用于生产晶粒定向电工钢带的工艺的制作方法

专利名称：用于生产晶粒定向电工钢带的工艺的制作方法
发明的领域本发明涉及一种具有优异磁特性、专门用于生产变压器铁芯的晶粒定向电工钢带的生产。更具体地说，本发明涉及一种工艺，其中将Fe-Si合金直接连续铸造成带材，并且在卷取之前，通过轧制对带材本身进行连续变形，以便导致在金属基体中形成一定的奥氏体部分，对其量和分布进行控制，从而在冷轧之前获得微观结构稳定且均匀再结晶的带材。
现有技术晶粒定向电工钢带(Fe-Si)通常作为具有0.18至0.50mm之间的厚度的带材进行工业生产，并且具有磁性可以根据特定的产品等级而变化的特性。所述等级大致涉及在沿着特定参考方向(轧制方向)计算的给定电磁工作条件(例如，以W/kg计，在1.7特斯拉下为p50Hz)下带材的单位功率损耗。所述带材的主要用途是生产变压器铁芯。通过控制带材的最终结晶结构，使得所有或几乎所有晶粒使它们最易于磁化的方向(<001>轴)以最佳方式与轧制方向对齐，获得良好的磁特性(强各向异性)。实际上，获得的最终产品具有大致在1至20mm之间的晶粒平均直径，具有以Goss取向({110}<001>)为中心的晶粒取向。绕Goss取向的角分散(angulardispersion)越小，则产品导磁率越好，且因此磁损失越小。具有低磁损失(铁损)和高导磁率的最终产品在变压器的设计、尺寸和生产方面非常有利。
U.S.Firm ARMCO在三十年代初描述了上述材料的首次工业生产(USP1,956,559)。此后晶粒定向电工钢带生产技术在产品的磁和物理质量以及转变成本和周期合理化方面引入了许多重要的改进。所有现有的技术均采用相同的冶金学策略以便在最终产品中获得非常强的Goss结构，即通过均匀分布的第二相和/或偏析元素引导的定向二次再结晶的工艺。在促进有选择的二次再结晶步骤的最终退火过程中，非金属第二相和偏析元素在控制(减慢)晶界运动中起到主要作用。
在最初的ARMCO技术中，采用MnS作为晶界运动的抑制剂，并且在后来由NSC发展起来的技术中，抑制剂主要为氮化铝(AlN+MnS)(EP8,385，EP17,830，EP202,339)，一个非常重要的两个生产工艺的共同的结合步骤为，在马上要进行热轧之前以非常高的温度(1400℃左右)对连铸坯(在过去为锭)加热足够长的时间，以便确保在铸造之后的坯料冷却过程中粗糙析出的硫化物和/或氮化物完全溶解，以便在热轧带材的整个金属基体中使它们以非常精细和均匀分布的形式再次析出。在在冷轧之前任何工艺过程中均可以启动并完成这种精细的再析出和析出物尺寸的调整。由于Fe-3％Si合金在高温下的延展性和液态熔渣的形成，将坯料加热至所述温度需要采用专门的炉子(推入式炉(pushing furnace)、液态熔渣步进梁炉、感应炉)。
新的液态钢铸造技术被用于简化生产工艺，使其更为紧凑、灵活并且降低成本。所述技术之一是“薄板”铸造，其包括通过多次板坯连铸来连铸出具有用于直接热轧的传统的粗板坯(roughend slab)厚度的板坯，并且在连续式隧道炉中进行处理，以便升高/保持板坯的温度，并且在精轧之后卷取带材。与采用所述用于晶粒定向产品的技术相关的问题主要包括，难以保持和控制使形成第二相的元素溶解时所需的高温，如果要在最终产品中获得所需最佳的微观结构和磁特性，则第二相必须在热精轧步骤开始时便精细地析出。这些问题是通过不同的途径来解决的，例如与微合金元素的特定浓度范围相关联地采用厚度薄的铸坯，以便在热轧过程中稳定地控制第二相的析出(晶粒长大抑制剂)、或者明显地改变金属基体中抑制剂形成的策略。
潜在地提供了工艺的最高合理化水平和较高的生产灵活性的该铸造技术是一项从液态钢直接生产带材(带材铸造)的技术，完全摒弃了热轧步骤。很久以前就有人对这种不平常的改进进行了考虑并申请专利，并且很久以来对生产电工钢带特别是晶粒定向电工钢带的工艺条件也进行了设计并申请了专利。然而，直到现在，尽管象现有的仅生产碳钢和不锈钢的工厂所显示的那样，有关铸造设备的现有技术已经可以在工业上应用，但世界上不存在一种按照上述技术的晶粒定向电工钢带的工业生产。
