专利名称：特别是用于制造变压器磁路的晶粒取向电工钢板的制备方法
技术领域：
本发明涉及制造晶粒取向电工钢板，尤其是用于制造变压器磁路的电工钢板的方法，它依次包括以下步骤-将钢连铸成板坯或带的作业，在所述钢的化学成份中含(％重量)小于0.1％的C、大于2.5％的Si，尤其是含趋于形成抑制初次晶粒正常生长的析出物的元素，Al、N、Mn、Cu和S，以及视具体情况存在的Sn；-将该坯或带重加热的作业；-为获得厚度为1-5mm的板材所进行的将该坯，视具体情况而定，将该带热轧的作业；-将这种热轧板热卷取的作业；-将这种热轧板或带退火的作业；-以单一步骤冷轧至厚度等于或小于0.65mm的作业，或以其间插有中间退火的两个步骤的冷轧作业，这种热轧板或带的退火，在这种情况下是任选的；-在行进中于含N2和H2的湿气氛中进行的初次再结晶及脱碳退火作业；对脱过碳的钢板两侧涂主要含镁土MgO的退火退离剂的作业；-在卷取状态下进行的二次再结晶及净化退火作业；-涂以诱发拉应力的绝缘涂层的作业及烧制该涂层的退火作业，在此过程中，该钢板通常经过热轧光过程。
为制造晶粒取向的电工钢板，在热轧前将经连铸而得的钢坯再加热到高于1350℃的温度属于已知内容。在高于1350℃的温度下的保温时间必须长得足以使单独析出的或共同析出的粗大的AlN,MnS和CuS颗粒重新溶解。在铸态时这些平均直径过大的，并且数量很大的粗大颗粒使得二次再结晶不会发生。这使得所得的电工钢板的磁性质量变差。由于初次再结晶造成的{100}<001>方向上，晶粒的异常生长仅在单独存在或混合存在的MnS、AlN和CuS析出物的平均直径明显小于100nm时才发生。{100}<001>织构使晶粒取向的电工钢板沿轧制方向具有良好的磁性能，在该织结构中易于磁化的<001>轴与轧制方向大致平行，而{110}面与该钢板的表面大致平行。
平均直径小于100nm的单独的或结合的细MnS、AlN和CuS析出物是不具有{110}<001>方向的初次结晶正常生长的抑制物。
按已知方式控制热轧条件，将钢坯以足以使包含在其心部中的，单独的或结合的MnS、AlN和CuS颗粒都被溶解的时间，再加热到大于1350℃的温度，从而在该热轧带中导致-全部的S以细的抑制性颗粒的形态析出，其平直径明显地小于100nm，及-在该热轧带退火期间不发生AlN，平均直径小于100nm的抑制性AlN细颗粒析出。
以足够长的时间将晶粒取向钢坯重加热至大于1350℃的温度有严重的缺点，它促使液态氧化物的形成，该氧化物以熔渣的状态聚积在重加热炉中，因而需要定期停炉以便使其不被堵塞。这导致生产率的损失及高额的维修费用。
已知存在很多防止堵塞钢坯重加热炉的方法，尤其是参见EP 0,219,611及EP 0,339,474，其中，将钢坯再加热到小于1350℃的温度。
按照某种方法，在钢坯重加热过程中，AlN析出物未全部重新溶解，因而，为在第二次再结晶开始前形成细颗粒状的主要抑制物(Al,Si)N，则对脱过碳的钢板进行渗氮作业。按此方法，S含量被限制，而且小于0.012％。
按照从EP0,619,376得知的另一方法，在钢坯重加热过程中MnS颗粒不会重新溶解，而且由于它们以粗颗粒的形式存留于该热轧钢板中时，因而也不具抑制作用。
由于AlN颗粒在热轧钢板中处于粗颗粒状态，其量至少与总含N量的60％相当，所以这些颗粒仅以低的比例重新溶解，而且也不具有抑制作用。
抑制作用主要是因在热轧板退火时形成的CuS细颗粒而发生的。
按照EP 0,732,413中所述的另一方法，由于钢坯有适宜的化学成份S≤0.020％、Al≤0.030％,(％S×％Mn)＜160×10-5，以及(％Al×％N)＜240×10-6，所以在钢坯重加热时含S和/或N的析出物重新溶解。
将此钢热轧，以便使全部的S以细颗粒的形式析出。将该钢热轧，以便不使N以细的AlN颗粒的形式析出。将此经热轧的钢退火，以便使N以构成主要抑制物的细AlN颗粒的形式析出。
可将至少一种S和/或N的化合物加于用作退火隔离剂的镁土中，该化合物可产生进一步的抑制作用。
本发明的目的在于制造晶粒取向电工钢板的方法，它能在热轧前以低于1350℃的温度重加热钢坯或带时，提高钢板的磁性质量。
本发明的主题是一种制造晶粒取向电工钢板，尤其是用于生产变压器磁路的电工钢板的方法，按顺序该方法包括-将钢连铸成钢坯或带的形状的作业，该钢的化学成份中含(％重量)小于0.1％的C、大于2.5％硅，尤其是含趋向于形成抑制初次晶粒正常生长的析出物的元素Al、N、Mn、Cu和S，和含视具体情况存在的Sn；-将该钢坯或带再加热的作业；-为获得厚1-5mm钢板，热轧该钢坯及视具体情况而定热轧此带的作业；-将热轧板热卷取的作业；-将该热轧板或带退火的作业；-以单一步骤冷轧至等于或小于0.65mm的最终厚度的作业，或以中间插有中间退火的两个步骤的冷轧作业，热轧板或带的这种退火在此情况下是任选的；-在行进中于湿的含N2和H2的气氛内进行的初次再结晶和脱碳退火作业；-在经