CN101573458B - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Abstract

公开了一种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。根据本发明公开的方法，通过将钢板制备步骤中N和S的含量限制在低水平，限制热轧过程中板坯再热时溶解的N的量，以及控制最终退火过程的加热区段的加热速度，使得该速度在二次重结晶未开始的温度范围内为高水平，而在二次重结晶发生的温度范围内为常规水平，由此可以生产出板坯低温再热的晶粒定向电工钢板。

Description

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
技术领域
本发明涉及一种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，所述电工钢板用作电工设备的磁芯材料，所述电工设备例如各种变压器和大型发电机。 
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，因此，它们在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生长或 在较高温度溶解。此时，二次重结晶在相对较短的时间内发生。 
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。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磁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。其中最终退火是一个在将钢板绕成卷材状态时发生二次重结晶以生成{110}<001>织构的过程。 
在上述最终退火过程中，在退火之前将一种基于MgO的退火分隔剂涂覆在钢板表面，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，这些方法还都具有一些严重的根本性问题。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需要在高温下再热以使其溶解，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；并且在使用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，由于板坯的体积较大，所以都要将板坯再热至约1400℃，以保证直到板坯的内部都能有均匀的温度分布。 
当板坯被加热到上述高温较长时间时，就会出现下述问题：由于需要大量的热量，导致生产成本增高，另外，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加热设备的费用，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糙，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，这将会严重地降低产率。 
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，研究了不使用必须在高溶解温度下才溶解于固溶体的MnS的新方法。这一方法并不完全依赖于炼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；在钢板上涂覆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有氮化能力的气体的气氛气体。其中，在脱碳过程后在有氮化能力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公开了以一种经济的方式进行同时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 度时会分解为氮气和氢气这一特性，并将分解得到的氮气引入钢板。被引入钢板的氮气与钢板中存在的Al、Si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、(Al，Si)N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在低温下对板坯进行再热，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的问题如下文所述。 
通过氨气分解进行的氮化可在高于500℃的温度实现，这一温度是氨气的分解温度。然而，在500℃左右的温度，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生长不够稳定。因此，合适的氮化温度应为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。因而，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度、晶粒大小和化学组成。如果表面的粗糙度较高，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)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。 
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加热期内，钢板被保持在氮气和氢气的混合气中以保护作为晶粒生长抑制剂的氮化物，这样可使得二次重结晶较好地进行。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。在最终退火过程中，由于经过初次重结晶的钢板是在绕成卷材的状态下被处理，所以需要相当长的时间，这样说来，如果能够缩短热处理时间，将可能极大地提高产率。最终退火热循环由以下几个区段组成：用于除去MgO覆层中的水分的第一均热区段；形成玻璃状膜和进行二次重结晶的加热区段；用于从二次重结晶完成之前用作抑制剂的AlN和MnS中除去N和S的第二均热区段；以及冷却区段。通常，第一均热区段的温度被设定为650-850℃之间，第二均热区段的温度被设定为1150-1250℃之间。在最终退火过程的各个区段中，已知对于晶粒定向电工钢板的磁特性影响最大的是加热区段和第二均热区段。加热区段中的加热速度被设定为10-17℃/小时的很低的水平。通常认为，由于加热速度很低，二次重结晶晶粒的{110}<001>的锐度(sharpness)会提高，由 此可获得优异的磁特性。 
