CN101568653B - 制造晶粒定向电工钢板的方法 - Google Patents

制造晶粒定向电工钢板的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101568653B
CN101568653B CN2007800483448A CN200780048344A CN101568653B CN 101568653 B CN101568653 B CN 101568653B CN 2007800483448 A CN2007800483448 A CN 2007800483448A CN 200780048344 A CN200780048344 A CN 200780048344A CN 101568653 B CN101568653 B CN 101568653B
Authority
CN
China
Prior art keywords
grain
slab
temperature
oriented electrical
crystal grain
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2007800483448A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101568653A (zh
Inventor
朱炯暾
朴钟泰
金昌洙
韩奎锡
金在宽
金炳久
崔奎承
李元杰
施性奎
林才洙
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR1020060136348A external-priority patent/KR100825305B1/ko
Priority claimed from KR1020060136347A external-priority patent/KR100841771B1/ko
Priority claimed from KR1020060136349A external-priority patent/KR100825306B1/ko
Priority claimed from KR1020070084447A external-priority patent/KR101408229B1/ko
Priority claimed from KR1020070084449A external-priority patent/KR101408231B1/ko
Priority claimed from KR20070084446A external-priority patent/KR101510271B1/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority claimed from PCT/KR2007/006803 external-priority patent/WO2008078947A1/en
Publication of CN101568653A publication Critical patent/CN101568653A/zh
Publication of CN101568653B publication Critical patent/CN101568653B/zh
Application granted granted Critical
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

公开了一种生产晶粒定向电工钢板的方法，所述电工钢板用作电工设备的铁芯材料，所述电工设备包括大型旋转机械例如各种变压器和电子发生器。更具体而言，公开了一种生产晶粒定向电工钢板的方法，所述电工钢板具有优异的磁特性、低的铁损耗、高磁通密度或所述性能中的至少一种，所述方法包括：再热用于制备晶粒定向电工钢板的板坯，对再热的板坯进行热轧以产生热轧板，任选地对所述热轧板进行退火，对所得的钢板进行冷轧，对所述冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，然后再将退火的钢板进行二次重结晶退火；其中向板坯中加入极少量的N和S，从而使得在板坯再热的过程中AlN和MnS能够产生并完全溶解于溶液中。

Description

制造晶粒定向电工钢板的方法
技术领域
本发明涉及生产晶粒定向电工钢板的方法，所述电工钢板用作电工设备的铁芯材料，所述电工设备包括各种变压器和大型旋转机械例如发电机；更具体而言，本发明涉及生产晶粒定向电工钢板的方法，所述电工钢板具有优异的磁特性、低的铁损耗、高磁通密度或上述属性中的至少一种，所述方法包括：再热用于制备晶粒定向电工钢板的板坯，对再热的板坯进行热轧以产生热轧板，任选地对所述热轧板进行退火，对所得的钢板进行冷轧，对所述冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，然后再将退火的钢板进行二次重结晶退火；其中向板坯中加入极少量的N和S，从而使得在板坯再热的过程中AlN和MnS能够产生并完全溶解于溶液中。
背景技术
晶粒定向电工钢板是软磁性材料，由具有被称为高斯织构(Gosstexture)的晶粒组成，所述织构用Miller指数表示为{110}<001>，其中晶粒的{110}晶面平行于轧制平面，晶粒的<001>晶体方向平行于轧制方向。因此，这些钢板在轧制方向上具有优异的磁特性。可以通过多种生产工艺的组合获得这种{110}<001>织构，通常重要的是要非常严格地控制化学组成、板坯的再热过程、热轧过程、热带退火、初次重结晶退火、最终退火等。
这类晶粒定向电工钢板由于二次重结晶织构而具有优异的磁特性，所述二次重结晶织构是通过抑制初次重结晶晶粒的生长并在具有各种取向的晶粒中使得具有{110}<001>取向的晶粒选择性生长而获得的，因此，能够抑制初次重结晶晶粒的正常生长的抑制剂(下文中简称为“抑制剂”)就特别重要。此外，在生产晶粒定向电工钢板的技术中十分重要的是：在最终退火过程中，使得具有稳定的{110}<001>织构的晶粒相对于各种晶粒优先生长(在下文中称为“二次重结晶”)。
具体而言，使用人工形成的精细沉淀物或偏析元素作为抑制剂，并且，为了在最终退火过程中直到二次重结晶发生之前抑制所有初次重结晶晶粒的生长，这类沉淀物应该以足够的量和合适的大小分布，并且应该是热稳定的，以使得它们在二次重结晶即将发生前的高温条件下也不容易溶解。
在最终退火过程中，二次重结晶过程开始发生，这是由于上述抑制剂失去了抑制初次重结晶晶粒生长的功能，从而使得初次重结晶晶粒随着温度的升高而生长或被溶解。此时，二次重结晶在相对短的时间内发生。
能够满足上述条件而在目前的工业生产中广泛应用的抑制剂包括MnS、AlN、MnSe等。其中，日本专利申请公布No.Sho 30-3651公开了一种仅使用MnS作为抑制剂生产电工钢板的典型的现有技术，其相关生产方法包括通过具有中间退火过程的两步冷轧获得稳定的二次重结晶织构。然而，仅使用MnS作为抑制剂的方法具有的问题在于不能获得高磁通密度，并且由于进行两次冷轧，生产成本也较高。在晶粒定向电工钢板中需要高磁通密度，因为使用具有高磁通密度的产品作为铁芯材料的电子设备的尺寸可以相应小一些。因此，人们一直在努力提高产品的磁通密度。另外，日本专利申请公布Sho 40-15644公开了一种使用MnS和AlN二者作为抑制剂的生产晶粒定向电工钢板的方法的实例。在该方法中，通过一步冷轧法以大于80％的高压下率获得了具有高磁通密度的产品。
具体而言，这一方法包括一系列工艺过程，包括板坯的高温再热、热轧、热带退火、冷轧、脱碳退火和最终退火。文中，最终退火是在钢板卷绕成卷材状态时发生二次重结晶从而形成{110}<001>织构的过程。在该最终退火过程中，将一种基于MgO的退火分隔剂在退火前施用于钢板表面，以避免钢板彼此粘连，同时，使脱碳退火过程中在钢板表面形成的氧化物层与所述退火分隔剂反应，从而使钢板具有绝缘性能。通过上述最终退火过程得到的具有{110}<001>织构的钢板最后再经过绝缘涂覆步骤，就成为最终产品。日本专利申请公布No.Sho 51-13469公开了另一种使用MnSe和Sb作为抑制剂的生产晶粒定向电工钢板的方法的实例。这一生产方法也包括一系列工艺过程，包括板坯的高温再热、热轧、热带退火、第一冷轧、中间退火、第二冷轧、脱碳退火和最终退火。 这种方法的优点在于可以获得具有高磁通密度的产品，但是其问题在于：由于要进行两次冷轧，并且要使用昂贵的Sb或Se作为抑制剂，从而增加了生产成本，而且，由于上述元素的毒性，使得这种方法的可操作性也比较差。除了上述问题之外，这些方法还都具有非常严重的根本性问题。那就是：在用于生产晶粒定向电工钢板的板坯中含有的作为抑制剂的MnS或AlN需要在高温下溶解于固溶体，这样才能使得它们在热轧过程中生成具有合适的大小和分布的沉淀。为此，必须将板坯再热至很高的温度。具体而言，已知在使用MnS作为抑制剂的方法中，所述板坯必须被再热至1300℃以上；在使用MnS+AlN作为抑制剂的方法中，所述板坯必须被再热至1350℃以上；在使用MnSe+Sb作为抑制剂的方法中，所述板坯必须被再热至1320℃以上；这样才能获得高磁通密度。而在实际的工业生产中，考虑到板坯的尺寸，将板坯再热至约1400℃，以保证在板坯的内部能有均匀的温度分布。
当板坯被加热到高温较长时间时，如上所述，就会出现下述问题：由于使用大量的热量，导致生产成本增高，并且，由于板坯的表面在熔融状态下会流下钢水，从而导致了高昂的修复再加热炉的费用，还会使得加热设备的寿命缩短。特别地，在经过长时间高温加热后，板坯的柱状结构会变得粗化，带来的问题就是在随后的热轧过程中可能会在钢板的宽度方向上出现裂缝，这将会严重降低产率。
因此，如果能通过低温再热板坯的工艺生产晶粒定向电工钢板，将会在生产成本和产率方面具有诸多优势。因此，研究了不使用在高溶解温度下溶解于固溶体的MnS的新方法。这一方法并不完全依赖于钢组合物中含有的化学元素，而是主要得益于在生产工艺的一个合适步骤中使用被称为氮化处理的方法形成了氮化物。
在这一工艺中，通过降低板坯的再热温度解决了上述问题，并且所需的抑制剂通过对最终厚度的钢板进行氮化的方法而生成。这一技术通常被称为“使用低温再热工艺生产晶粒定向电工钢板的技术”。
氮化方法包括多种方法，包括：在脱碳过程后在有氮化能力的气氛中对钢板进行氮化；在钢板上施用含有有氮化能力的化合物的退火分隔剂；还有在高温退火过程的加热阶段向钢板的中心部分吹入含有具有氮化能力的气体的气氛气体。其中，在脱碳过程后在含有有氮化能力的气体的气氛中对钢板进行氮化的方法是最常用的。日本专利申请公布 No.Hei 1-230721和1-283324公开了目前使用的一种氮化方法，该方法是在使用基于Al的氮化物对钢板脱碳之后，再在一个单独的含氨气的氮化步骤中向钢板中提供氮。另外，韩国专利申请公布No.97-43184公开了一种包括以经济的方式同时进行脱碳退火与氮化退火的方法。韩国专利申请No.97-28305公开了一种包括进行同时脱碳与氮化的方法，但是所使用的化学组合物与前述专利申请不同。另外，关于进行氮化处理的时间点，日本专利申请公布No.Hei 3-2324公开了一种方法，包括优先进行脱碳退火，然后在晶粒生长到一个人为规定的大小或更大些以后，用氨气进行氮化处理。
