CN100475982C - 非取向电工钢带的连铸方法 - Google Patents

Abstract

在各种电力机械和装置中，特别是在要求钢带所有方向铁损低和磁导率高的马达中，均广泛使用非取向电工钢作为磁芯材料。本发明涉及制备铁损低和磁导率高的非取向电工钢的方法，该方法中，所述钢由金属熔体制备而成，其过程包括：铸造成薄带或薄板，冷却，热轧和/或冷轧成钢带成品。对钢带成品进一步进行至少一次获得磁性能的退火处理，从而使本发明的钢带适合用于电工机械例如马达或者变压器中。

Description

非取向电工钢带的连铸方法

与相关申请的相互参考

本申请要求2002年5月8日提交的美国临时申请60/378,743的优先权，该申请在此全部引入作为参考。

发明背景

在各种电力机械和装置中，特别是在要求钢带所有方向铁损低和磁导率高的马达中，均广泛使用非取向电工钢作为磁芯材料。本发明涉及制备铁损低和磁导率高的非取向电工钢的方法，该方法中，所述钢由钢熔体制备而成，包括所述熔体浇铸成薄带、冷却、热轧和/或冷轧成钢带成品。对钢带成品进一步进行至少一次获得磁性能的退火处理，从而使本发明的钢带适合用于电工机械例如马达或者变压器中。

非取向电工钢的磁性能可能受到钢带成品的厚度、体积电阻率、晶粒尺寸、纯度和晶体织构的影响。通过减小钢带成品的厚度、提高钢带中的合金含量以提高体积电阻率或者将两种方法组合，能够降低涡流引起的铁损。

已有的采用传统工艺(厚板坯铸造、板坯重新加热、热轧和热轧钢带退火)制备非取向电工钢的方法使用的典型(但不受此限制的)合金添加元素是硅、铝、锰和磷，优选的组成能够提供完全铁素体组织，该组织中，任何残留氮均以大夹杂物形式存在。非取向电工钢可以含有最多约6.5％的硅、最多约3％的铝、最多约0.05％的碳(加工过程中必须降至约0.003％以下，以防止发生磁退化)、最多约0.01％的氮、最多约0.01％的硫，余者是铁以及少量炼钢方法附带的杂质。包括一般称作马达叠片钢的非取向电工钢，按照为了提高钢的体积电阻率而添加的元素例如硅、铝和类似元素比例来区分。为了获得约20μΩ-cm的体积电阻率，含有的硅和其他元素添加量低于约0.5％，这种钢一般可被归类为马达叠片钢；为了获得约20-30μΩ-cm的体积电阻率，硅和其他元素添加量约为0.5-1.5％，这种钢一般可被归类为低硅钢；为了获得约30-45μΩ-cm的体积电阻率，硅和其他元素添加量约为1.5-3.0％，这种钢一般被归类为中硅钢；以及，最后，为了获得约45μΩ-cm的体积电阻率，硅和其他元素添加量约大于3.5％，这种钢一般被归类为高硅钢。典型地，这些钢还含有铝添加元素。硅和铝能够极大提高铁素体相的稳定性，因而，含量高于约2.5％(硅+铝)的钢是铁素体型组织，即：在加热和冷却期间无奥氏体/铁素体相变发生。这类合金添加元素能够提高体积电阻率和在AC磁化期间抑止涡流，因而能够降低铁损。这些添加元素通过提高硬度也改善了冲制特性。反过来，提高合金含量却使钢的制造变得更困难，原因是合金化使成本加大并使脆性增加。特别是当使用大量的硅时，情况更是如此。

为了使磁滞损耗最小，希望在终轧并退火的钢带中获得适当的大尺寸的晶粒。终轧并退火的钢带的纯度可能对铁损有显著影响，因为分散相、夹杂物和/或析出相的存在能够阻止晶粒在退火期间长大，阻止形成适当的大晶粒尺寸和取向，因而，在成品形式中会产生更高的铁损和更低的磁导率。此外，最终退火钢中的夹杂物和/或析出相在AC磁化期间阻碍畴壁运动，从而进一步降低磁性能。如上所述，钢带成品的晶体织构，即：构成电工钢带的晶粒的取向分布在决定铁损和磁导率时非常重要。由米勒指数定义的<100>和<110>织构分量具有最高的磁导率；相反，<111>型织构分量具有最低的磁导率。

非取向电工钢一般有两种形式，通常称作“半加工”钢或者“完全加工”钢。“半加工”指的是产品在使用之前必须退火，才能形成适当的晶粒尺寸和织构，释放出加工应力，并且，如果需要，才能够提供适当的低碳含量以避免发生老化。“完全加工”指的是在将钢带加工成叠片之前，就已经获得充分的磁性，即：已获得所述的晶粒尺寸和织构，而且，为防止发生磁退化，碳含量已降低至约0.003％或更低。上述级别的钢除非希望释放制造应力，否则不要求在制造成叠片之后进行退火。非取向电工钢主要用于旋转装置，例如马达或者发电机中，在这些场合，要求在相对于钢带轧制方向的所有方向上，磁性能均匀一致，或者，在晶粒取向钢的成本不合理的场合。

非取向电工钢与晶粒取向电工钢不同，原因是晶粒取向电工钢加工工艺是通过称作二次晶粒长大(或二次再结晶)的已知方法形成择优取向。二次晶粒长大导致电工钢获得相对于钢带轧制方向定向程度极高的磁性能，从而使得晶粒取向电工钢适合用于要求定向性能的用途，例如变压器。

市售的非取向电工钢典型地分成两类：冷轧马达叠片钢(″CRML″)和冷轧非取向电工钢(″CRNO″)。CRML通常用于要求极低铁损的在经济上难以合算的场合。这样的场合典型地要求非取向电工钢的最大铁损约4W/#(瓦特/磅)(约8.8瓦特/公斤)，在1.5T和60Hz条件下测得的最小磁导率为约1500G/Oe(高斯/奥斯特)。在这些应用中，所用钢带典型地被加工成约0.018-0.030英寸(约0.45-0.76mm)的名义厚度。CRNO一般用在要求磁性能更好的场合，这种场合的要求更高。这样的场合典型地要求非取向电工钢的最大铁损约2W/#(约4.4瓦特/公斤)，在1.5T和60Hz条件下测得的最小磁导率为约2000G/Oe。在这些应用中，所用钢带典型地被加工成约0.008-0.025英寸(约0.20-0.63mm)的名义厚度。

