CN101516537A - 高磁通密度方向性硅钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，该方法利用连续铸造－热轧连续设备来铸造中间壁厚钢棒，该钢棒在超过使AlN保持固溶状态的1200℃的温度期间到达热精轧入口，将该钢棒热轧，骤冷，由此析出微细的AlN，完全不必进行这些钢棒的高温加热，就可以有效并廉价地制造高磁通密度方向性硅钢板。

Description

高磁通密度方向性硅钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及电力用变压器的铁芯材料或旋转机器的铁芯材料等中使用的磁性、尤其是磁通密度优异的方向性硅钢板的制造方法。

背景技术

方向性硅钢板的制造技术如美国专利第1965559号中所述，开发出了N.P.Goss的两段冷轧法，其制造原理作为在微细的析出物MnS的存在下的二次再结晶现象已经由J.E.May&D.Turnbull于1958年阐明(Trans.AIME.，212(1958)，769)。除此之外，本发明者利用加Al一段强冷轧法开发出了有效地利用了微细析出物AlN的方向性电磁钢板(日本特公昭33-4710号公报、美国专利第3159511号公报)。另一方面，齐藤等开发了如下技术：与析出物不同的固溶的Sb、Nb、Se、S、Mo、Cu、Sn等微量元素具有强的一次再结晶晶粒的生长抑制作用，其会促进二次再结晶(日本金属学会志、27(1963)，191)。如上所述，在实际的制造技术中利用的二次再结晶现象必须有析出物或固溶的微量元素的存在，而作为完全不存在析出物的状态下的二次再结晶现象，在由以一定的晶体取向固定得到的稳定的结晶组织形成的基底(Texture Inhibition，织构抑制)的存在下的二次再结晶现象已基本由C.G.Dunn阐明(Acta Metallurgica，1(1953)，163)。

此外，由本发明者发现的AlN对二次再结晶产生的效果可以明确高磁通密度方向性硅钢板的制造原理(ふえらむ，Vol.9，No.2(2004)，52)。即，关于AlN对(110)[001]-Goss取向单晶的冷轧·再结晶现象的效果，当初始单晶含有少量5nm以下的极微细AlN时，形成{111}<110>-C取向的一次再结晶生长组织，当含有极大量10nm左右的微细AlN时，通过二次再结晶而再现初始取向(110)[001]，当大量含有1μm左右的较大AlN时，同样通过二次再结晶而出现{120}<001>-A取向、{362}<012>-B取向、{111}<110>-C取向这三种取向的二次再结晶晶粒。

这与上述C.G.Dunn得到的完全不含杂质的3％Si硅钢单晶的研究结果完全一致。从这些研究成果可知：在高磁通密度方向性硅钢板的制造中，在热轧板的状态下确保10nm左右的AlN是非常重要的。但是，5nm以下的极微细AlN因不会引起二次再结晶，因此应该避免。另外，1μm左右的粗大AlN则没有存在的意义。

目前，为了在热轧板的状态下确保在高磁通密度方向性硅钢板的制造中必不可缺的10nm左右的AlN，将通过分块轧制或连续铸造得到的钢坯(厚约200mm以上)再加热(火焰加热)至1300℃以上的高温使AlN暂时完全固溶后，使用连续热轧机的粗轧机制成厚20mm～70mm的钢棒(Bar)，然后在连续热精轧机中轧制制成最终板厚，在约500℃左右卷取，但在精轧时钢被骤冷。但是，在厚200mm左右的厚钢坯中，当在1350℃以上的高温下进行火焰加热时，为了达到钢坯表面与底面的温度差大的目标效果，必须极度提高表面温度，因此出现钢坯晶粒的异常生长以及硅钢表面的皮膜溶解并在炉内堆积而引起的作业上的问题。

要解决上述问题非常困难，有作为制造方法之一采用低温钢坯加热法(Material Science Forum，204/206，No.Ptl(1996)，143)以及火焰加热之后最终阶段的加热通过感应加热来进行从而防止氧化皮膜溶解的方法(例如日本特开平5-117751号公报)等。此外，为了在与热轧板相同的厚度中确保10nm左右的优选的AlN，还发表了采用数mm厚的薄壁连续铸造法的想法(日本特开平2-258922号公报)，目前的将厚CC钢坯暂时冷却后将该冷钢坯再加热的方法在生产率以及作业性上存在问题，希望得到改善。