在上述所有专利中，对板坯加热的过程都是在使得作为二次重结晶抑制剂的AlN部分溶解于溶液的温度下进行。如果对板坯的加热仅在使得板坯中的沉淀部分溶解于溶液的温度下进行，那么在铸造过程中产生的沉淀与在热轧过程中形成的沉淀在大小分布上就会有很大的差异。这一差异会导致初次重结晶的钢板中的晶粒的大小分布出现差异，从而对最终退火时的钢产品的磁特性产生不良影响。另外，即使是使用AlN作为主要的抑制剂，MnS也会影响初次重结晶晶粒的大小，因为MnS会影响初次重结晶晶粒的大小分布，MnS是否溶解于溶液也是很重要的。实际上，日本专利申请公布No.2003-201518公开了一种对于不含有任何抑制剂和能形成抑制剂的元素的组分体系利用初次重结晶晶粒的晶界迁移速度的差异来生产晶粒定向电工钢板的方法。这表明，在板坯加热过程中沉淀部分溶解是很重要的。韩国专利申请No.2001-0031104和日本专利申请公布No.Hei 12-167963都涉及一种生产电工钢板的方法，其中将板坯在高于1200℃的温度下再热，并在脱碳退火和最终退火的二次重结晶开始之间进行氮化处理，从而使得初次重结晶晶粒的平均晶粒大小为7-18μm。该专利申请还公开了以下内容：如果再热的温度低于1200℃，则磁特性就不能得到保证，因为在沉淀完全溶解的条件下，晶粒的大小为26.2μm，而此时不会发生二次重结晶。当晶粒长得更大时，晶粒大小的分布也相应变宽，会导致不均一的二次重结晶，这将会对所得的钢板的磁特性产生不良影响。然而，在本发明中，由于进行同时脱碳和氮化处理，并且所使用的抑制剂的量较低，这样即使在晶粒大小为28.5μm的条件下也会很容易地发生二次重结晶，从而可以生产具有优异磁特性的电工钢板。与前述韩国专利申请No.2001-0031104和日 本专利申请公布No.Hei 12-167963不同，本发明的特征在于：实现了在板坯再热温度低于1200℃时沉淀完全溶解于溶液中的条件，进行同时脱碳和氮化处理，并且初次重结晶晶粒的平均大小为20-32μm。另外，日本专利申请公布No.Hei 2-294428公开了一种生产晶粒定向电工钢板的方法，包括将板坯再热至低于1200℃的温度，进行同时脱碳和氮化，并且形成基于(Al，Si)N的抑制剂。然而，这一专利公布中教导了板坯再热的温度条件是Al部分溶解于溶液中的温度。在这一专利公布中，N的含量被限制在0.0030-0.010％的范围内，因为N的含量增加会使得部分溶解于溶液的含有Al的抑制剂残留。在本发明中，N的含量被限制为小于0.0030％，这样就使得含有Al和Mn的沉淀可以完全溶解于溶液，那么如上所述，由于晶粒的均一分布和晶粒大小的增大，从而可以使磁特性得到改进。
在上述方法中，使用氨气进行的氮化应用了氨气在高于约500℃的温度下会分解为氮气和氢气这一特性，并将分解得到的氮气注入钢板。被注入钢板的氮气与钢板中存在的Al、Si、Mn等发生反应，形成作为抑制剂的氮化物。在所形成的氮化物中，基于Al的氮化物(包括AlN和(Al，Si，Mn)N)被用作抑制剂。上述所有生产晶粒定向电工钢板的方法都是将板坯再热至较低温度，并且使用具有氮化能力的气体或物质在钢板中形成额外的沉淀。如上所述，具有氮化能力的气体以氨气为代表，在脱碳退火之后使用所述气体进行的氮化操作及相关问题如下文所述。
通过氨气分解进行的氮化可在高于500℃的温度下实现，500℃是氨气的分解温度。然而，在500℃左右的温度下，氮气在钢板中的扩散速度非常低，这样使得氮化过程必须持续很长的时间。如果温度高于800℃，虽然氮化很容易进行，但是初次重结晶晶粒也容易生长，这会使得晶粒在钢板中的分布变得不均一，从而使二次重结晶的进行不够稳定。因此，合适的氮化温度应认为是在500-800℃之间。然而，如果氮化温度较低，则氮化的时间就会增加得太多。因此，考虑到生产力的因素，氮化应在700-800℃的温度进行。韩国专利申请公布No.95-4710公开了一种基于上述事实的氮化方法。在上述温度范围内，氨气的分解和氮气的扩散都可以活跃地进行，因此需要非常严格地控制氮化条件，以便将引入的氮气量控制在所需的范围内。也就是说，氮化的量是由氨气浓度、氮化温度和氮化时间决定的，根据上述几个条件的组合应当能 够确定合适的氮化量。从生产力的角度考虑，氮化应该在较短的时间内完成，这样一来氨气浓度和氮化温度就应该比较高。在这种情况下，由于氮化在短时间内完成，氮浓度的增高主要集中在钢板的表面部分。相应地，在钢板的不同厚度上氮浓度的差异就会显著增大。钢板的中心部分基本上未被氮化，而在表面部分就会出现明显的不均一氮化。此外，氮化的量还会在很大程度上受到钢板条件的影响，所述钢板条件包括表面的粗糙程度、晶粒大小和化学组成。如果表面很粗糙，则与气氛气体的接触面积就会增大，导致氮化量的差异。如果晶粒较小，每单位面积的晶界面积就会增大，氮气沿着晶界扩散的速度就会大于氮气在晶粒内部扩散的速度，这也会导致氮化量的差异。至于化学组分，容易形成氮化物的各元素的相对量会导致氮化量的差异。所述氮化量的差异最终会导致表面缺陷，按照韩国专利申请公布No.97-65356公开的内容，这一问题可以通过最终退火气氛和热处理温度的组合来解决。
如上所述，对于能否获得具有{110}<001>取向的二次重结晶织构而言，最终退火过程是十分重要的过程。特别地，韩国专利申请公布No.95-4710公开了一种在脱碳之后进行氮化的方法，包括在最终退火过程中对氮化退火后产生的沉淀进行转化的过程。具体而言，氮化退火后产生的沉淀为Si3N4或(Si，Mn)N，由于它们对热不稳定，因此很容易分解。因此，由于这类沉淀不满足抑制剂的条件，所以它们不能用作抑制剂。所以应该将这些沉淀转化为热稳定的沉淀，例如AlN或(Al，Si，Mn)N，从而使得它们可以起抑制剂的作用。在脱碳后进行氮化退火而形成氮化物的情形中，沉淀应在随后的最终退火过程中在700-800℃的温度保持至少4小时的时间，这样才能使得它们转化为能够用作抑制剂的沉淀。这就意味着最终退火过程的时间会很长，并且应被严格地控制，而这对于生产成本而言相当不利。韩国专利申请公布No.98-58313公开了一种尝试解决上述问题的方法，包括进行同时脱碳和氮化。
然而，这种方法的问题在于：由于进行同时脱碳和氮化，与先脱碳后氮化的方法相比，所产生的初次重结晶钢板中的晶粒大小较小。因此，在最终退火过程中，二次重结晶开始的温度就较低，这样会使得二次重结晶晶粒具有除{110}<001>之外的其他取向的可能性增大，导致在二次重结晶晶粒中{110}<001>的锐度(sharpness)降低，从而对磁特性产生 不良影响。
特别地，在进行同时脱碳和氮化的方法中，作为间隙元素的碳和氮会严重地干扰初次重结晶晶粒的生长，而初次重结晶晶粒大小的减小又影响着在最终退火过程中二次重结晶开始的温度。更具体而言，由于初次重结晶晶粒减小，使得二次重结晶开始的温度下降，就会导致具有除{110}<001>之外的其他取向的晶粒也进行二次重结晶，从而使得二次重结晶晶粒中{110}<001>的锐度降低，从而对磁特性产生不良影响。
另外还认为，为了生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板，严格控制二次重结晶是非常重要的。控制这种二次重结晶行为的最容易的方法是控制初次重结晶晶粒的大小，其中要在比抑制剂AlN和(Al，Si，Mn)N的沉淀迅速开始变得不稳定的温度区间稍低的温度下完成二次重结晶。为此，在进行同时脱碳和氮化的生产工艺中，主要使用使得初次重结晶晶粒生长得稍大一些的方法或者提高二次重结晶所需的抑制能力的方法。特别地，已经表明为了提高二次重结晶所需的抑制能力，可以加入例如B或Cu的元素。
然而，如果加入B，由于B和C容易形成非常粗糙的化合物，所以很难得到均一而稳定的抑制能力。另一方面，如果加入Cu，将会形成不均匀沉淀的铜的硫化物，由此会增加铁损耗和磁通密度的差异量，由此降低钢产品的质量。
发明内容
本发明所解决的技术问题
为了解决上述现有技术中的问题，本发明的一个主要目的是提供一种通过板坯的低温再热过程生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法通过将板坯中的氮含量控制在极低的水平，由此可以增大初次重结晶钢板的晶粒大小，尽管作为抑制剂的AlN在板坯再热的过程中能够完全溶解于溶液中；将板坯中的硫含量控制在极低的水平，从而使得在二次重结晶中不起主要抑制剂作用但会影响初次重结晶晶粒大小的MnS能够完全溶解于溶液中，由此可以使初次重结晶晶粒的大小均匀地增大；并对所得的钢板进行同时脱碳和氮化。
本发明的另一个目的是提供一种生产具有优异磁特性的晶粒定向 电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入形成铁素体的元素P，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，并进行同时脱碳和氮化。
本发明的又一个目的是提供一种生产具有较少铁损耗的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入形成铁素体的元素Cr，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，并进行同时脱碳和氮化。
本发明的另一个目的是提供一种生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入Sb，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，并进行同时脱碳和氮化。
本发明的再一个目的是提供一种生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入Sn，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，并进行同时脱碳和氮化。
本发明的另一个目的是提供一种生产具有优异磁特性、较少铁损耗和高磁通密度的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入形成精细沉淀的元素Cu，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，并进行同时脱碳和氮化。
本发明的还有一个目的是提供一种生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板的方法，所述方法除了进行上文主要目的中所述的生产步骤之外，还在板坯中加入Sn或Sb的一种或多种，以使得沉淀的大小和分布均匀，同时将板坯中的硫和氮的含量控制在极低的水平，使二次重结晶晶粒的{110}<001>取向的织构生长，并进行同时脱碳和氮化。
技术方案
