CN101778956A - 晶粒取向磁性带材的制造方法 - Google Patents

Abstract

由包含2.3-5.0％硅的钢制成的晶粒取向磁性带材的制造方法，其是通过具有中间退火的两步热轧来制备含有能够控制二次再结晶的第二相的分布的热轧片材并将其变成最终产品获得的。

Description

晶粒取向磁性带材的制造方法

技术领域

本发明涉及由硅钢制成的晶粒取向磁性带材的制造方法。这些带材一般用于变压器的磁芯的制造。

背景技术

将可以在市场上得到的产品基于它们的磁特性(以Standard UNIEN 10107定义)分级：

-用等于800A/m的外加磁场测量的“800A/m下的磁感应”B800(以特斯拉表达)；

-在预设的磁感应值(对于P15为1.5T，对于P17为1.7T)下测量的功率损失(以W/kg表达)。

根据引用的标准，将具有B800≥1.75T的产品定义为“晶粒取向”，并将具有B800≥1.88T的产品定义为“具有高磁导率的晶粒取向”。近年来的制造方法的进展导致在市场上可得到的晶粒取向产品的B800普遍≥1.80T。

从冶金的观点看，这些产品具有从几mm到几cm的晶粒尺寸，使得<100>方向与轧制方向对准且{110}面与轧制面平行。<100>方向越与轧制方向对准，则磁特性越好。

最佳冶金结果的获得以复杂的方式受沿从钢制备到实施最终退火的操作条件的整个制造过程分布的参数的影响。

精细地分布于基质中的第二相(典型为硫化物和/或硒化物和/或氮化物)的析出在制造过程中起重要作用，这些第二相是控制二次再结晶期间的晶粒生长的决定因素。

用于制造晶粒取向磁性钢的常规技术(例如参见IT1029613)设想在热轧和热轧片材的后续退火步骤期间获得能够控制二次再结晶的这种第二相分布。

通过如下方式获得析出：在合金中存在能够形成第二相(硫化物和/或硒化物和/或氮化物)的受控含量的元素，在热轧之前将板坯加热到非常高的温度(＞1300℃)，从而溶解以粗大形式析出并且不能在铸造期间控制二次再结晶的大量第二相，使得它们可在热轧以及热轧片材的后续退火期间以能够控制二次再结晶的形式再析出。

从不同的观点看，用于在热轧之前加热板坯的高温导致了值得注意的问题：

-与设备有关的问题，需要使用用于在上述温度下处理板坯的特殊加热炉子，

-与维护有关的问题，事实上，使用的温度比液体炉渣的形成温度高，该液体炉渣通过挤压炉子的移动机构产生显著的维护问题，

-关于最终产品的表面品质的问题，事实上，在这样高的温度下，板坯表面受到损害，还发现该损害也伤及了最终产品，

-关于电力消耗的问题，事实上，在这样高的温度下，由于炉子的热耗散导致的电力损失非常高。

在为制造这些钢而选择的方案中，通过在脱碳退火之后或期间、在紧挨着二次再结晶退火之前进行的氮化处理，获得能够控制二次再结晶的形式的第二相析出(EP 0339474)。

因此，通过预防性地在热轧之前的板坯加热期间溶解第二相，不再需要将已处于能够控制二次再结晶的形式的第二相析出到热轧片材中；结果，板坯加热温度可降低到低于溶解温度(＜1200℃)。

(EP 0950120)代表了用于通过氮化制造晶粒取向磁性钢的上述技术的另一进展，其中在获得大量第二相的溶解所需的温度(IT1029613)和防止它们溶解所需的温度(EP0339474)之间的温度下，使热轧之前的板坯经受加热处理。

但是，这些操作步骤带来几个缺点。

第一缺点与如下事实有关：不管怎样，在热轧之前的板坯加热期间溶解的第二相含量强烈依赖于加热温度以及所讨论的第二相的溶度积(由此，例如在AlN的情形中，依赖于化学活度，并因此依赖于Al和N在溶体中的浓度，并对于考虑的其它的氮化物、硫化物和/或硒化物同样如此)。

当希望溶解大量的第二相(I T1029613)和希望防止溶解时(EP 0339474)，以及在寻求两个极端之间的中间位置的情形中，除了加热温度之外还要求非常严格地控制能够形成第二相的这些元素的浓度(EP 0950120)。

尽管采用高度控制的炼钢操作，但制造工艺中的不可避免的波动导致能够形成第二相的元素的浓度波动，并因此导致相关的化学活度的波动，使得第二相的溶解和再析出的严格控制变得非常困难，从而对于产品品质和生产率均带来不可避免的负面影响。

另一缺点是，由动力学原因导致的在热轧之前的板坯加热期间完全溶解或部分溶解的第二相在热轧期间不完全析出，而是保持在过饱和的溶体中。在该方法后续时刻进行的退火期间，特别是在热轧片材的退火和后续脱碳退火期间，出现这些相的析出。为了防止过细或不均匀的析出，这种情况要求对于有关的工艺步骤进行非常严格的控制。

此外，如果在比铸造期间析出的第二相的溶解所需的温度更低的温度下进行所述热轧之前的板坯加热(EP0339474)，存在如下缺点：由于在热轧和热轧片材的后续退火期间在片材中存在的弱抑制性，因此冷轧之前的片材的晶粒尺寸相当大(为几百μm的量级)；金属基质中的相关显微组织和低晶粒边界密度使得材料对于任何裂纹扩展现象均特别敏感。因此，片材固有地脆并易于在冷轧期间断裂，以至于很难将Si wt％增加到超过3.2％。

因此，在特定领域中需要改善晶粒取向磁性带材的品质，相伴随地降低生产周期的复杂性和功率消耗的程度。

发明内容

通过采用根据本发明的方法，上述的需要得到满足，并进一步提供了将在下文变得明显的其它优点。

采用本发明，能够进行制造用于电磁应用的晶粒取向硅钢条的方法，这是通过制造含有能够控制二次再结晶的第二相的分布的热轧片材并将其变成最终产品获得的。

具体实施方式

本发明的第一实施方案是通过对钢进行连铸来制造晶粒取向磁性带材的方法，所述钢含有重量百分比(wt％)为2.3-5.0的硅。Si的作用在于增加合金电阻率，由此降低由涡流效应导致的电机磁芯的功率损失。对于比报导的最低浓度更低的浓度，不会充分地发生该降低，而对于比报导的最低浓度更高的浓度，合金变得太脆，以至于难以将其变成最终产品。