另外，在日本特表2000-500568号公报中公开了通过连续铸造来制造厚20～80mm的薄钢坯、采用轧制开始温度为1100～1200℃的热轧来制造方向性电磁钢板的方法。但在该方法中，在热轧中形成粒子尺寸大的AlN，利用普通的处理工序无法得到足够的磁特性，因此存在需要进行脱碳退火后的氮化处理的问题。

发明内容

如上所述，目前，在高磁通密度方向性硅钢板的制造中所必需的微细AlN的分散析出效果可以通过利用厚钢坯的热轧均热炉的高温再加热作业暂时将AlN固溶在硅钢中后，再利用热轧的骤冷效果来实现，但是存在因厚钢坯的高温加热的皮膜溶解而产生的问题，而且在数mm厚的薄壁连续铸造法中，存在晶体取向的问题以及铸造组织脆性的问题，是阻碍实际应用的大问题。

此外，在将中间壁厚的连铸钢坯在1200℃以下的温度下开始热轧的方法中，在热轧前，AlN析出，且粗大化，并未达到对于磁性的改善具有充分效果的状态。

本发明的目的在于提供如下的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法：其利用连续铸造法制造中间壁厚钢坯，将钢坯保持在可热轧的最低限以上的温度，并且使在钢液的状态下已固溶的AlN在进行连续热轧之前不析出而保持在钢中，并利用连续热轧时的骤冷效果而使其微细析出，从而能解决在将厚CC钢坯暂时冷却后将该钢坯加热至1350℃以上的高温的现有方法中存在的问题，能大幅提高作业效率和能量转换效率，而且该高磁通密度方向性硅钢板与以往相比具有更均一且优异的晶体方向性和铁损。

为了实现上述目的，本发明的构成如下所述。

(1)一种高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，将按质量计含有C：0.010～0.075％、Si：2.95～4.0％、酸可溶性Al：0.010～0.040％、N：0.0010～0.0150％、S和Se中的一种或两种：0.005～0.1％、且其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢液连续铸造，制造厚20～70mm的中间壁厚钢棒，将该中间壁厚钢棒在铸造后保持在超过1200℃的温度，并使该钢棒在铸造结束后500秒以内到达热精轧机的入口，开始连续热轧，经该热轧制成厚1.5mm～5mm的热轧板，进行冷却并将热轧结束后至达到600℃为止的冷却时间控制在150秒以下，然后进行普通的冷轧、中间退火、脱碳退火、精退火等。

(2)如(1)所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，在上述钢液中，还含有在晶界偏析而抑制结晶生长的选自Sb：0.005～0.2％、Nb：0.005～0.2％、Mo：0.003～0.1、Cu：0.02～0.2％、Sn：0.02～0.3％中的至少1种。

(3)如(1)所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，当上述中间壁厚钢棒保持在1250℃以上的温度时，最长在500秒以内到达热精轧机的入口，当上述中间壁厚钢棒保持在1200℃以上的温度时，最长在150秒以内到达热精轧机的入口。

(4)如(1)所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，当通过连续铸造而制造的中间壁厚钢棒到达热精轧机的入口并开始连续热轧为止的用时超过200秒时，或当该中间壁厚钢棒的温度为1000℃这样的低温时，使这些中间壁厚钢棒在用于保持1300～1350℃的温度的加热炉中进行加热。

附图说明

图1是表示连续铸造-热轧连续设备的一个例子的示意图。

图2是表示连续铸造-热轧连续设备的其它例子的示意图。

图3是表示AlN固溶处理后的保持温度及时间对磁特性的影响(3.20％Si)的图。

图4是表示AlN固溶处理后的热轧中的典型热过程曲线(3.10％Si)的图。

图5是表示AlN固溶处理后的热轧中的骤冷(串列式轧制)开始温度与磁特性之间的关系(3.10％Si)的图。

图6是表示Si量对AlN固溶处理后的冷却曲线与AlN析出的影响的图。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

首先，对本发明的钢液中含有的各成分的限定理由进行说明

C是根据Si量使热轧中产生一定的γ相变所必需的元素，若不足0.010％，则无法稳定地生成二次再结晶。若超过0.075％，则脱碳退火时间延长，不利于生产，因此将其含量定为0.010～0.075％。