退火的钢板两侧涂以主要含镁土MgO的退火隔离剂的作业；-在卷取状态下进行的二次再结晶及净化退火作业；-涂敷诱发拉应力的绝缘涂层及烧制该涂层的退火作业，在该作业的过程中，钢板通常经热轧光过程，该方法的特征是-将具有以下成份(％重量)的钢坯或钢板，-小于0.1％的C、-大于2.5％的Si、-大于0.006％的S、-大于0.02％的Mn、-在于0.008％的Al、-大于0.004％的N、-大于0.02％的Cu、-小于0.02％的Sn，余量的Fe及杂质，重加热至低于1350℃的温度，然后进行热轧，以便-使该热轧钢板中的，不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量大于0.004％，-使该热轧钢板中的，仅以平均直径小于100nm的细AlN颗粒形式析出的N的质量百分含量小于N的总的质量百分含量的40％，以及将这样得到热轧钢板经受至少一次退火作业，以使占总质量百分比60％以上的N仅以平均直径小于100nm的细颗粒的形式析出。
本发明的其它特征是-在该钢坯或带的成份中特别地含有(％重量)0.02％＜C＜0.07％3％＜Si＜4％0.006％＜S＜0.035％Mn＞0.02％0.008％＜Al＜0.035％0.004％＜N＜0.009％0.02％＜Cu＜0.30％0.02％＜Sn＜0.20％,
-该钢坯或带还含0.08％-0.20％的Sn，在该热轧钢板中不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量大于0.004％，-该钢坯或带还含有少于0.08％的Sn，在该热轧钢板中不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分数大于0.006％，-退火后，不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分数大于0.006％，而最好是大于0.008％，-退火后，以平均直径小于100nm的细颗粒形式析出的S的质量百分数大于0.006％，而更好是大于0.008％，-所述的退火包括将该钢板在900℃-1150℃的温度下保温至少50秒，然后快冷，-完成退火之后，以单一步骤冷轧至最终厚度，-该退火为中间退火作业，它是在两步骤冷轧作业期间的第一冷轧该热轧板的作业之后进行的，该退火后进行快冷，-这种退火在冷轧之前进行，或在两步骤冷轧作业过程中的第一冷轧此热轧板或带的作业之后进行，该退火后进行快冷，-在初次再结晶和脱碳退火之前进行冷轧，其压下率大于70％，-在初次再结晶及脱碳退火之前，在大于150℃的温度下进行冷轧步骤的至少一个道次，-该镁土除视具体情况而定添加的TiO2外，还含单独的或结合的B或B的化合物、S或S的一种或多种化合物、一种或多种N的化合物、一种或多种S和N的化合物、氯化锑或硫酸锡，-在含氨的气氛中使经脱碳的钢板经受气体渗氮作业。
本发明还涉及按本方法所得到的晶粒取向电工钢板。
下面的陈述及附图均是以非限定性实施例的方式提供的，它们将使本发明得以清楚地被理解。
图1展示不以直径大于或等于300nm的粗颗粒形式在热轧板中析出的S的质量百分含量，曲线A说明钢板退火前的情况，曲线B说明钢板退火后的情况，该图还展示了重加热至1300℃的钢坯中的未析出的S的质量百分含量与S的总质量百分含量间的关系。
图2a、2b和2c展示了该钢板的磁性能，该钢板在冷轧后的最终厚度为0.285mm，涂有诱发拉应力的绝缘涂料，而钢坯被重新加热到1300℃，所述的磁性能是退火前热轧板中不以直径大于或等于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分数的函数。
图3展示了作为热轧板退火温度的函数的，冷轧后板厚0.285mm的最终产品的磁感B800，该钢坯被重新加热到1300℃。
图4展示了作为被重新加热到1300℃的钢坯中S的质量百分含量的函数的，初次再结晶及脱碳退火后的晶粒平均直径(μm)，该热轧带的厚度分别为2.3mm和2mm。
图5展示了厚为0.285mm的最终产品的磁性能，该性能是初次再结晶和脱碳退火后，直径大于15μm的晶粒百分比的函数，该钢坯被重新加热到1300℃。
图6a、6b和6c展示了厚度为0.285mm的最终产物的磁性能，该性能是初次再结晶和脱碳退火后，直径小于5μm的晶粒百分比的函数，该钢坯被重新加热到1300℃。
图7展示了厚度为0.285mm的最终产品在1.7T和50Hz时的铁损，该铁损是被再加热至1300℃的钢坯中可溶性铝的质量百分含量的函数。
图8a、8b和8c展示了厚度为0.285mm的最终产物的磁性能，该性能是再加热至1300℃的钢坯中Sn的质量百分含量和退火前热轧板中不以直径等于或大于300nm的粗颗粒状析出的S的质量百分含量I的函数。
