专利名称：具有高磁导率的非取向电磁钢片及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种非取向电磁钢片及其制造方法，该电磁钢片具有高的磁导率和优良的电性能，可用作电气设备的铁芯材料。
世界范围内，人们通过节约电能及其它能量、限制氟里昂的使用以及其它方法来保护全球环境。在这种背景之下，提高电气设备，特别是在旋转机械、小型变压器和其它部件(使用非取向电磁钢片作为磁性铁芯材料)的效率是一种迅速蔓延的趋势，这也要求非取向电磁钢片作出性能上的改善，即需要具有高磁导率的非取向电磁钢片。
按照惯例，为降低非取向电磁钢片的铁损，一般依靠提高其Si或Al或类似元素的含量，这种方法的原理在于提高铁芯的电阻能降低涡流损耗，但这种方法会不可避免地降低铁芯的磁导率，为解决这个问题，采用粗化热轧片晶粒直径的方法以同时提高其磁导率和铁损性能。
另一方面，非取向电磁钢片中存在相变，因而一种常规的作法是在α区上限附近终止热轧，从而保证冷轧前所需的晶粒直径，进而提高电磁钢片的磁导率。正是基于这一点，日本未审专利公开No．56(1981)-38420提出一种粗化热轧结晶组织的方法，即在或低于Ar3与Ar1之间的中间温度完成热轧，并在680℃或更高温度进行卷绕。然而，只靠控制热轧条件，非取向电磁钢片磁导率的提高是有限的。
作为通过改善原生再结晶组织来提高非取向电磁钢片磁导率的方法，日本未审专利公开No．55(1980)-158252提出添加Sn，No．62(1987)-180014提出加Sn和Cu，No．59(1984)-100217提出加Sb来改善非取向电磁钢片的晶体组织，从而使其具有优良的电性能。然而，加入Sn、Cu或Sb之类的晶体组织控制元素，其成本的增加不小，所以很难以低成本来生产这样的非取向电磁钢片。
在生产过程中使用的方法，例如日本未审专利公开No．57(1982)-35626提出的对最终退火过程的改进方法虽然能降低铁损，但在提高磁导率方面作用不大。
本发明人对如何克服上述现有技术方法的局限性进行了深入的分析和研究，结果发现采用低合金成分系统，有效地控制热轧，并将钢片的电阻率控制在一确定范围内，就可以生产出磁导率和铁损性能均优良的非取向电磁钢片。
本发明的目的之一是克服现有技术存在的问题，提供具有高磁导率的非取向电磁钢片及其制造方法。
本发明要点如下(1)一种高磁导率非取向电磁钢片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，磁导率μ15／60不低于1500(高斯／Oe)。(2)一种用以制造非取向电磁钢片的热轧片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢片具有αγ相变，其电阻为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，热轧片横截面再结晶组织的晶粒直径为5μm～50μm，热轧片横截面上加工组织所占的面积比率不超过80％。(3)一种用以制造非取向电磁钢片的热轧片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢片具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，晶粒直径50μm～500μm。(4)一种高磁导率非取向电磁钢片的制造方法，该方法包括对于含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，并具有αγ相变，电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm的电磁钢片，将其进行热轧，最终轧制时热轧终止温度不低于850℃，不高于1050℃，也不高于(Ar3+Ar1)／2。
下面详细说明本发明。
本发明人为克服现有技术存在的不足，同时得到低的铁损和高的磁通密度，进行了深入的研究，结果发现对于具有相变的非取向电磁钢片，当对成分含0．1％≤Si≤1．0％，0．4％≤Al≤1．0％和0．1％≤Mn≤0．8％的钢进行成分设计以使其具有αγ相变，通过在特条件下对该钢进行可控热轧，形成特殊的热轧组织，并以此热轧片为原材料，可以生产出磁导率和铁损性能均优良的非取向电磁钢片。
用以提高非取向电磁钢片磁导率的常规方法是在冷轧前粗化晶体组织。在导致本发明的研究中，本发明人发现，通过在冷轧前进行热轧片退火来粗化晶体组织确实能够进一步提高磁导率，但进一步又发现，采用本发明后，即使不进行热轧片退火，也能得到与经过热轧片退火后材料磁导率相当的非取向电磁钢片。
首先解释一下钢的成分。硅(Si)的加入是为了提高钢片的电阻率，从而降低涡流损耗，改进铁损性能。Si的加入量必须不低于0．1％，因为低于0．1％，电阻率的提高不够，但Si的含量也不能超过1．0％，因为超过1．0％，磁导率会下降。