Si若不足2.95％，则作为高级高磁通密度方向性硅钢板，得不到优异的铁损值。此外，若添加超过4％的Si，则因脆性而导致在冷轧时产生破裂等，因而不优选，将其含量定为2.95～4.0％。

酸可溶性Al和N是生成适合作为抑制剂(inhibitor)的AlN所必需的元素，且为此作为足够的量，将其设定在0.010～0.040％、0.0010～0.0150％的范围。

S、Se与Mn形成MnS、MnSe，作为二次再结晶用的析出分散相起作用。因此，以0.005％～0.015％的量含有它们中的一种或两种。此外，根据需要，可以含有选自Sb：0.005～0.2％、Nb：0.005～0.2％、Mo：0.003～0.1、Cu：0.02～0.2％、Sn：0.02～0.3％中的至少1种以增强抑制剂。

在制造本发明的高磁通密度方向性硅钢板时，必须在热轧板的状态下存在10nm左右(5～50nm)的AlN，为此，用连续铸造等手段制造20～70mm的中间壁厚钢棒，利用该钢棒的潜势热或防止保热炉等的温度下降的加热手段来保持AlN的固溶状态的同时，当钢棒温度为1200℃以上时，从保热炉抽出后最多在150秒以内转移至热轧机入口，当钢棒温度为1250℃以上时，最多在500秒以内转移至热轧机入口，通过热轧制成厚1.5mm～5mm的热轧板，将热轧结束后至达到600℃为止的冷却时间控制在150秒以下，从而析出10nm左右(5～500nm)的微细AlN。

本发明之所以将钢棒的厚度限定为20～70mm的中间壁厚，是因为若不足20mm，则需要大型设备来保持热量，若超过70mm，则仅用精轧机无法得到热轧板，需要有粗轧机，不能实现经济型生产。

对制造厚20～70mm的钢棒并轧制的手段没有特殊限制。图1和图2示意性地表示了公知的连续铸造-热轧连续设备的例子。图1中，将从铸型1抽出的中间壁厚钢坯2连续铸造，将切断后的钢坯3装入用于保持一定温度的保热炉4后，立即用连续热精轧机5轧制，卷取薄热轧带钢6。此外，图2表示如下的装置：其将中间壁厚钢坯2连续铸造后，卷取成卷7，将该卷装入卷盒8并使温度均一后，用连续热精轧机5轧制并卷取。

接着，用图3和图4对中间壁厚钢棒的处理条件进行说明。

将按质量％计含有0.045％C、3.20％Si、0.025％Al、其余部分为Fe以及不可避免的杂质的硅钢钢块轧制而制成厚40mm的钢棒作为初始材料，将其分成4份进行以下实验。将它们在钢棒加热炉中于1300℃下保持3小时使AlN完全固溶于铁素体中后放冷，当该4种钢棒达到1250℃、1210℃、1100℃、1000℃的温度时，立即各自装入温度保持在1250℃、1210℃、1100℃、1000℃的炉中，分别地在1250℃下保持480秒(从钢棒加热炉抽出后共计500秒)、在1210℃下保持120秒(从钢棒加热炉抽出后共计150秒)、在1100℃下保持50秒(从钢棒加热炉抽出后共计保持100秒)、在1000℃下保持20秒(从钢棒加热炉抽出后共计保持50秒)后热轧，轧制结束后在大气中放冷。该热过程一并示于图4。在该图中，曲线(A)是从钢棒加热炉抽出后立即进行轧制的情况的冷却曲线，(B)、(C)、(D)、(E)的冷却曲线分别如上所述。

将该热轧板进行冷轧、脱碳、精退火后制成最终产品，测定该产品的磁特性(B10)，该特性与热过程(从钢棒加热炉抽出后、包含保热炉的炉内时间在内至到达精轧机入口为止的总时间)的关系如图3所示。

由图3可知：当进行图4(A)的冷却曲线所示的热轧时，由于保持时间为0，因此磁特性如图3的黑圈1所示，显示出最优异的B10特性，进行图4(B)的在1000℃下保持20秒后进行热轧时的磁特性则如图3的白圈2所示，尽管保持时间短，B10特性也严重劣化，若超过100秒，则二次再结晶本身也变得不稳定。