一般说来，“细颗粒”应理解为其平均直径小于300nm的颗粒，而且这些颗粒中的大多数的平均直径小于100nm；“粗颗粒”应理解为其平均直径等于或大于300nm的颗粒，特别是应将“不以粗颗粒形状析出的S”理解为主要以细颗粒形式析出的S和固溶态的S，析出的S中的大部分具有小于100nm的平均直径。
这表明能起到抑制剂作用的颗粒的电子显微镜特征构成了鉴别在低温，即低于1350℃的温度下重加热钢坯的各种方法的最佳途径。这是因为难于提供造成热轧板中的这种析出状态的热和热机过程的详细而精确的模式。
热轧板中不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量I等于由化学分析所确定的钢坯中总的S的质量百分含量与热轧板中以粗颗粒形式析出的用扫描电镜所确定的S的质量百分含量间的差。为了消除测定的误差，只考虑平均直径等于或大于300nm的含S的析出物。从钢板的上面到下表面对显微截面进行邻场扫描，放大倍数1000，电子加速电压为15KV。含S析出物的表面比值等于含S析出物的总面积与被检测的总面积之比。在整个截面上，析出物的表面比值等于析出物的体积分额。知道以粗颗粒形式析出的S的体积份额就可以计算米以这种形式析出的S的质量百分含量，接着计算未以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量。
按照实施本发明方法的一个实施例，将成份示于表1的钢连铸成厚210mm的钢坯。接着使该钢坯经受-将其芯部在1300℃温度下重加热，该钢坯的芯部在1250℃以上保温50分钟，包括在1280℃以上保温30分钟，-以数个道次(在该应用实施例中为5个道次)轧至45mm厚度的热粗轧，最后一个道次结束时的温度为1080℃-1090℃，以及-以，比如，7个道次完成的热精轧，热精轧的开始温度为1060℃-1075℃，而热精轧的结束温度为925℃-935℃。
该热粗轧和精轧作业通过顺次经过轧机的，比如，12座机架而连续进行，粗轧的顺次的压下率为21、39、20、25和25％，而精轧的顺次的压下率为53、38、43、38、26、18和4％。
在510℃-540℃的温度下卷取厚度为2.3mm的热轧板。
以100秒将温度升至1100℃，在1100℃时保温160秒对行进中的热轧板进行退火，用30秒冷至800℃，再以10秒急冷至65℃。
然后用一个步骤将该经过热轧和退火的钢板冷轧至0.285mm的厚度，该步骤包括每个压下率相当于约30％的顺序的6个道次，并相当于总压下率为87.6％的6个道次，至少一个道次期间的轧制温度大于150℃。
将此冷轧板经过初次再结晶及脱碳作业，其中尤其是包括以约15秒的时间将温度升至700℃，以约100秒将温度从700℃升至820℃，在湿的N2/H2气氛中，于820℃保温40秒。
用镁土乳液涂敷此脱碳钢板，该乳液含150gMgO/升水，6gTiO2/100gMgO及0.04％的氯化锑/100gMgO，然后将该钢板干燥。
然后将该涂了镁土的脱碳钢板经受二次重结晶退火作业，其升温速度为15℃/时，气氛为25％N2/75％H2，于氢中在650℃和1200℃及在1200℃时保温，直到完成该金属的S和氮的净化为止。
经过净化的钢板经受-用含二氧化硅、磷酸铝及铬酸的溶液进行的涂覆作业；-在于800℃烧制钢板上的涂层之后热轧光该钢板的作业。
除非另有说明，对于全部实施例而言，制造时每个时期的处理条件都是相同的表1钢坯的化学成份(％质量 )
表2作为钢坯芯部再加热温度的函数的冷轧后最终厚度为0.0285mm时所得到的磁性能
图1中的曲线A出乎预料地显示出，在本发明的将连铸坯重加热到1300℃，然后热轧的条件下，未退火热轧钢板中的不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量在该坯中总S含量增加时也增加。随之而知的是，图2a、2b和2c表明当热轧板中的，不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量大于0.006％时，1.5忒斯拉时的铁损小于0.8W/kg，1.7忒斯拉时的铁损小于1.1W/kg，而磁感B800等于或大于1.88忒斯拉，所述钢坯已被重加热至1300℃，而冷轧后最终产品的厚度为0.285mm。
总S百分比较低(仅0.011％)，而且不含有意加入的Sn的No.1钢坯导致了这样的产物其特征为中等的磁性质量，热轧板中的不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量为0.0055％。