同时还认为，对于给定的化学组成而言，第二均热区段的时间增加可以改进磁特性，因为第二均热区段的时间增加会导致钢板中残留的N和S的量下降，从而使得被称作岛状晶粒的晶粒含量下降。因此，认为通过缩短最终退火时间来提高晶粒定向电工钢板的产率的方法不可能不对磁特性产生不良影响。 
此外，在上述发明中存在的问题是：由于脱碳和氮化同时进行，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会变得不均一。另外的问题是：由于在晶粒大小方面的优势，过度生长的初次重结晶晶粒会经历二次重结晶，在最终产物中也会含有具有非{110}<001>的取向的晶粒，导致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。 
换言之，在上述发明中存在的问题是：由于脱碳和氮化同时进行，与先脱碳后氮化的方法相比，初次重结晶钢板的晶粒大小在钢板的厚度方向上变得不均一。因此，上述方法的问题在于：在最终退火过程中，除{110}<001>之外的其他取向的晶粒发生二次重结晶的可能性增大，导致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。 
发明内容
本发明所解决的技术问题
为了解决现有技术中存在的上述问题，本发明的一个目标是提供一种通过板坯的低温再热工艺，高产率地生产具有优异磁特性的电工钢板的方法，所述方法通过以下方式进行：在钢板制备过程中将N和S——其在最终退火过程的第二均热区段中被除去——的含量控制在低水平；控制N——其在热轧过程中板坯再热时溶解——的含量；同时，将二次重结晶的加热区段的加热速度控制为两个不同的级。 
本发明的另一目的是提供一种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，所述方法通过以下方式进行：加入合适量的用于形成硫化物的元素Cu，从而在初次重结晶步骤中抑制晶粒生长以使得初次重结晶晶粒的大小均一，由此可稳定地形成二次重结晶晶粒。 
本发明的又一个目的是提供一种通过板坯的低温再热工艺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，所述方法通过以下方式进行：加入合适量的晶界偏析元素Sb，从而在初次重结晶步骤中抑制晶粒生长，以消除钢板厚度方向上的初次重结晶晶粒大小的不均一性，同时也可以稳定地形成二次重结晶晶粒，由此改进钢板的磁特性并提高产率。 
技术方案 
为实现上述目的，本发明提供一种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，所述方法包括：将用于生产晶粒定向电工钢板的板坯再热至板坯中的沉淀部分溶解的温度，热轧，热带退火，冷轧，在氨气、氢气和氮气的混合气体气氛下对冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，再对钢板进行最终退火，其中对所述板坯进行再热，以使得在板坯再热过程溶解的N的含量在0.0010-0.0040％的范围内。 
在根据本发明的生产方法中，所述晶粒定向电工钢板(下文中称为“第一种电工钢板”)含有重量百分比为2.0-4.0％的Si、0.020-0.040％的可溶于酸的Al、低于0.20％的Mn、低于0.0055％的N、0.04-0.07％的C、低于0.0055％的S，以及0.02-0.075％的P或0.05-0.35％的Cr，和余量的Fe和其他不可避免的杂质。 
另外，所述晶粒定向电工钢板(下文中称为“第二种电工钢板”)含有重量百分比为2.0-4.0％的Si、0.020-0.040％的可溶于酸的Al、低于0.20％的Mn、低于0.0055％的N、0.04-0.07％的C、低于0.0055％的S、0.05-0.50％的Cu，以及0.02-0.075％的P或0.05-0.35％的Cr，和余量的Fe和其他不可避免的杂质。 
此外，所述晶粒定向电工钢板(下文中称为“第三种电工钢板”)含有重量百分比为2.0-4.0％的Si、0.020-0.040％的可溶于酸的Al、低于0.20％的Mn、低于0.0055％的N、0.04-0.07％的C、低于0.0055％的S、0.01-0.15％的Sb，以及0.02-0.075％的P或0.05-0.35％的Cr，和余量的Fe和其他不可避免的杂质。 
在用于制备第一种电工钢板的最终退火过程中，根据二次重结晶开始的温度，将加热区段中的加热速度设定为两级，其中在第一均热温度至900-1020℃的温度区间内，加热区段的加热速度为18-75℃/小时，在1020 ℃以上至第二均热温度的加热区段内，加热速度为10-15℃/小时。而且，所述板坯中的沉淀部分溶解的温度为1050-1250℃，所述二次重结晶的温度范围为1020-1150℃。另外，在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000 
Figure G2007800484506D00081
在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的大小为18-30μm。 
在用于制备第二种电工钢板的最终退火过程中，在第一均热温度至900-1020℃的温度区间内，加热区段的加热速度为18-75℃/小时，在1020℃以上至第二均热温度的加热区段内，加热速度为10-15℃/小时。另外，在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000 
Figure G2007800484506D00082
在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的大小为18-30μm。 
在用于制备第三种电工钢板的最终退火过程中，根据二次重结晶开始的温度，将加热区段中的加热速度设定为两级，其中在第一均热温度至900-1020℃的温度区间内，加热区段的加热速度为18-75℃/小时，在1020℃以上至第二均热温度的加热区段内，加热速度为10-15℃/小时。而且，所述板坯中的沉淀部分溶解的温度为1050-1250℃，所述二次重结晶的温度范围为1020-1150℃。另外，在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000 在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的大小为18-30μm。 
有益效果