没有一种上述方法指出或者建议采用本发明所述的方法，通过铸造带材制备非取向电工钢，从而能够经济地满足上述磁性能要求。

发明陈述

本发明公开了一种由铸造薄带制备非取向电工钢的方法。

本专利申请所有讨论中涉及的合金组成百分数(％)除非另有说明，否则均为重量百分数。

本发明提供的钢的组成中，硅、铝、铬、锰和碳的含量如下：

i.硅：最多约6.5％

ii.铝：最多约3％

iii.铬：最多约5％

iv.锰：最多约3％

v.碳：最多约0.05％；

此外，所述钢可以含有最多约0.15％的锑、最多约0.005％的铌、最多约0.01％的氮、最多约0.25％的磷、最多约0.01％的硫和/或硒、最多约0.15％的锡、最多约0.005％的钛和最多约0.005％的钒，余者是铁以及炼钢方法附带的残留物。

在一个优选组成中，上述元素的含量如下：

i.硅：约1-3.5％

ii.铝：最多约0.5％

iii.铬：约0.1-3％

iv.锰：约0.1-1％

v.碳：最多约0.01％；

vi.硫：最多约0.01％

vii.硒：最多约0.01％以及

viii.氮：最多约0.005％

在一个更优选组成中，上述元素的含量如下：

i.硅：约1.5-3％

ii.铝：最多约0.05％

iii.铬：约0.15-2％

iv.锰：约0.1-0.35％

v.碳：最多约0.005％；

vi.硫：最多约0.005％

vii.硒：最多约0.007％以及

viii.氮：最多约0.002％

在一个实施方案中，本发明提供一种由钢熔体制备在钢带所有方向磁性能比较均匀一致的非取向电工钢的方法，所述钢熔体含有硅和其他合金添加元素或者炼钢方法附带的杂质，该熔体随后被铸造成厚度约0.40英寸(约10mm)或更薄，优选小于0.16英寸(约4mm)的薄带，冷却并且热减薄，其方式使得在最终退火之前，热轧钢带中铸态晶粒结构发生再结晶的程度最小。该方法的非取向电工钢可以在获得用于马达、变压器等装置所要求磁特性的最终退火处理之前使用，而不需要附加的退火或冷轧处理。

在第二个实施方案中，本发明提供一种方法，该方法中，在钢带所有方向磁性能比较均匀一致的非取向电工钢由钢熔体制备而成，所述钢熔体含有硅和其他合金添加元素或者炼钢方法附带的杂质，该熔体被铸造成厚度约0.40英寸(约10mm)或更薄，优选小于0.16英寸(约4mm)的薄带，冷却，冷轧并且进行最终退火，以获得用于马达、变压器等装置所要求的磁特性。

在第三个实施方案中，本发明提供一种方法，该方法中，在钢带所有方向磁性能比较均匀一致的非取向电工钢由钢熔体制备而成，所述钢熔体含有硅和其他合金添加元素或者炼钢方法附带的杂质，该熔体被铸造成厚度约0.40英寸(约10mm)或更薄，优选小于0.16英寸(约4mm)的薄带，将其热减薄，其方式使铸态晶粒结构发生再结晶的程度最小，冷轧并且进行最终退火，以获得用于马达、变压器等装置所要求的磁特性。

在上述各实施方案的优选实践中，钢熔体含有硅、铬、锰和类似添加元素；将熔体浇铸成厚度约0.06-0.16英寸(约1.5-4mm)的薄带；对铸造钢带进行快速冷却，其方式得以保持铸态晶粒结构和/或进行热轧，使得热轧钢带中铸态晶粒结构发生再结晶的程度最小。

除非另有定义，此处使用的所有技术和科学术语的意义与本领域普通技术人员通常了解的意义相同。虽然在本发明的实施或实验中，可以使用与此处所述类似或相当的方法和材料，但是，下面介绍的是合适的方法和材料。将所有出版物、专利申请、专利以及此处述及的其它参考文献全文引入本文作为参考。一旦出现冲突，以本说明书(包括定义)为准。此外，各种材料、方法和实施例均是说明性的，并没有打算进行限制。由下面的详细描述以及权利要求，将明显看出本发明的其它特征和优势。

附图简述

图1是钢带一般铸造方法的示意图。

图2是本发明第一个实施方案的工艺流程图。

图3是本发明第二个实施方案的工艺流程图。

图4是本发明第三个实施方案的工艺流程图。

图5示出了热轧应变对本发明优选方法的非取向电工钢磁导率(在1.5T和60Hz)的影响，该钢的体积电阻率为约37μΩ-cm。

图6示出了热轧应变对本发明优选方法的非取向电工钢铁损(在1.5T和60Hz)的影响，该钢的体积电阻率为约37μΩ-cm。

图7示出了本发明优选方法的体积电阻率为约50μΩ-cm的非取向电工钢的典型显微组织(放大倍数：50X)，该钢的处理工艺为：热轧并进一步冷轧至约0.018″(约0.45mm)厚，并且在约1450°F(约790℃)下进行最终退火。

图8示出的是采用

表示的组成、热轧温度以及热轧中提供特定热轧应变程度的热轧压下量％的作用。

发明详述

为了能够对说明书和权利要求，包括它们的给定范围有一个清晰且一致的了解，作如下定义。

术语“铁素体”和“奥氏体”用于描述钢的特定晶体形式。“铁素体”或“铁素体钢”具有体心立方或″bcc″晶体结构，而“奥氏体”或“奥氏体钢”具有面心立方或″fcc″晶体结构。术语“完全铁素体钢”用于描述在从熔体的冷却过程中和/或热轧重新加热时，不管最终室温显微组织如何，都不会发生在铁素体和奥氏体晶体结构之间的任何相转变的钢。

术语“钢带”和“薄板”用于在本专利申请说明书和权利要求中描述钢的物理特性，所述钢为厚度小于约0.4英寸(约10mm)，宽度典型地超过约10英寸(约250mm)，更典型地超过约40英寸(约1000mm)的钢。术语“钢带”没有宽度限制，但其宽度明显大于厚度。