与No.3、4和5钢相比，其钢坯的总的含S量为0.015％，其热轧板中的不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量大于0.006％的No.2钢的磁性质量稍差，No.3、4和5钢的热轧板的特征是不以粗颗粒形式析出的S的百分数较多。图3表明，被重加热至1300℃的钢坯，其退火温度刚一明显偏离接近1000℃的最佳退火温度，则对于相应于No.2钢的热轧板而言，以B800磁感表示的磁性质量就大为下降，在退火温度等于1050-1150℃时尤为如此，冷轧后最终产物的厚度为0.285mm。另一方面，如果在钢3、4和5的热轧板的退火温度接近1150℃时的磁性质量的下降同样明显的话，那么当该热轧板的退火温度等于1050℃时，由于不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒状态析出的S的质量百分含量较高，因而磁性质量几乎没有下降。
为了展示标志热轧板中不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量I这一指标的重要性，在另一实施例中将钢No.3的坯再加热至其芯部达1250℃，将该210mm厚的钢坯的芯部于1200℃以上保温45分钟，其中包括在1230℃以上保温32分钟。热粗轧结束时的温度为1075℃，热精轧开始时的温度为1030℃，热精轧结束时的温度为950℃，而卷取温度为525℃。将此热轧板在1100℃下退火160秒，升温及再冷却条件已叙述过了。所得到的磁质量(B800=1.63忒斯拉)很差的原因在于不以直径等于或大于300nm的粗颗粒状态析出的S的质量百分含量I不足(0.0014％)。这意味着将钢No.3重加热、热轧及使热轧板退火的条件不适当；尤其是，1250℃时的保温时间不够长。若该钢坯的S的这种质量百分含量较低，比如就像表2中的钢No.2一样，在同样条件下的1250℃重加热导致磁性质量的略微下降，按照本发明，所述钢No.2在重加热至1250℃及热轧后的“I”值为0.0063％。
用较长的时间将钢坯或带重加热就可提高该热轧板或带中，不以直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量。因此，在下列条件下，将钢坯No.3的芯部重加热至1300℃:1250以上的保温时间为65分，其中包括在1280℃以上保温45分钟。在这些条件下，该热轧板中的不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量为0.013％，而不是0.008％(表2)。按本发明，该热轧板必须在这样的条件下退火以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的百分数未有增加。本发明的退火条件必须有利于部分溶解平均直径等于或大于300nm的析出物，并有利于固溶态的S在冷却过程中以平均直径小于100nm的细颗粒形式析出。图1中的曲线B展示了这样一些例子在热轧板退火后，按本发明不以平均直径等于或小于300nm的粗颗粒形式析出的S，即固溶态的S的质量百分含量的例子，和基本上以平均直径小于100nm的细颗粒形式析出的S的质量百分含量的例子。在热轧钢板退火后，在钢3、4和5的情况下，固溶态S和以细颗粒态析出的S的质量百分数大于0.010％。
一般说来，本发明的方法使固溶态的S在第一次冷轧之前和/或之后进行的退火过程中，在脱碳退火过程中，在二次再结晶退火期间，尤其是在二次再结晶开始之前以平均直径小于100nm的细颗粒形式析出。
按本发明，还必须使热轧钢板或带在这样的条件下退火该条件使N以大于N的总质量百分含量的60％的量，以平均直径小于或等于100nm的细颗粒形式析出。
表3以AlN状态在热轧带中析出的N的质量百分数
测量析出的N的质量百分含量的方法的原理如下用溴-甲醇混合物将基体溶解，通过在膜上过滤选出析出的Al，用稀释的NaOH溶解AlN，用ICP幅射分光镜分析Al，然后计算相应的N含量。
表4热轧板退火后以AlN形式析出的N的质量百分含量
表3和4列出了热轧板退火之前或之后析出的N的质量百分含量的典型值。经电子透射显微镜证实在热轧板退火之前或之后，这种含N颗粒的平均直径均小于100nm。
按本发明，有一些使热轧板或带退火的条件，这些条件同时促使以平均直径大于或等于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分数下降和使单独的或与S结合的，平均直径小于100nm的AlN细颗粒析出。上述的例子与本发明的，包括升温、在给定的温度下保温及快冷，尤其是包括在900℃-1150℃间至少保温50秒的退火操作过程相符。
还可采用更复杂的操作过程，比如，以50秒升温至800℃，以40秒从800℃升至1100℃，在1100℃-1125℃保温50秒，用30秒从1125℃冷至900℃，在900℃保温160秒及用少于40秒的时间从900℃冷至100℃。
按本发明，从No.3钢的钢坯得到1.7忒斯拉和50Hz时的铁损为1.01W/kg,1.5忒斯拉和50Hz时的铁损为0.75W/kg，而磁感B800为1.94忒斯拉，上述钢坯重加热至1300℃，以单步骤冷轧后的产物最终厚度为0.285mm，该最终产物被涂以诱发拉应力的绝缘剂。
