6是表示实验3中热精轧终了后，从T1到达冷却终了时的温度(T2)的时间Δt及T2与磁特性关系的图形。图7是表示实验3中热精轧终了后，从T1到达冷却终了时的温度(T2)的时间Δt及T2与磁特性关系的图形。图8是表示实验4中热精轧终了后的钢板温度滞后的图形。图9是表示实验4中热精轧终了后的钢板温度滞后的图形。图10是表示实验4中热精轧终了后的钢板温度滞后的图形。图11是表示热精轧后的钢板热滞后对抑制剂析出状态影响的模式图。图12是表示在实验6中以钢4作为试样钢，从热精轧终了到6秒的温度滞后以及从热精轧终了6秒后的冷却速度与磁特性关系的图形。图13是表示在实验6中以钢5作为试样钢，从热精轧终了到6秒的温度滞后以及从热精轧终了6秒后的冷却速度与磁特性关系的图形。图14是表示在实验6中以钢4作为试样钢，从热精轧终了到6秒的温度滞后以及从热精轧终了6秒后的冷却速度与磁特性关系的图形。图15是表示在实验6中以钢4作为试样钢，从热精轧终了到6秒的温度滞后以及从热精轧终了6秒后的冷却速度与磁特性关系的图形。(实验1)最初，为弄清楚热精轧终了之后不久的钢板温度滞后对抑制剂析出的影响而进行了实验。将含有C0.07wt，Si3.05wt％，Mn0.06wt％，Al0.020wt％，N0.0090wt％的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度40mm的钢板。由此采用厚度40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃加热、使抑制剂成分固熔化之后，热轧成板厚为2.3mm。热精轧终了温度(FDT)为700℃～1200℃的各个温度，在该温度下保持1～7秒的时间。之后急冷，在500℃的炉中保持了1小时后空冷到室温。在将这些热轧板进行了热轧板退火之后，进门行一次冷轧，再进行中间退火，通过二次冷轧最终制成0.23mm厚的板。此后，在湿氢气雰围中进行850℃2分钟的脱碳退火，并在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂以后，在氢气雰围的环境中进行1200℃10小时的最后退火。对如此所得到的制品的磁特性进行了调查，图1示出了结果。以横轴为热精轧终了后的保持时间，纵轴为热精轧终了温度，与各个条件相对应的制品的磁性用符号0×表示。0表示B81.88T以上、×表示B81.88T以下所得到的磁性。从实验1的结果中，可以判明为实现微细抑制剂析出、得到良好的磁性，在热精轧终了之后的钢板温度滞后中，热精轧终了温度在900℃以上。并且，可以判明在热精轧终了后直到进行2秒种的高温保持也不会对抑制剂的析出产生特别不好的影响。其次，为弄清热精轧终了后2秒以后的钢板温度滞后的影响，进行了以下的实验。(实验2)将含有C0.08wt％，Si3.20wt％，Mn0.05wt％，Al0.025wt％，N0.0085wt％的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度40mm的钢板。由此采用厚度为40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃下加热，使抑制剂成分固熔化之后，热轧成板厚为2.3mm。热精轧终了温度(FDT)为900℃、1000℃，1100℃，2秒钟后在低于各个热精轧终了温度下冷却到800℃以上的各个温度(T1)。此后急冷，在500℃的炉中保持1小时后冷却至室温。该温度滞后在图2中示出。这些热轧板在进行了热轧板退火之后，进行一次冷轧，接着实施中间退火，通过2次冷轧达到0.23mm的厚度。之后，在湿氢气围的环境中进行850℃、2分钟的脱碳退火，在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂之后，在氢气雰围的环境中进行1200℃、10小时的最后退火。针对如此所得到的制品进行了调查，结果在图3中示出。