为了清楚起见，初始冷却速度被认为是由一个或者多个铸造辊提供的金属熔体冷却速度。术语二次冷却速度被认为是在离开所述铸造辊之后钢带的冷却速度。

此处术语“辊(roll)”用来指的是单个的或者成对的辊、鼓或者带。一般地，采用的是内部冷却并且相互之间反向旋转但相互平行，而且辊轴保持水平的辊对。

本发明提供一种铁损低、磁导率高的非取向电工钢，该电工钢由快速凝固并铸造的钢带制备而成，所述铸造钢带的厚度低于约0.8英寸(约20mm)，典型地低于约0.4英寸(约10mm)，优选低于约0.16英寸(约4mm)。该快速凝固过程典型地使用两个相对旋转的铸造辊或铸造带，但是，也可以使用单一个辊或铸造带。

采用薄带直接铸造制备非取向电工钢的技术要求与不锈钢和碳钢不同，原因是在最终退火后的非取向电工钢中获得所要求的磁性能需要的冶金特性，即：组成、析出相和夹杂物、织构和晶粒长大不同。在制备非取向电工钢带的本方法中，起始铸造钢带采用快速淬火凝固方法制备而成，该方法中，钢熔体可以通过使用单一辊(或圆筒)、两个相对旋转的铸造辊(或铸造带或圆筒)或者连续铸造带凝固成钢带。优选地，所述钢带在两个反向旋转且内部冷却的间距小的辊之间铸造。在本发明方法的实施中，优选厚度约0.03-0.16英寸(约0.7-4.0mm)的铸造薄带。钢带铸造装置和方法在本领域中已知，例如美国专利6,257,315；6,237,673；6,164,366；6,152,210；6,129,136；6,032,722；5,983,981；5,924,476；5,871,039；5,816,311；5,810,070；5,720,335；5,477,911；5,049,204等，将上述所有专利具体并入本文作为参考。

图1描绘的是一般化的双辊钢带铸造方法示意图。钢熔体形成熔池30，该熔池通过两个反向旋转的铸造辊20(或铸造带或圆筒)快速凝固形成铸造薄带10。一般地，铸造辊20采用内部冷却。

在本发明的实施中，采用的是含有合金添加元素硅、铬、锰、铝和磷的钢熔体。上述添加元素的主要目的是提高体积电阻率，如方程I所示，并且，降低由AC磁化期间感生的涡流引起的铁损：

(I)ρ＝13+6.25(％Mn)+10.52(％Si)+11.82(％Al)+6.5(％Cr)+14(％P)

其中，ρ是钢的体积电阻率(单位：μΩ-cm)，％Mn，％Si，％Al，％Cr和％P分别是钢中锰、硅、铝、铬和磷的重量百分比。

借助热轧将所获铸造薄带加工成最终厚度，这时，所述钢成品将具有采用传统方法制备的CRML级非取向电工钢的典型磁性能，或者，借助冷轧，或任选热轧和冷轧加工成最终厚度，这时，所述钢成品将具有与采用传统方法制备的CRML或CRNO级非取向电工钢相当的磁性能。

为了开始制备本发明的电工钢，可以使用普遍承认的钢熔炼、精炼和合金化的方法制备钢熔体。该熔体组成一般含有最多约6.5％硅、最多约3％铝、最多约5％铬、最多约3％锰、最多约0.01％氮，以及最多约0.05％碳，余者主要是铁以及炼钢方法附带的残留元素。一种优选组成含有约1-3.5％硅、最多约0.5％铝、约0.1-3％铬、约0.1-1％锰、最多约0.01％硫和/或硒，最多约0.005％氮和最多约0.01％碳。此外，优选钢可以含有残留量不超过约0.005％的元素，例如钛、铌和/或钒。一种更优选的钢含有约1.5-3％硅、最多约0.05％铝、约0.15-2％铬、最多约0.005％碳、最多约0.008％硫或硒，最多约0.002％氮，约0.1-0.35％锰，余者为铁和通常出现的残留物。

所述钢也可以含有最多0.15％的其他元素如锑、砷、铋、磷和/或锡。该钢也可以包括单独含量或者组合含量最多约1％的铜、钼和/镍。其他元素可以作为有意添加元素或者钢熔炼过程中的残留元素即杂质存在。制备钢熔体的示例方法包括吹氧、电弧(EAF)或者真空感应熔炼(VIM)。进一步精炼和/或向钢熔体中添加合金元素的示例方法可以包括钢包冶金炉(LMF)、真空吹氧脱碳(VOD)容器和/或氩氧脱碳(AOD)反应器。

本发明钢中的硅含量为约0.5-6.5％，优选约1-3.5％，更优选为约1.5-3％。硅的添加目的是提高体积电阻率，稳定铁素体相和提高硬度，以改善钢带成品的冲制性能。但是，当含量高于约2.5％时，已认识到硅会提高钢的脆性。

本发明钢中的铬含量为最多约5％，优选约0.1-3％，更优选约0.15-2％。铬的添加目的是提高体积电阻率。但是，为了保持所要求的相平衡和微观组织特性，必须考虑铬的作用。

本发明钢中的锰含量最多约3％，优选约0.1-1％，更优选约0.1-0.35％。锰的添加目的是提高体积电阻率。但是，为了保持所要求的相平衡和微观组织特性，必须考虑锰的作用。

本发明钢中的铝含量最多为约3％，优选最多约0.5％，更优选最多约0.05％。铝的添加目的是提高体积电阻率，稳定铁素体相和提高硬度，以改善钢带成品的冲制性能。但是，铝在凝固之后的冷却期间，会与其他元素结合，形成加工期间可能会抑止晶粒长大的析出物。

硫和硒是本发明的钢中不希望存在的元素，原因是这些元素会与其他元素结合，形成加工期间可能会抑止晶粒长大的析出物。硫是钢熔炼中常见的残留元素。当本发明的钢中存在硫和/或硒时，它们的含量最多可以约为0.01％。优选硫的含量最多约0.005％，硒含量最多约0.007％。