本发明人相信，对于从带材的直接固化(带材铸造)工业生产晶粒定向电工钢带，需要使带材的微观结构在冷轧之前与在铸造阶段获得的微观结构显著不同。由于固化结构对于铸造条件的波动和合金成分的高敏感性，铸带的高固化速度使其难以在整个带材上和在不同的铸造之间具有均匀和可再现的晶粒结构。由于在典型的热轧过程中在带材内缺少变形，所以相对于传统的坯料铸造而言，从带材铸造开始的中间产品的微观结构受到固化结构的极大影响。
发明的概述本发明的目的是解决由于从带材铸造引发的电工钢带的质量所造成的不方便之处。因此，本发明一个目的是提供一种用于生产电工钢带的工艺，其中，通过在铸造和卷取站之间的带材在线厚度减薄通过相变引发显著的再结晶水平，因此，在冷轧之前对晶体结构进行常化，从而工艺条件的可能的波动对最终产品的质量基本不产生影响。
本发明的另一个目的是使得可以工业生产具有优异磁特性和恒定质量的晶粒定向电工钢带，该工艺相对于目前采用的传统工艺是稳定和简单的。
本发明进一步的目的将从下面对本发明的说明中显现出来。
发明的详细说明本发明的第一个重要方面在于，通过称为带材铸造(在双冷却和反向旋转辊之间进行铸造)的铸造技术，将含有硅的熔融合金直接固化成带材的形式，因此，相对于目前采用的技术而言，避免了将合金铸造成坯或锭，和在特别的高温炉中对所述坯料进行长时间的热处理(以获得所需的热均质性)以及通过总减薄率为根据坯料铸造技术在96和99％之间变化的热轧将所述坯料转变成带材。
本发明的第二个重要方面在于，对含有硅的合金的化学成分进行专门的选择，以便与铁素体相(体心立方晶格)平衡地控制基体中奥氏体相(面心立方晶格)的热力学稳定性。更精确地说，为获得优异的最终磁特性，可以方便地调整合金的化学性质，以便在25和60％之间的奥氏体部分在1100和1200℃之间稳定。因此，为了平衡硅对于稳定铁素体相的强烈趋势，采用大量的元素促进奥氏体的形成。在这些元素中，碳特别重要，这是由于其固有的奥氏体化作用和其特殊的向基体中移动的特性，使其可以很容易地通过固态脱碳工艺而被消除，在这一领域中，该工艺通常通过采用具有受控制的氧化能力的退火气氛从带材的表面进行析取来进行的。碳有利地存在于钢的成分中，其量用以控制所需的奥氏体部分，因为按照这种方式其可以通过简单的脱碳工艺再次提高铁素体的稳定性，并且因此在最终的二次再结晶退火过程中避免重要的相变现象，这种相变现象对于最终所需的组织是有害的。然而，已知在所述材料中需要将最终产品中的碳含量减少到低于50ppm的水平，以消除由于碳化物的形成而造成的不利的铁损。合金碳含量越高，则进行脱碳的时间越长。由于生产率方面的因素，将碳含量保持在最大0.1wt％的范围内比较有利。本发明人等通过试验和根据文献中可获得的经验关系对不同合金成分的可获得的奥氏体部分进行评价。
本发明的第三个方面在于，通过与连铸在同一生产线上并且在卷取之前在冷却辊之间进行轧制实现高于20％的急剧变形，借此在大约1150℃、通常在1000-1300℃的温度范围内引发铸带的金属基体中的奥氏体转变。所述急剧和局部的变形使所述材料具有在基体中成核和形成奥氏体相所需的能量，尽管在热力学方面非常稳定，但由于动力学的原因将不会获得奥氏体相。实际上，为了在所考虑的温度下获得两个相之间的平衡条件，需要很长的时间，而特别是在直接铸造带材(带材铸造)的情况下，该作业和冷却时间本来是非常短的。