如上所述，使用本发明方法，通过将N和S的含量限制在低水平，同时限制热轧过程中板坯再热时溶解的N的含量，并设定最终退火过程的加热区段的加热速度为在二次重结晶未开始的温度范围内为高速度，而在二次重结晶发生的温度范围内为常规速度，由此可以高产率地生产出具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板。 
此外，根据本发明，通过加入合适量的用于形成硫化物的元素Cu，从而在初次重结晶步骤中抑制晶粒生长，以使得初次重结晶晶粒的大小均一，进而稳定地形成二次重结晶晶粒，由此可以通过板坯的低温再热工艺，高产率地生产出具有优异磁特性的晶粒定向电工钢板。 
此外，根据本发明，通过加入晶界偏析元素Sb，从而在初次重结晶步骤中抑制晶粒生长，以消除钢板厚度方向上的初次重结晶晶粒大小的不均一性，进而稳定地形成二次重结晶晶粒，由此可以通过板坯的低温 再热工艺，更高产率地生产出具有更高磁特性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。 
氮化可以在脱碳之后进行或者与脱碳同时进行，由氨气分解产生的氮气流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，而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，在这一温度形成例如Si3N4和(Si，Mn)N的氮化物。这类沉淀很容易在低温下形成，但是它们对热非常不稳定。因此，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，这些沉淀会在随后的最终退火过程中再次分解，从而使得它们能够与电工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。 
通过同时脱碳和氮化而形成沉淀的方法要求退火温度在800℃以上。设定这一温度是由于以下事实：在低于800℃的温度进行退火所需的时间过长，因而在工业上不实用；以及通过使氮气的扩散有效地进行可产生相对稳定的氮化物。在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。于是，这些沉淀可被直接用作抑制剂，而不需再后续的最终退火过程中再次沉淀它们。 
已经认识到，在常规方法中，通过缩短最终退火时间来提高产率而不损害磁特性是不可能的。当使用基于Al的抑制剂进行板坯低温再热的工艺时，在最终退火过程中，初次重结晶晶粒的大小直至二次重结晶开始之前都不会有明显的变化。因此，在二次重结晶未开始的温度范围内的加热速度不会明显影响二次重结晶行为，因为此时初次重结晶的织构不发生变化。然而，在这种情况下，加热速度过快会使得钢板卷材的各 部分之间的温度差异变大，从而对表面性质产生不利影响。上述事实意味着：如果将发生二次重结晶的加热区段的加热速度设定为两级，将可以明显地缩短加热区段的时间，由此缩短最终退火过程的时间。另外，由于在钢板的表面会形成玻璃状膜而使在第二均热区段中N和S通过扩散而从钢板中被除去所需要的时间很长，所以发现如果在钢板制备步骤中将形成抑制剂的元素N和S控制在低水平，那么也就可以缩短第二均热区段的时间，从而极大地缩短最终退火时间。另外，同时脱碳和氮化退火的工艺与先脱碳再氮化的工艺相比，初次重结晶晶粒大小的不均一性会更大一些，过度生长的晶粒由于在大小方面具有优势而会经历二次重结晶过程，这样就会对最终产品的磁特性产生不良影响。根据本发明，加入合适量的Cu或Sb可以防止出现上述问题。 
具体而言，Cu会在热轧步骤中以硫化物的形式形成精细的沉淀，从而抑制初次重结晶晶粒的过度生长，Sb会在晶界偏析，从而抑制初次重结晶晶粒的过度生长，这样就可以使得晶粒大小在钢板的厚度方向上比较均一。在这种情况下，就只有高斯晶粒选择性地经历二次重结晶，从而能够生产出具有更好磁特性的晶粒定向电工钢板。 
下文中将更详细地说明限定本发明中各化学组分含量的理由。 
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4.0％，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2.0-4.0％。 
Al形成作为抑制剂的氮化物，例如AlN、(Al，Si)N或(Al，Si，Mn)N。如果Al的含量低于0.02％，就不能有效地起到抑制剂的作用；如果Al的含量过高，基于Al的氮化物沉淀会过于粗糙，由此生成的抑制剂就不能充分发挥作用。出于上述理由，Al的含量被限定为0.02-0.04％。 
Mn可以增加电阻率，并以与Si相同的方式减少铁芯损耗。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在二次重结晶过程中发挥着重要作用。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％。 
如果在钢板制备步骤中N的含量高于0.0055％，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，并且还使得最终退火过程的第二均热区段中除去N所需的时间较长，这样就不能高产率地生产晶粒定向电工钢板。如果在钢板中N的含量为0.0055％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0.0055％。 
如果C的加入量高于0.04％，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的含量高于0.07％，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0.04-0.07％。 
如果S的含量高于0.0055％，它将会在板坯再热的过程中溶解而在热轧过程中形成精细的沉淀，这样将会减小初次重结晶晶粒的大小，导致二次重结晶开始的温度下降，从而对钢板的磁特性产生不良影响。此外，由于最终退火过程的第二均热区段中除去S所需的时间会较长，生产晶粒定向电工钢板的产率就会下降。如果在钢板中S的含量为0.0055％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过程中形成的具有{110}<001>取向的晶粒的数量增加。因此，S的含量被限定为低于0.0055％，因为这可以使二次重结晶晶粒的大小减小，从而能改进最终产品的磁特性。 