根据热精轧终了温度来改变形成良好磁性的最高温度(T1c)。如图3中点线所示T1c满足式(1)T1c＝2/3×FDT＋700/3......(1)(实验3)将含有C0.04wt％，Si3.00wt％，Mn0.06wt％，Al0.03wt％，N0.0090wt％的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度为40mm的钢板。由此采用厚度40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃下加热，并使抑制剂成分固溶化以后，热轧成板厚为2.3mm。热精轧终了温度为900℃、1000℃、1100℃，2秒种后连续冷却到与热精轧终了温度相对应的T1c、再在Δt秒时连续冷却至T2℃。之后急冷，在500℃的炉中保持1小时后空冷到室温。该温度滞后在图4中示出。在这些热轧板进行了热轧板退火之后，实施一次冷轧，再进行中间退火，通过2次冷轧达到0.23mm的厚度。之后，在湿氢气雰围的环境中进行850℃、2分钟的脱碳退火，在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂之后，在氢气雰围的环境中进行1200℃10小时的最后退火。针对如此所得到的制品的磁特性进行了调查，其结果如图5-7所示。图5-图7都是示出在热精轧终了后，钢板温度从图4所示的T1c达到T2的时间Δt，及钢板温度T2与磁特性的关系的示意图。图5是FDT＝900℃、T1c＝833℃的情况，图6是FDT＝1000℃、T1c＝900℃的情况，图7是FDT＝1100℃、T1c＝966℃的情况。并且，在图5-图7中，0是显示B81.88以上，×是B81.88以下所得到磁性的情况。从图5-图7中可知，在与FDT无关、且Δt≤4秒(热精轧终了后6秒)的情况下，若T2≤700℃，则可得到良好的磁特性。从实验2，3中可得出的结论是，在热精轧终了后2秒的情况下为T1c以下以及在热精轧终了后6秒钟时为700℃以下是必要条件。其次，研究了在热精轧终了后从2秒到6秒之间对于冷却方式的影响。(实验4)将含有C0.05wt％，Si2.95wt％，Mn0.061wt％，Al0.023wt％，N0.0085wt％的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度为40mm的钢材。由此采用厚度40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃下加热并使抑制剂成分固溶之后，热轧成板厚为2.3mm。图8-图10示出了热精轧终了温度(FDT)为1000℃时，从热精轧终了开始到6秒钟时的冷却条件。并且，将热精轧终了的点、热精轧终了后2秒钟时T1c℃的点，以及热精轧终了后6秒钟时700℃的点相连接的连线用粗线示出。该粗线用(2)式表示。T(t)＝FDT-(FDT-700)/6×t......(2)t从热精轧终了开始的经过时间(秒)T(t)在t秒时的钢板温度此后急冷，并在500℃的炉中保持1小时后空冷至室温。这些热轧板在进行了热轧板退火以后，实施一次冷轧，接着实施中间退火，通过2次冷轧最终达到0.23mm的厚度。之后，在湿氢气雰围的环境中，进行850℃、2分钟的脱碳退火，在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂之后，在氢气雰围的环境中实施1200℃、10小时的最后退火。针对如此所得到的制品的磁特性进行了调查，表1示出了结果。并且，所谓二次再结晶不良发生面积率，就是在最后退火后的制品板中、直径为2mm以下的结晶粒所占有的面积率。从实验4的结果中可以判定，在热精轧终了后2～6秒间若满足T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t则可得到良好的磁特性。表1该理由的推定如下。图11以模式的方式示出了热精轧后的钢板热滞后对抑制剂的析出状况的影响。