根据本发明，从铁素体向奥氏体的相变根据化学成分的选择在数量上是可变的，并且当在一个工业工艺中需要时，始终是可以重复的。作为在根据本发明限定的温度范围内引发的相变结果，所生产的带材中的晶粒分布在其尺寸和组织方面均非常均匀并且可以在带材的整个几何形状中再现。这尤其解决了晶粒定向钢带生产中典型的微观结构非均匀化的缺点，因为最终组织的选择过程即使对于在晶粒的结构和取向中很小的局部不同也非常敏感，并且，在带材铸造产品的情况下甚至更为敏感。实际上，在传统工艺中，冷轧之前的带材结构是由于铸坯的强烈热变形而形成的，其有助于固化结构的破碎、再结晶和均匀化；相反，在通过直接固化获得的带材中，所述结构直接取决于固化的结构，并且由于高的固化速度和工艺中强烈的动力学特性，铸造条件(例如带材厚度、铸造速度、到铸辊的热传递等)任何甚至很小的波动均可在固化结构中、且因此在整个几何形状的最终带材微观结构中导致周期或随机的局部变化。
由于没有使微观结构得以细化和均匀化的高热变形水平，所以本发明的工艺克服了直接铸造钢带所固有的缺点。所述高变形水平通常是基于传统铸造技术，并且在本发明中通过控制铁素体向奥氏体的相变的量和分布可以非常有效地予以取代(该高的热变形水平)，以对微观结构进行细化和均匀化。
适于带材铸造的高固化速度，对于以最佳的方式实施根据本发明的工艺也是一个重要的冶金学可能性。实际上，在从坯或锭开始的传统技术中，铁素体/奥氏体转变-如果有的话，在化学偏析区域中局部存在，其中，奥氏体化元素被集中在尤其是半成品的心部。因此，即使钢的平均化学成分并不允许，但是由于奥氏体化元素的局部集中，所以在所述区域中会发生所述奥氏体转变。相反，在带材铸造中，高固化速度强烈地限制了这种偏析现象，因此使得奥氏体化元素在基体中的分布均匀化。在所述条件下，通过在规定的温度区域中进行热轧，以稳定和可再现的方式，在带材的整个几何形状中获得通过选择钢的成分而确定的奥氏体的体积部分。
本发明的另一个要素是，限定一个工艺，其中利用在上述带材中产生的受控的奥氏体体积部分，以获得受控制的硬质相(碳化物、渗碳体、珠光体、贝氏体)分布，和通过在在线热轧和卷取步骤之间进行淬火而在金属基体中控制一些马氏体(四方晶格)的形成。均匀分布的硬质相(淬火相)的存在允许通过冷轧来控制足够的变形组织，这明显是由于不同的变形模式和相对于不具有淬火结构的情况当存在硬质相时通过冷轧获得的高硬化水平造成的。这可以减小要冷轧的带材的厚度(对于相同的最终厚度而言)，并因此减小铸带的厚度，这在铸造生产率方面具有重要的优点。实际上，铸带越薄，则铸造生产率越高，因为带材与厚度减薄成正比地变长，而铸造速度随厚度减薄的平方而上升。本发明另一个要素是一种工艺，其中，使用一个在在线轧机和卷取机之间的连续加热设备使带在在线变形之后在1150℃左右、通常为1100-1200℃的温度保持至少5s。这可以通过例如一个带有燃烧器、或者电加热器、或红外线灯、或者感应加热设备的加热室而得到；然而，任何主动或被动系统均用于获得所需的在指定范围内的带材温度，并且保持5s时间。在这种情况下，在所述室的出口处执行可选择的淬火步骤。
本发明的另一个方面为一种工艺，其中，在冷轧之前于不超过1200℃、优选不超过1170℃的温度下对带材退火。由于多种原因，特别是对于最终产品的磁特性控制，这种退火对于晶粒定向电工钢带生产工艺是有利的。对于该工艺的一些有用的现象例如为在本产品中对于控制定向二次再结晶是必须的非金属第二相的析出，或者在冷轧之前实施受控制的带材表面脱碳的可能性，这可对冷轧带材的组织产生积极的影响。而且，该退火可以提供使该工艺步骤(后)形成淬火相的可能性，而不是在卷取带材之前和铸造工艺之后形成淬火相。在这种情况下，在退火炉的端部，必须设置一个适当的冷却装置，以便能够达到所需的冷却速度。例如，从本发明的指导中可知，可以通过在一定控制压力下用一组带有喷嘴的喷枪在带材表面喷洒水和蒸汽的混合物，对带材进行冷却。
通常，在在线轧制之后，对带材进行淬火以获得体积部分在5和15％之间的马氏体。从750和950℃之间的温度开始操作淬火装置，在12s内将带材冷却至400℃。
本发明的最后一个要素是一种工艺，其中，化学成分需要存在从两个不同的组中选择出的元素(i)用于控制在金属基体中奥氏体和铁素体之间的要求的平衡所需的元素、和(ii)用于控制第二相分布的元素，例如硫化物、硒化物、氮化物、氮化碳等，它们是在一次和二次再结晶步骤中晶粒长大控制和晶粒定向所需要的。