P能够促进低温再热的晶粒定向电工钢板中的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>晶粒的锐度。另外，P不仅能通过增加初次重结晶钢板中的{110}<001>晶粒的量而降低最终产品的铁芯损耗，还能通过有效地促进初次重结晶钢板中{111}<112>织构的生成而提高最终产品中{110}<001>晶粒的锐度，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℃的高温下仍能够在晶界偏析，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，由此使得钢板的冷轧变得困难。因此，P的含量被限定为0.02％-0.075％。然而，如果加入Cr，P的这种功能就会被抵消，因此如果加入了P，那么Cr的优选含量应低于0.05％。 
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，并增加初次重结晶钢板中的{110}<001>晶粒。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，这样会干扰氮化过程。因此，Cr的含量被限定为0.05％-0.35％。在本发明中，P的含量会对Cr的有用功能产生不良影响。具体而言，P在热轧步骤中在晶界偏析，因此它会阻碍Cr对于初次重结晶晶粒生长的促进作用，而且P还会增加钢板的脆性，由此影响钢板的冷轧属性。出于上述理由，如果加入了Cr，那么P的含量应被限定为低于0.02％。 
Cu能够在热轧步骤中形成精细的沉淀，从而作为初次重结晶晶粒生长的抑制剂，并且基本上不会成为二次重结晶晶粒生长的抑制剂。为了使Cu能够抑制初次重结晶晶粒的过度生长，需要Cu的加入量高于0.05％。同时，如果Cu的加入量高于0.50％，初次重结晶晶粒将会变得太小，从而降低二次重结晶开始的温度，由此对电工钢板的磁特性产生不良影响。因此，Cu的加入量被限定为0.05-0.50％。 
Sb能够在晶界偏析从而抑制初次重结晶晶粒的过度生长。但如果Sb的加入量低于0.01％，它的功能将不能充分地体现。同时，如果Sb的含量高于0.15％，初次重结晶晶粒的大小将变得太小，从而降低二次重结晶开始的温度，由此对磁特性产生不良影响。或者，当Sb的含量高于0.15％时，由于对晶粒生长的抑制作用过强，可能甚至不能形成二次重结晶晶粒。因此，Sb的含量被限定为0.01-0.15％。 
下面将详细描述本发明的生产方法的各工艺条件。 
在热轧前，板坯的再热温度为板坯中的沉淀部分溶解的温度，但再热温度应确定为使得溶解的N的量在0.0010-0.0040％的范围内。通常，板坯中的沉淀部分溶解的温度低于1250℃。本发明人发现，对于初次重结晶晶粒的大小有决定性作用的并不是在钢板制备步骤中的N的量，而是在热轧过程中板坯被再热时溶解的N的量。当可溶性Al的含量为0.024％时，为了使得溶解的N含量为0.0010％，板坯的再热温度应为1050℃。另一种情况，当可溶性Al的含量为0.032％时，为了使得溶解的N 含量为0.0040％，板坯的再热温度应为1250℃。另外，如果加热温度低于1050℃，板坯的热轧将难以进行，如果加热温度高于1250℃，将在热轧步骤中形成精细的沉淀，从而使得初次重结晶晶粒的大小减小，使得难以进行稳定的二次重结晶。如果在板坯再热过程中溶解的N的量低于0.0010％，初次重结晶晶粒的平均大小将会过大，使得二次重结晶不能发生，这将会极大地损害磁特性。即使通过降低初次重结晶退火温度的方式减小初次重结晶晶粒的平均大小，也不能避免表面特性不佳的问题。另一方面，如果溶解的N含量高于0.0040％，初次重结晶晶粒的平均大小将会减小，从而使得二次重结晶的温度降低，这将会对{110}<001>织构的锐度产生不良影响。因此，在板坯再热过程中溶解的N的含量被限定为0.0010-0.0040％。 
用于制备电工钢板的板坯在按上文所述被再热之后，就使用常规方法进行热轧。在目前常用的方法中，热轧板的最终厚度通常为2.0-3.5mm。将热轧板进行热带退火之后，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热带退火，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℃的温度使钢板均热化，然后再使钢板冷却。在热轧或热带退火之后的沉淀的平均大小为300-3000 
Figure G2007800484506D00131
在氨气+氢气+氮气的混合气体气氛下，对冷轧板进行同时脱碳和氮化退火。通常，因为氮化是一种将氮引入钢板形成作为抑制剂的氮化物的过程，所以氮化可在冷轧之后使用任何工艺进行。也就是说，在脱碳过程中或在脱碳过程后的单独的氮化过程中，可使用氨气将氮引入钢板中。当然，进行同时脱碳和氮化的方法是比较经济简便的。 
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，通常退火时间大于30秒。在这种情况下，初次重结晶晶粒的大小被控制在18-30μm的范围内。 
在常规的生产具有定向晶粒电工钢板的工艺中，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，其中二次重结晶晶粒的{110}平面平行于轧制平面，<001>方向平行于轧制方向。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；以及除去会影响磁特性的杂质。在常规的最终退火方法中，在二次重结晶发生前的加热区段内，钢板被保持在氮气和氢气的混合气中以保护作为晶粒生长抑制剂的氮化物，这样可使得二次重结晶较好地发生。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。最终退火所需的时间通常为135-160小时，并会根据对钢板卷材退火所用的热处理炉的容量和类型而略有变化。如上所述需要较长时间的最终退火过程成为生产晶粒定向电工钢板的工艺中最受关注的工艺过程，人们一直在努力尝试缩短最终退火时间，但是仍未获得令人满意的结果。在最终退火的各个区段内，对于晶粒定向电工钢板的磁特性影响最大的区段是加热区段和第二均热区段。加热区段的加热速度通常设定为10-15℃/小时的极低速度。本发明人注意到了下述事实：当使用基于Al的抑制剂进行板坯低温再热的工艺时，在最终退火过程中，初次重结晶晶粒的大小直至二次重结晶开始之前都不会有明显的变化，因此初次重结晶织构也不会改变。因此，本发明人发现，在不发生二次重结晶的温度范围内的加热速度不会影响或不会明显影响二次重结晶行为。从这一事实出发，本发明人还发现，如果基于二次重结晶发生的温度范围将加热区段的加热速度设定为两级，就可以极大地缩短最终退火过程中的加热区段的时间。根据本发明，通过下述手段可以明显缩短时间而又不损害磁特性：在加热区段内，先以18-75℃/小时的速度从第一均热温度升温至二次重结晶开始的温度，然后再从二次重结晶开始的温度升温至第二均热温度。考虑到二次重结晶开始的温度，上述两级加热法所基于的温度在900-1020℃范围内。将上述温度的上限定为1020℃的理由是：在1020℃以上的温度时，钢板卷材中最高温度和最低温度之间的差异将会过大，从而会明显损害钢板的表面特性；另外，钢板的二次重结晶还会变得不稳定，从而对钢板的磁特性产生不良影响。另一方面，将上述温度的下限定为900℃的理由是：在低于 900℃的温度时，两级加热的效果将变得不明显。因此，考虑钢板卷材的温度差异以及钢板的表面特性和磁特性之间的关系，将上述温度限定为900-1020℃。 