此外，合金含有能够在Fe-Si基质中形成在高温下稳定的氮化物的系列B、Al、Cr、V、Ti、W、Nb、Zr中的至少两种元素(其浓度等于与存在的氮化学计量比结合所需量的1.5倍)和能够在Fe-Si基质中形成在高温下稳定的硫化物和/或硒化物的选自Mn和Cu中的至少一种元素(与存在的硫和/或硒成过化学计量比)；所述合金在板坯铸造之前还应含有浓度为20-200ppm的N，和/或浓度使得(S+(32/79)Se)为30-350ppm的S或Se或二者。

能够形成第二相的元素的过大浓度在任何时候都对获得良好取向的二次再结晶有害。

由作者实施的研究表明，最好地控制析出现象的参数是能够形成析出物的元素的摩尔浓度之总和，该总和由以分别用于氮化物和硫化物/硒化物的式(1)和(2)定义的量F_N和F_S表示。

$F_N=\frac{\left[B\right]}{M_B}+\frac{\left[\mathrm{Al}\right]}{M_{\mathrm{Al}}}+\frac{\left[\mathrm{Cr}\right]}{M_{\mathrm{Cr}}}+\frac{\left[V\right]}{M_V}+\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{M_{\mathrm{Ti}}}+\frac{\left[W\right]}{M_W}+\frac{\left[\mathrm{Nb}\right]}{M_{\mathrm{Nb}}}+\frac{\left[\mathrm{Zr}\right]}{M_{\mathrm{Zr}}}---\left(1\right)$

$F_S=\frac{\left[\mathrm{Mn}\right]}{M_{\mathrm{Mn}}}+\frac{\left[\mathrm{Cu}\right]}{M_{\mathrm{Cu}}}---\left(2\right)$

其中[X]表示以ppm计的元素X的重量浓度，M_X是相关的原子量。

在本发明的教导的范围内，以上报导的两个量应处于以下范围内：

$1.5\&CenterDot;\left(\frac{\left[N\right]}{M_N}\right)<F_N<40---\left(3\right)$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}<F_S<100---\left(4\right)$

其中，下限表示与N、S和/或Se的化学计量比的条件，且上限是这样的限度：超过它析出就变得不均匀并且不能控制取向二次再结晶。

低于所要求的最低极限的N和S含量在任何时候都产生不足以控制取向二次再结晶的现象的第二相的量，而高于所要求的极限的浓度无益地增加制造成本并可导致合金脆化现象。

除了指出的元素以及Fe和不可避免的杂质以外，该合金可任选地含有至多800ppm的C、重量浓度总和不超过1500ppm的Sn、Sb、As和重量浓度总和不超过300ppm的P、Bi。

存在于合金中的碳对于磁特性具有正面效果，并且其浓度的增加改善最终产品的晶粒的取向并使得晶粒尺寸更加均匀。由于本身对于最终产品的磁特性有害(事实上，碳化物通过与磁畴壁相互作用而产生增加铁损的损耗现象)，因此，在二次再结晶退火之前，通过在脱碳气氛中退火去除它。合金中的＞800ppm的C含量不产生最终产品的特性的显著改善，并且显著增加脱碳退火成本。

淬火处理期间碳产生了在冷轧期间提高应变硬化速率的硬质相和细碳化物；此外，固溶体中的碳通过在位错上迁移在道次间时效处理期间(在一些冷变形道次之后，保持在150-250℃的温度下)有利于新位错的形成。所有这些对于显微组织具有均匀化的效果，并且产生更均匀和更好取向的最终晶粒。与发生于常规制造技术(其中，在合金中不存在碳的情况在最终产品中产生了使磁特性急剧劣化(B800＜1800mT)的小晶粒晶团，该晶团具有不利的取向)中的情况不同，在本发明要求的方法中，由于本身趋于使显微组织均匀化的特定热轧过程，因此，不存在碳的情形虽然使磁特性劣化，但仍然产生不出现所述现象并具有良好磁特性(B800＞1800mT)的最终产品。

元素Sn、Sb、A s和P与Bi有助于阻碍位错移动，还增加冷轧中的应变硬化速率，从而有利于获得良好取向的二次再结晶。高于指示浓度的浓度不产生附加的益处，并且可能在材料中引起脆化现象。

本发明的第一实施方案也是板坯形式的钢的连铸，以保证低于6分钟的凝固时间。将由此凝固的板坯依次根据以下操作直接处理而在不经受加热：

-热轧到15-30mm厚度的第一步骤(第一热轧步骤)，使得压缩比为至少50％；完成钢的凝固之后，在比100s短的时间间隔内进行所述轧制，在开始所述轧制之前的表面温度(T_表面)为1050℃-1300℃、芯部温度(T_芯部)为1100℃-1400℃并且差值(T_芯部-T_表面)大于30℃(T_芯部总是T_表面比高)，其中T_表面为板坯型板在深度等于厚度的20％处的温度，T_芯部为型材在板坯厚度的芯部处的温度；

-在900-1150℃的温度下对轧制的板坯进行常化退火持续1-30分钟的时间；

-在880℃-1150℃的轧制开始温度下热轧直到获得＜5mm厚度的片材的第二步骤(第二热轧步骤)；

-由此获得片材的冷却和卷曲。

由此制造的热轧片材通过依次进行的以下处理步骤变成最终产品：

-任选地对热轧片材进行退火；

-冷轧，直到获得带材；

-对带材进行脱碳退火和一次再结晶；

-将退火分离剂(separator)施加到带材表面上；

-对带材进行二次再结晶退火，

且其中任选地将片材和/或带材氮化。

当板坯凝固时间即完全凝固和轧制的第一步骤的开始之间经历的时间超过指示的极限时，或者，当关于T_芯部和T_表面的轧制温度或它们的差值超过指示的极限时，最终产品的磁特性明显变差。

虽然必须在所要求的时间和温度下铸造板坯并使其经受热轧的第一步骤的冶金原因没有被完全解释，但是，由本发明人实施的研究表明，在所要求的条件下，假如板坯在使用的第二相(硫化物和/或硒化物和氮化物)的热力学稳定性的温度间隔内经历(permanence)非常短的时间，那么，在硫化物和/或硒化物和氮化物的析出量为零或者非常少的条件下使板坯开始热轧的第一步骤，并且趋于形成它们的元素处于过饱和溶体的条件；热轧在所要求的温度条件下通过产生高密度位错提供高密度的成核点。在这些条件下，由于与常规方法实施的热梯度条件相反的热梯度条件，因此析出伴随轧制发生并且是以能够控制二次再结晶的形式、特别地其体积分数在板坯表面的体积分数与其截面25％厚度处的体积分数之间。本领域技术人员公知，在表面和25％厚度之间包含的该区域是用于获得良好取向的二次再结晶的最重要区域。