氮是本发明的钢中不希望存在的元素，原因是氮会与其他元素结合，形成加工期间可能会抑止晶粒长大的析出物。氮是钢熔炼中常见的残留元素，而且，当本发明的钢中存在氮时，其含量最多可以约为0.01％，优选最多约0.005％，更优选最多约0.002％。

碳是本发明的钢中不希望存在的元素。碳促进奥氏体的形成，而且，当其含量高于约0.003％时，所述钢必须进行脱碳退火处理，以充分降低碳含量，防止因碳化物析出导致最终退火态钢发生“磁退化”。碳是钢熔炼中常见的残留元素，而且，当本发明的钢中存在碳时，其含量最多可以约为0.05％，优选最多约0.01％，更优选最多约0.005％。如果熔体中的碳含量高于约0.003％，则非取向电工钢必须进行脱碳退火，以使碳含量低于约0.003％，优选低于约0.0025％，这样，最终的退火钢带将不会发生磁退化。

在制造期间，对本发明的非取向电工钢的钢带产品进行使钢带厚度减小的轧制加工例如热轧和/或冷轧。

对铸造并轧制的钢带进一步进行最终退火处理，在退火处理中，获得所要求的磁性能，并且，如果必要，以便充分降低碳含量，以防止发生磁退化。最终退火典型的是退火时在可控气氛，例如氢气和氮气的混合气体中进行。本领域中有几种著名方法，包括分批或箱式退火、连续带式退火和感应退火。如果采用分批退火，则其实施的典型工艺是：退火温度等于或高于约1450°F(约790℃)但低于约1550°F(约843℃)，时间大约1小时，参见ASTM规范726-00，A683-98a和A683-99中的介绍。如果采用连续带式退火，则其实施的典型工艺是：退火温度为或高于约1450°F(约790℃)但低于约1950°F(约1065℃)，时间低于10分钟。如果采用感应退火，则其实施的典型工艺是：退火温度高于约1500°F(约815℃)，时间低于约5分钟。

在本发明方法的实施中，非取向电工钢带离开铸造辊表面时的温度一般高于约2500°F(约1370℃)。非取向电工钢可以进行处理，以使铸造钢带以高于约20°F/秒(约10℃/秒)的速度从低于约2500°F(约1370℃)的温度二次冷却至低于约1700°F(约925℃)。非取向电工钢可以进行冷却处理，而且，所述铸造、凝固并冷却后的钢带可以在低于约1475°F(约800℃)的温度下进行卷曲。冷却过程可以任选在保护性非氧化气氛进行，以减少或者防止钢带表面氧化。

本发明也提供一种铸造成起始钢带的钢熔体，其中，所述铸造钢带进行快速冷却，以便维持铸态铁素体显微组织。

在本发明的优选方法中，铸造钢带进一步以高于约45°F/秒(约25℃/秒)的速度从高于约2280°F(约1250℃)的温度快速二次冷却至低于约1650°F(约900℃)。该快速二次冷却过程典型地采用喷水或者喷射空气-水雾冷却进行。本发明的二次快速冷却的更优选速度大于约90°F/秒(约50℃/秒)，最优选速度大于约120°F/秒(约65℃/秒)。钢带的冷却条件可以采用一种喷雾系统加以控制，该喷雾系统包括喷嘴设计、喷射角度、流速、喷水密度、冷却区长度和/或喷嘴个数。由于钢带上的水膜厚度不同，难于在喷射冷却期间监控钢带温度，因此，典型地采用喷水密度测量方法。一般而言，约125-450升/分钟/m²的喷水密度能够提供要求的冷却速度。经铸造、凝固并冷却的钢带可以在低于约1475°F(约800℃)，更优选低于约1250°F(约680℃)的温度下进行卷曲。

本发明提供一种具有适合商业应用的磁性能的非取向电工钢，其中，将钢熔体铸造成起始钢带，然后，进行如下处理：热轧、冷轧或者二者均有，之后，最终退火处理，以产生要求的磁性能。

在本发明方法的实施中，非取向电工钢可以采用热轧、冷轧或者二者的结合进行处理。如果采用热轧，则钢带的轧制温度可以为约1300-2000°F(约700℃-1100℃)。轧制后的钢带可以进一步实施退火处理，以使所述钢具有要求的晶体结构和显微组织，特别是当熔体组成不能产生完全铁素体组织，以及，更特别是，当处理条件会导致显微组织在冷轧和/或最终退火之前发生大量再结晶时，更需进行退火处理。但是，上述工艺方法的使用可能导致钢表面上的氧化皮的生长。采用本领域公知的适当处理方法能够可以在一定限制下影响这种氧化物形成的质量和数量。

本发明的一个实施方案中的含硅和铬的非取向电工钢具有优势，因为能够获得改善的机械性能，其韧性更优，而且，钢带断裂抗力更高。

在一个实施方案中，本发明提供制备非取向电工钢的方法，所述钢具有最大铁损约4W/#(约8.8W/kg)、最小磁导率约1500G/Oe(测定条件：1.5T，60Hz)的磁性能。

在另一个实施方案中，本发明提供制备非取向电工钢的方法，所述钢具有最大铁损约2W/#(约4.4W/kg)、最小磁导率约2000G/Oe(测定条件：1.5T，60Hz)的磁性能。

在本发明的非取向电工钢的一个实施方案中，可以使用具有未完全铁素体化的组成的钢，其中，采用在钢带铸造和/或适当下游加工(例如铸造钢带的快速二次冷却、热轧和退火条件)期间快速冷却，以便抑止奥氏体相的形成。

在本发明的任选实施方案中，铸造、凝固并冷却的钢带可以进行热减薄和/或退火处理，之后，进行冷轧和/或最终退火处理。本领域的专业人员众所周知的是：加工具有铁素体和奥氏体混合相的原始组织的钢带可能会在控制晶粒尺寸和晶粒取向上遇到很大困难，特别是，再结晶可能会导致<111>取向的形成，这种取向与优选的<100>和<110>取向相比，磁性能较差。

在本发明方法的实施中，通过使用能够提供完全铁素体组织的熔体组成，或者，另一种方法是，当熔体组成不能提供完全铁素体组织时，通过控制铸造、凝固并冷却的钢带的处理条件，能够防止奥氏体相的形成。方程II说明的是化学组成对奥氏体相的形成的影响。方程II中示出的元素百分数均为wt.％，而(表中记为T₂₀)指的是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度。