锰(Mn)同Si一样，也能通过提高钢片的电阻率来降低涡流损耗。为达到这种效果，Mn的含量不能低于0．1％，但Mn的含量也不能超过0．8％，因为超过0．8％，会引起磁导率的下降。
铝(Al)同Si一样，也能通过提高钢片的电阻率来降低涡流损耗。如果尤其需要降低铁损，Al的优选加入量不能低于0．4％；而为提高磁导率和电阻率，Al的优选加入量应不低于0．6％。Al的含量也不能超过1．0％，因为超过1．0％，会引起磁导率的下降。
钢材的电阻率不能低于10×10-8Ωm，因为电阻率低于10×10-8Ωm，铁损性能会下降；但钢片的电阻率也不能高于32×10-8Ωm，因为电阻率高于32×10-8Ωm，会引起磁导率的下降。
为提高电磁钢片的机械性能、磁性能或防锈性能或者为了其它方面的目的，可在钢中加入P、B、Ni、Sn、Cu和Sb中的一种或多种。这些元素的加入并不会降低本发明的效果。
碳(C)含量必须控制在不超过0．004％，当C含量超过0．004％时，由于电磁钢片在使用过程中的磁退化，会降低其铁损性能，另外，C同杂质元素反应生成的碳化物在最终退火处理时会阻止晶粒的长大，也会降低铁损性能。因此，C含量需控制在不超过0．004％。
硫(S)和氮(N)在热轧工序的片坯加热时会部分地再溶入固溶体中，这会在热轧时形成MnS之类的硫化物和AlN之类的氮化物，由于这些化合物在再结晶退火时会阻止晶粒的长大，因此S和N的含量均优选限制在不超过0．003％。
磷(P)可增加电磁钢片的冲压性能，因而可加至0．1％，而且只要P含量不超过0．2％，对电磁钢片的磁性能就不会有任何问题。
下面说明本发明的工艺条件。
因本发明的钢材具有αγ相变，当热轧时的热轧终止温度高于(Ar3+Ar1)／2时，它们的热轧变形抗力易波动，这样有可能无法得到厚度精确的热轧钢片，因此热轧终止温度不能超过(Ar3+Ar1)／2，又由于当热轧终止温度高于1050℃时，在650℃或更低温度下难以进行卷绕，所以热轧终止温度的上限定为1050℃，也定为(Ar3+Ar1)／2。当热轧终止温度低于850℃时，因热轧变形抗力的增加，难以进行轧制，因此热轧终止温度的下限定为850℃。
具有上述成分的片坯由转炉精炼和连铸或铸锭粗轧制成，片坯由常用的方法进行加热，加热后的片坯热轧至规定的厚度。
热轧片横截面上再结晶组织的平均晶粒直径应为5μm～50μm，而且热轧片横截面沿轧制方向断面上加工组织所占的面积比率必须不大于80％。如果热轧片的晶粒直径小于5μm时，则不能达到本发明高磁导率的目的，因此热轧片再结晶晶粒的晶粒直径不能小于5μm。而如果晶粒直径超过50μm，则在共存有加工组织条件下不能得到高的磁导率，所以晶粒直径上限定为50μm。
本发明中，热轧片横截面沿轧制方向断面上加工组织所占的面积比率必须不大于80％。
采用这种热轧片，可以通过简单的冷轧和退火得到μ15／60不低于1500高斯／奥斯特的高磁导率。
如果加工组织的面积比率超过80％，轧制后会发生皱纹状变形而降低电磁钢片的表面状态，因此，该面积比率定为不超过80％。就本发明所限定成分的热轧片来说，如果保留一些加工组织，则很容易得到高的磁导率。
本发明中所说的“加工组织”指的是具有高密度位错、浸蚀后呈暗色和轧制后拉长的晶粒的组织。本发明中所说的“再结晶组织”指由等轴晶体组成的组织。
热轧片在冷轧前可通过热轧片退火来粗化晶体组织。此时热轧片晶粒直径必须为50μm～500μm，如果热轧片退火后热轧晶体组织的晶粒直径小于50μm，则热轧片退火没有起到任何作用，所以需要将晶粒直径处理到不小于50μm。而如果热轧片退火后热轧晶体组织的晶粒直径大于500μm，冷轧后钢片的表面状态会变差，所以晶粒直径的上限定为不超过500μm。
为防止相变后造成的晶粒细化，热轧片退火优选在不超过Ac1的温度下进行。
本发明所说的“磁导率μ15／60”指的是在激励磁通密度为1．5特斯拉，频率为60Hz时所测得的磁导率，磁通密度单位为高斯，激励磁场强度单位为奥斯特，用磁通密度除以激励磁场强度即为磁导率μ15／60。
下面说明本发明的具体实例。例1用表1所列成分的片坯来生产非取向电磁钢片，每种片坯均采用常规方法加热并热轧成2．5mm厚，热轧片接着冷轧至0．5mm厚的最终厚度并在连续退火炉中进行730℃、30秒的退火处理。从退火片上取爱泼斯坦(铁损)试样并进行电性能测试，表1列出了本发明试样和对比试样的成分和磁导率测量值。
可以看出通过使用成分在本发明限定范围内的钢，可以生产出具有高磁导率和优良电性能的非取向电磁钢片。表1
例2用表2所列成分的片坯来生产非取向电磁钢片，每种片坯均采用常规方法加热并热轧成2．5mm厚。