当板坯凝固时间即完全凝固和轧制第一步骤的开始之间经历的时间超出指示的最大极限时，在开始第一热轧之前开始析出。当开始轧制的第一步骤时的温度(T_表面或T_芯部或两者)低于指示的最小极限时，获得了相同的效果。最终结果是析出不能控制二次再结晶的第二相。

类似地，当轧制开始温度超过指示的最大极限时，由轧制的第一步骤产生的位错回复过程抑制了形成高密度的成核点，并且最终结果再一次是不能控制二次再结晶的第二相的分布。

低于指示的最小值的压缩比决定了第二相的位错密度不足以按能够控制二次再结晶的方式析出。

此外，在铸造板坯的热轧中实现的压缩比以及在轧制的第一步骤之后的板坯常化退火的时间和温度使得板坯经受部分再结晶，该部分再结晶集中于表面区域至25％的厚度。在该区域中，由于双重原因有利于再结晶：一方面，由于轧制摩擦和进行变形的逆温条件(T_表面＜T_芯部)，因此存在集中于此的高密度的变形结构；另一方面，通过含氧的熔渣，在常化退火期间发生表面脱碳。

这种再结晶导致板坯表面区域(直到25％的厚度)中的Goss晶粒的增加，从而使得Goss核在二次再结晶之前增加，并且因此最终产品具有更加均匀和更好取向的晶粒。

退火还用于析出第二相颗粒，该第二相颗粒因动力学原因而在热轧的第一步骤期间不完全析出。

当温度或常化退火时间降至低于所要求的最小极限时，或者当热轧的第一步骤不在所要求的芯部-表面逆温条件下进行时，再结晶不恰当地发生，并且最终产品因此具有不良的磁特性；此外，在这些条件下，热轧的第二步骤的控制变得困难。

超出所要求的最大极限的板坯常化退火温度和/或时间不产生另外的优点并且无益地增加制造成本。

本发明的第二实施方案是旨在获得晶粒取向磁性带材的方法，其中铸钢含有至少250ppm的C、200ppm-400ppm浓度的Al，将热轧片材的退火进行20-300s的总时间，在高于850℃的温度下具有一个或多个停顿，随后冷却到750-850℃的淬火开始温度，并随后进行水淬。

该退火具有以下两个作用：在热轧的第二步骤之后使片材再结晶，该再结晶通过进一步增加Goss晶粒的密度而改善最终产品的磁特性；和使在热轧之后在片材冷却和卷曲期间析出的碳化物溶解，并通过淬火，从而在固溶体中产生在冷轧过程期间有用的高密度的硬质相、细碳化物和碳以增加钢的应变硬化，由此优化材料的织构。这具有以更加均匀和更好取向的晶粒产生二次再结晶的效果。

当在比指示的最小值低的温度下进行退火时，难以在强调的温度下开始淬火过程，这些强调的温度是在固溶体中产生最大密度的细碳化物和碳的温度。此外，比指示的最小极限低的退火温度不保证以确保上述优点的方式出现再结晶过程。

根据本发明的第三实施方案，以单一道次或者以具有中间退火并随后进行淬火的多个道次进行冷轧，其中以至少80％的压缩比进行最后的道次，在第一步骤之后的至少两个轧制步骤之前，将片材温度保持在170-300℃；所要求的温度间隔内的该保持功能有利于固溶体中的碳迁移到由轧制过程产生的位错上，由此有利于产生新的位错。这反映到最终产品的磁性品质上，从而出现更加均匀和更好取向的晶粒；低于指示的最小值的压缩比导致上述现象对于保证该特性改善不充分有效；低于所要求的最小值的保持温度抑制了以充分有效的方式发生碳迁移到位错上的现象，高于所要求的最大值的温度不产生明显的改善并导致使用的轧制油的迅速劣化，从而使得难以实现该过程的工业化。

根据本发明的第四实施方案，在780℃-900℃的温度下，在使得H₂O分压与H₂分压之比低于0.70的湿的氮+氢气氛下，对片材进行脱碳退火和一次再结晶持续20-300s，任选在200℃-700℃的温度范围内以至少150℃/s的加热速率进行。

低于指示的最小值的温度和低于指示的最小值的时间导致了使磁特性变差的片材非最佳的再结晶，而高于指示的最大值的温度以及高于指示的最大值的

比率导致片材表面的过度氧化，从而使磁特性以及最终产品的表面品质变差。

根据本发明的第五实施方案，通过在氮+氢气氛中以10-40℃/h的加热梯度加热到1000-1250℃的温度并随后在氢气氛中保持该温度5-30h时间，进行二次再结晶退火。

高于指示的最大值的加热速率导致控制二次再结晶所需的在热轧期间形成的第二相的分布过快发展，使得二次再结晶没有被适当控制，结果是最终产品的磁特性变差。低于指示的最小值的加热速率不产生特殊优点并且不必要地延长退火时间；低于指示的最小值的停顿温度导致用于消除氮、硫和/或硒的净化过程不以正确的方式进行，而高于指示的最大值的温度导致最终产品的表面品质变差。

在二次再结晶退火之前将主要包含MgO的退火分离剂施加到带材表面上。

根据本发明的另一实施方案，片材可经受氮化处理，该氮化处理通过片材表面渗入氮，所述氮通过与存在于钢中并能形成氮化物的其它合金元素反应而产生它们的析出物，这些析出物与在热轧期间产生的析出物一起加强了对二次再结晶过程期间的晶粒生长的控制。

采用根据本发明教导的氮化处理导致最终产品中的磁特性波动的减少及其进一步的改善。

在以下退火中的至少一个中，在热轧之后进行氮化操作：

-在热轧片材的退火期间，向退火气氛中添加氨；

-在热轧片材的退火期间，在时间长度比总退火时间短的退火步骤中，向退火气氛中添加氨；在这种情形中，必须采用将添加氨的炉子区域的气氛与炉子的其余部分分开的适当设计方案；