$+155.9(\%\mathrm{Si})+439.8(\%\mathrm{Al})-50.7(\%\mathrm{Cr})$

$-68.8(\%N)-53.2(\%\mathrm{Cu})-139(\%\mathrm{Ni})+88.3(\%\mathrm{Mo})$

在本发明方法的实施中，方程II可以用来确定钢带的热轧(如果采用)和/或退火(如果采用)的限制温度。

铸造并凝固的钢带可以优选进行热轧，原因有几个。首先，铸造钢带经常存在收缩孔隙，必须加以闭合，以便使钢带获得要求的机械和磁性能。其次，钢带直接铸造一般使用有纹理的铸造辊。因此，铸态钢带的表面粗糙度反映了铸造辊的表面粗糙度，使得铸造钢带表面不适合用于磁芯，因为磁芯中的钢叠片必须组装成紧密叠放的叠。本领域中已确定：对于碳钢和不锈钢，均可以通过热轧，使铸造薄带具有要求的表面特性。本申请人已确定采用热轧会显著降低最终退火后的非取向电工钢的磁性能，但是，本申请人发现：本发明的方法能够使用热轧，其中，对铸造钢带进行热轧、退火、任选进行冷轧，并且进行最终退火处理，以使非取向电工钢具有优异的磁性能。在本发明的一个实施方案中本申请人进一步确定：可对铸造钢带进行热轧、冷轧和最终退火处理，而不需要在热轧之后进行退火，便能够使非取向电工钢具有优异的磁性能。

在本申请人开展的研究中，当冷轧和/或最终退火之前的热轧条件能够抑止铸态显微组织发生再结晶，从而保持铸态钢带仍具有<100>织构特性时，能够获得最佳的磁性能。在本发明方法的一个实施方案中，对热轧变形条件进行了模拟，以确定当热轧提供的应变能不足于使铸造钢带发生广泛再结晶时的热变形条件。该模型在方程III-IX中概括示出，它代表的是本发明方法的又一个实施方案，本领域的专业人员对此应该很容易理解。

轧制提供的应变能可以采用下式计算：

$\left(\mathrm{III}\right),W={\mathrm{\&theta;}}_c\ln \left(\frac{1}{1-R}\right)$

式中，W是轧制消耗的功，θ_c是钢的受限屈服强度，R是以小数表示的轧制压下量，即：铸造并热轧钢带的最终厚度(t_f，单位：mm)除以铸造钢带的初始厚度(t_c，单位：mm)。热轧真应变可以进一步计算为：

(IV)    ε＝K₁W

其中，ε是真应变，K₁是常数。将方程III代入方程IV，真应变可以计算为：

$\left(V\right),\mathrm{\&epsiv;}=K_1{\mathrm{\&theta;}}_c\ln \left(\frac{t_c}{t_f}\right)$

受限屈服强度θ_c与热轧时铸造钢带的屈服强度有关。热轧时，出现动态回复，因此，可以认为在本发明的方法中热轧期间不会出现应变硬化。但是，屈服强度与温度和应变率密切相关，因此，中请人引入一个基于Zener-Holloman关系的方法，从而屈服强度根据变形温度和变形率(也称作应变率)进行计算，如下式所示：

$\left(\mathrm{VI}\right),{\mathrm{\&theta;}}_T=4.019{\stackrel{\&CenterDot;}{\mathrm{\&epsiv;}}}^{0.15}\exp \left(\frac{7616}{T}\right)$

其中，θ_T是钢轧制期间的温度和应变率补偿屈服强度，是轧制应变率，T是轧制时钢的温度(单位：°K)。对于本发明而言，θ_T被方程V中的θ_c代替，得到下式：

$\left(\mathrm{VII}\right),\mathrm{\&epsiv;}=K_2{\stackrel{.}{\mathrm{\&epsiv;}}}^{0.15}\exp \left(\frac{7616}{T}\right)\ln \left(\frac{t_c}{t_f}\right)$

其中，K₂为常数。

方程VIII中示出了一种计算热轧中的平均应变率

的简化方法：

$\left(\mathrm{VIII}\right),{\stackrel{.}{\mathrm{\&epsiv;}}}_m=K_3\frac{2\mathrm{\&pi;Dn}}{\sqrt{{\mathrm{Dt}}_c}}\sqrt{\frac{t_c-t_f}{t_c}}[1+\frac{1}{4}\left(\frac{t_c-t_f}{t_c}\right)]$

其中，D是工作辊的直径(单位：mm)，n是辊旋转速度(单位：转/秒)，K₃为常数。通过用方程VIII中的

替换方程VII中的

并且令常数K₁，K₂和K₃均为1，可以将上述表达式重新整理和简化，这时，可以计算出名义热轧应变ε_名义，如方程IX所示：

在本发明方法的一个优选实施方案中，已发现所采用的热轧条件对于钢带获得要求的磁性能很关键。

在本发明方法的实施中，通常存在由采用其条件众所周知的薄带铸件制备非取向电工钢带来的实际问题。薄铸造钢带可能存在大量的中心线孔隙，这种孔隙源自于沿钢带中心线发生的凝固收缩。这种孔隙必须通过一定程度的热轧或冷轧加以闭合。在本发明的优选实施方案中，在厚度方向对铸造钢带进行充分压下量的热轧或冷轧，以使孔隙完全闭合。第二，双辊型钢带铸机一般使用具有工程辊表面设计的铸造圆筒或者辊。典型地，使辊表面粗糙化，以控制凝固期间的热传递，并且，由此制备出铸造之后无裂纹的钢带。在本发明的实施中，必须在厚度方向对铸造钢带进行充分压下量的热轧或冷轧，以使钢带表面平滑，并且获得为实际应用所接受的非取向电工钢带。而且，在本发明的更优选实施方案中，必须在避免形成奥氏体相或者避免发生过量热轧应变的条件下实施热轧步骤(如果采用的话)。图7示出了热轧应变对本发明的非取向钢再结晶晶粒尺寸的影响。在本发明的更优选实施方案中，能够制备出最终退火之后具有大的再结晶晶粒尺寸的非取向电工钢带。图8示出了对于宽