尤其是在产物的％Al×％N＞120×10-6及产物的％Mn×％S＞140×10-5,S和可溶性Al量各大于0.018％及钢坯中Sn含量大于0.05％时，得到这些性能。
图2a、2b和2c展示了最终产物的磁性性能的例子，该产物在单步骤冷轧后的厚度为0.285mm，并涂有诱发拉应力的绝缘涂层，该钢坯被重加热至1300℃，这些磁性能是频率为50Hz和工作磁感分别为1.5和1.7忒斯拉时的能量损失W(1.5/50)和W(1.7/50)(单位W/kg)，和磁场为800A/m时的B800磁感，这些性能是热轧板(退火前)中不以粗颗粒形式析出的S的质量百分比的函数。
按本发明和另一实施例，由于重加热至1300℃的钢坯中的可溶解Al含量等于0.020％,S含量等于0.018％和Sn含量小于0.02％，该热轧钢板在退火前后不以粗颗粒形式析出的S的质量百分数大于0.06％，在该热轧板退火前仅以平均直径小于100nm细颗粒形式析出的N的质量百分含量小于40％，及在退火后该质量百分数大于60％，以氨基硫酸的形态向100g还含有B和TiO2的镁土中添加1gS，单步骤冷轧后厚度为0.285mm和涂有绝缘剂的最终产物的铁损W(1.5/50)小于0.86W/kg和W(1.7/50)小于1.25W/kg，而B800大于1.86T。当单步骤冷轧后的厚度为0.335mm时，铁损W(1.5/50)＜0.92W/kg，铁损W(1.7/50)小于1.25W/kg，而B800＞1.86T。出乎意料的是，厚度为0.335mm时的铁损W(1.7/50)与厚度为0.285mm时所得到的损失相等。由于没有故意加入Sn，所以促进了脱碳。
为使不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量I＞0.006％，就单步骤冷轧后同样的0.335mm板厚而言，将钢坯重加热至1300℃，按本发明进行热轧和退火，结果得到下述磁性能W(1.5/50)=0.88W/kg；W(1.7/50)=1.15W/kg；B800=1.91T；所用钢坯的化学成分为(％质量)C=0.058％、Si=3.24％、Mn=0.083％、S=0.029％、AlS01=0.022％、N=0.0062％、Sn=0.07％；Cu=0.08％。
按本发明，用将钢坯或钢带重加热至小于1350℃的温度的方法，初次再结晶和脱碳退火前的，大于70％的冷轧压下率就可能达到＞1.84T的B800磁感，而若在初次再结晶和脱碳退火前，不以平均直径等于或大于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％，则B800磁感还可能＞1.90T。
为得到最终厚度小于0.285mm的钢板，最好以两个步骤进行冷轧，其间有一次中间退火作业。中间退火之后的第二次冷轧的＞70％的压下率可达到＞1.84T的B800磁感，而若在热轧板中不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％，该钢坯含＜0.08％的Sn，或质量百分数I＞0.004％，该坯含＞0.08％的Sn时，则B800磁感还可能＞1.90T。
总之若I＞0.004％，或＞0.006％，则Sn＞0.08％，或＜0.08％。
比如，将化学成份为(％质量)C=0.056％、Si=3.19％、Mn=0.081％、S=0.022％、AlS01=0.022％、N=0.0070％、Sn=0.112％、Cu=0.081％的钢坯重加热至1300℃，然后按本发明，以这样的方法热轧使厚2.3mm的热轧板中的，不以平均直径大于或等于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量I等于0.0054％，将此热轧板冷轧至1.55mm的厚度，将其退火，用冷轧至0.215mm的厚度，至少有一个道次期间的轧制温度＞150℃。
在金属的初次再结晶、脱碳、二次再结晶和净化处理后，以及在涂过绝缘剂之后，所得的磁性能如下W(1.5/50)=0.69W/kg；W(1.7/50)=0.98W/kg,B800=1.89T。
当钢坯中Sn含量较高时，退火前热轧板中不以平均直径大于或等于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量可能＜0.006％，但为得到良好的磁性质量，该值必须＞0.004％。
单步骤冷轧前的使热轧板或带退火的作业及二步骤冷轧作业中的第二次冷轧前的中间退火包括在900℃-1150℃时至少保温50秒，然后快冷。
在两步骤冷轧作业的情况下，可在第一次冷轧作业之前使该热轧板或带退火。这种退火有利于得到良好的磁性质量。这种退火包括在900℃-1150℃时至少保温50秒，然后快冷。这有助于含S粗颗粒局部溶解，及含S细颗粒和/或含N颗粒析出。在任何情况下都不得进行导致形成粗的含S和/或含N颗粒的退火。