-在冷轧片材的脱碳退火和一次再结晶期间，向退火气氛中添加氨；

-在冷轧片材的脱碳退火和一次再结晶期间，在时间长度比总退火时间短的退火步骤中，向退火气氛中添加氨；在这种情形中，必须采用将添加氨的炉子区域的气氛与炉子的其余部分分开的适当设计方案；

-在热轧片材的退火之后或在脱碳退火之后，在专用于氮化处理的退火中，通过使用含有氨的氮+氢气氛在800℃-900℃的温度下进行。

在所有上述情形中，引入的N含量应为30-300ppm；低于指示的最小值的N含量不足以获得所述稳定化效果，而高于指示的最大极限的N含量不进一步产生有益效果，并可导致最终产品的表面品质缺陷。

还可通过以下操作中的一个或两个，在退火开始温度和二次再结晶结束的温度之间的温度范围内在二次再结晶退火期间任选地进行氮化：

-使用包含80％-95％的氮的退火气氛，低于设定的最小极限的N含量是无效的，而更高的N含量可导致最终产品的表皮缺陷；

-向退火分离剂中添加能够在最终退火的升温期间的700-950℃的温度下释放氮的金属氮化物(例如MnN、CrN)，使得由此添加到分离剂中的N的重量为0.5％-3％，低于设定的最小极限的N含量是无效的，而较高的N含量可导致最终产品的表面缺陷。

采用根据本发明的处理能够获得以下优点。

本发明提出的片材制造方法与现有技术的不同之处在于，取消了热轧之前的板坯加热步骤；因此，首先消除了与在热轧之前利用板坯加热的常规方法有关的技术和经济限制。

根据本发明的方式、且特别是在所要求的温度范围内并且最重要是在使得芯部比表面热的条件下进行的板坯热轧使得直接在热轧步骤期间能够控制取向二次再结晶现象的第二相的形成过程更具有可重复性和可靠性。

事实上，通过应用这些操作条件，主要在热轧的第一步骤期间出现能够控制二次再结晶的第二相的析出，而无需控制在铸造期间以粗大形式析出的第二相的溶解，而在常规处理中却是如此，并且这还发生于在轧制板坯的常化退火期间。

另一优点在于，在常化退火期间在板坯表面区域中发生的再结晶产生了晶粒尺寸小于由常规方法制造的片材中存在的晶粒尺寸的热轧片材；这允许硅含量超过可用常规技术实现的水平。

此外，在被退火分开的两个步骤中热轧的特定过程在制造的热轧片材的形式和尺寸稳定性这两方面以及沿着其宽度和长度方面允许改善的控制；这会正面反映到最终产品的尺寸稳定性和形式上。

以上给出了本发明的一般性说明。下文借助于以下实施例提供其实施方案的说明，旨在更好地理解其目的、特征、优点和应用模式。

应将以下实施例理解为解释本发明而不是限制其范围。

实施例1

铸造具有以下化学组成的两种不同的合金：

组成A：

Si：3.2％，C：450ppm，N：95ppm，S：230ppm，Al：180ppm，Cr：600ppm，B：40ppm，Zr：100ppm，Mn：0.20％，Cu：0.25％，Sb：350ppm，As：250ppm，余量为铁和不可避免的杂质。

组成B：

Si：3.2％，C：450ppm，N：90ppm，S：250ppm，Al：500ppm，Cr：1000ppm，B：30ppm，Zr：500ppm，Mn：0.15％，Cu：0.20％，Sb：340ppm，As：260ppm，余量为铁和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成计算表1所示的量。

表1：从化学组成获得的量

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

进行铸造，从而产生4个根据各自化学组成的扁平半成品，其具有70mm厚度并完全以表2的第一列指示的时间凝固。

由此获得的半完成产品在板坯完全凝固60s之后以60％的压缩比经受热轧的第一步骤，直到28mm厚度；调整冷却条件，使得开始热轧的第一步骤时的半成品的热条件为表2指示的条件(其中，T_表面为半成品型材在深度等于厚度的20％处的温度，T_芯部为半成品中间厚度处的温度)。

表2：凝固和第一轧制条件

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

这些半成品一旦经受热轧的第一步骤，就在1140℃下经受常化退火并在该温度下保持15分钟的时间。

随后以1120℃的轧制开始温度使半成品经受热轧的第二步骤，直到2.3mm厚度，并空冷到室温。

然后使由此获得的热轧型材经受以下热机械循环：

-以900℃×260s进行退火，冷却到780℃并水淬；

-在没有中间退火的情况下以87％的冷压缩比冷轧到0.30mm厚度。通过在240℃下进行“道次间时效”(在至少两个轧制步骤之前以170℃-300℃的值保持片材温度)进行轧制，直到1.00mm、0.67mm、0.43mm厚度。

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.56的条件下，进行850℃×180s的脱碳退火和一次再结晶；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶3中以15℃/h的加热速率加热到1200℃，并且在1200℃下在氢中停顿10小时，进行二次再结晶退火。

在最终产品上获得的磁特性如表3所示。

表3磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例2

铸造具有以下化学组成的四种不同的钢合金：

四种合金中的碳浓度等于：

合金A：15ppm

合金B：120ppm    

合金C：350ppm

合金D：500ppm

关于其它元素，在所有四种不同的合金中，获得了：

Si：3.3％，N：100ppm，S：200ppm，Al：300ppm，Cr：600ppm；V：80ppm；Ti：30ppm，Mn：0.25％；Cu：0.20％；Sn：750ppm，Bi：30ppm，余量为铁和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成计算下列量，这些量由于与碳浓度无关因此对于制造的所有四种合金呈相同的值：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=7.1$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=6.2$

F_N＝25

F_S＝77

对于各化学组成，铸造具有90mm厚度的6个扁平半成品，在3分钟的时间内完全凝固。然后，一旦凝固便对半成品的冷却条件进行控制，以便在表4所示的热条件下以70％的压缩比进行热轧的第一步骤，直到27mm厚度。

表4进行热轧的第一步骤的热条件

半成品#	从完全凝固经历的时间[s]	T表面[℃]	T芯部[℃]	T表面-T芯部[℃]
					1(*)	30	1190	1310	120
2(*)	50	1060	1260	200
					3(*)	50	1230	1290	60
4(*)	60	1160	1280	120
					5(*)	80	1220	1255	35
6(*)	90	1320	1330	10