为实现上述目的，本发明提供一种生产晶粒定向电工钢板的方法，所述方法包括：板坯的再热，对再热的板坯进行热轧以产生热轧板，任选地进行热带退火，对所得的钢板进行冷轧，对所述冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，然后再将退火的钢板进行二次重结晶退火；其中向板坯中加入极少量的N和S，从而使得在板坯再热的过程中AlN和MnS能够产生并完全溶解于溶液中。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第一种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.02-0.075％的P和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第二种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.05-0.40％的Cr和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第三种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.10％的Sb和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第四种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.10％的Sn和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第五种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.15％的Cu和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第六种电工钢板”)。
所述晶粒定向电工钢板可含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.005-0.040％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、少于0.005％的N、0.02-0.07％的C、少于0.005％的S、0.01-0.3％的Sn和Sb中的一种或多种，和余量的Fe和其他不可避免的杂质(“第七种电工钢板”)。
对于上述所有晶粒定向电工钢板而言，同时脱碳和氮化退火优选地在温度为800-950℃以及氨气、氢气和氮气的混合气氛下进行，板坯的再热温度优选地为1100-1200℃。
对于除第七种电工钢板之外的其他所有电工钢板而言，在板坯中N和S的每一种的含量优选地低于30ppm，在热轧和卷绕之后，卷材中含氮的沉淀物的摩尔分数优选地低于0.015％，卷材中含硫的沉淀的摩尔分数优选地低于0.007％。优选地，通过控制同时脱碳和氮化退火温度以控制初次重结晶晶粒的大小来确定二次重结晶退火开始时的温度，所述初次重结晶晶粒为18-32μm，并且初次重结晶晶粒具有的“晶粒大小的标准偏差/平均晶粒大小”的比值优选地大于1.2。
有益效果
如上所述，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平，并在板坯中的沉淀完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的再热，可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。此外，对于板坯中N和S的含量很低的情形，所产生的效果是在冷轧之前的初始晶粒的大小会变得粗化，从而在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量会增加，这样就可以减小二次重结晶晶粒的大小。因此在这种情况下，可以生产出具有高磁通密度、较少铁损耗和优异磁特性的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平并加入适量的P，并在板坯中的沉淀完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的再热，可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。此外，对于板坯中N和S的含量很低的情形，在冷轧之前的初始晶粒的大小会变得粗化，从而在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量会增加，导致二次重结晶晶粒的大小减小。加入适量的P使得初次重结晶晶粒生长并改变初次重结晶的织构，由此使得二次重结晶能够在最终退火过程中稳定地进行。因此在这种情况下，可以生产出低温再热的、具有较少铁损耗和高磁通密度的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平并加入适量的Cr，并在板坯中的沉淀可以完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的再热，可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。
此外，对于板坯中N和S的含量很低的情形，在冷轧之前的初始晶粒的大小会变得粗化，从而在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量会增加，导致二次重结晶晶粒的大小减小。加入适量的Cr可以使得初次重结晶晶粒生长，并使得在二次重结晶过程中二次重结晶开始的温度升高。因此可以生产出低温再热的、具有较少铁损耗的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平并向板坯中加入适量的Sb，并在板坯中的沉 淀可以完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的加热，可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。此外，对于板坯中N和S的含量很低的情形，在冷轧之前的初始晶粒的大小会变得粗化，从而在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量会增加，导致二次重结晶晶粒的大小减小。Sb是一种在晶界偏析的元素，加入适量的Sb可以干扰晶界的迁移，从而干扰晶粒生长。因此，Sb不会以例如(Al，Si，Mn)N的沉淀的形式存在，这样它能够有效地干扰晶粒的生长从而有助于使二次重结晶具有高斯晶粒。因此可以生产出具有较少铁损耗、高磁通密度和优异磁特性的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平并向板坯中加入适量的Sn，并在板坯中作为抑制剂的沉淀完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的加热，可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。此外，由于在冷轧之前的初始晶粒的大小会变得粗化，而且在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量会增加，导致二次重结晶晶粒的大小减小。此外，还可以通过增加具有{110}<001>取向的二次核的量来减小二次重结晶晶粒的大小，从而改进铁损耗特性。
此外，Sn可以通过晶界偏析而对晶粒的正常生长起重要的抑制作用，加入适量的Sn可以补偿因AlN晶粒的粗化引起的抑制强度的下降，导致的Si的含量增加。因此，即使在Si含量相对高的条件下仍然能有效地形成具有{110}<001>取向的二次重结晶织构，从而可以生产出具有较少铁损耗和高磁通密度的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，通过将N和S的含量控制在极低的水平并向板坯中加入适量的Cu，即使在板坯中作为抑制剂的沉淀完全溶解于溶液的温度以上进行板坯的加热，也可以制备出大的和均匀的重结晶晶粒。
此外，根据本发明，加入适量的Cu会与S形成沉淀Cu2S，它可以抑制重结晶晶粒的生长，从而在初次重结晶步骤中抑制晶粒生长，由此可使得制备的初次重结晶晶粒的大小均匀。此外，与Mn相似，Cu通过形成奥氏体而有利于AlN的固溶和精细沉淀。另外，Cu作为AlN沉淀的核，可使得AlN的分布均一，从而使得二次重结晶晶粒稳定和更好，由此增加了高斯取向的集结作用(integration)。因此，通过加入Cu， 可以生产出低温再热的、具有较少铁损耗和高磁通密度的晶粒定向电工钢板。
此外，根据本发明的生产晶粒定向电工钢板的方法，加入Sn和Sb的一种或多种，可以使得初次重结晶钢板中{110}<001>取向的晶粒的数量增加，使得AlN和(Al，Si，Mn)N沉淀的大小精细而均一。由此，大大提高了二次重结晶后{110}<001>晶粒的集结作用，并减小了二次重结晶晶粒的大小。因此，可以生产出具有高磁通密度和较少铁损耗的晶粒定向电工钢板。
具体实施方式
下文将详细地描述本发明的实施。
在脱碳之后进行氮化或者在脱碳同时进行氮化，并将氨气分解产生的氮气引入钢板中形成氮化物。在脱碳之后进行氮化的方法在700-800℃的温度进行，进行同时脱碳和氮化的方法在800-950℃的温度进行，气氛为氨气+氢气+氮气。然而，这是两种基于冶金学上不同技术概念的方法，并不仅仅是氮化方法和退火温度之间的简单差别。
通过在脱碳后进行单独的氮化过程而形成沉淀的方法是在低于800℃的退火温度进行，在这一温度下形成例如Si3N4和(Si，Mn)N的氮化物。这类沉淀很容易在低温形成，但是它们对热非常不稳定。因此，由于这类沉淀在高温下很容易分解，因此不能用作制备晶粒定向电工钢板的抑制剂。此外，由于退火温度较低，氮气不能充分有效地扩散，会使得氮化物仅在电工钢板的表面部分局部地形成。因此，这些沉淀应在随后的最终退火过程中再次分解，以使得它们能够与钢板中存在的其他元素再次形成沉淀。这一次形成的沉淀为稳定的氮化物，例如AlN或(Al，Si)N，它们可以用作制备晶粒定向电工钢板的抑制剂。
通过进行同时脱碳和氮化形成沉淀的方法需要的退火温度在800℃以上。确定这一温度是基于以下事实：在低于800℃的温度下进行退火所需的时间过长，因而在工业上不实用；通过使氮气有效地扩散可使氮化物相对稳定地产生。在上述800℃以上的温度范围内，不会形成不稳定的沉淀例如Si3N4或(Si，Mn)N，而是形成对热很稳定的沉淀例如AlN和(Al，Si，Mn)N。因而，这些沉淀可被直接用作抑制剂，而不需在后续 的最终退火过程中再次沉淀它们。
然而，当同时进行脱碳和氮化时，作为间隙元素的碳和氮会严重地干扰初次重结晶晶粒的生长，而初次重结晶晶粒大小的减小又影响着在最终退火过程中二次重结晶开始的温度。更具体而言，当初次重结晶晶粒减小时，二次重结晶开始的温度下降，导致具有除{110}<001>之外的其他取向的晶粒也进行二次重结晶，从而使得在二次重结晶晶粒中{110}<001>的锐度降低，从而对磁特性产生不良影响。因此认为，为了生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板，严格控制二次重结晶是非常重要的。控制这种二次重结晶行为的最容易的方法是控制初次重结晶晶粒的大小，其中要在比抑制剂AlN和(Al，Si，Mn)N迅速开始变得不稳定的温度区间稍低的温度下完成二次重结晶。为此，在包括同时脱碳和氮化的生产工艺中，主要使用使得初次重结晶晶粒生长得稍大一些的方法或者提高二次重结晶所需的抑制能力的方法。