范围的本发明方法的钢而言，能够采用的压下量和轧制温度。图8进一步说明：热轧应变量决定着是否能够制备出非取向钢而不在冷轧和最终退火之前对热轧后的钢带进行退火和/或其中所述最终退火步骤是否使用较长的时间和/或较高的退火温度。

在对铸造钢带进行一个或多个热轧步骤的任选方法中，厚度压下量大于至少约10％但小于约75％，优选大于约20％但小于约70％，更优选大于约30％但小于约65％。根据本发明的一个优选方法，薄铸造钢带在等于或低于方程II中的

的温度下热轧，以避免由铸件快速冷却和二次冷却形成的铁素体相转变成奥氏体相。将热轧步骤的条件，包括特定的变形温度、特定压下量和特定压下速率进一步具体化，以便使冷轧或最终退火之前钢带的再结晶程度最低。在本发明的方法中，希望非取向电工钢带厚度的25％以下发生这种再结晶。在本发明方法的优选实施方案中，希望钢带厚度的约15％以下发生这种再结晶。在本发明方法的更优选实施方案中，希望钢带厚度的约10％以下发生这种再结晶。在本发明方法的最优选实施方案中，钢带基本未发生再结晶。

在本发明的实施中，铸造并热轧的钢带的退火可以借助自退火进行，自退火中热轧钢带由其中保留的热量进行退火。自退火可以通过在高于约1300°F(约705℃)的温度下卷曲热轧钢带获得。铸造并热轧后的钢带的退火也可以使用本领域公知的分批型卷曲退火或者连续型钢带退火方法进行。采用分批型卷曲退火时，将热轧钢带加热至高温，典型地高于约1300°F(约705℃)，时间大于约10分钟，优选高于约1400°F(约760℃)。采用带式连续退火时，将热轧钢带加热至典型地高于约1450°F(约790℃)的温度，时间低于约10分钟。

可以任选对本发明的铸造钢带，铸造并热轧的钢带，或者铸造、热轧并热轧带退火的钢带进行除鳞处理，以便在冷轧或最终退火之前除去非取向电工钢带上形成的氧化物或鳞片层。“酸洗”是最普通的除鳞方法，该方法中，使钢带经历通过使用一种或多种无机酸的水溶液对金属表面进行化学清洗的处理。其他方法如腐蚀清洗(caustic cleaning)、电化学清洗和机械清洗都是清洗钢表面的成熟方法。

最终退火之后，可以在本发明的钢上进一步涂覆绝缘涂层例如在ASTM规范A677和A976-97中指定用于非取向电工钢的涂层。

本发明的实施例

实施例1

熔炼出具有表I所示组成的A和B两炉次钢，将其铸造成厚度约0.10英寸(约2.5mm)的钢带，并且，按照图2所示工艺进行加工。将厚度约0.10英寸(约2.5mm)的A炉次铸造钢带和厚度分别约0.10英寸(约2.5mm)、约0.060英寸(约1.5mm)以及约0.045英寸(约1.15mm)的B炉次铸造钢带采用约30-65％的热压下比热轧至厚度小于约0.040″(约1mm)，从温度低于方程II中定义的T20，在一个单一轧制道次进行的所述热轧采用直径约9.5英寸(约24mm)的工作辊，以及，轧制速度为约32RPM。将铸造并热轧后的钢带除鳞，剪裁成试样，并且采用分批退火方式进行最终退火，其中，退火温度约1550°F(约843℃)，保温时间约60分钟，退火气氛为由80％氮气和20％氢气构成的露点约75°F(约25℃)的气氛，或者，另一种方法是，将铸造并热轧后的钢带除鳞，并且采用单一个冷轧道次，进行冷压下量为约7-23％的冷轧，剪裁成试样，并且采用分批退火方式进行最终退火，其中，退火温度约1550°F(约843℃)，保温时间约60分钟，退火气氛为由80％氮气和20％氢气构成的露点约75°F(约25℃)的气氛。最终退火之后，测量与钢带轧制方向平行以及垂直方向的磁性能，结果如表II所示。

如表II所示，本发明的实施，能够使非取向电工钢具有与采用普遍认可的制备方法制备的CRML级相当的磁性能，尤其是当采用很小的冷轧压下量(该值也是制备CRML的传统方法普遍使用的典型平整压下量)时，情况也是如此。

实施例2

采用本发明方法的不同实施方案加工实施例1中的A和B熔体，其中，铸造钢带按照图3所示工艺进行加工。如表I所示，A和B熔体的组成使得由方程I计算出的体积电阻率(ρ)相当于本领域中中硅非取向电工钢的典型结果。根据本发明的优选方法，将铸造并凝固的钢带快速二次冷却至低于1000°F(约540℃)的温度。将该铸造、凝固并冷却的钢带冷轧至约0.018英寸(约0.45mm)。冷轧之后，采用分批退火方式对钢带进行最终退火，其中，退火温度约1550°F(约843℃)，保温时间约60分钟，退火气氛为由80％氮气和20％氢气构成的露点约75°F(约25℃)的气氛，或者，最终退火采用连续带式退火方式进行，其中，退火温度约1450°F(约790℃)或者约1850°F(约1010℃)，保温时间小于约60秒，退火气氛为由75％氮气和25％氢气构成的露点约95°F(约35℃)的气氛，剪裁成试样，并且随后在约1550°F(约843℃)下进行分批退火。分批退火之后，测量与钢带轧制方向平行以及垂直的方向的磁性能。

如表III所示，根据本发明的A炉次钢制备的非取向电工钢的磁性能是可以接受的。但是，上述性能不如采用普遍接受的制备方法获得CRNO级钢的典型结果。B炉次钢代表本发明的优选组成和加工工艺，其获得的磁性能与采用普遍接受的制备方法获得的级别相当。