此外，进行图4(C)的在1100℃下保持50秒后进行热轧时的磁特性如图3的半黑圈3所示，虽然保持时间长，但由于温度高而略有改善。另外，进行图4(D)的在高于1200℃下保持120秒后进行热轧时的磁特性如图3的黑圈4所示，虽然保持时间长，但通过提高温度，显示出接近最佳值的值。

最后，进行图4(E)的在1250℃下保持480秒后进行热轧时的磁特性如图3的小黑圈5所示，虽然保持时间非常长，但显示出略逊于最佳值的程度的值。

由此可知：钢棒温度的下降对于B10特性而言是致命的，但若确保超过1200℃的高温，则能延长保持时间，可以得到优异的特性。

当进行图4(B)、(C)的冷却曲线所示的热轧时，从图3可知，轧制前的保持温度不充分，在这些情况下均会使AlN析出而导致磁性变差。另外，在图4(C)的冷却曲线的情况下，若能在极短时间内到达热轧机入口，则能确保一定程度的磁性，但从制造现场的条件来判断，至少采用沿图4(D)或图4(E)的冷却曲线的热过程才能进行生产作业。

在作为高磁通密度方向性硅钢板重视铁损值的3.0～4.0％Si的情况下，与Si量低而不足3％的情况相比，如上所述，处理条件相当严格，生产作业上允许的时间较短。其原因在于，在低Si的情况下，γ相变使AlN的固溶度增加，因而能防止析出。因此，在高Si量的情况下，作为防止析出的手段，唯有利用温度。也就是说，由于AlN的析出随着温度的提高而迅速变慢，因此当需要花费时间到达热精轧机的入口时，可以考虑提高保持温度。即，如技术方案4所述，当通过连续铸造而制造的中间壁厚钢棒到达热精轧机入口并开始连续热轧为止的用时超过200秒时，采用将该钢棒通过用于保持1250～1350℃的温度的加热炉的方法，或当该钢棒的温度为1000℃这样的低温时，也将该钢棒通过用于保持1250～1350℃的温度的加热炉的手段，就能防止AlN的析出。

将由0.046％C、3.10％Si、0.029％Al、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢块轧制而制成厚40mm的钢棒，在1350℃下加热30分钟后立即轧制，在约1000℃下精加工成厚3.5的热轧板，将其在热轧结束后的立即进行的冷却过程中进行水冷，制作5轧道的热轧板，冷轧，脱碳，精退火，制成最终产品，图5是表示制得该最终产品时的磁特性与上述热过程的关系的图。图中，粗线表示热轧后的冷却(水冷)起始点，细线表示磁特性(B10)。

从该结果可知：热轧结束后的材料必须尽早进行骤冷处理，即：热轧结束后在不超过150秒的范围内，不像a那样缓慢冷却(大气中放冷)，而必须如b、c、d、e那样从高温以尽量快的速度进行冷却，以得到磁特性。例如，在e的情况下，得到B10＝1.95T这样的高值。在不超过150秒的范围内冷却的温度至少为600℃。通常，热轧钢板在600℃以下时被卷取，缓慢冷却，因此AlN的析出停止。

图6表示热轧冷却循环与AlN析出量的关系。作为参考，一并示出了低Si(1.12％Si、2.17％Si)情况下的析出曲线，与其比较可知，当Si量为3.10％时，在1250℃左右AlN开始析出，在1200℃以下则迅速析出，与此相对，当Si为1.1％时，至1000℃为止，AlN几乎不析出，在1000℃以下才开始析出。这是因为材料的α-γ相变区域因C含量和Si含量而增减，AlN的析出行为与该γ相变的量密切相关。

综上所述，利用AlN的结晶生长抑制效果来制造优异的高磁通密度方向性硅钢板时的热轧条件，如下所述。

(1)对在含有2.95～4％Si的硅钢材中将AlN完全固溶而得到的中间壁厚钢棒进行热轧时，将该钢棒在铸造后或从加热炉抽出后，对应其保持温度，当在1250℃以上时，最长在500秒以内使其到达热精轧机的入口，开始热轧；当超过1200℃时优选在150秒以内使其到达热精轧机的入口，开始热轧。