将加热速度设定为低于75℃/小时的理由是：当加热速度高于75℃/小时时，钢板卷材中的温度差异将会增大，从而对钢板的表面特性产生不良影响。另一方面，将加热速度设定为高于18℃/小时的理由是：当加热速度低于18℃/小时时，加热时间将会变长，导致产率的下降。另外，当加热至二次重结晶开始的温度前的加热速度高于75℃/小时时，钢板卷材中的温度差异将会增大，从而对钢板的表面特性产生不良影响，而当加热速度低于18℃/小时时，加热时间将会变长，导致产率的下降。 
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1-4涉及第一种电工钢板；实施例5-6涉及第二种电工钢板；实施例7-8涉及第三种电工钢板。 
[实施例1] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.19％的Si、0.053％的C、0.095％的Mn、0.0068％的S、0.0076％的N、0.026％的可溶性Al、0.029％的P，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯在1145℃加热210分钟，然后进行热轧，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.30mm的厚度。在初次重结晶退火过程中，对冷轧板进行脱碳和氮化，经过氮化的钢板中氮的含量为180-220ppm。 
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，第一均热温度为700℃，在700℃至1200℃的加热区段内的加热速度按照下表1所示，最终退火的气氛为25％氮气+75％氢气的混合气，加热温度最高为1200℃。当温度达到1200℃时，将钢板保持在100％氢气气氛下25小时以上，然后在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表1。 
【表1】 
Figure G2007800484506D00161
如表1所示，在二次重结晶开始之前的700-950℃范围内加热速度为25-75℃/小时所制得的对比材料4、5和6，与在整个加热区段内加热速度均为15℃/小时所制得的对比材料1相比，表现出类似的磁特性和相同的表面特性。然而，将对比材料2和3(其中在整个加热区段的加热速度增大)与对比材料1相比可以看出，对比材料2和3表现出较差磁特性。至于在700-950℃范围内加热速度为100℃/小时所制得的对比材料7，其磁特性与对比材料1相比类似，而表面特性不如对比材料1。因此可以看出，将加热区段内的加热速度控制为两级后，明显缩短了最终退火的热处理时间，而且并未对产品特性产生不良影响，因而可以高产率生产晶粒定向电工钢板。 
[实施例2] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.25％的Si、0.057％的C、0.11％的Mn、0.028％的可溶性Al、0.031％的P，如下表2所示含量的N和S，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯在1150℃加热210分钟，然后进行热轧，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃，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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。同时，在1200℃的均热时间如下表2所示。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表2。 
【表2】 
  在1200  ℃的均  热时间   S含量  (wt％)   N含量  (wt％)   磁通密度  (B10，特  斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，  W/kg)  备注
  25小时   0.0065   0.0071   1.917   1.01  对比材料8
  20小时   0.0065   0.0071   1.905   1.06  对比材料9
  20小时   0.0063   0.0063   1.916   1.04  对比材料10
  20小时   0.0064   0.0045   1.915   1.03  对比材料11
  20小时   0.0063   0.0027   1.919   1.03  对比材料12
  20小时   0.0075   0.0073   1.906   1.07  对比材料13
  20小时   0.0043   0.0070   1.919   1.04  对比材料14
  20小时   0.0026   0.0072   1.913   1.02  对比材料15
  20小时   0.0046   0.0044   1.925   0.97  本发明材料1
  20小时   0.0044   0.0032   1.928   0.96  本发明材料2
  20小时   0.0026   0.0042   1.931   0.95  本发明材料3
  20小时   0.0026   0.0023   1.935   0.94  本发明材料4
如表2所示，即便第二均热时间明显减少，本发明材料仍具有常规水平的S和N含量。此外，本发明材料与第二均热时间为25小时的对比材料相比，显示出优异的磁特性。因此可以看出，根据本发明，可同时改进晶粒定向电工钢板的磁特性和产率。 