实施例3

将表I所示的熔体C铸造成厚度约0.8英寸(约2.0mm)或者约0.10英寸(约2.5mm)的薄钢带，并且，按照图4所示工艺进行加工。如表I所示，熔体C的组成获得了约37μΩ-cm的体积电阻率，使得钢熔体C具有相当于本领域中中硅非取向电工钢的典型结果。根据本发明的优选方法，将由熔体C铸造并凝固的钢带进一步快速二次冷却至低于1000°F(约540℃)的温度。在非氧化性气氛中，将铸造、凝固并冷却的钢带重新加热至1750°F(约950℃)或者约2100°F(约1150℃)，之后，从低于方程II中定义的的温度对铸造钢带进行热轧，热轧采用直径约9.5英寸(约24cm)的工作辊，在一个单一轧制道次完成，轧制速度为约32RPM。表IV给出了具体的温度、压下量以及采用方程IX计算出的轧制应变量计算值。对热轧后的钢带进行酸洗，之后，冷轧至约0.018英寸(约0.45mm)，或者，在冷轧之前，在空气中，约1900°F(约1035℃)下进行少于约1分钟的退火并酸洗处理。冷轧之后，采用连续带式退火方式对钢带进行退火，其中，退火温度约1450°F(约790℃)，保温时间小于约60秒，退火气氛为由75％氮气和25％氢气构成的露点约95°F(约35℃)的气氛。剪裁成试样，在约1550°F(约843℃)下进行分批退火，并且，测量与钢带轧制方向乎行以及垂直的方向的磁性能，如表IV所示。

如表IV所示，采用或不采用在冷轧之前对热轧钢带进行退火，根据本发明由炉次C制备的非取向电工钢均都具有与采用普遍接受的生产方法相当的磁性能。图5和图6中的数据说明的是热轧应变量对磁导率和铁损(测试条件：1.5T，60Hz)的影响。表IV以及所述附图清楚地表明：如果热轧应变量低，使用方程IX中的公式，其值小于300，则不进行热轧钢带退火，能够由铸造薄钢带制备出磁导率很高、铁损低的中硅非取向电工钢。

虽然本发明的优选实施工艺是在冷轧和/或最终退火之前不对钢带进行退火的条件下制备高质量的CRML或CRNO，但是，当铸造钢带受到极高的轧制应变，使用方程IX，其值大于300时，则可以对热轧钢带进行低温卷曲型退火，这时，采用本领域周知的装备和步骤，退火温度明显低于

实施例4

对表I中的熔体D进行熔炼和加工，其中，铸造钢带根据实施例2的步骤，按照图3所示方式进行加工。如表I所示，熔体D的组成获得的体积电阻率(ρ)相当于本领域高硅非取向电工钢的典型结果。

表V表明，虽然根据本发明的D炉次钢制备的非取向电工钢的磁性能是可以接受的。但是，上述性能不如采用普遍接受的制备方法获得的典型结果。

实施例5

对表I中的熔体E进行熔炼和加工，其中，铸造钢带根据实施例3的步骤，按照图4所示方式进行加工。如表I所示，熔体E的组成体现了本发明的优选方法，其提供的体积电阻率(ρ)相当于本领域高硅非取向电工钢的典型结果。

如表VI所示，采用和不采用在冷轧之前对热轧钢带进行退火，根据本发明由炉次E制备的非取向电工钢均具有与采用普遍接受的方法所得相当的磁性能。图7是本发明方法的在热轧期间采用低、中、高应变量加工后的非取向电工钢在热轧之后以及在冷轧和1450°F(790℃)下分批退火之后的代表性显微组织。所述附图表明：冷轧之前的变形量过大，则冷轧并最终退火之后的晶粒尺寸较小，令人满意程度较低，结果磁性能较差。

表VI结果以及所述附图清楚地表明：只要热轧应变量低，使用方程IX中的公式，其值小于300，不进行热轧钢带退火，能够由铸造薄带制备出磁导率很高、铁损低的高硅非取向电工钢，以及，如果热轧应变值低于1000，采用热轧钢带退火，能够由铸造薄带制备出磁导率很高、铁损低的高硅非取向电工钢。此外，只要热轧应变值低于1000，则使用热轧钢带退火，能够获得类似的性能。

图8示出的是为了获得特定的热轧应变程度，如何利用压下量(％)与轧制温度(对于

范围很宽的钢)。热轧应变量决定产品的制备是否需要对热轧钢带进行退火或者是否需要使用长时间的高温最终退火。

其他实施方案

虽然已结合详细描述对本发明进行了介绍，但是，前面的描述和实施例的目的是说明而不是对本发明的范围进行限制，本发明的范围由附的的权利要求确定。其它方面、优点和修正均处于后面的权利要求范围之内。

Claims (37)

1.一种制备非取向电工钢的方法，包括如下步骤：

a)制备非取向电工钢熔体，其具有包括如下成分的组成：以wt.％计：

最多6.5％硅

最多5％铬

最多0.05％碳

最多3％铝

最多3％锰，以及

余者主要是铁和残留物；

b)通过使钢熔体快速凝固成带材铸造出钢带，并且形成铸态晶粒结构；

c)在钢带铸造和/或适当下游加工期间快速冷却；和

d)轧制钢带，使铸造钢带的厚度减小，其中轧制操作包括至少一次热轧操作，其中在所述至少一个热轧操作期间，所述钢带的压下量大于5％但小于90％，并且最大程度降低铸态晶粒结构的再结晶。

2.根据权利要求1的方法，其中，在热轧期间，所述钢带的压下量大于10％但小于60％。

3.根据权利要求1的方法，其中，所述轧制操作还包括至少一个冷轧操作，而且，在所述冷轧操作期间，钢带压下量大于5％到90％。

4.根据权利要求1的方法，其中，所述轧制操作还包括至少一个冷轧操作。

5.根据权利要求1的方法，其中，所述钢被铸造成厚度小于10mm的钢带。

6.根据权利要求1的方法，其中，所述钢被铸造成厚度小于4mm的钢带。

7.根据权利要求1的方法，其中，所述钢带中小于其厚度25％的部分发生再结晶。

8.根据权利要求1的方法，其中，所述钢带中小于其厚度15％的部分发生再结晶。

9.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体含有，以wt.％计：

1-3.5％硅

0.1-3％铬

最多0.01％碳

最多0.5％铝

0.1-1％锰

最多0.01％的选自于硫、硒以及它们的混合物的金属

最多0.005％氮，以及

余者主要是铁和残留物。

10.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体含有，以wt.％计：

1.5-3％硅

0.15-2％铬

最多0.005％碳

最多0.05％铝

0.1-0.35％锰

最多0.002％氮，以及

余者主要是铁和残留物。

11.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体以wt.％计含有最多1％的选自于锑、砷、铋、铜、钼、镍、铌、硒、硫、锡、钛、钒以及它们的混合物的其它元素。