(2)关于上述热轧结束后的冷却，冷却到600℃为止的时间最久不超过150秒。虽然通过从高温冷却而析出AlN，但若此时花时间慢慢冷却，则伴随着时间的推移，AlN粗大化，在极端的情况下，尺寸成为1μm左右，则成为对于本发明目的毫无意义的形态。若完全固溶的状态的AlN在不超过150秒的时间内冷却到600℃，则析出尺寸为约10nm左右，是本发明的优选状态。

实施例

[实施例1]

将按质量％计含有0.045％C、3.05％Si、0.032％Al以及其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用连续铸造机(以下称为CC机)制成厚60mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为3.0mm。热精轧入口温度为钢棒头部1210℃、尾部1205℃。热轧板的C量为0.041％，略有脱碳。将其首先进行压下率为30％的冷轧，使厚度为2.1mm，然后在1100℃下在氮中退火2分钟后，吹拂喷射气流进行冷却。冷却速度为从1100℃到850℃约用18秒，从850℃到400℃约用27秒。分析得出该退火后的AlN为0.0055％(NasAlN)。接着，将其在83.3％的轧制率下进行冷却，使厚度为0.35mm，然后在800℃下在氢中脱碳3分钟后，在1200℃下退火20小时。产品的轧制方向的B10特性为1.93T，W17/50为1.15W/kg。

[比较例]

将与实施例1成分相同的钢棒在热精轧机入口前放置约40秒后，开始热精轧。此时的钢棒的精轧开始温度为钢棒头部1150℃、尾部1120℃。然后，与实施例1同样处理，分析最终产品的二次再结晶率发生率，结果约为50％，未形成成品。

[实施例2]

将按质量％计含有0.048％C、3.13％Si、0.10％Mn、0.029％Al、0.029％S以及其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚50mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为2.8mm。热精轧入口温度为钢棒头部1210℃、尾部1200℃，分别在10秒后、50秒后结束热轧，此时的温度为1010℃、1000℃。在约75秒后结束卷取。分析得出热轧后的C为0.040％、AlN为0.0040％(NasAlN)。将该热轧板酸洗后，在87.5％的轧制率下进行冷轧，制成厚0.35mm的最终规格，在850℃下在湿氢中脱碳3分钟后，在1200℃下退火15小时。产品的轧制方向的B10特性分别为1.92T，W17/50为1.05W/kg。

[实施例3]

将按质量％计含有0.050％C、3.18％Si、0.075％Mn、0.021％Al、0.035％S以及其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚40mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为3.0mm。热精轧入口温度为钢棒头部1210℃、尾部1205℃，分别在12秒后、53秒后结束热轧，此时的温度分别为1020℃、990℃。在约80秒后结束卷取。

将其在1100℃下在氮气氛中连续退火1分钟后，利用位于炉出口的氮气吹拂装置，强制冷却成930℃，然后利用层流装置骤冷至200℃。分析得出此时的C为0.045％、AlN为0.0040％(NasAlN)。将其酸洗后，在88.3％的轧制率下进行冷轧，制成厚0.35mm的最终规格，在850℃下，在湿氢中脱碳3分钟后，在氢中于1200℃下退火15小时。产品的轧制方向的磁特性B10为1.92T，W17/50为1.05W/kg。

[比较例]

将与实施例3成分相同的钢棒在热精轧机入口前放置约150秒后，开始热精轧。此时的钢棒的精轧开始温度为钢棒头部950℃、尾部930℃。然后，在与上述实施例3相同的条件下处理得到最终产品，分析二次再结晶率发生率，结果为20％，未形成成品。

[实施例4]

将按质量％计含有0.050％C、3.12％Si、0.041％Al、0.030％S、0.050％Se、0.030％Te、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚60mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为3.0mm。热精轧入口温度为钢棒头部1230℃、尾部1210℃，分别在15秒后、60秒后结束热轧，此时的温度分别为1050℃、1020℃。在约90秒后结束卷取。

将其在1100℃下在氮气氛中连续退火2分钟后，进行50％冷轧，接着进行1分钟退火以进行一次再结晶，进而在84.7％的轧制率下制成厚0.23mm，将其脱碳退火后，在1200℃下进行20小时的伴随脱Se、脱Te、脱S的精退火。产品的磁特性B10为1.93T，W17/50为1.05W/kg。

[实施例5]

将按质量％计含有0.046％C、3.20％Si、0.031％Al、0.025％S、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚50mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为2.5mm。热精轧入口温度为钢棒头部1220℃、尾部1205℃，分别在12秒后、50秒后结束热轧。此时的温度分别为1005℃、990℃。在约85秒后结束卷取。