本发明人发现，将板坯中的氮(N)和硫(S)含量控制在极低的水平的方法对于防止同时脱碳和氮化的过程中初次重结晶晶粒的大小减小是非常有效的。初次重结晶晶粒的大小主要由热轧后残留的AlN和MnS沉淀的量决定，当形成沉淀的N和S的量被控制得非常低时，可减少沉淀的量。
本发明人发现，在这种情况下，在将板坯中的氮(N)和硫(S)控制在极低水平的同时，如果板坯中还含有P，能够形成铁素体的元素P就会使得初次重结晶晶粒生长得比较大，并且会使得初次重结晶钢板中大量出现{111}<112>织构，由此能够减少最终产品中的铁损耗并提高磁通密度。此外本发明人还发现，P在二次重结晶退火中在最高至大约1000℃的高温下会在晶界偏析，由此增加最终产品中二次晶粒的{110}<001>锐度。特别地，当板坯中含有P并且同时含有减少量的N和S时，通过合适地控制初次重结晶晶粒的大小，就可以生产出具有优异磁特性的电工钢板。
在上述情况下，在将板坯中的N和S的含量控制在极低水平的同时，如果加入能够形成铁素体的元素Cr，Cr会增加初次重结晶晶粒的大小，使得二次重结晶的温度升高，这样会增加{110}<001>织构的集结作用，从而减少铁损耗。此外，加入Cr增加了初次重结晶钢板中的{110}<001>取向的晶粒的数量，并由此减小了二次重结晶晶粒的大小，导致铁损耗 的降低。特别地，当板坯中加入Cr并且同时含有减少量的N和S时，通过合适地控制初次重结晶晶粒的大小，就可以生产出具有优异磁特性的电工钢板。
在上述情况下，在将板坯中的N和S的含量控制在极低水平的同时，如果板坯中还含有Sb，Sb是一种能够在晶界偏析的元素，它通过干扰晶界的迁移而干扰晶粒生长，Sb不会以例如(Al，Si，Mn)N的沉淀的形式存在，而是能够有效地干扰晶粒的生长从而有助于使二次重结晶具有高斯晶粒。此外，Sb促进高斯晶粒的生长，从而提高了二次重结晶中高斯晶粒沉淀的数量，由此改进了磁通密度和铁损耗。
在上述情况下，在将板坯中的N和S的含量控制在极低水平的同时，如果板坯中还含有Sn，Sn可以增加具有{110}<001>取向的二次核的数量，由此减小二次重结晶晶粒的大小，从而改进铁损耗特性。此外，Sn可以通过晶界偏析而对晶粒的正常生长起重要的抑制作用，它可以补偿因AlN颗粒的大小增加和Si含量的增加引起的抑制强度的下降，因此，即使在Si含量相对高的条件下仍然能保证有效地形成具有{110}<001>取向的二次重结晶织构。特别地，在提高Si含量的同时又不会减小具有{110}<001>取向的二次重结晶织构的集结作用，另外还可以降低最终产品的厚度。
在上述情况下，在将板坯中的N和S的含量控制在极低水平的同时，如果板坯中还含有Cu，就能够形成均一而精细的含S的沉淀，由此可以抑制初次重结晶步骤中的晶粒生长，使得初次重结晶晶粒的大小均匀。从而稳定地形成二次重结晶晶粒，使得高斯晶粒的集结作用增加。另外，当板坯中含有Cu并且同时将N和S的含量控制在低水平时，通过合适地控制初次重结晶晶粒的大小，就可以生产出具有优异磁特性的电工钢板。
在上述情况下，在将板坯中的N和S的含量控制在极低水平的同时，如果向板坯中加入晶界偏析元素例如Sn和Sb，由于在轧制过程前初始晶粒比较粗糙，而且通过氮化引入钢板的N所形成的AlN和(Al，Si，Mn)N能够精细而均匀地分布，这样使得二次重结晶能够稳定的进行，因而具有{110}<001>取向的晶粒会增加，因此极大的改进了磁特性。
在上述所有情况中，初次重结晶晶粒的大小被控制在18-32μm的范围内。如果初次重结晶晶粒的大小小于18μm，晶粒生长驱动力会增 大，会使得二次重结晶开始的温度下降，将会生长出具有非高斯取向的晶粒，从而对所得的电工钢板的磁性能和铁损耗特性产生不良影响。另一方面，如果初次重结晶晶粒的大小大于32μm，晶粒生长驱动力会减小，因而二次重结晶就不会发生，这也会对磁性能产生不良影响。
同时，如果将板坯加热至板坯中的沉淀部分溶解于溶液的温度，AlN沉淀的分布将会有明显的差异，导致初次重结晶晶粒的大小分布很不均匀，从而使得磁特性不稳定。然而，当N和S的含量极低时，即使在板坯被加热至沉淀完全溶解的温度，在板坯中产生的沉淀的量也极低，因而就能够获得大而均一的初次重结晶晶粒。此外，当板坯中的N和S的含量极低时，所产生的效果还有会使冷轧前的初始晶粒的大小变得粗化，从而增加初次重结晶钢板中的{110}<001>取向的晶粒数量，导致二次重结晶晶粒的大小减小，由此改进最终产品的磁特性。在这种情况下，当初次重结晶钢板中晶粒大小的标准偏差与平均晶粒大小的比值小于1.2时，具有非高斯取向的晶粒将变得粗化，从而对磁特性造成不良影响。因此，为了防止对磁特性造成不良影响，晶粒大小的标准偏差与平均晶粒大小的比值应大于1.2。
下文中将更详细地说明限定本发明中各组分含量的理由。
Si电工钢板中的基础元素，它能够提高材料的电阻率并减少材料的铁芯损耗。如果Si的含量低于2.0％，电阻率将会下降，从而对铁芯损耗特性产生不良影响；而如果Si的含量高于7.0％，钢板的脆性会增加，这样将使得冷轧变得非常困难，还会使得二次重结晶晶粒的形成变得不稳定。出于上述理由，Si的含量被限定为2.0-7.0％。
Al形成作为抑制剂的氮化物，例如AlN和(Al，Si，Mn)N。如果Al的含量低于0.005％，就不能有效地起到抑制剂的作用；如果Al的含量过高，沉淀完全溶解所需的温度也会升高，从而降低热轧加工性。出于上述理由，Al的含量被限定为0.005-0.040％。
Mn可以增加电阻率，并因此与S i类似地可以减少铁芯损耗。此外，Mn还可以与Si一起和氮化处理中引入的氮反应，生成(Al，Si，Mn)N沉淀以抑制初次重结晶晶粒的生长，因此，Mn在初次重结晶晶粒的生长中起重要作用。然而，如果Mn的加入量高于0.20％，它将会在热轧过程中促进奥氏体相转化，使得初次重结晶晶粒的大小减小，从而使二次重结晶不稳定。因此，Mn的含量被限定为低于0.20％。
如果在板坯中N的含量高于0.005％，当板坯被加热至完全溶解的温度时，初次重结晶晶粒的大小将会减小，导致二次重结晶开始的温度下降。这样就会使得具有非{110}<001>取向的晶粒也经历二次重结晶，从而对钢板的磁特性产生不良影响。同时，如果在板坯中N的含量为0.005％或更低，即使在板坯被加热至完全溶解的温度时，由于所产生的沉淀的量很少，也能够获得大而均一的初次重结晶晶粒，并由此可获得具有优异磁特性的产品。而且，如果在板坯中N的含量为0.005％或更低，将能够产生使冷轧前的初始晶粒的大小变得粗化的效果，由此使得在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量增加，从而使二次重结晶晶粒的大小减小，这样就能改进最终产品的磁特性。因此，N的含量被限定为低于0.005％。
如果C的加入量高于0.07％，它将会促进钢板的奥氏体相转化，从而使得在热轧过程中的热轧织构比较精细，从而有助于形成均一精细的织构。然而，如果C的含量过高，将会出现粗糙的碳化物的沉积，这些沉积将很难在脱碳过程中被除去。因此，C的含量被限定为0.02-0.07％。
如果在板坯中S的含量高于0.005％，当板坯被加热至完全溶解的温度时，初次重结晶晶粒的大小将会减小，导致二次重结晶开始的温度下降。这样就会使得具有非{110}<001>取向的晶粒也经历二次重结晶，从而对钢板的磁特性产生不良影响。另一方面，如果在板坯中S的含量为0.005％或更低，即使在板坯被加热至完全溶解的温度时，由于所产生的沉淀的量很少，也能够获得大而均一的初次重结晶晶粒，并由此可获得具有优异磁特性的产品。而且，如果S的含量为0.005％或更低，将能够产生使冷轧前的初始晶粒的大小变得粗化的效果，由此使得在初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量增加，从而使二次重结晶晶粒的大小减小，这样就能改进最终产品的磁特性。因此，S的含量被限定为低于0.005％。
P在低温再热的晶粒定向钢板中的含量通常低于0.02％。P是一种能够形成铁素体的元素，它可以促进初次重结晶晶粒的生长，从而提高二次重结晶的温度，由此增加最终产品中{110}<001>取向的晶粒的量。另外，P不仅能通过增加初次重结晶钢板中的{110}<001>取向的晶粒的量而降低最终产品的铁损耗，还能通过有效地促进初次重结晶钢板中{111}<112>取向的生成而提高最终产品中{110}<001>取向的晶粒的集 结作用，从而提高产品的磁通密度。此外，P在二次重结晶退火过程中，即使在约1000℃的高温下仍具有在晶界偏析的作用，从而延缓沉淀的分解，由此增强沉淀的抑制能力。为了使得P的这种作用充分体现出来，P的加入量需要高于0.02％。然而，如果P的加入量高于0.075％，初次重结晶晶粒的大小就会减小而不是增大，这样就使得二次重结晶变得不稳定，还会增加钢板的脆性，从而对钢板的冷轧性能产生不良影响。因此，P的含量被限定为0.02％-0.075％。
Cr是一种能够形成铁素体的元素，它可以促进初次重结晶晶粒的生长，从而提高二次重结晶的温度，由此增加二次重结晶晶粒中高斯取向的集结作用。此外，Cr还具有增加初次重结晶钢板中具有{110}<001>取向的晶粒量的作用。为了使Cr的这种作用充分体现出来，Cr的加入量需要高于0.05％。然而，如果Cr的加入量过高，它会在同时脱碳和氮化退火的过程中在钢板的表面部分形成致密的氧化物层，这样不仅会干扰脱碳过程，也会干扰氮化过程。因此，Cr的含量被限定为0.05％-0.4％。
通常，在低温再热的晶粒定向电工钢板中不含有Sb。
当将N和S的含量控制在极低的水平并且加入Sb时，由于Sb是一种在晶界偏析的元素，因此它干扰晶界的迁移。因此，Sb不会以例如(Al，Si，Mn)N的沉淀的形式存在，并且能够有效地干扰晶粒的生长从而有助于使二次重结晶具有高斯晶粒。此外，还已知Sb能够促进高斯晶粒的生长，因此能够使二次重结晶的沉淀中高斯晶粒的数量增加，从而改进钢板的磁通密度和铁损耗特性。
由于Sb是一种在晶界偏析的元素，它可以干扰晶界的迁移，并从而干扰初次重结晶晶粒的生长，由此抑制晶粒的过度生长而使得初次重结晶晶粒具有合适的大小。如果Sb的含量过高，初次重结晶晶粒的大小将变得太小，这样也会减小在二次重结晶中高斯取向的集结作用，从而对电工钢板的磁特性产生不良影响。因此，Sb的含量被限定为0.01-0.1％。
如果在电工钢板中加入Sn，具有{110}<001>取向的二次核的数量将会增加，从而使得二次重结晶晶粒大小减小，由此改进电工钢板的铁损耗特性。而且，Sn可以通过晶界偏析而对晶粒的正常生长起重要的抑制作用，它可以补偿因AlN晶粒的粗化引起的抑制强度的下降，导致 Si的含量增加。因此，即使在Si含量相对高的条件下仍然能保证有效地形成具有{110}<001>取向的二次织构。特别地，在不减小具有{110}<001>取向的二次重结晶结构的集结作用的同时，不仅能够提高Si含量，还可以降低最终产品的厚度。如果Sn的加入量高于0.1％，将不能很好地形成绝缘覆层，初次重结晶晶粒的大小会变得太小，而且二次重结晶晶粒中高斯取向的集结作用也会减少，这样将会对电工钢板的磁特性产生不良影响。因此，Sn的含量被限定为低于0.1％。