12.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体以wt.％计含有一种或多种如下元素：最多0.005％的硫、最多0.007％的硒、最多0.15％的锡、最多0.005％的钛、最多0.005％的铌、最多0.005％的钒以及它们的混合物。

13.根据权利要求1的方法，其中，所述钢带在两个反向旋转的小间距的水平辊之间铸造。

14.根据权利要求1的方法，其中所述快速冷却包括以高于10℃/s的速度，将薄带从1370℃快速冷却至低于925℃。

15.根据权利要求14的方法，其中，以高于25℃/s的速度，将薄带从1250℃快速冷却至900℃。

16.根据权利要求15的方法，其中，薄带的快速冷却以高于50℃/s的速度进行。

17.根据权利要求16的方法，其中，薄带的快速冷却以高于65℃/s的速度进行。

18.根据权利要求14的方法，其中，还包括在低于800℃的温度下卷曲薄带的步骤。

19.根据权利要求1的方法，其中所述快速冷却包括使用125-450升/分/m²的喷水密度快速冷却薄带以保持所述铸态晶粒结构。

20.根据权利要求19的方法，其中，快速冷却后的钢带在低于680℃的温度下卷曲。

21.根据权利要求19的方法，其中，铸造钢带的厚度小于4mm。

22.根据权利要求19的方法，其中，铸造钢带的厚度为0.7-2mm。

23.根据权利要求19的方法，还包括在低于800℃的温度下卷曲薄带的步骤。

24.根据权利要求1的方法，其中，使用如下方程对热轧温度进行限制：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)，

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度。

25.根据权利要求1的方法，还包括对钢带进行退火，其中所述退火操作包括使用如下方程对退火温度进行限制：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)，

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度。

26.根据权利要求1的方法，其中，使用如下方程调整热轧应变：

其中，D是以毫米为单位的工作辊的直径，n是以转/秒为单位的辊旋转速度，T是以°K为单位的轧制时钢的温度，t_c是以毫米为单位的铸造钢带的初始厚度，t_f是以毫米为单位的铸造并热轧钢带的最终厚度。

27.根据权利要求19的方法，其进一步包括在铸造钢带上涂覆绝缘层的步骤。

28.根据权利要求19的方法，其进一步包括对铸造钢带进行除鳞的步骤。

29.根据权利要求19的方法，其进一步包括对铸造钢带进行酸洗的步骤。

30.根据权利要求19的方法，其中，铸造之后，铸造钢带在从高于705℃到低于800℃之间的温度下卷曲。

31.根据权利要求1的方法，其中所述铸造操作包括使钢熔体快速凝固，在厚度小于10mm并且形成铸态晶粒结构的钢带中将奥氏体含量控制在低于20％。

32.根据权利要求1的方法，其中所述至少一个热轧操作包括热轧钢带，减小钢带厚度，使铸态晶粒结构最小化，并且，通过使用如下方程对热轧期间的温度进行限制控制奥氏体含量：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)，

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度。

33.根据权利要求32的方法，其中，所述钢的再结晶程度低于25％。

34.根据权利要求33的方法，其中，使用下述一种或多种方法控制连铸的非取向电工钢带的再结晶：

a)实施快速二次冷却，防止未完全铁素体化的组成发生相变；

b)限制热轧温度低于以下方程所提供的温度：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)；

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度；

c)当铸造钢带进行热轧时，限制热轧应变按以下方程小于1000：

其中，D是以毫米为单位的工作辊的直径，n是以转/秒为单位的辊旋转速度，T是以°K为单位的轧制时钢的温度，t_c是以毫米为单位的铸造钢带的初始厚度，t_f是以毫米为单位的铸造并热轧钢带的最终厚度。

35.根据权利要求33的方法，其还包括对钢带最终退火处理的步骤(d)。

36.根据权利要求35的方法，其中，使用下述一种或多种方法控制连铸的非取向电工钢带的再结晶：

a)实施快速二次冷却，防止未完全铁素体化的组成发生相变；

b)限制热轧温度比以下方程所提供的温度低：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)；

c)限制退火温度比以下方程所提供的温度低：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)；

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度；

以及

d)当铸造钢带进行热轧时，限制热轧应变按以下方程小于1000：

其中，D是以毫米为单位的工作辊的直径，n是以转/秒为单位的辊旋转速度，T是以°K为单位的轧制时钢的温度，t_c是以毫米为单位的铸造钢带的初始厚度，t_f是以毫米为单位的铸造并热轧钢带的最终厚度。

37.根据权利要求19的方法，其中，使用下述一种或多种方法限制奥氏体的量：

a)采用下式的完全铁素体化的钢组成：

ρ＝13+6.25(％Mn)+10.52(％Si)+11.82(％Al)+6.5(％Cr)+14(％P)，

其中，ρ为以μΩ-cm为单位的钢的体积电阻率；

b)实施快速二次冷却，防止未完全铁素体化的组成发生相变；

c)限制热轧温度比以下方程所提供的温度低：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)；

d)限制热轧钢带退火温度比以下方程所提供的温度低：

T_20wt％γ，℃＝787.8-4407(％C)-151.6(％Mn)+564.7(％P)+155.9(％Si)+439.8(％Al)-50.7(％Cr)-68.8(％N)-53.2(％Cu)-139(％Ni)+88.3(％Mo)；

其中，T_20wt％γ是平衡条件下钢中20wt％为奥氏体相时的温度；

e)当铸造钢带进行热轧时，限制热轧应变按以下方程小于1000；以及

其中，D是以毫米为单位的工作辊的直径，n是以转/秒为单位的辊旋转速度，T是以°K为单位的轧制时钢的温度，t_c是以毫米为单位的铸造钢带的初始厚度，t_f是以毫米为单位的铸造并热轧钢带的最终厚度。

f)限制钢带的再结晶程度小于钢带厚度的15％。

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