将其在1130℃下连续退火2分钟后，酸洗，冷轧至最终板厚为0.23mm后，在850℃下在湿氢中脱碳退火2分钟。在该钢板中，按重量计相对于MgO：100掺入TiO₂：10、MnO₂：5，然后在区别地涂布添加了0.1～3％的硼酸的退火分离剂和未添加硼酸的退火分离剂后，在1200℃下在氢中退火20小时。

如表1所示，通过向该MgO添加硼酸使B10特性提高的同时，铁损值下降，且各自的偏差也变小，作为方向性硅钢板而言非常重要的玻璃膜的性状变得良好。

表1

[实施例6]

将按质量％计含有0.04％C、3.30％Si、0.029％Al、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚60mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为2.3mm。热精轧入口温度为钢棒头部1230℃、尾部1205℃，分别在12秒后、45秒后结束热轧。此时的温度分别为1010℃、995℃。在约85秒后结束卷取。

将该热轧板在1150℃下连续退火2分钟后，骤冷后酸洗，冷轧至最终板厚为0.27mm，然后在850℃下在氢中进行脱碳退火，在1200℃下进行最终退火。在进行冷轧时，一边进行5轧道不同温度的时效处理，一边在相同道次规程(1.6mm、1.2mm、1.0mm、0.8mm、0.6mm、0.45mm的6道次)下通板。即，其条件和磁特性的关系如表2所示。

由此可知200℃左右的道次间时效是有效的。

表2

(1)(2)(3)(4)(5)

各冷轧道次50℃×5分钟热处理各冷轧道次150℃×5分钟热处理各冷轧道次200℃×5分钟热处理各冷轧道次350℃×5分钟热处理各冷轧道次500℃×5分钟热处理

B10＝1.920(T)B10＝1.944(T)B10＝1.951(T)B10＝1.925(T)B10＝1.880(T)

W17/50＝1.024(W/kg)W17/50＝1.001(W/kg)W17/50＝0.998(W/kg)W17/50＝1.012(W/kg)W17/50＝1.195(W/kg)

[实施例7]

将按质量％计含有0.085％C、3.20％Si、0.073％Mn、0.025％S、0.025％酸可溶性Al、0.0085％N、0.08％Sn、0.07％Cu、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机制成厚60mm的钢棒，立即进行热精轧，使厚度为2.0mm。热精轧入口温度为钢棒头部1220℃、尾部1201℃，分别在15秒后、55秒后结束热轧。此时的温度分别为990℃、985℃。在约90秒后结束卷取。

将该热轧板在1130℃下连续退火2分钟后，在100℃的开水中骤冷来进行析出热处理，酸洗，然后一边实施250℃×5分钟的道次间时效处理，一边冷轧至最终板厚0.22mm。接着在850℃下在Craced-NH₃中，在露点为62℃的气氛中脱碳退火2分钟，然后涂布混合了MgO和TiO₂的退火分离剂，在1200℃下进行最终退火。在最终退火后，实施张力涂布。

关于产品的磁特性和结晶粒度，B10＝1.92(T)，W17/50＝0.88W/kg，为ASTM No.5。在不添加Sn和Cu的情况下，B10＝1.92(T)，W17/5＝0.95W/kg，为ASTM No.3。

[实施例8]

将按质量％计含有0.05％C、3.05％Si、0.07％Mn、0.03％S、0.026％酸可溶性Al、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机铸造成厚40mm的钢棒。铸造后切成单个钢棒，此时的钢棒温度为1255℃。将其利用加热装置保持温度以防止温度降至1250℃以下，同时在约300秒内到达热精轧机的入口，立即开始热轧，使厚度为30mm。热精轧入口温度为1220～1230℃，热轧板的顶端和后端分别在15秒、60秒后结束热轧。此时的温度分别为1030℃、1020℃，在约70秒后结束卷取。

将该热轧板在1130℃下连续退火3分钟后，进入位于炉出口的装有沸水的槽中强制冷却后，酸洗，以90％的压下率冷轧，使厚度为0.3mm。将其脱碳退火后，在1200℃下在H₂中进行约20小时最终退火。关于产品的轧制方向的磁特性，B10＝1.93(T)，W17/50＝1.01W/kg。