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

在热轧的该第一步骤之后，使初轧(cogged)的半成品在(1040)℃的温度下在炉子中经受常化退火，并在该温度下保持10分钟时间。然后，使它们以等于1025℃的轧制开始温度经受热轧的第二步骤，直到2.8mm厚度。

然后用以下热机械循环处理由此制造的热轧片材：

-以1150℃×30s进行退火，在780℃下冷却并水淬；

-在没有中间退火的情况下以92％冷压缩比冷轧到0.23mm厚度。

通过以240℃×60s模拟道次间时效(在至少两个轧制步骤之前以170℃-300℃的值保持片材温度)进行轧制，直到0.80mm、0.50mm、0.35mm厚度。

-在830℃下，在H₂O和H₂的分压之比等于0.55的条件下，分别对合金A、B、C、D进行30s、60s、120s、220s的脱碳退火和一次再结晶；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶3中以20℃/h的加热速率加热到1210℃，并且在1210℃下在氢中停顿12小时，进行二次再结晶退火。

在最终产品上获得的磁特性如表5所示。

表5：在最终产品上测量的磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例3

将具有以下化学组成的钢铸造成具有80mm厚度的8个扁平半成品，在3分钟10秒的时间内完全凝固：

Si：3.1％，C：300ppm，N：140ppm，S：200ppm，Se：300ppm，Al：250ppm，Cr：650ppm；Nb：150，Mn：0.20％，Cu：0.20％；Sn：250ppm，As：320ppm，P：70ppm，余量为铁和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成，计算以下量：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=10.0$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=10.0$

F_N＝23

F_S＝68

以75％的压缩比使所有半成品经受热轧的第一步骤，直到获得具有20mm厚度的半成品，并且经60s的时间以完成半完成产品的凝固。调整冷却条件以在热轧的第一步骤的开始时具有以下温度：

T_表面(在半成品表面以下的20％厚度处)＝1200℃，

T_芯部(在凝固工件的芯部处)＝1360℃，

而平均差值T_芯部-T_表面＝160℃(T_芯部＞T_表面)。

在紧接着热轧的该第一步骤之后，在不使半完成产品冷却下来的情况下，并在表6所报导的温度下使它们经受常化退火和处理25分钟。

在该退火之后，使所有半成品在表6所报导的轧制开始温度下经受热轧的第二步骤。

对于半成品1-7，能够将它们轧制到2.3mm厚度，而对于半成品8，由于热轧的第二步骤的开始温度太低，因此不能将它们热轧到6mm厚度以下。

表6各种半成品的正火温度

半成品#	初轧的半成品的常化退火T	热轧的第二步骤的开始T
			1(*)	1145	1135
2(*)	1135	1120
			3(*)	1000	985
4(*)	1040	1035
			5(*)	1020	1005
6(*)	950	930
			7(**)	880	870
8(**)	850	840

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

从由半成品#1-7得到的热轧型材获得了2组试样，通过以下两个热机械循环之一将每组处理成最终产品：

循环A：

-以1130℃×30s进行退火，冷却到910℃并在该温度下停顿60s，缓慢冷却到780℃并水淬；

-在没有中间退火的情况下以87％的冷压缩比冷轧到0.30mm厚度。通过以240℃×600s模拟道次间时效(在至少两个轧制步骤之前以170℃-300℃的值保持带材温度)进行轧制，直到0.67mm和0.43mm厚度。

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.65的条件下，以870℃×60s进行脱碳退火和再结晶；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶3中以10℃/h的加热速率加热到1100℃并在1100℃下在氢中停顿15小时，进行二次再结晶退火。

循环B：

除了在没有“道次间时效”工序的条件下进行的冷轧以外，所有步骤与循环A类似。

在表7中报导了在最终产品上获得的磁特性。

表7在最终产品上测量的磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例4

铸造具有以下化学组成的厚度等于80mm的3个扁平半成品：

Si：3.15％，C：430ppm，B：30ppm，Al：80ppm，W：120ppm，Cr：260ppm，V：110ppm，N：80ppm，Mn：0.2％，S：80ppm，Cu：0.25％，余量为Fe和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成计算以下量：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=5.7$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=2.5$

F_N＝14

F_S＝76

所有半成品在2分钟30秒内完全凝固。

根据本发明教导热轧的半成品，使其经受下述的一系列步骤。

半成品在冷却期间以72％的压缩比经受热轧的第一步骤，直到获得具有22.4mm厚度的半成品。在半成品完全凝固之后60s开始轧制的第一步骤。

在轧制的第一步骤开始时，热条件如下：

-半完成产品表面以下的20％厚度处的T_表面：1210℃；

-凝固工件的芯部的T_芯部为1350℃；

-T_芯部-T_表面＝140℃(T_芯部＞T_表面)。

在紧接着热轧的该第一步骤之后，在不使其冷却下来的情况下，使半完成产品在1030℃下经受常化退火并在该温度下保持15分钟。在从炉子中取出之后，即刻以等于1010℃的轧制开始温度使半成品经受轧制的第二步骤，直到2.0mm厚度。

所有这些均根据了本发明的教导。

与本发明的教导背离，使铸造之后保持的两个半成品冷却到室温。在冷却之后，分别在两个不同的温度T1和T2下在炉子中将两个半成品加热30分钟，T1＜T2。在从炉子中取出之后，将半成品热轧到2.0mm厚度。

轧制开始时的半成品的热条件如下：

-在表面上(在厚度的20％处)，分别为T_表面1＝1210℃，T_表面2＝1370℃。

-在芯部，分别为T_芯部1＝1190℃，T_芯部2＝1345℃。

-从而，在第一种情况下平均芯部/表面差值等于20℃，在第二种情况下等于25℃，在两种情况下均为(T_芯部＜T_表面)。

从制造的热轧片材，对于各铸造和热轧条件获得两组试样。

根据以下两个不同循环之一处理两组试样中的每一组。

循环A：

-在没有中间退火的情况下以83％的冷压缩比冷轧到0.35mm厚度；通过以240℃×600s模拟道次间时效进行轧制，直到1.20mm、0.80mm和0.50mm厚度；

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.50的条件下，以840℃×220s进行脱碳退火；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶1中以15℃/h升到1200℃，并且在1200℃下在氢中停顿15小时，在钟形炉内进行最终退火。