Cu与Mn类似，也是一种能够形成奥氏体的元素，它有助于AlN的固溶和精细沉淀，并使二次重结晶稳定。另外，Cu能与S键合形成可抑制重结晶晶粒生长的Cu2S沉淀。而且，它还能作为AlN沉淀形成的核，从而使得AlN的分布更为均一，由此改进二次重结晶。在本发明的板坯组合物中的Cu在低于MnS形成的温度下就能与S迅速地键合而形成Cu2S。因此，Cu具有抑制高固溶温度的MnS形成的作用，并能防止S的中心偏析。如果Cu的加入量很低，则不能发挥其作用，因此Cu的加入量优选地高于0.01％。如果Cu的加入量过高，它又会在高温退火过程中对绝缘膜的形成有不良影响，如果Cu的加入量使其只能部分地溶于固溶体中，则初次重结晶晶粒将会变得不均一，从而使得二次重结晶晶粒变得不稳定，晶粒的取向将会偏离<001>取向，由此对电工钢板磁特性产生不良影响。因此，Cu的优选加入量为0.01-0.15％。出于上述理由，Cu的含量被限定为低于0.15％。
所述第七种电工钢板含有含量为0.01-0.3％的Sn或Sb的一种或两种。在本文中，已知Sn是一种干扰晶界迁移的晶界偏析元素，因此它是一种晶粒生长抑制剂。Sn通过促进具有{110}<001>取向的高斯晶粒的产生而有助于二次重结晶过程，因此它在本发明中是一种重要的元素，它具有抑制晶粒生长的作用并使得具有优质取向的高斯晶粒被二次重结晶，由此使得产品具有高磁通密度。如果Sn的加入量低于0.01％，它的作用将很难表现，如果Sn的加入量高于0.3％，将会发生严重的晶界偏析，从而使钢板的脆性增加，导致钢板在轧制过程中断裂。出于上述理由，Sn的含量被限定为0.01-0.3％。
Sb与Sn类似，也是一种晶界偏析元素，具有抑制晶粒生长的作用。它在二次重结晶过程中抑制钢板表面氧化物层的形成，从而提高氧化物层与钢板的粘合，由此改进电工钢板的铁损耗特性。
在本发明中，加入Sn和Sb的一种或两种，以便能够获得抑制晶粒生长的效果，并且能够形成更多的具有{110}<001>取向的高斯晶粒。如果Sn和Sb的一种或两种的含量低于0.01％，它们的作用将难以表现，如果它们的含量高于0.3％，生产钢板的成本会提高，而其效果并不会有任何增强。出于上述理由，Sn和Sb的一种或两种的含量优选地为0.01-0.3％。
下面将描述本发明的各工艺条件。
热轧前板坯的加热温度设定为作为抑制剂的沉淀完全溶解于固溶体的温度。如果加热温度仅为沉淀部分溶解于固溶体的温度，铸造中产生的沉淀与板坯加热过程中重新溶解的沉淀的大小将会有明显差异。这会使得初次重结晶钢板中的晶粒大小不均一，从而使得钢板的磁特性不均一。出于上述理由，板坯的加热温度被设定为沉淀完全溶解于固溶体的温度。
用于制备电工钢板的板坯在按上文所述被加热之后，使用常规方法进行热轧。在目前常规使用的方法中，热轧板的最终厚度通常为2.0-3.5mm。将热轧板退火之后再冷轧至最终厚度为0.23-0.35mm。虽然可以使用各种方法对热轧板进行退火，但是在本发明中所使用的方法是：将钢板加热至1000-1200℃，在800-950℃的温度下分裂钢板，并使钢板冷却。
在氨气+氢气+氮气的混合气氛下，对冷轧板进行同时脱碳和氮化退火。氢气和氮气的混合气的露点取决于退火温度和混合气的组成，并被设定为使得脱碳能力最大化。另外，同时脱碳和氮化退火的过程优选地在800-950℃的温度进行。
如果退火温度低于800℃，脱碳所需的时间将会很长，初次重结晶晶粒的大小也会减小，从而使得在最终退火过程中的二次重结晶很难稳定进行。如果退火温度高于950℃，将很难控制氮化速度，初次重结晶晶粒将会过度生长或变得不均一，从而难以形成稳定的二次重结晶织构。同时脱碳和氮化退火的时间取决于退火温度和所加入的氨气的浓度，退火时间通常大于30秒。
在常规的生产晶粒定向电工钢板的工艺中，通过以下步骤生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板：在电工钢板上涂覆基于MgO的退火分隔剂，然后对所述钢板进行长时间的最终退火以诱导二次重结晶，从而 形成{110}<001>织构，其中钢板的{110}平面平行于轧制平面，<001>取向平行于轧制方向。最终退火的目的是：通过使脱碳中形成的氧化物层和MgO反应而形成玻璃状膜，从而使钢板具有绝缘性；通过二次重结晶形成{110}<001>织构，其中钢板的{110}平面平行于轧制平面，<001>取向平行于轧制方向。最终退火的目的是：通过使脱碳中形成的氧化物层和MgO反应而形成玻璃状膜，从而使钢板具有绝缘性；通过二次重结晶形成{110}<001>织构；以及除去会降低磁特性的杂质。在常规的最终退火方法中，在二次重结晶发生前的温度上升期内，钢板被保持在氮气和氢气的混合气中以保护作为抑制剂的氮化物，这样可使得二次重结晶晶粒较好地生长。在二次重结晶完成后，将钢板长时间保持在100％的氢气气氛中，以除去钢板中的杂质。在先进行脱碳再进行氮化的方法中，在最终退火过程中会发生沉淀的转化。在这种方法中，氮化温度为700-800℃，并且在氮化后钢板的表面部分会产生Si3N4和(Si，Mn)N。这些沉淀在最终退火过程中会以例如AlN或(Al，Si)N的热稳定氮化物形成再次沉淀，这样它们就可在晶粒定向电工钢板用作抑制剂。与此不同的是，在同时脱碳和氮化退火过程中产生的氮化物为AlN和(Al，Si，Mn)N，它们可以直接用作抑制剂而无需在最终退火过程中进行转化。在不同氮化方法中产生不同种类氮化物的原因是退火温度不同。也就是说，在高于800℃的温度，Si3N4或(Si，Mn)N不能稳定地存在，而且氮的扩散也发生得非常快。
实施例
下文将参照实施例对本发明进行更详细的描述。
[实施例1]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.18％的Si、0.056％的C、0.062％的Mn、0.0029％的S、0.0020％的N、0.026％的酸溶性Al和余量的铁和其他不可避免的杂质。AlN完全溶解于溶液的温度为1164℃，MnS完全溶解于溶液的温度为1133℃。将上述板坯在以下温度各加热210分钟：1130℃(此温度下AlN和MnS均在溶液中部分溶解)、1150℃(此温度下MnS在溶液中完全溶解，AlN在溶液中部分溶解)、1175℃和1190℃(这两个温度均高于1164℃，因此AlN和MnS均在溶液中完全溶解)。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％ 氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。氮化的钢板中的氮含量被控制在170ppm至200ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表1。
【表1】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600031
从上表1中可以看出，制备本发明材料的板坯加热温度高于AlN和MnS完全溶解于溶液的温度，而制备对比材料的板坯加热温度为AlN和MnS均部分溶解于溶液的温度或仅AlN部分溶解于溶液的温度，二者相比，本发明的材料具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。
[实施例2]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.21％的Si、0.056％的C、0.055％的Mn、0.0029％的S、0.024％的酸溶性Al、如下表2所示的不同含量的N和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在以下高于沉淀完全溶解于溶液的温度加热210分钟(MnS完全溶解于溶液的温度为1125℃，AlN完全溶解于溶液的温度见表2)。将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气体气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表2。
【表2】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600041
从上表2可以看出，当板坯加热至沉淀完全溶解的温度时，含氮量低于0.0050％的本发明材料与本发明材料相比，具有较低的磁通密度和较低的铁损耗。
[实施例3]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.27％的Si、0.045％的C、0.064％的Mn、0.0015％的N、0.024％的酸溶性Al、如下表3所示的不同含量的S和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在高于1132℃的温度(此温度为MnS和AlN均完全溶解于溶液的温度)加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛 下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表3。
【表3】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600051
从上表3可以看出，当板坯加热至高于沉淀完全溶解于溶液的温度时，S含量低于0.0100％的本发明材料具有更高磁通密度和更低铁损耗。
[实施例4]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.25％的Si、0.057％的C、0.06％的Mn、0.0029％的S、0.0018％的N、0.024％的酸溶性Al和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1160℃的温度(高于MnS和AlN均完全溶解于溶液的温度1147℃)加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。氮化的钢板中N的含量被控制在180-230ppm之间。此外，在780℃、810℃、865℃、940℃和980℃的不同温度条件下进行同时脱碳和氮化，脱碳和氮化时间在120-240秒之间变化以控制氮化量。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气体气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测 得的电工钢板的磁特性示于表4。
【表4】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600061
从上表4可以看出，对比材料的退火在低于800℃或高于950℃的温度进行，而即便在同时脱碳和氮化过程中通过控制退火条件而对对比材料进行处理使其具有合适的氮化量，所制备出的对比材料仍不具有良好的磁特性。
[实施例5]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.27％的Si、0.045％的C、0.074％的Mn、0.024％的酸溶性Al、如下表5所示的不同含量的N和S，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1180℃的温度加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在上述热处理条件下进行提取试验，以检测二次重结晶开始的温度。在不同工艺条件下测得的二次重结晶开始温度示于表5。