抑制剂在热精轧终了后，经过某些潜伏时间后发生粗大化。压下率越大，或在同一压下率的情况下热精轧终了温度越低，则该潜伏期越短。并且，温度越高，粗大化越加速进行。因此，粗大抑制剂形成的区域，是图11所示的影线部区域。当钢板取图中X所示的热滞后、且通过影线部时，粗大抑制剂的形成变得很显著。其结果，2次再结晶变得不稳定，磁特性不良。在图中Y所示的热滞后中，由于不经过抑制剂粗大化区域，抑制剂不粗大化，因而可得到良好的磁特性。再有，在实验2中2秒后的钢板温度T(2)要满中T(2)≤2/3×FDT＋700/3，并且，在实验3中到达6秒后冷却到700℃以下不通过图中的影线区域是必要的。这些通过实验4得以确认。以下，针对ALN以外的、对含有MnSe及MnS作为抑制剂的情况进行讨论。(实验5)将表2所示成分的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度为40mm的钢板。由此采用厚度40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃下加热、并使抑制剂成分固溶化以后，热轧成板厚为2.3mm。热精轧终了温度为1100～900℃，且从热精轧终了到6秒时的冷却条件与从图8到图10中所示的冷却图形的一部分相同。此后急冷，在500℃的炉中保持1小时以后空冷至室温。这些热轧板在进行了热轧板退火之后，实施一次冷轧，接着实施中间退火，通过2次冷轧最终达到厚度为0.23mm。之后，在湿氢气雰围的环境中进行850℃、2分钟的脱碳退火，在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂以后，在氢气雰围的环境中进行1200℃、10小时的最后退火。表2针对如此所得到的制品的磁特性进行调查，如果如表3所示。并且，在表3中，同时记载了用与实验4同一冷却图形所得到的结果的差(ΔB，ΔW)。通过表3的结果可以判定，在含有Se、S或同时含有Se与S的情况下，也与实验4的结果同样地，即若在热精轧终了后2秒～6秒之间时满足T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t，则可得到良好的磁特性。这是因为除了ALN以外，MnSe或MnS具有作为抑制剂性能的缘故。表3</tables>其次，调查了从热精轧终了后到卷取之间的过程中后半冷却速度的影响。(实验6)将表4所示成分的钢通过真空熔化进行熔炼，浇铸后再加热到1200℃，轧制成厚度为40mm的钢板。并且钢7与实验4为同一成分。由此采用厚度40mm×宽度300mm×长度400mm的试料，在1300℃下加热、并使抑制剂成分固溶化以后，实施板厚为2.3mm的热轧。热精轧终了温度为1100～900℃，且从热精轧终了到6秒时的冷却条件与从图8到图10中所示的冷却图的一部分相同。此后用10～35℃/sec的冷却速度冷却到500℃。之后在500℃的炉中保持1小时后空冷到室温。这些热轧板在进行了热轧板退火之后，实施一次冷轧，接着实施中间退火，通过2次冷轧最终达到厚度为0.23mm。之后在湿氢气雰围的环境中进行850℃、2分钟的脱碳退火，在涂敷了以MgO为主要成分的退火分离剂以后，在氢气雰围的环境中进行1200℃、10小时的最后退火。表4</tables>针对如此所得到的制品进行了调查。图12是表示钢4中，从热精轧终了到6秒后的冷却速度对磁特性影响的图形。并且，在从热精轧终了到6秒时的冷却图中，0与图10中的I、Δ与图8中的B、□与图9中的F是相同的。图13是表示钢5中，从热精轧终了到6秒以后的冷却速度对磁特性影响的图形。并且，在从热精轧终了到6秒以后的冷却图中，0与图10中的I、Δ与图8中的B、□与图9中的F是相同的。图14是表示钢6中，从热精轧终了6秒以后的冷却速度对磁特性影响的图形。并且，在从热精轧终了到6秒时的冷却图中，0与图8中的C、Δ与图9中的F、□与图8中的B是相同的。