通常，铸钢的成分包括2.5-5wt％的Si；200-1000ppm的C，0.05-0.5wt％的Mn，0.07-0.5wt％的Cu，少于2wt％的Cr+Ni+Mo，少于30ppm的O，少于500ppm的S+Se，50-400ppm的Al，少于100ppm的N。对于该成分，至少可以添加从Zr、Ti、Ce、B、Ta、Nb、V和Co组成的组中选择出的一种元素，以及从Sn、Sb、P、Bi组成的组中选择出的至少一种元素。
这些元素中的许多对于在奥氏体和铁素体相之间进行平衡控制是非常有用的，并且若不考虑成本和生产的方便性，则不存在特别的选择限制。然而，特别是在使用废钢作为原料的电炉熔钢车间中，可以方便地平衡硅以及铬、镍、钼、铌、铜、锰和锡的含量。还有许多元素用于控制第二相颗粒的分布，以便抑制晶粒长大。可以方便地从能够形成硫化物、硒化物、碳化物、氮化物的所述元素中进行选择，以获得具有不同成分的第二相的混合物，其中，同时存在在不同温度下具有热稳定性如溶解性的化合物。作为这种选择的一个结果，由第二相颗粒而产生的晶界运动的阻力(dragforce)随温度上升而逐渐减小，因为在热处理过程中，更多的可溶颗粒将在较不可溶的颗粒之前溶解和/或长大。相对于采用具有较窄的溶解温度范围这样的特性的单一成分类型的抑制剂而言，这可以对晶粒长大进行更好的控制。
下面的例子仅用于对本发明进行解释，而不限制本发明的范围。例1将具有表1所示成分的多种钢在一个具有双反向旋转辊的铸造机中铸造成厚度3.5mm的带材。然后，在1150℃下将该铸带在线热轧制到2.0mm的厚度。在各钢成分的铸造操作过程中并且在大致铸造的中间时间时，铸带的厚度减至2.0mm并且中止在线轧制。然后，在1100℃下对热轧带材进行退火并且单级冷轧至0.30mm。
表1
然后，对该冷轧带材进行脱碳，用基于MgO的退火隔离剂进行涂敷，以15℃/h的加热速度升温至1200℃以进行装箱退火并在该温度下保持20h，然后，进行绝缘和张力涂覆(tensioning coating)。在该铸造的带材上，通过膨胀测量计算在1150℃下奥氏体(γ相)的含量；获得的数据表示在表2中。
表2
对于不同钢的成分在最终产品上测量出的磁特性表示在表3中。
表3
例2在设有双反向旋转辊的带材铸造机中，将具有表4中所述的不同成分的多种钢直接铸造成2.1mm厚度的带材。
表4
然后，在1170℃下将铸带在线热轧至1.0mm的厚度，用水和蒸汽在高压下淬火至150℃的温度，然后进行卷取。在钢被铸造大致一半时，停止淬火，并且在700℃下卷绕带材。
表5表示卷取之后在带材上进行冶金学测量获得的马氏体的百分数。
表5
然后，将带材分成较小的卷，其一部分被冷轧至0.3mm(铸带A在冷轧过程中表现出脆裂性的问题，因而没有转变成最终产品)，脱碳，用基于MgO的退火隔离剂进行涂敷，然后以20℃/h的加热速度升温至1200℃以进行装箱退火并随后在该温度保持20h。表6表示在最终产品上测量出的磁特性(以800A/m进行感应)。
表6
例3在1150℃下，对例2中其它较小的没有经过淬火并且在700℃下卷取的卷进行60s的退火，用水和蒸汽以高压淬火至150℃，酸洗并在室温下卷取。然后，象前述例子那样将该带材制成最终产品。在表7中表示在卷取的带材上测量出的马氏体的百分数和相关的磁特性。
表7
例4表8中所示成分(以ppm表示)的五种不同的合金，在具有双反向旋转辊的铸造机中被直接铸造成厚度为2.2-2.4mm的带材。
表8