循环B：

除了冷轧之前的片材经受以下退火外，与循环A类似：

1100℃×60s，冷却到780℃，并水淬。

在表8中报导了对于处理的各组试样的最终产品测量的磁特性。

表8对于最终产品测量的磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例5

将具有以下化学组成的钢铸造成厚度等于85mm的不同扁平半成品：

Si：3.10％，C：600ppm，Al：290ppm，Cr：700ppm，N：100ppm，Mn：0.22％，S：70ppm，Cu：0.25％，Sn：800ppm，P：80ppm，余量为Fe和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成计算以下量：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=7.1$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=2.2$

F_N＝24

F_S＝79

对于所有半成品，完全凝固时间为2分钟30秒。

铸造半成品被分成三个组并经受三种不同的热轧工序。

根据本发明的教导，在半完成产品完全凝固60s的时间之后，在以下热条件下，在冷却期间以75％的压缩比将第一组进行轧制，直到制成具有21.2mm厚度的半完成产品：

T_表面(在厚度的20％处)＝1200℃

T_芯部(在中间厚度处)＝1350℃

T_芯部-T_表面＝150℃

使热轧的第一步骤之后的半完成产品在1030℃下经受常化退火，并在该温度下保持15分钟。

在紧接着从炉子中取出之后，以1020℃的轧制开始温度使所有半成品经受热轧的第二步骤，直到3.5mm厚度。

与本发明所设想的相背离，在铸造之后使保留的两组半完成产品经受两种不同的热轧循环。特别地，在铸造之后，使它们冷却到室温并然后经受加热，第一组在1180℃的温度下加热，而第二组在1380℃的温度下加热。然后，所有半成品在各自的加热温度下保持30分钟的时间。在该加热之后，将半完成产品在没有中间退火的情况下热轧到3.5mm厚度。

对于采用的三种热轧条件中的每一种，制造的所有热轧型材经受以下热机械处理：

-以1100℃×60s将热轧部分退火，冷却到790℃并水淬；

-按以下工序冷轧，直到按每种热轧条件获得具有6种不同最终厚度的带材：

-分别以86％和90％的冷压缩比进行没有中间退火的单一阶段，直到0.50mm和0.35mm厚度；

-进行具有冷轧到2.0mm、以980℃×60s进行退火并然后淬火的第一轧制和分别以85％、87％和89％的冷压缩比冷轧到0.30mm、0.27mm、0.23mm厚度的第二冷轧的双阶段；

-进行具有冷轧到1.70mm、以980℃×60s进行退火并然后淬火的第一轧制和以89％的冷压缩比冷轧到0.18mm厚度的第二冷轧的双阶段；

-进行具有冷轧到1.00mm、以980℃×60s进行退火并然后淬火的第一轧制和以70％的冷压缩比冷轧到0.30mm厚度的第二冷轧的双阶段；

通过以240℃×600s模拟道次间时效进行轧制；中间厚度(在第一轧制之后)和道次间时效厚度如表9所示；

-在冷轧之后，为了经受两种不同的脱碳和一次再结晶处理，两种热轧条件中的每一种和七种冷轧条件中的每一种的带材被再分为两个组：

处理A：

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.50的条件下，以820℃×230s进行脱碳退火和一次再结晶；

处理B：

-脱碳退火和一次再结晶与处理A相同，变化在于，在高于150℃的温度范围200℃-700℃内，通过具有加热速率的电磁感应进行退火加热。

获得该处理的28种不同的变体。

通过在氮+氢1∶1中以15℃/h的加热速率加热到1200℃，并且在1200℃下在氢中停顿10小时，使所有带材在用MgO基退火分离剂涂覆时经受二次再结晶退火。

表9：冷轧型材、中间产品(在双道次轧制的情况下)的厚度和相关的道次间时效厚度

冷轧工序#	最终厚度[mm]	第一冷轧道次之后的厚度[mm]	道次间时效厚度
				1	0.50	0.50(单一道次)	在以下厚度的道次间时效：1.00mm，0.75mm.
2	0.35	0.35(单一道次)	在以下厚度的道次间时效：0.80mm，0.50mm.
				3	0.30	2.00	在以下厚度的道次间时效：0.67mm，0.43mm.
4	0.27	2.00	在以下厚度的道次间时效：0.60mm，0.40mm.
				5	0.23	2.00	在以下厚度的道次间时效：0.55mm，0.35mm.

冷轧工序#	最终厚度[mm]	第一冷轧道次之后的厚度[mm]	道次间时效厚度
				6	0.18	1.70	在以下厚度的道次间时效：0.50mm，0.30mm.
7	0.30	1.00	在以下厚度的道次间时效：0.67mm，0.43mm.

在表10中报导了在最终产品上测量的磁特性。

实施例6

制造具有以下化学组成的一系列的扁平半完成产品：

Si：3.15％，C：440ppm，Al：280ppm，Nb：500ppm，N：80ppm，Mn：0.22％，S：70ppm，Cu：0.25％，Sn：850ppm，余量为Fe和不可避免的杂质。

基于以上限定的化学组成计算以下量：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=5.7$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=2.2$

F_N＝16

F_S＝79

铸造的半完成产品的厚度为75mm。对于铸造半完成产品采用冷却条件以便具有4分钟的凝固时间。

将制造的半完成产品再分为经受两种不同的热轧条件的两个组。

使用根据本发明教导的具有中间退火的两步轧制的工序，将第一组的半完成产品按以下处理条件进行热轧：

-凝固完成和轧制的第一步骤的开始之间经历的时间：90s；

-T_表面(在厚度的20％处测量)＝1205℃，

-T_芯部(在厚度的50％处测量)＝1300℃，

-而T_芯部-T_表面之差值＝95℃；

-压缩比等于69％；

-轧制的第一步骤之后的厚度：23.2mm；

-轧制的第一步骤之后的常化退火：1130℃；

-常化退火长度：3分钟；

-轧制的第二步骤的开始温度：1125℃

-热轧型材厚度：2.5mm。

与本发明的教导背离，铸造之后的第二组半完成产品在没有中间退火的单一阶段中经加热到1200℃持续20分钟被热轧到2.5mm厚度。

对于采用的两种热轧条件中的每一种制造的所有热轧型材经受以下热机械处理的2个循环：

循环A：

-以两个停顿(在1150℃下停顿15s，冷却到900℃并在该温度下处理60s，冷却到790℃)将热轧片材退火并水淬；

-在单一阶段中冷轧直到获得具有0.30mm厚度的带材，以88％的冷压缩比和在220℃下进行500s的道次间时效直到1.50mm、1.00mm、0.67mm、0.43mm的中间厚度；