【表5】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600071
从上表5中可以看出，当板坯被加热至沉淀完全溶解于溶液的温度时，晶粒大小增加至28.44μm，而本发明材料与对比材料相比具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。而且，本发明材料的二次重结晶温度比对比材料3高得多，因而本发明材料中高斯集结作用增加，由此带来磁特性的改进。
[实施例6]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.23％的Si、0.048％的C、0.071％的Mn、0.024％的酸溶性Al、如下表6所示的不同含量的N和S，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1180℃的温度加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在上述热处理条件下进行提取 试验，以检测二次重结晶开始的温度。在不同工艺条件下测得的初次重结晶晶粒大小、晶粒大小的标准偏差与平均晶粒大小的比值以及磁特性示于表6。
【表6】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600081
上表6中示出晶粒大小分布的标准偏差是为了显示晶粒大小的均一性。标准偏差越小说明均一性越高。如表6所示，从不同工艺条件下制备的各晶粒平均大小和晶粒大小的标准偏差来看，本发明材料与对比材料相比，具有较大的晶粒大小和较小的标准偏差。对比材料4-9显示出，在类似的组分条件下，当晶粒大小仅由脱碳退火温度控制时，随着晶粒平均大小的增加，标准偏差增大，因而非均一性也随之增加。如上所述可以看出，晶粒大小的增加对磁特性方面有有利的效果，但是晶粒大小增加过多时会不希望地导致晶粒大小不均。然而，当通过减少N和S的含量来增大晶粒的大小时，标准偏差的增加并不明显。由于“晶粒大小标准偏差/平均晶粒大小”会随着晶粒大小增大和标准偏差降低而变大，因此它是一个表现这种相关性的常规参数。如上表6所示，当晶粒大小大于20μm且晶粒大小的标准偏差与平均晶粒大小的比值大于1.2的时候，材料将具有优异的磁特性。
[实施例7]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.25％的Si、0.056％的C、0.062％的Mn、0.0028％的S、0.0020％的N、0.026％的酸溶性Al、0.006％、0.015％、0.025％、0.037％、0.052％和0.083％的不同含量的P，和余量的铁和其他不可避免的杂质，AlN完全溶解于溶液的温度为1164℃，MnS完全溶解于溶液的温度为1131℃。将上述板坯在1170℃加热210分钟，此温度时AlN和MnS均在溶液中完全溶解。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
(A)对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
(B)先将冷轧板在露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气体气氛中在保持于845℃的炼钢炉中脱碳退火150秒，然后再在770℃炼钢炉中通过添加干燥的氨气对钢板进行30秒氮化处理。
根据以上方法(A)和(B)各自氮化的钢板中的氮含量均被控制在190-210ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表7。
【表7】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600101
如上表7所示，在进行同时脱碳和氮化的方法(A)中，具有本发明范围内的P含量(0.02-0.075％)的本发明材料比对比材料具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。此外，在含有P的情况下，进行同时脱碳和氮化的方法(A)与先进行脱碳再进行氮化的方法(B)相比，所得的产品具有优异的磁特性。
[实施例8]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.27％的Si、0.045％的C、0.074％的Mn、0.0015％的N、0.024％的酸溶性Al、0.0020％的S、如下表8中所示的不同含量的P，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1150℃(该温度高于AlN完全溶解于溶 液的温度(1132℃)和MnS完全溶解于溶液的温度(1122℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm和0.27mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表8。
【表8】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600111
如表8所示，不论产品的厚度如何，具有本发明范围内的P含量的本发明材料4和5与对比材料10和11相比，具有优异的磁特性。
[实施例9]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.16％的Si、0.059％的C、0.062％的Mn、0.0028％的S、0.0020％的N、0.026％的酸溶性Al、0.03％、0.15％、0.27％、0.36％和0.55％的不同含量的Cr，和余量的铁和其他不可避免的杂质，AlN完全溶解于溶液的温度 为1164℃，MnS完全溶解于溶液的温度为1075℃。将上述板坯在1122℃(此温度下AlN和MnS均在溶液中完全溶解)加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
(A)对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在混合气中180秒。
(B)先将冷轧板在露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气体气氛中在保持于845℃的炼钢炉中脱碳退火150秒，然后再在770℃的炼钢炉中通过添加干燥的氨气对钢板进行30秒氮化处理。
根据以上方法(A)和(B)各自氮化的钢板中的氮含量均被控制在190-210ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表9。
【表9】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600121
从表9可以看出，在进行同时脱碳和氮化的方法(A)中，具有本发明范围内的Cr含量(0.05-0.40％)的本发明材料比对比材料具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。此外，在含有相同量的Cr的情况下，进行同时脱碳和氮化的方法(A)与先进行脱碳再进行氮化的方法(B)相比，所得的产品具有优异的磁特性。
[实施例10]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.35％的Si、0.054％的C、0.074％的Mn、0.0015％的N、0.024％的酸溶性Al、0.0020％的S、如下表10中所示的不同含量的Cr，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1150℃(该温度高于AlN完全溶解于溶液的温度(1132℃)和MnS也完全溶解于溶液的温度(1122℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm和0.27mm的厚度。对冷轧板进行通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表10。
【表10】
如上表10所示，不论产品的厚度如何，具有本发明范围内的Cr含量的本发明材料4-7与相同厚度的对比材料相比，具有优异的磁特性。
[实施例11]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.25％的Si、0.056％的C、0.062％的Mn、0.0028％的S、0.0020％的N、0.026％的酸溶性Al、0.000％、0.006％、0.017％、0.025％、0.050％、0.092％和0.12％的不同含量的Sb，和余量的铁和其他不可避免的杂质，AlN完全溶解于溶液的温度为1164℃，MnS完全溶解于溶液的温度为1131℃。将上述板坯在1170℃(此温度下AlN和MnS均在溶液中完全溶解)加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
(A)对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
(B)先将冷轧板在露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气体气氛中在保持于845℃的炼钢炉中脱碳退火150秒，然后再在770℃的炼钢炉中通过添加干燥的氨气对钢板进行30秒氮化处理。
根据以上方法(A)和(B)各自氮化的钢板中的氮含量均被控制在190 -210ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表11。
【表11】
从表11可以看出，在进行同时脱碳和氮化的方法(A)中，具有本发明范围内的Sb含量(0.01-0.10％)的本发明材料比对比材料具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。此外，在含有相同量的Sb的情况下，进行同时脱碳和氮化的方法(A)与先进行脱碳再进行氮化的方法(B)相比，所得的产品具有优异的磁特性。
[实施例12]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分： 3.27％的Si、0.045％的C、0.074％的Mn、0.0015％的N、0.024％的酸溶性Al、0.0020％的S、如下表2中所示的不同含量的Sb，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1150℃(该温度高于AlN完全溶解于溶液的温度(1132℃)和MnS完全溶解于溶液的温度(1122℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm和0.27mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表12。
【表12】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600161