[实施例3] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.31％的Si、0.052％的C、0.09％的Mn、0.029％的可溶性Al、0.028％的P、0.0053％的N、0.0044％的S，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯进行热轧，在热轧过程的板坯再热过程中溶解的N的量如下表3所示，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1115℃，在910℃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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气，在1200℃或更高温度保持20小时。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表3。 
【表3】 
  在板坯再热过  程中溶解的N  的量(wt％)  磁通密度 (B10，特斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/kg)  备注
  0.0034  1.712   1.53  对比材料16
  0.0013  1.929   0.94  本发明材料5
  0.0021  1.926   0.94  本发明材料6
  0.0030  1.923   0.95  本发明材料7
  0.0037  1.921   0.96  本发明材料8
  0.0046  1.902   1.05  对比材料17
如上表3所示，可以看出，即使钢板中的S和N的含量均低于0.0055％，具有本发明范围内的在板坯再热过程中溶解的N量的本发明材料与对比材料相比，仍表现出优异的磁特性。 
[实施例4] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.16％的Si、0.052％的C、0.095％的Mn、0.027％的可溶性Al、0.022％的Cr，如下表4所示含量的N和S，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯在1140℃加热250分钟，然后进行热轧，以产生厚度为2.2mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃，在900℃保持90秒，在水中淬火，用酸清洗，再冷轧至0.23mm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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。同时，在1200℃的均热时间如下表4所示。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％的氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表4。 
【表4】 
  在1200℃  的均热时  间   S含量  (wt％)   N含量  (wt％)   磁通密度  (B10，特斯  拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/  kg)  备注
  25小时   0.0067   0.0073   1.927   0.87  对比材料16
  20小时   0.0068   0.0072   1.916   0.89  对比材料17
  20小时   0.0062   0.0064   1.925   0.90  对比材料18
  20小时   0.0061   0.0044   1.926   0.89  对比材料19
  20小时   0.0062   0.0029   1.928   0.88  对比材料20
  20小时   0.0072   0.0074   1.915   0.91  对比材料21
  20小时   0.0042   0.0069   1.928   0.90  对比材料22
  20小时   0.0024   0.0073   1.924   0.88  对比材料23
  20小时   0.0044   0.0045   1.936   0.82  本发明材料5
  20小时   0.0042   0.0031   1.939   0.81  本发明材料6
  20小时   0.0023   0.0043   1.941   0.80  本发明材料7
  20小时   0.0025   0.0021   1.944   0.79  本发明材料8
[0087] 如表4所示，即使在第二均热时间大幅缩短的情况下，本发明材料与S和N含量为常规水平并且第二均热时间为25小时的对比材料相比，仍显示出优异的磁特性。因此，根据本发明，可同时改进晶粒定向电工钢板的磁特性和产率。 
[实施例5] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.19％的Si、0.058％的C、0.11％的Mn、0.027％的可溶性Al、0.031％的P、0.0044％的N、0.0050％的S，如下表5所示含量的Cu，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯在板坯再热过程中溶解的N的量为0.0032％的温度加热210分钟。然后对加热的钢板进行热轧，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1095℃，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64℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气引入温度为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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。同时，在1200℃的均热时间为15小时。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表5。 
【表5】 