图15是表示钢7中，从热精轧终了6秒以后的冷却速度对磁特性影响的图形。并且，在从热精轧终了到6秒时的冷却图中，0与图10中的I、Δ与图8中的B、□与图9中的F是相同的。通过图12-图14的结果可以判定，在含有Se或S以及同时含有Se与S的情况下，在达到700℃～500℃时，冷却速度为10～25℃/sec的情况下，磁通密度提高。另一方面，通过图15的结果，不能特别地认定ALN单独添加时冷却速度的效果。即使在除ALN以外，含有Se或S的情况下，或同时含有Se及S的情况下使磁特性提高，也考虑如下。MnSe及MnS在热精轧前段时析出。在热精轧终了后，ALN在已经析出的MnSe或MnS上优先地析出，形成复合析出物。由于该情况下的冷却速度慢及复合析出物变得稳定，从而形成强力抑制剂。在ALN单独的情况下，不能确定这样的效果。在本发明中，除上述的条件以外，在热轧、热轧板退火、酸洗、中间退火、冷轧、脱碳退火、涂敷退火分离剂以及最后退火等的各个工序中的制造条件可以用各种公知的方法进行。作为该发明坯料的含硅钢，适合于单独添加ALN作为抑制剂，以及复合添加ALN与MnSe或MnS作为抑制剂。若列举其成分组成，可按如下的规定。C0.01～0.10wt％C不仅是对热轧、冷轧中组成的均匀微细化有用的元素，而且是对ゴス(戈斯)方位的发展有用的元素，至少使其含有0.01wt％是有必要的。然而，当C的含有量超过0.10wt％时，由于脱碳变得困难，加之ゴス(戈斯)方位产生混乱，因而其上限为0.10wt％。并且，最佳的C含有量为0.03～0.08wt％。Si2.5～4.5wt％Si有助于提高钢板的电阻率以及降低铁损。Si的含有量低于2.5wt％时铁损减低效果不明显，并且在为纯化及2次再结晶所进行的高温下的最后退火中，由于α-γ变态会产生结晶方位的无规则化从而不会得到好的磁特性。另一方面，当Si超过4.5％时损害冷轧性，并使制造变得困难。固此，Si的含有量为2.5～4.5wt％。并且，最好Si在3.0～3.5wt％的范围。Mn0.02～0.12wt％Mn是为防止因过烧而产生热轧时裂纹的有效元素，在Mn低于0.02wt％时不能得到该效果。另一方面，当添加Si超过0.12wt％时使磁特性变差。因此，Mn的含有量为0.02～0.12wt％。并且，最好Mn的范围为0.05～0.10wt％。Al0.005～0.10wt％。Al是形成ALN、并用作为抑制剂的元素。AL的含有量在低于0.005wt％时不能有效地确保抑制力，另一方面，当Al超过0.10wt％时，会损害其效果，因而，Al为0.005～0.10wt％。并且，最佳范围为0.01～0.05wt％。N0.004～0.015wt％N是形成ALN、并用作为抑制剂的元素。N的含有量在低于0.004wt％时不能有效地确保抑制力，另一方面，当N超0.015wt％时，会损害其效果，因而，N为0.004～0.015wt％.并且，最佳范围为0.006～0.010wt％.Se0.005～0.06wt％Se是形成MnSe、并用作为抑制剂的有效元素。Se的含有量在低于0.005wt％时不能有效地确保其效果，另一方面，当Se超过0.06wt％时破坏了该效果。因此，无论是单独添加还是复合添加时Se都应为0.005～0.06wt％的范围。并且，最佳范围为0.010～0.030wt％。S0.005～0.06wt％S是形成MnS、并用作为抑制剂的用效元素。S的含有量低于0.005wt％时不能有效地确保抑制力，另一方面，S在超于0.06wt％时，会破坏该效果，因而无论单独添加还是复合添合S，其范围都是0.05～0.06wt％。并且，最佳范围为0.015～0.035wt％。再有，在本发明中，除上述的S、Se、Al作为抑制剂外，由于Cu、Sn、Sb、Mo、Te、及Bi等也分别起到有利的作用，因而可以添加上述各种成分。这些成分的最佳添加范围分别是Cu、Sn0.01～0.015wt％，Sb、Mo、Te、Bi0.005～0.1wt％。并且，对于这些各个抑制剂成分，单独使用以及复合使用都可以。