如上表12所示，不论产品的厚度如何，具有本发明范围内的Sb含量的本发明材料5和6与对比材料相比，具有优异的磁特性。
[实施例13]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分： 3.25％的Si、0.056％的C、0.062％的Mn、0.0028％的S、0.0019％的N、0.026％的酸溶性Al、0.000％、0.015％、0.037％、0.055％、0.075％和0.122％的不同含量的Sn，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1170℃(该温度高于AlN完全溶解于溶液的温度(1159℃)和MnS完全溶解于溶液的温度(1131℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为880℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。在上述方法中，氮化的钢板中的氮含量被控制在190ppm至210ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表13。
【表13】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600171
如上表13所示，在进行同时脱碳和氮化的情况下，具有本发明范围内的Sn含量(0.01-0.10％)的本发明材料1-4与对比材料1和2相比，具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。
[实施例14]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分： 3.27％的Si、0.045％的C、0.074％的Mn、0.0016％的N、0.024％的酸溶性Al、0.0020％的S、如下表14中所示的不同含量的Sn，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1150℃(该温度高于AlN完全溶解于溶液的温度(1137℃)和MnS完全溶解于溶液的温度(1122℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm和0.27mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表14。
【表14】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600181
如上表14所示，不论产品的厚度如何，具有本发明范围内的Sn含量的本发明材料5-8与对比材料3和4相比，具有优异的磁特性。
[实施例15]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.20％的Si、0.058％的C、0.063％的Mn、0.0028％的S、0.0021％的N、0.026％的酸溶性Al、0.006％、0.016％、0.035％、0.054％、0.087％、0.115％、 0.170％和0.238％的不同含量的Sn，和余量的铁和其他不可避免的杂质，AlN完全溶解于溶液的温度为1168℃，MnS完全溶解于溶液的温度为1132℃。将上述板坯在1190℃(此温度下AlN和MnS均完全溶解于溶液)加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。
对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为860℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。在上述方法中，氮化的钢板中的氮含量被控制在190ppm至210ppm之间。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表15。
【表15】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600191
如上表15所示，可以看出具有本发明范围内的Cu含量(0.01-0.15％)的本发明材料与对比材料相比，具有更高的磁通密度和更低的铁损耗。当Cu的含量极低时，改进磁特性的效果不能体现，而当Cu加入量过大时，它不能完全溶解于固溶体中，从而使得所得的钢板中的晶粒大小不均，由此对电工钢板的磁特性产生不良影响。
[实施例16]
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有如下重量百分比的组分：3.27％的Si、0.052％的C、0.069％的Mn、0.0015％的N、0.025％的酸溶性Al、0.0024％的S、如下表16中所示的不同含量的Cu，和余量的铁和其他不可避免的杂质，将上述板坯在1160℃(该温度高于AlN完全溶解于溶液的温度(1135℃)和MnS完全溶解于溶液的温度(1131℃))加热210分钟。然后将加热的板坯进行热轧，生产出厚度为2.2mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃以上，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm和0.27mm的厚度。对冷轧板通过以下方式进行同时脱碳和氮化：将露点为65℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气同时引入温度为875℃的炼钢炉中，将冷轧板保持在气氛气体中180秒。
在钢板上涂覆退火分隔剂MgO，并使其在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火过程中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的气氛下，加热至最高达1200℃，当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下10小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的电工钢板的磁特性示于表16。
【表16】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600201
如上表16所示，不论产品的厚度如何，具有本发明范围内的Cu含 量的本发明材料与其他材料相比，具有较好的磁特性。
[实施例17]
向含有重量百分比为3.5％的Si、0.040％的C、0.08％的Mn、0.003％的S、0.024％的Al和0.002％的N的基础材料中，加入Sn和Sb的一种或多种，并在真空条件下溶解以产生钢锭。将上述钢锭加热至1200℃，然后进行热轧，以生产出厚度为2.0mm的热轧板。将热轧板在900℃热处理，淬火，用酸清洗，再进行一次冷轧，使得最终厚度为0.30mm。
对所述冷轧钢板在850℃的潮湿气氛下进行脱碳退火，同时向该电工钢板中引入由氨气分解得来的氮离子进行氮化，以产生AlN和(Al，Si，Mn)N沉淀。
然后在钢板上涂覆退火分隔剂，并在10％氮气+90％氢气的混合气体气氛中和高温下进行最终退火。在所述高温退火过程中，将钢板以15℃/小时的加热速度加热至1200℃，然后进行最终高温退火10小时以上，以发生完全的二次重结晶。下表17中显示了随着制备钢板过程中加入的Sn和Sb的量不同而引起的磁通密度的变化。
【表17】
Figure DEST_PATH_GSB00000398756600211
从表17可以看出，具有含量为0.01-0.3％的Sn和Sb的一种或两种的本发明材料14-19表现出了高于1.90T的磁通密度和0.955-0.993W/kg的较低铁损耗。相比之下，具有含量低于0.01％的Sn和Sb的一种或两种的对比材料17和22所表现的磁通密度仅为约1.85T，因为加入Sn和/或Sb的效果并不明显。另外，具有含量高于0.3％的Sn和Sb的一种或两种的对比材料18-21所表现的磁通密度也没有超过1.90T。

Claims (13)

1.一种生产晶粒定向电工钢板的方法，所述方法包括：再热用于制备晶粒定向电工钢板的板坯，对再热的板坯进行热轧以产生热轧板，对所述热轧板进行退火，对所得的钢板进行冷轧，对所述冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，然后再将退火的钢板进行二次重结晶退火；其中向板坯中加入极少量的N和S，从而使得在板坯再热的过程中AlN和MnS能够产生并完全溶解于溶液中。
2.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
3.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.02-0.075％的P和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
4.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.05-0.40％的Cr和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
5.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.10％的Sb和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
6.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.10％的Sn和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
7.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.015-0.035％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、0.01-0.15％的Cu和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
8.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-7.0％的Si、0.005-0.040％的酸溶性Al、少于0.20％的Mn、少于0.005％的N、0.02-0.07％的C、少于0.005％的S、0.01-0.3％的Sn和Sb的一种或多种，和余量的Fe和其他不可避免的杂质。
9.权利要求1至8任一项的方法，其中所述同时脱碳和氮化退火过程在温度为800-950℃和氨气、氢气和氮气的混合气体气氛下进行。
10.权利要求1至8任一项的方法，其中所述板坯的再热温度为1100-1200℃。
11.权利要求1至7任一项的方法，其中所述N和S的每一种在所述板坯中的含量均低于30ppm。
12.权利要求1至8任一项的方法，其中所述二次重结晶退火开始的温度通过控制脱碳退火温度以控制初次重结晶晶粒的大小而确定。