  Cu含量  (wt％)  磁通密度 (B10，特斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/kg)   备注
  0.02  1.909   1.03   对比材料24
  0.11  1.930   0.99   本发明材料9
  0.23  1.935   0.98   本发明材料10
  0.30  1.939   0.98   本发明材料11
  0.45  1.943   0.96   本发明材料12
  0.62  1.857   1.25   对比材料25
[0093] 如表5所示，含有本发明范围内的Cu含量的本发明材料9-12与对比材料24-25相比，显示出优异的磁特性。 
[实施例6] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.35％的Si、0.051％的C、0.095％的Mn、0.027％的可溶性Al、0.026％的P、0.0054％的N、0.0045％的S、0.21％的Cu，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯加热，在热轧过程的板坯再热过程中溶解的N的量如表6所示。然后对再热的板坯进行热轧，以产生厚度为2.3mm热轧板。将热轧板加热至1115℃，在910℃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66℃的75％氢气和25％氮气的混合气和1％的干燥的氨气引入温度为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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表6。 
【表6】 
  在板坯再热过  程中溶解的N  的量(wt％)  磁通密度 (B10，特斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/kg)   备注
  0.0003  1.775   1.27   对比材料26
  0.0016  1.945   0.96   本发明材料13
  0.0025  1.938   0.97   本发明材料14
  0.0037  1.936   0.98   本发明材料15
  0.0051  1.910   1.03   对比材料27
如上表6所示，即使在Cu含量为本发明范围内的0.21％时，具有本发明所限定的在板坯再热过程中溶解的N的量的本发明材料13-15与对 比材料26-27相比，仍表现出优异的磁特性。 
[实施例7] 
用于制备晶粒定向电工钢板的板坯含有重量百分比为3.31％的Si、0.055％的C、0.12％的Mn、0.026％的可溶性Al、0.029％的P、0.0042％的N、0.0045％的S、如下表7所示含量的Sb，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯在板坯中溶解的N的量为0.0025％的温度加热210分钟。然后对再热的板坯进行热轧，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1120℃，在920℃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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。同时，在1200℃的均热时间为15小时。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于表7。 
【表7】 
  Sb含量(wt％)  磁通密度 (B10，特斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/kg)   备注
  0.005  1.914   1.02   对比材料28
  0.013  1.935   0.98   本发明材料16
  0.042  1.946   0.97   本发明材料17
  0.070  1.937   0.98   本发明材料18
  0.12  1.933   0.99   本发明材料19
  0.24  1.872   1.12   对比材料29
如上表7所示，具有本发明范围内的Sb加入量的本发明材料16-19与对比材料28-29相比，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重量百分比为3.23％的Si、0.058％的C、0.12％的Mn、0.025％的可溶性Al、0.032％的P、0.0053％的N、0.0042％的S、0.032％的Sb，以及余量的铁和不可避免的杂质；将所述板坯进行再热，在热轧过程的板坯再热过程中溶解的N的量是变化的。对再热的板坯进行热轧，以产生厚度为2.3mm的热轧板。将热轧板加热至1100℃，在920℃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，第一均热温度为700℃，第二均热温度为1200℃，在700℃至950℃的加热区段内的加热速度为45℃/小时，在950℃至1200℃的加热区段内的加热速度为15℃/小时。最终退火的气氛为：在1200℃以下时为25％氮气+75％氢气的混合气；在1200℃或更高温度时为100％氢气，在1200℃或更高温度保持15小时。然后使钢板在炼钢炉中冷却。在不同工艺条件下测得的磁特性示于下表8。 
【表8】 
  在板坯再热过  程中溶解的N  的量(wt％)  磁通密度 (B10，特斯拉)   铁芯损耗  (W17/50，W/kg)   备注
  0.0004  1.758   1.32   对比材料30
  0.0015  1.949   0.94   本发明材料20
  0.0027  1.942   0.95   本发明材料21
  0.0037  1.939   0.96   本发明材料22
  0.0048  1.915   1.02   对比材料31
如上表8所示，即使在Sb含量为本发明范围内的0.032％时，具有本发明范围内的在板坯再热过程中溶解的N量的本发明材料20-22与对比材料30-31相比，仍表现出优异的磁特性。 

Claims (16)

1.一种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，所述方法包括：将用于生产晶粒定向电工钢板的板坯再热至板坯中的沉淀部分溶解的温度，热轧，热带退火，冷轧，在氨气、氢气和氮气的混合气体气氛下对冷轧板进行同时脱碳和氮化退火，再对钢板进行最终退火，