热轧片接着酸洗并冷轧至0．5mm厚的最终厚度，接着冷轧片在连续退火炉中进行730℃、30秒的退火处理。从退火片上取爱泼斯坦(铁损)试样，在750℃进行2小时的用户级退火，并接着进行电性能测试。
表3列出了本发明试样和对比试样热轧片的退火温度和电性能测量值。对比试样有皱纹缺陷，由于表面状况恶化，不适合使用。表2
表3
可以看出通过使用具有至少预定含量加工组织的热轧片，可以生产出具有高磁导率的电磁钢片。例3用表2所列成分的片坯来生产非取向电磁钢片，每种片坯均采用常规方法加热并热轧成2．5mm厚。
热轧片接着酸洗并用光亮轧制冷轧成0．5mm的最终厚度，接着冷轧片在连续退火炉中进行730℃、30秒的退火处理。从退火片上取爱泼斯坦(铁损)试样，进行750℃、2小时的用户级退火，并接着进行电性能测试。
表4列出了本发明试样和对比试样热轧片的退火温度和电性能测量值。对比试样的磁导率高但有皱纹缺陷，由于表面状况恶化，不适合使用。
表4
可以看出通过使用具有至少预定含量加工组织的热轧片，可以生产出具有高磁导率的电磁钢片。例4用表5所列成分的片坯来生产非取向电磁钢片，每种片坯均采用常规方法加热并热轧成2．3mm厚。热轧片接着在不高于950℃的Ac1温度进行退火，采用不同的退火时间以使冷轧前的晶粒直径不同，热轧片接着酸洗并用光亮轧制冷轧至0．5mm的最终厚度，冷轧片的一部分制成完全加工钢片，另一部分制成半加工钢片，完全加工钢片通过在连续退火炉中对冷轧片进行730℃、30秒的退火处理，接着进行750℃、2小时的用户级退火而制得；半加工钢片是在连续退火炉中对冷轧片进行700℃、20秒的退火处理并通过表面光轧制成0．47mm厚的最终厚度而制得。从每种半加工钢片上取爱泼斯坦(铁损)试样，进行750℃、2小时的用户级退火，接着进行电性能测试。
表6和表7列出了本发明试样和对比试样的电性能测量值。对比试样因轧制后表面状况恶化，不适合使用。
表5
表6
表7
可以看出通过热轧片退火得到适当的晶粒直径，可以生产出具有高磁导率的非取向电磁钢片。例5用表5所列成分的片坯来生产非取向电磁钢片，每种片坯均采用常规方法加热并热轧成2．3mm厚。热轧片接着在不高于950℃的Ac1温度进行退火，采用不同的退火时间以使冷轧前的晶粒直径不同。
每种退火片接着进行酸洗并用毛面辊冷轧至0．5mm的最终厚度，然后冷轧片在连续退火炉中进行730℃、20秒的退火处理并通过表面光轧制成0．47mm的最终厚度。从每种钢片上取爱泼斯坦(铁损)试样，进行750℃、2小时的用户级退火，接着进行电性能测试。
表8列出了本发明试样和对比试样的热轧片退火温度和电性能测量值。对比试样因轧制后表面状况显著恶化，不适合使用。表8
可以看出通过热轧片退火得到适当的晶粒直径，可以生产出具有高磁导率的非取向电磁钢片。
如上所述，采用本发明可以生产出具有高磁导率和优良电性能的非取向电磁钢片。
权利要求
1．一种高磁导率非取向电磁钢片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，磁导率μ15／60不低于1500(高斯／Oe)。
2．一种用以制造非取向电磁钢片的热轧片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢片具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，热轧片横截面再结晶组织的晶粒直径为5μm～50μm，热轧片横截面上加工组织所占的面积比率不超过80％。
3．一种用以制造非取向电磁钢片的热轧片，其钢含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，该钢片具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm，晶粒直径50μm～500μm。
4．一种高磁导率非取向电磁钢片的制造方法，该方法包括将含(wt％)如下成分0．1％≤Si≤1．0％0．1％≤Mn≤0．8％0．4％≤Al≤1．0％余量为Fe和不可避免的杂质，并且具有αγ相变，其电阻率为10×10-8Ωm～32×10-8Ωm的钢，进行热轧，最终热轧时热轧终止温度不低于850℃，不高于1050℃，也不高于(Ar3+Ar1)／2。
全文摘要
一种高磁导率非取向电磁钢片,其含(wt%)如下成分:0.1%≤Si≤1.0%,0.1%≤Mn≤0.8%,0.4%≤Al≤1.0%,余量为Fe和不可避免的杂质。该钢具有αγ相变,其电阻率为10×10
文档编号H01F1/12GK1293261SQ0010811
公开日2001年5月2日 申请日期2000年4月28日 优先权日1999年10月13日
发明者川又龟太郎, 有田吉宏, 金尾真一, 半泽和文, 久保田猛, 村上健一 申请人:新日本制铁株式会社