13.权利要求12的方法，其中所述初次重结晶晶粒的大小为18-32μm，并且所述初次重结晶晶粒所具有的晶粒大小的标准偏差与平均晶粒大小的比值大于1.2。
CN2007800483448A 2006-12-27 2007-12-24 制造晶粒定向电工钢板的方法 Active CN101568653B (zh)

Applications Claiming Priority (22)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020060135111 2006-12-27
KR10-2006-0135111 2006-12-27
KR1020060135111A KR100817168B1 (ko) 2006-12-27 2006-12-27 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR1020060136348A KR100825305B1 (ko) 2006-12-28 2006-12-28 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR1020060136347 2006-12-28
KR1020060136349A KR100825306B1 (ko) 2006-12-28 2006-12-28 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR1020060136347A KR100841771B1 (ko) 2006-12-28 2006-12-28 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR10-2006-0136348 2006-12-28
KR1020060136348 2006-12-28
KR10-2006-0136347 2006-12-28
KR10-2006-0136349 2006-12-28
KR1020060136349 2006-12-28
KR1020070084446 2007-08-22
KR1020070084447 2007-08-22
KR10-2007-0084446 2007-08-22
KR1020070084449A KR101408231B1 (ko) 2007-08-22 2007-08-22 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR10-2007-0084447 2007-08-22
KR20070084446A KR101510271B1 (ko) 2007-08-22 2007-08-22 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR1020070084447A KR101408229B1 (ko) 2007-08-22 2007-08-22 철손이 낮고 자속밀도가 높은 저온가열 방향성 전기강판제조방법
KR1020070084449 2007-08-22
KR10-2007-0084449 2007-08-22
PCT/KR2007/006803 WO2008078947A1 (en) 2006-12-27 2007-12-24 Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101568653A CN101568653A (zh) 2009-10-28
CN101568653B true CN101568653B (zh) 2011-09-07

Family

ID=39411818

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2007800483448A Active CN101568653B (zh) 2006-12-27 2007-12-24 制造晶粒定向电工钢板的方法

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR100817168B1 (zh)
CN (1) CN101568653B (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011102455A1 (ja) 2010-02-18 2011-08-25 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN103014594B (zh) * 2012-12-26 2014-11-19 北京科技大学 一种高性能磁致伸缩薄板带制备方法
KR102278897B1 (ko) * 2019-12-19 2021-07-16 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1191900A (zh) * 1997-02-28 1998-09-02 阿姆科公司 硅铬晶粒定向电工钢的制造方法
CN1254765A (zh) * 1998-10-27 2000-05-31 川崎制铁株式会社 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法
CN1481444A (zh) * 2000-12-18 2004-03-10 ��ɭ��²����ǡ��˹��ǡ���ض������� 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100347597B1 (ko) 1995-12-28 2002-11-23 주식회사 포스코 고자속밀도방향성전기강판의제조방법
KR100352606B1 (ko) * 1998-12-26 2002-10-19 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
JP4258157B2 (ja) 2002-03-05 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1191900A (zh) * 1997-02-28 1998-09-02 阿姆科公司 硅铬晶粒定向电工钢的制造方法
CN1254765A (zh) * 1998-10-27 2000-05-31 川崎制铁株式会社 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法
CN1481444A (zh) * 2000-12-18 2004-03-10 ��ɭ��²����ǡ��˹��ǡ���ض������� 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP平1－230721A 1989.09.14
JP特开2003－253341A 2003.09.10

Also Published As

Publication number Publication date
KR100817168B1 (ko) 2008-03-27
CN101568653A (zh) 2009-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101223115B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
CN103534366B (zh) 具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板及其制造方法
JP2019506526A (ja) 方向性電磁鋼板及びその製造方法
CN101573458B (zh) 高产率地生产具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板的方法
CN101568653B (zh) 制造晶粒定向电工钢板的方法
KR101506679B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101223117B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR20130014889A (ko) 자성과 생산성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101351955B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101263842B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR100352606B1 (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
WO2008078947A1 (en) Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets
KR100399221B1 (ko) 고자속밀도일방향성전기강판의제조방법
KR101516377B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20120074030A (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101263841B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR101131721B1 (ko) 자기 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101263843B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR970007334B1 (ko) 자기적 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR20020044244A (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
KR100501004B1 (ko) 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR101539750B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101535933B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101263799B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101263798B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230425

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.