按本发明，用将钢坯重加热至其芯部温度低于1350℃的温度的方法，在初次再结晶和脱碳退火前将该钢板在大于150℃的温度下保温，保温时间至少为冷轧步骤的-个道次，同时冷轧以一或两个步骤进行。在几个道次期间，钢板的温度升至150℃以上，导致了良好的磁性质量，若冷压下率＞70％，则尤为如此。
出乎意料的是，不以粗颗粒形式析出的S对因初次再结晶而形成的晶粒直径产生了影响，该晶粒在初次再结晶及脱碳后的平均直径根据本发明，为小于15μm。当不采用符合本发明的条件时，尤其是当不以粗颗粒析出的S的质量百分数，在初次再结晶和脱碳退火之前，小于0.006％时，由于固溶态的及以平均直径小于100μm的细颗粒形式析出的S量不足，一些初次结晶晶粒的平均直径＞15μm。这导致了不良的二次再结晶及使磁性质量下降。图4展示了在初次再结晶及脱碳退火后，钢坯中S的质量百分含量对该晶粒的平均直径(μm)的影响。
当热轧和冷轧带的厚度分别为2.3mm和0.285mm(这与单步骤冷压下率87.60％是一致的)时，在钢坯中总的S质量百分含量上升时，初次结晶晶粒的平均直径减小。
另一方面，当热轧带厚为2mm，而压下率为85.75％时，初次晶粒的平均直径几乎未因钢坯中总S质量百分含量的变化而改变，这与热轧板中的不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出S的质量百分含量相关，这种关系已示于图1中。
在该实施例中，显示出采用2mm的热轧板厚度对改善磁性质量来说是优选的。与用厚度为2.3mm，化学成份(％质量)为C=0.058％；Si=3.20％；Mn=0.079％；S=0.023％；AlS01=0.020％；N=0.0076％；Sn=0.065％，Cu=0.085％的热轧带所得的铁损和B800相比，1.5T和1.7T时的铁损和B800的改善分别为3％、4％和1％。
若冷轧板的最终厚度为0.261mm，则这种铁损失和B800方面的改进分别为6％、5％及1％，当热轧板的厚度为2m而不是2.3mm时，冷轧按单步骤进行。
在上述实施例的情况下，图5和6展示了在热轧板和冷轧板厚度分别为2.00mm和0.285mm的情况下，当直径＞15μm的初次晶粒的百分比＜25％，而更好是＜20％时，以及直径＜5μm的初次晶粒的百分比＞10％时，达到了最好的磁性质量-1.5T和1.7T时的最低铁损及最高的B800，在初次再结晶和脱碳退火后的晶粒平均直径为约10μm。
除了视具体情况而定，添加TiO2外，往镁土中，单独地或联合地添加B或硼的化合物、S或1种或几种硫的化合物。一种或几种S和N的化合物，氯化锑或锡的化合物可改进磁性质量。这些加入镁土中的添加剂提高了在二次再结晶退火期间，抑制正常的初次晶粒生长的作用。在这些添加物中，硫酸镁、硫酸锰、硫代硫酸钠、硫酸铵、硫代硫酸铵、氨基硫酸(或氨基磺酸)、尿素、硫脲及硫酸锡可改进磁性能。
在脱碳后，在＞500℃的温度下，用在N2/H2混合物中稀释的氨进行渗氮是另一种提高抑制作用及改善磁性能的措施。
在本发明的方法中-连铸坯或带中的S的质量百分含量必须＞0.006％，以便在该热轧板或带中获得＞0.006％的，不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量。为在净化退火过程中达到完全脱硫，S的质量百分含量最好＜0.05％。为避免在热轧钢坯或钢带时形成边缘裂纹，该百分数最好＜0.035％。
-连铸坯或带中的N的质量百分含量必须＞0.004％，以便获得其量足够大的，形成主要抑制物的AlN细颗粒。为避免在钢表面上形成气泡(起泡现象)，该质量百分含量＜0.012％，最好＜0.009％。
-连铸坯或带的可溶性Al的质量百分含量必须＞0.008％，以便得到数目足够大的，形成主要抑制物的细AlN颗粒，以便在脱碳后经气体渗氮或通过向镁土加一种或几种氮的化合物完成添加氮的情况下，具有足够的游离的，未结合的Al。为使AlN析出物在热轧前的重加热过程中溶解，该质量百分含量应＜0.04％，而更好是＜0.03％。
图7展示了增大钢坯中可溶性Al的质量百分含量的有益效果，该坯的化学成份(％质量)为C=0.058％、Si=3.20％、Mn=0.080％、S=0.023％、N=0.007％、Sn=0.07％、Cu=0.08％，该钢坯被重加热至1300℃，冷轧前的热轧和退火导致了符合本发明的＞0.006％的I值，而且以单步骤的87.6％的冷压下率得到了厚度为0.285mm的最终产物。将S含量从0.023％升至0.029％就可降低铁损。当可溶性Al含量过高时，就导致了不发生二次再结晶，及不可接受的磁质量。在相同的冷轧前的退火、冷轧及初次再结晶、脱碳和二次再结晶退火的条件下，处理含0.022％的可溶性Al的热轧带和处理含明显地更高，比如0.03％可溶性Al的热轧带是不可能的。
-连铸坯或带中的Mn的质量百分含量必须＞0.02％，以便获得量足够大的，能提高抑制能力的，细MnS颗粒，以便在通过往镁土中加S或一种或几种S的化合物而添加S的情况下，具有足够量游离的，未结合的Mn。