其中所述晶粒定向电工钢板含有重量百分比为2.0-4.0％的Si、0.020-0.040％的可溶于酸的Al、低于0.20％的Mn、低于0.0055％的N、0.04-0.07％的C、低于0.0055％的S，以及0.02-0.075％的P或0.05-0.35％的Cr，和余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中所述对板坯进行再热，以使得在板坯被再热的过程溶解的N的量在0.0010-0.0040％的范围内。
2.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板还含有重量百分比为0.05-0.50％的Cu。
3.权利要求1的方法，其中所述晶粒定向电工钢板还含有重量百分比为0.01-0.15％的Sb。
4.权利要求1的方法，其中在所述最终退火过程中，根据二次重结晶开始的温度将加热区段的加热速度设定为两级，其中加热区段的加热速度在从第一均热温度至二次重结晶开始的温度的范围内为18-75℃/小时，在从二次重结晶开始的温度至第二均热温度的范围内为10-15℃/小时。
5.权利要求1或4的方法，其中所述板坯中的沉淀部分溶解的温度为1050-1250℃。
6.权利要求4的方法，其中所述二次重结晶在1020-1150℃的温度范围内进行。
7.权利要求1或4的方法，其中在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000
Figure FSB00000514409700021
8.权利要求1或4的方法，其中在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的大小为18-30μm。
9.权利要求2的方法，其中所述最终退火包括以18-75℃/小时的速度将钢板从第一均热温度加热至二次重结晶开始的温度，然后再将钢板以10-15℃/小时的速度加热至第二均热温度。
10.权利要求2或9的方法，其中在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000
Figure FSB00000514409700022
11.权利要求2或9的方法，其中在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的平均大小为18-30μm。
12.权利要求3的方法，其中在所述最终退火过程中，根据二次重结晶开始的温度将加热区段的加热速度设定为两级，其中加热区段的加热速度在从第一均热温度至二次重结晶开始的温度的范围内为18-75℃/小时，在从二次重结晶开始的温度至第二均热温度的范围内为10-15℃/小时。
13.权利要求3或12的方法，其中所述板坯中的沉淀部分溶解的温度为1050-1250℃。
14.权利要求12的方法，其中所述二次重结晶在1020-1150℃的温度范围内进行。
15.权利要求3或12的方法，其中在所述热轧或热带退火后，沉淀的平均大小为300-3000
Figure FSB00000514409700023
16.权利要求3或12的方法，其中在所述同时脱碳和氮化退火过程后，初次重结晶晶粒的大小为18-30μm。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101059213B1 (ko) 2008-12-19 2011-08-24 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판의 안정적 제조방법
US9663839B2 (en) * 2011-12-16 2017-05-30 Posco Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
JP2014198874A (ja) * 2013-03-29 2014-10-23 株式会社神戸製鋼所 耐食性と磁気特性に優れた鋼材およびその製造方法
CN108570595B (zh) * 2018-05-17 2020-02-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种新能源汽车驱动电机用低铁损高磁感冷轧无取向电工钢及其生产方法
CN112391512B (zh) 2019-08-13 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感取向硅钢及其制造方法

Citations (2)

* 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
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 (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59190325A (ja) 1983-04-09 1984-10-29 Nippon Steel Corp 連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の製造法
JPH06256847A (ja) * 1993-03-03 1994-09-13 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07138643A (ja) * 1993-11-16 1995-05-30 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
KR101141279B1 (ko) * 2004-12-28 2012-05-04 주식회사 포스코 자기특성이 우수한 방향성 전기강판 제조방법

Patent Citations (2)

* 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
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 (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP昭59-190325A 1984.10.29
JP特开平6-256847A 1994.09.13
JP特开平7-138643A 1995.05.30

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