在1150℃下将该铸钢在线热轧至1.2mm的厚度。从所述卷取的带材获得较小的卷。然后，对于各种条件，对带材快速加热至1170℃进行两级退火，在1100℃冷却并且用水和蒸汽射流淬火至室温(带材A1、B1、C1、D1、E1)。第二组带材与第一组类似，按照类似的热周期进行退火，但是不采用淬火步骤(带材A2、B2、C2、D2、E2)。然后，将所有带材单级冷轧至0.29mm的最终厚度。然后，在一个连续试生产线上对带材进行处理以进行一次再结晶、渗氮、二次再结晶。对各带材进行下述处理·在第一处理区中(一次再结晶)，采用830、850和870℃的温度，在具有0.60的pH2O/pH2比的潮湿的氮气-氢气气氛中持续180s(其中50秒用于在处理温度下加热)·在第二处理区中，在890℃下于具有0.09的pH2O/pH2比的潮湿的氮气-氢气气氛中进行50s的渗氮，其中氨的添加量为30％体积比。
·在第三个区域中，在1100℃下于具有0.01的pH2O/pH2比的潮湿的氮气/氢气气氛中持续50s。
在涂敷了基于Mg/O的退火隔离剂之后，对在试生产线上处理过的带材进行装箱退火，在50％氮气-氢气气氛中以大约60℃/h的加热速度加热至1200℃，在纯净的氢中保持该温度3h，并在氢气中冷却至800℃，然后在氮气中冷却至室温。
在各所述带材样品上测量出的磁特性被作为以mT为单位的感应平均值B800进行测量，并且表示在表9中。
表9
权利要求
1.用于生产晶粒定向Fe-Si电工钢带的工艺，其中，含有Si的合金被直接铸造成2.5至5mm厚的连续带材，在一个或带有中间退火的多个步骤中进行冷轧，以获得在1和0.15mm之间的最终厚度，然后对该带材继续退火，以进行一次再结晶，并且接着进行后续退火，以进行定向二次再结晶，其特征在于，在带材固化之后且被卷取之前，通过调节合金成分，在基体中引发体积部分在25和60％之间的从铁素体向奥氏体的转变，从而，使奥氏体部分可以存在于两个相的稳定平衡之中，并且，与铸造设备在线地通过在两个冷却辊之间热轧使带材变形，以便在1000-1300℃的温度范围内获得超过20％的变形。
2.如权利要求1所述的工艺，其中，在轧制阶段和卷取阶段之间，将带材在1100和1200℃间的温度下保持至少5s。
3.如权利要求1-2所述的工艺，其中，固化带材的厚度在1.5和4.0mm之间，并且在在线轧制之后，对带材进行淬火，以获得在5和15％之间的马氏体体积部分。
4.如权利要求1-3所述的工艺，其中，在冷轧之前，在1200℃的最大温度下对带材进行退火。
5.如权利要求4所述的工艺，其中，在所述退火之后，在小于12s的时间内，将该带材从750和950℃之间的温度继续淬火至400℃。
6.如权利要求1-5所述的工艺，其中，铸造合金包括2.5-5.0wt％的Si，200-1000ppm的C，0.05-0.5wt％的Mn，0.07-0.5wt％的Cu，小于2wt％的Cr+Ni+Mo，小于30ppm的O，小于500ppm的S+Se，50-400ppm的Al，小于100ppm的N。
7.如权利要求1-6所述的工艺，其中，在合金中添加从Zr、Ti、Ce、B、Ta、Nb、V、Co组成的组中选出的至少一种元素。
8.如权利要求1-6所述的工艺，其中，在合金中添加从Sn、Sb、P、Bi中选出的至少一种元素。
全文摘要
用于生产晶粒定向Fe－Si电工钢带的工艺，其中，含有Si的合金被直接铸造成2.5至5mm厚的连续带材，在一个或带有中间退火的多个步骤中进行冷轧，以获得在1－0.15mm之间的最终厚度，然后对该带材连续退火，以进行一次再结晶，并且接着进行退火，以进行定向二次再结晶，其特征在于，在带材固化之后且被卷取之前，通过调节合金成分，在基体中引发体积部分在25和60％之间的铁素体向奥氏体的相变，从而，使奥氏体体积部分可以存在于两个相的稳定平衡之中，并且，通过与铸造步骤在线的轧制使铸带变形，以便在1000－1300℃的温度范围内获得超过20％的变形。
文档编号C21D8/12GK1481445SQ01820838
公开日2004年3月10日 申请日期2001年12月18日 优先权日2000年12月18日
发明者S·福尔图南蒂, S·奇卡莱, G·阿布鲁泽塞, , S 福尔图南蒂, 悸吃笕 申请人:蒂森克虏伯阿恰伊斯佩恰伊特尔尼有限公司, 蒂森克虏伯阿恰伊斯佩恰伊特尔尼有限