将具有表5所示化学成分的、其余部分实质上为Fe所组成的厚度为200mm、宽度为1000mm的硅钢连续铸造板坯在通用的气体加热炉及诱导式加热炉中加热到1430℃，使抑制剂成分固溶化，在热粗轧后，进行表5所示的热精轧终了温度的热轧，再以表5所示的温度滞后控制冷却，在550℃进行卷取。在该热轧板上进行了热轧板退火、酸洗之后，并在经过了达到中间板厚的冷轧及中间退火之后，进行最终板厚(0.23mm)的冷轧。其次，将所得到的冷轧板在湿氢气雰围的环境中进行850℃、2分钟的脱碳退火，并涂敷以MgO为主要成分的退火分离剂，在氢气雰围的环境中进行1200℃、10小时的最后退火成为成品。针对这样的成品进行磁特性及2次再结晶不良率的测定，其结果一并记录在表5中。从表5中可知，按照本发明的方法，显示出高磁通密度及低铁损都优良的磁特性，2次再结晶也稳定。与此相对，在本发明范围以外的比较例中，可知磁特性及2次再结晶稳定性都较差。如上所述，根据本发明的方法，在单独使用ALN作为抑制剂制造单方向性电磁钢板以及复合使用ALN与MnSe或MnS作为抑制剂制造单方向性电磁钢板中，消除了以往方法所存在的问题，使磁特性优良的单方向性电磁钢板的制造成为了可能。进一步地，根据本发明的方法，在单独使用ALN作为抑制剂制造单方向性电磁钢板以及复合使用ALN与MnSe或MnS制造单方向性电磁钢板中，促进了有助于有效提高磁特性的二次再结晶组织的发展，因而，制造具有高磁通密度以及低铁损特性的磁特性优良的单方向性电磁钢板成为了可能。表5</tables>权利要求1.一种磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法，在将含有C0.01～0.10wt％、Si2.5～4.5wt％、Mn0.02～0.12wt％、Al0.005～0.10wt％、N0.004～0.015wt％的硅钢板坯加热到1280℃以上之后，通过热轧成为热轧钢板，此后根据需要进行热轧板退火，接着进行一次冷轧或具有中间退火的2次以上的冷轧，形成冷轧钢板，该冷轧钢板经过实施脱碳退火及最后退火的工序而制造成单方向性硅钢板，其特征在于该热轧的精轧终了温度为900～1100℃的范围，从该热精轧终了到由(1)式所确定范围的经过时间t后的钢板温度T(t)(℃)以满足(2)式的方式进行处理。2秒≤t≤6秒...(1)T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t...(2)其中FDT热精轧终了温度(℃)2.按照权利要求1所述的磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法，其特征在于硅钢板坯还含有从Se0.005～0.06wt％及S0.005～0.06wt％中选取的1种或2种成分。3.按照权利要求2所述的磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法，其特征在于热精轧终了6秒至卷取的钢板冷却速度为25℃/秒以下。全文摘要磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法，在将含有的wt％为C0.01-0.10、Si2.5-4.5、Mn0.02-0.12、Al0.005-0.10、N0.04-0.015的硅钢板坯加热到1280℃以上后热轧成为热轧钢板；按需进行退火；接着进行一次或具中间退火的2次以上冷轧，形成冷轧钢板；经脱碳退火及最后退火制成单方向性硅钢板。该热精轧终了温度为900-1100℃，从该热精轧终了到经过时间t(2秒≤t≤6秒)后的钢板温度T(t)(℃)经处理满足T(t)≤FDT-FDT-700)/6×t，其中FDT为热精轧终了温度(℃)。文档编号H01F1/147GK1160915SQ96108920公开日1997年10月1日申请日期1996年3月30日优先权日1996年3月30日发明者尾崎芳宏,藤田明男,村木峰男申请人:川崎制铁株式会社