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.58的条件下，在850℃下进行脱碳退火和一次再结晶持续160s；

-在脱碳和一次再结晶之后，将带材按照各热轧条件再分为6组，以在820℃下在含有5种不同量氨的湿的氮+氢气氛中经受一系列的5种不同的氮化退火；六个组中的一个组不经受氮化处理。

在氮化后，对于在五种不同的氮化条件下处理的带材测量的总氮含量为：

120ppm、150ppm、190ppm、210ppm、300ppm。

将MgO基退火分离剂涂覆在由此获得的所有带材上；然后，通过在氮+氢1∶3中以12℃/h的加热速率加热到1200℃，并且在1200℃下在氢中停顿10小时，在钟形炉内进行退火。

循环B：

与循环A类似，在不使半成品经受热轧片材退火的情况下直接将它们送到冷轧。

在表11报导了对于在最终产品上测量的磁特性，其中报导的范围表示在采用的各种不同条件的10个样品(300×30)mm上进行的测量具有95％置信区间(±2σ)的标准误差。

表11：测量的磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例7

获得具有85mm厚度和表12所示化学组成的一系列的扁平半成品。

表12铸钢的化学组成

	Si	C	Al	B	Zr	N	Mn	S	Cu	Sn	P
												#	[％]	[ppm]	[ppm]	[ppm]	[ppm]	[ppm]	[％]	[ppm]	[％]	[ppm]	[ppm]
1	3.2	300	270	35	-	70	0.20	100	0.1	800	80
												2	3.8	280	290	-	120	80	0.16	90	0.2	900	90
3	4.2	270	310	-	30	80	0.15	90	0.25	800	60
												4	5.5	180	320	-	30	70	0.20	120	0.15	700	60

控制铸造和冷却条件以便具有等于3分钟30秒的完全凝固时间。

基于以上限定的化学组成，计算在下表13中报导的量。

表13从铸钢的化学组成获得的量

对于各化学组成，将铸造的半完成产品再分为两个组，根据两个不同的过程热轧。

根据本发明的教导，通过具有中间退火的两步热轧技术，在铸造期间热轧第一组。控制凝固和冷却条件，以便在第一轧制步骤的开始时具有以下条件：

-T_表面(在厚度的20％处)＝1190℃

-T_芯部(在厚度的50％处)＝1320℃

而T_芯部-T_表面的差值＝130℃。

-凝固完成和铸造开始之间经历的时间：80s

-热轧的第一步骤的压缩比：80％；

-热轧的第一步骤之后的厚度：17mm；

-热轧的第一步骤之后的常化退火温度：T＝1020℃；

-常化退火时间：10分钟；

-热轧的第二步骤的开始温度：1000℃；

-热轧型材厚度：2.3mm。

与本发明的教导相背离，对各化学组成的剩余两个半完成产品进行处理，在铸造之后将它们冷却到室温，经将其加热到1150℃持续20分钟以没有中间退火的单一阶段热轧到2.3mm厚度。

尽管使用根据本发明的热轧循环能够对于使用的所有四种化学组成的半成品进行轧制，然而使用第二热轧工序不能轧制具有化学组成3和4(分别具有4.2％和5.5％的Si)的半成品，事实上，在热轧步骤中它们已表现出脆化现象以至于不能进行该处理。

根据以下循环对制造的热轧片材进行处理：

-以920℃×250s将热轧片材退火；

-冷却到780℃并水淬；

-在没有中间退火的情况下以87％的冷压缩比冷轧到0.30mm厚度(通过以240℃×600s模拟道次间时效进行轧制直到1.00mm、0.67mm、0.43mm厚度)；

-在H₂O和H₂的分压之比等于0.60的条件下，进行830℃×180s的脱碳退火和再结晶；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶1中以15℃/h的加热速率加热到1200℃，并在1200℃下在氢中停顿10小时，进行二次再结晶退火。

很难将背离本发明的教导热轧(在没有中间退火的情况下直接热轧)的半成品进行冷轧，该半成品具有化学组成2(3.8％的Si)。

对于不多于30％的经处理的样品能够实现最终厚度。

相反，根据本发明被热轧的、具有化学组成#1、2和3的样品的冷轧没有特定的脆化问题，而具有化学组成#4(5.5％的Si)的那些样品被证明太脆，以至于不能以得到可测量的样品的方式被冷轧。

对最终产品测量的磁特性如表14所示。

表14：获得的磁特性

(*)符合本发明的条件

(**)不符合本发明的条件

实施例8

以两种不同的碳含量铸造具有90mm厚度的扁平半成品形式的两种合金：

合金A-C：30ppm

合金B-C：300ppm

其它的合金元素如下：

Si：3.20％，Al：300ppm，W：50ppm，N：70ppm，Mn：0.15％，S：150ppm，Cu：0.25％，Sn：850ppm，P：110ppm。

基于以上限定的化学组成计算以下量：

$\frac{\left[N\right]}{M_N}=5.0$

$\frac{\left(\right[S]+\frac{32}{79}[\mathrm{Se}\left]\right)}{M_S}=4.7$

F_N＝11

F_S＝67

控制铸造和冷却条件，以具有等于2分钟40秒的完全凝固时间。

对于制造的两种合金中的每一种，将铸造的半完成产品再分为根据两种不同工序被热轧的两组型材。

通过采用以下处理条件：将第一组的半完成产品根据本发明的教导进行热轧：

-调节铸造工件的冷却条件，以使得半完成产品在第一热轧步骤开始时具有以下热条件：

-T_表面(在厚度的20％处)＝1180℃

-T_芯部(在厚度的50％处)＝1300℃

-而T_芯部-T_表面的差值＝120℃。

-热轧的第一步骤的开始时间：半成品完全凝固后40s

-第一热轧的压缩比：78％；

-热轧的第一步骤之后的半完成产品厚度：20mm；

-在970℃的温度下常化退火持续15分钟时间；

-热轧的第二步骤的开始温度：960℃；

-热轧型材厚度：2.3mm。

通过与本发明的教导相背离的方式处理剩余的一组半完成产品，在铸造之后将半完成产品冷却到室温，并将其经加热到1130℃持续20分钟以没有中间退火的单一阶段热轧到2.3mm厚度。

从用两种不同的热轧循环中的每一个制造的片材获得了四组样品，对于制造的各合金，经受以下处理步骤：

-以1100℃×60s将热轧片材进行退火；

-冷却到780℃并水淬；

-在没有中间退火的情况下以87％的冷压缩比冷轧到0.30mm厚度；通过以240℃×600s模拟道次间时效进行轧制直到0.90mm、0.60mm、0.45mm厚度。