作为比较例，铸造与上述实施例8成分相同的钢棒后，未经加热装置进行温度保持而运送到热精轧机入口的钢棒的温度下降至1100℃，对其立即进行热精轧，将得到的热轧板在与上述实施例3相同的条件下处理得到最终产品，分析二次再结晶率发生率后，卷整体中为30％以下，未形成成品。

[实施例9]

将按质量％计含有0.055％C、3.20％Si、0.025％S、0.30％酸可溶性Al、其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的硅钢钢液，用该CC机铸造成厚30mm的钢棒。铸造后切成单个钢棒，此时的钢棒温度为1150℃。将该钢棒立即插入加热至1330℃的加热炉中，使侧面AlN固溶后，从炉中抽出，使其在约120秒到达热精轧机的入口，立即开始热轧，使厚度为25mm。热精轧入口温度为1210～1220℃，热轧板的顶端和后端分别在16秒、50秒后结束热轧。此时的温度分别为1010℃、998℃，在约70秒后结束卷取。

将该热轧板在1130℃下连续退火2分钟后，用位于炉出口的喷雾装置进行强制冷却，酸洗，冷轧成厚0.3mm，然后在835℃下在湿氢中脱碳退火3分钟。将含有800ppm的B的MgO制成浆料而涂布在该钢板上，卷成卷，在1200℃下在氢中退火20小时。关于产品的轧制方向的磁特性，B10＝1.92(T)，W17/50＝0.89W/kg。

作为比较例，铸造与上述实施例8成分相同的钢棒后，立即运送到热精轧机入口的钢棒的温度进一步下降至1080℃。对其立即进行热精轧，将得到的热轧板在与上述实施例3相同的条件下处理得到最终产品，分析二次再结晶率发生率，仅为20％，未形成成品。

根据本发明，从在经连续铸造制得的中间壁厚铸片中完全固溶的状态，通过热轧精轧机(串列式轧机)的骤冷而得到的AlN均一且微细地分散，足以生成具有优异的晶体取向的一次再结晶晶核，同时具有足够的结晶生长抑制效果，并且通过铸造得到的结晶组织因热轧而破坏，因此没有目前因高温加热引起的钢坯的异常生长晶粒的不良影响，在最终退火中形成均一且完整的二次再结晶晶粒，能够得到具有磁通密度B10≥1.90T这一优异特性的高磁通密度方向性硅钢板。而且，完全不需要目前用钢坯加热炉进行的1350℃这样的高温再加热作业，钢片的潜势热得到充分利用，因此能量效率显著提高，还能解决现有方法中的难点即钢坯高温加热引起的作业上的一大技术问题。

Claims (4)

1、一种高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，将按质量计含有C：0.010～0.075％、Si：2.95～4.0％、酸可溶性A1：0.010～0.040％、N：0.0010～0.0150％、S和Se中的一种或两种：0.005～0.1％、且其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢液连续铸造，制造厚20～70mm的中间壁厚钢棒，将该钢棒在铸造后保持在超过1200℃的温度，并使该钢棒在铸造结束后500秒以内到达热精轧机的入口，开始连续热轧，经该热轧制成厚1.5mm～5mm的热轧板，进行冷却并将热轧结束后至达到600℃为止的冷却时间控制在150秒以下，然后进行普通的冷轧、中间退火、脱碳退火、精退火等。

2、根据权利要求1所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，在所述钢液中，还含有在晶界偏析而抑制结晶生长的选自Sb：0.005～0.2％、Nb：0.005～0.2％、Mo：0.003～0.1、Cu：0.02～0.2％、Sn：0.02～0.3％中的至少1种。

3、根据权利要求1所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，当所述中间壁厚钢棒保持在1250℃以上的温度时，最长在500秒以内到达热精轧机的入口，当所述中间壁厚钢棒保持在1200℃以上的温度时，最长在150秒以内到达热精轧机的入口。

4、根据权利要求1所述的高磁通密度方向性硅钢板的制造方法，其特征在于，当通过连续铸造而制造的中间壁厚钢棒到达热精轧机的入口并开始连续热轧为止的用时超过200秒时，或当该钢棒的温度为1000℃这样的低温时，使这些钢棒通过用于保持1300～1350℃的温度的加热炉。

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