-连铸坯或带中的Cu的质量百分含量必须＞0.02％，以便限制S以粗颗粒的形式在热轧板中析出。为避免啄印问题，该质量百分数＜0.50％而更好是＜0.030％。
将钢坯中Cu的质量百分含量从0.08％升高到0.15％，就可能在退火前按本发明将热轧板中的不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量I从0.010％提高到0.015％，该钢坯的化学成份为C=0.058％、Si=3.23％、Mn=0.079％、S=0.025％、AlS01=0.022％、N=0.0067％、Sn=0.069％、Cu=0.08％或0.15％，该钢坯按本发明被重加热至1300℃。厚度为0.285mm的最终产物的磁性质量如下当Cu=0.08％时，W(1.5/50)=0.77W/kg,W(1.7/50)=1.04W/kg,B800=1.90T；而Cu=0.15％时，W(1.5/50)=0.76W/kg,W(1.7/50)=1.03W/kg,B800=1.91T。
-为了具有对磁性质量具有明显的有益效果，连铸坯或带中Sn的质量百分含量必须＞0.02％。将该百分比限于0.20％，以便避免啄印问题和脱碳问题。
图8说明了提高钢坯中的Sn含量对磁性质量的有益影响，该钢坯被加热至1300℃，热轧和退火，热轧和冷轧带的厚度分别为2.3mm和0.285mm。未经退火的热轧板中不以粗颗粒形式析出的的S的质量百分含量I被示于图8中。仅在质量百分含量数I≥0.006％时，Sn的这种有益影响才充分发挥。缺乏有意加入的Sn时，百分数I必须≥0.008％是可取的。当Sn含量高时，由于磁性质量不是最佳，百分数I必须＜0.006％。与0.112％的Sn的质量百分含量和与0.0054％的质量百分含量I相对应的实验点不在表示铁损或B800值的线上，所述值是Sn的质量百分含量的函数(图8a,8b和8c)。
-为了具有低的磁性损失，连铸坯或带的Si的质量百分含量＞2.5％。Si的质量百分含量越高，则该损失越低，但，将Si的百分比提到4％上，则使冷轧变得困难。
-将连铸坯或带中C的质量百分含量局限于0.10％，而更好是限于0.07％是因为高于此值使脱碳困难。使C的百分含量＞0.02％，以得到好的磁性质量。
按本发明，只要不以平均直径大于或等于300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量在初次再结晶和脱碳退火之前仍＞0.006％，可提高Mn含量至0.20％以上，提高作为促进奥氏体形成的γ相形成元素的Mn的含量，可同时减少S含量和C-γ相形成元素-的含量和/或提高Si-促进形成铁素体的α相形成元素(alphagenic)元素的含量。为了在钢坯或带重加热过程中溶解AlN，重要的是保持一定的奥氏体份额。
对于给定的重加热温度T和N质量百分含量，能使AlN析出物在热轧前的重加热期间完全溶解的本发明连铸坯或带中Al的质量百分含量可按下式推算log(％Al×％N)=-10.062/T+2.72。
本发明的方法是针对厚度为150-300mm的连铸坯而被陈述的。钢坯越厚，则达到合乎要求的坯的芯部温度所需的时间也越长。比如，在行进中重加热的情况下，当坯厚为210mm-240mm时，钢坯通过炉子的速度必须慢下来是可取的。当钢坯薄，比如厚度为约15-100mm时，可以提高钢坯通过重加热炉的速度。热卷取温度必须要使不以粗颗粒形式析出的S的质量百分含量≥0.004％，而更好是≥0.006％，而且必须要使仅以细颗粒形式析出的N的质量百分含量小于热轧板中的N的总质量百分含量的40％。该温度一般＜700℃。
本发明的方法也可实施于通过在两冷辊间铸造钢水而得的，厚度为1-10mm的薄钢带，由于其厚度小，所以可在热轧前将此钢带迅速重加热到＜1350℃的芯部温度。
热轧的道次数目取决于钢坯或带的起始厚度及热轧板的厚度。若连铸坯或带的厚度足够小，则可省去粗热轧。
若不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％，以及若仅以细颗粒状析出的N的质量百分含量小于在两辊间铸成的毛坯板材中的氮的总质量百分含量的40％，则可省去对连铸薄带的重加热和热轧。然后使这种薄带经受至少一次本发明的退火作业。
由本发明方法所得的钢板在800A/m磁场时的磁感B≥1.86T,1.7T和50Hz时的铁损，对于＞0.30mm的板厚而言，为小于1.30W/kg。最终板厚≤0.30mm时，用该方法所得的钢板在800A/m磁场时的磁感B≥1.86T，而1.7T和50Hz时的铁损＜1.25W/kg。
权利要求