-分别对于合金A和合金B，在H₂O和H₂的分压之比等于0.10和0.55的条件下，以800℃×300s进行脱碳退火；

-用MgO基退火分离剂涂覆；

-通过在氮+氢1∶1中以10℃/h升到1150℃，并且在1150℃下在氢中停顿10小时，进行二次再结晶退火。

在以上所示的循环中，使四组样品如下面说明的那样经受氮化工序：

-组A：

不进行氮化；

-组B：

通过向退火气氛中添加NH₃，在热轧片材的退火期间进行氮化，从而除了在铸造中存在的70ppm N以外，在片材中又引入50ppm的N。

-组C：

在湿的含有氨的氮+氢气氛下的脱碳退火之后进行的氮化退火中进行氮化，从而除了在铸造中存在的70ppm N以外，在片材中又引入50ppm的N。

-组D：

通过向在二次再结晶退火之前涂覆的退火分离剂中添加一定浓度的Mn4N进行处理以使得进入MgO基退火分离剂中的重量百分比等于8％。

在表15中报导了对于处理的各组带材获得的磁特性，其中报导的范围表示在10个(300×30)mm样品上进行的测量具有95％置信区间(±2σ)的标准误差。

Claims (9)

1.一种制造晶粒取向磁性带材的方法，其中将硅钢连铸、凝固并依次经受以下操作：

-将板坯热轧；

-使热轧片材冷却并将其卷曲；

-任选地将热轧片材退火；

-进行冷轧直到获得带材；

-进行带材的脱碳退火和一次再结晶；

-将退火分离剂施加到带材表面上；

-进行带材的二次再结晶退火，

且其中任选地对片材和/或带材进行氮化，

其特征在于，

-所述钢包含以重量浓度表示的以下成分：

-2.3％-5.0％的Si，

-20-200ppm的N，

-S和/或Se，使得(S+(32/79)Se)为30-350ppm，

-系列B、Al、Cr、V、Ti、W、Nb、Zr中的至少两种元素和系列Mn、Cu中的至少一种元素，使得下面两个量

$F_N=\frac{\left[B\right]}{M_B}+\frac{\left[\mathrm{Al}\right]}{M_{\mathrm{Al}}}+\frac{\left[\mathrm{Cr}\right]}{M_{\mathrm{Cr}}}+\frac{\left[V\right]}{M_V}+\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{M_{\mathrm{Ti}}}+\frac{\left[W\right]}{M_W}+\frac{\left[\mathrm{Nb}\right]}{M_{\mathrm{Nb}}}+\frac{\left[\mathrm{Zr}\right]}{M_{\mathrm{Zr}}}$

$F_S=\frac{\left[\mathrm{Mn}\right]}{M_{\mathrm{Mn}}}+\frac{\left[\mathrm{Cu}\right]}{M_{\mathrm{Cu}}}$

满足下列关系：

$1.5\&CenterDot;\left(\frac{\left[N\right]}{M_N}\right)<F_N<40$

$\frac{\left[S\right]+\frac{32}{79}\left[\mathrm{Se}\right]}{M_S}<F_S<100$

其中[X]表示以ppm计的元素X的重量浓度，M_X是相关的原子量，

-任选地，至多800ppm的C；浓度总和不超过1500ppm的Sn、Sb、As；和/或浓度总和不超过300ppm的P、Bi，

-余量为铁和不可避免的杂质，

并且，使在低于6分钟时间内凝固的所得板坯在热轧之前不存在加热的情况下依次经受以下操作：

-热轧到15-30mm厚度的第一步骤，且压缩比为至少50％；在钢完全凝固之后，在开始所述轧制之前的表面温度(T_表面)为1050℃-1300℃、芯部温度(T_芯部)为1100℃-1400℃并且差值(T_芯部-T_表面)大于30℃(T_芯部总是大于T_表面)的条件下，在低于100s的时间间隔内进行所述轧制，其中表面温度T表面为板坯型材在深度等于厚度20％处的温度，芯部温度T_芯部为该型材在板坯厚度的芯部处的温度；

-在900-1150℃的温度下对轧制的板坯进行常化退火持续1-30分钟的时间；

-在880℃-1150℃的轧制开始温度下进行热轧的第二步骤直到获得＜5mm厚度的片材。

2.根据权利要求1的方法，其中所述钢包含至少250ppm的C和200ppm-400ppm的Al，并使在热轧、冷却和卷曲之后的片材经受总时间为20-300s的退火，且具有在高于850℃的温度下的一个或更多个停顿随后冷却到750-850℃的淬火开始温度，并随后淬火，优选在水中进行淬火。

3.根据权利要求1或2的方法，其中以单一道次或者以具有中间退火并随后淬火的多个道次进行片材的冷轧，在多个步骤中进行最后的道次，压缩比为至少80％，在第一步骤之后的至少两个轧制步骤之前，将片材温度保持在170℃-300℃。

4.根据在前权利要求中的任一项的方法，其中在780℃-900℃的温度下，在H₂O分压和H₂分压之比低于0.70的湿的氮+氢气氛中对片材进行脱碳退火和一次再结晶持续20-300s的时间。

5.根据在前权利要求中的任一项的方法，其中在200℃-700℃的温度范围内以至少150℃/s的加热速率进行脱碳退火和一次再结晶。

6.根据在前权利要求中的任一项的方法，其中通过在氮+氢气氛中以10-40℃/h的加热梯度加热到1000-1250℃的温度并在氢气氛中保持该温度5-30h，从而对带材进行二次再结晶退火。

7.根据在前权利要求中的任一项的方法，其中在热轧之后，在至少一个后续退火中对片材和/或带材进行连续氮化，从而使它吸收30ppm-300ppm的氮含量。

8.根据权利要求1-6中的任一项的方法，其中使用选自如下的操作在退火开始温度和二次再结晶结束的温度之间的温度范围内在二次再结晶退火期间对片材进行氮化：

-使用包含重量浓度为80％-95％的氮的退火气氛，

-以使得添加到分离剂中的氮的重量浓度为0.5％-3％的量添加能够在700℃-950℃的温度范围中释放氮的金属氮化物，和

-它们的组合。

9.根据在前权利要求中的任一项的方法，其中用主要包含MgO的分离剂进行退火分离剂的施加。