1．制造晶粒取向电工钢板，特别是用于生产变压器磁路的电工钢板的方法，它按顺序包括-将钢按钢坯或带的形式连铸的作业，该钢的化学成份中含(％重量)＜0.1％C、≥2.5％的Si、特别是元素Al、N、Mn、Cu和S，这些元素倾向于形成抑制初次晶粒正常生长的析出物，以及视具体情况存在的Sn；-将该钢坯或带重加热的作业；-为获得厚度为1-5mm的钢板，热轧该钢坯及视具体情况而定热轧该带的作业；-将该热轧钢板热卷取的作业；-将该热轧钢板或带退火的作业；-以单一步骤冷轧至厚度≤0.65mm的作业，或以插有中间退火的两步骤冷轧作业，热轧板或带的退火在这种情况下是任选的；-在湿的含H2和N2的气氛中，在行进中进行的初次再结晶和脱碳退火作业；-在脱碳钢板两侧涂主要含镁土MgO的退火隔离剂的作业；-以卷取状态进行的二次再结晶及净化退火作业；-涂诱发拉应力的绝缘涂料的作业及烧制该涂料的退火作业，在此期间钢板通常经受热轧光；其特征在于，将具有以下％重量成份C≤0.1％Si＞2.5％S＞0.006％Mn＞0.02％Al＞0.008％N＞0.004％Cu＞0.02％Sn＜020％余量为Fe及杂质的钢坯或钢板重加热至其芯部＜1350℃的温度，然后使其经热轧，从而使-该热轧钢板中的不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％；-该热轧钢板中的仅以平均直径＜100nm细颗粒形式析出的N的质量百分含量小于N的总质量百分含量的40％；将这样获得的热轧钢板经至少一次退火作业，从而使总质量百分含量60％以上的N仅以平均直径＜100nm的细颗粒的形式析出。
2．权利要求1的方法，其特征在于该钢坯或带的％重量成份中尤其含有0.020％＜C＜0.07％3％＜Si＜4％0.006％＜S＜0.035％Mn＞0.02％0.008％＜Al＜0.030％0.004％＜N＜0.009％0.02％＜Cu＜0.30％0＜Sn＜0.20％。
3．权利要求1和2的方法，其特征在于该钢坯或带还含0.08％-0.20％的Sn，该热轧钢板中的不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.004％。
4．权利要求1和3的方法，其特征在于该钢坯或带还含＜0.08％的Sn，在该热轧钢板中不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％。
5．权利要求1-4的方法，其特征在于退火后，不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％，而更好是＞0.008％。
6．权利要求5的方法，其特征在于退火后，以平均直径小于100nm的细颗粒形式析出的S的质量百分含量＞0.006％，而更好是＞0.008％。
7．权利要求1-6的方法，其特征在于该退火包括在900℃-1150℃的温度下将该钢板保温至少50秒，然后快冷。
8．权利要求1-7的方法，其特征在于，该退火在以单一步骤冷轧至最终厚度之前进行。
9．权利要求1-7的方法，其特征在于该退火为中间退火作业，它在两步骤冷轧作业过程中对将热轧钢板或带完成第一冷轧作业后进行，该退火后为快冷。
10．权利要求1-7的方法，其特征在于该退火在冷轧之前及在两步骤冷轧作业过程中对热轧钢板或带完成第一冷轧作业后进行，该退火后为快冷。
11．权利要求1-10的方法，其特征在于初次再结晶和脱碳退火前的冷轧以＞70％的压下率进行。
12．权利要求1-11的方法，其特征在于初次再结晶和脱碳退火前的冷轧中的至少一个道次在＞150℃的温度下进行。
13．权利要求1-12的方法，其特征在于该镁土除视具体情况而定添加的TiO2外，还含有单独或结合的B或B的化合物、S或一种或几种S的化合物，一种或几种N的化合物、一种或几种S和N的化合物、氯化锑或硫酸锡。
14．权利要求1-13的方法，其特征在于使该脱碳钢板在含氨的气氛中经受气体渗氮作业。
15．权利要求1-14的方法获得的厚度＞0.30mm的晶粒取向电工钢板，其特征在于其800A/m的磁场时的磁感B≥1.86T，而且1.7T和50Hz时的铁损＜1.30W/kg。
16．权利要求1-14的方法获得的厚度＞0.30mm的晶粒取向电工钢板，其特征在于其800A/m的磁场时的磁感B≥1.86T，而且1.7T和50Hz时的铁损＜1.25W/kg。
全文摘要
本发明涉及晶粒取向电工钢板的制造方法,其特征在于,将成分(重量%)为:C< 0.1%、Si< 2.5%、S> 0.006%、Mn> 0.2%、Al> 0.008%、N> 0.004、Cu> 0.02%、Sn< 0.02%的钢坯或带重加热至< 1350℃的温度,然后热轧,从而使不以平均直径≥300nm的粗颗粒形式析出的S的质量百分含量> 0.004%,及使仅以平均直径< 100nm的细颗粒状析出N的质量百分含量小于N的总质量百分含量的40%。
文档编号C21D8/12GK1220704SQ9880033
公开日1999年6月23日 申请日期1998年3月18日 优先权日1997年3月21日
发明者J－C·巴瓦, J·卡斯特, F·米斯安特, P·马蒂恩, F·马组里尔 申请人:于西纳公司