CN101952462B - 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法。更具体而言，提供一种其磁性能可通过调节组分含量和改进制造方法而显著改善至在现有技术的相似组分体系中无法预料的程度的晶粒取向电工钢板，及其制造方法。所述晶粒取向电工钢板实质上含有0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.5重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P。

Description

具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法，更具体而言，涉及一种其磁性能可通过调节组分含量和改进制造方法而显著改善至在现有技术的相似组分体系中无法预料的程度的晶粒取向电工钢板，及其制造方法。

背景技术

电工钢板是指用于制造电工机械或设备的硅钢板。电工钢板可广义地分为晶粒取向电工钢板和无取向电工钢板。具体而言，晶粒取向电工钢板由具有被称为高斯织构(Goss texture)的晶粒组成，如高斯发现并提出的，在所述织构中，晶粒的晶面取向为{110}晶面，并且晶粒在轧制方向上的晶体取向平行于<001>轴向。因此，这些钢板在轧制方向上具有优良的磁性能。

晶粒取向电工钢板的晶体取向对其磁性能的影响可参照图1简要说明(援引文献：Arai ken et.al，Recent Development of Electrical SteelSheets，the Iron & Steel Institute of Japan，pp 15，1995)。图1是示出对单晶所进行的确定铁损与钢板的实际晶体取向相对于高斯取向的偏移角之间的相互关系的实验的结果的图表。如图1图表所示，相对于高斯取向的偏移角(即所称的β角的绝对值，将在下文对其进行描述)为约2℃时显示出最低铁损。因此，晶粒取向电工钢板通常制造为使其晶体取向相对于高斯取向的偏移角尽可能接近2。电工钢板为多晶材料，其取向可通过计算考虑晶粒面积时各晶粒的取向偏离高斯取向的角度中β角的绝对值的面积权重平均值(area-weight average)而获得。为简便起见，表述“各晶粒的取向偏离高斯取向的角度中β角的绝对值的面积权重平均值”简称为“高斯取向偏移角”。

参考图2，高斯取向偏移角由角α、β和γ表示。公知的是，控制角β是控制电工钢板磁性能的最有效方式。因此，高斯取向偏移角β在本发明说明书整篇中简称为高斯取向偏移角。

为了制造取向接近高斯取向的钢板，必须使所有晶体的取向均与高斯取向匹配。然而，由于电工钢板通过轧制板坯制造，因而它们都不可避免地具有多晶结构。因此，各个晶体具有不同的取向，要使各晶体的取向接近于高斯取向还需要专门的操作。

换言之，尽管具有多晶结构的轧制钢板包括取向接近于高斯取向的晶体，但其主要包括取向与高斯取向极为不同的晶体。因此，当以其本身的形式使用取向不同于高斯取向的晶体时，难以生产出具有优良磁性能的电工钢板。因此，具有多晶结构的钢板必须再结晶以使钢板中仅存留取向接近于高斯取向的晶体。再结晶过程中优先生长的晶体的取向由再结晶温度决定。因而，当适当控制再结晶温度时，取向接近于高斯取向的晶体可优先生长。因此，钢板在再结晶过程之前具有小部分取向接近高斯取向的晶体，而在再结晶过程之后具有大部分取向接近高斯取向的晶体。这种再结晶过程称为二次再结晶，从而使其可区别于之前的初次再结晶(将在下文描述)。

在二次再结晶之前，实施初次再结晶以使晶体均匀分布。通常，初次再结晶在冷轧过程后进行的脱碳退火之后立即进行或与之同时进行。通过初次再结晶过程，可形成粒径均匀适宜的晶粒。毫无疑问，由于所述晶粒在各个方向上取向均匀，该晶粒取向电工钢板中具有高斯取向的晶粒所占最终分数极低。

如上所述，初次再结晶钢板可通过将其在能使钢板具有高斯取向的适宜温度下进行二次再结晶而制造为具有高斯取向和优良磁性能的钢板。在此期间，如果初次再结晶钢板中具有不同取向的晶粒具有不同的尺寸，则由于“尺寸优势”(即较大晶粒比较小晶粒稳定)，无论晶粒的取向如何，较大晶粒很可能在数量上超过较小晶粒，即便该初次再结晶钢板是在能使钢板具有高斯取向的适宜温度下进行二次再结晶。因此，取向偏离高斯取向的晶粒的分数可能增加。

因此，在初次再结晶期间，晶粒必须以均匀和适宜的尺寸分布。如果晶粒过细，则界面能可由于晶体界面面积的增加而增加，从而导致晶粒不稳定。在该情况下，二次再结晶在过低温度下进行，因而取向偏离高斯取向的晶粒可能不利地大量产生。晶粒的适宜尺寸可根据所添加元素(抑制剂)的种类而变化，将在下文对此进行说明。

当初次再结晶晶粒在适宜温度下进行再结晶时，可优先较大量产生适于晶粒取向电工钢板并具有高斯取向的晶粒。因此，必须将晶粒加热至适宜温度。然而，晶粒在加热至适宜温度之前会不可避免地暴露于低温范围。如果晶粒在该低温范围再结晶，具有高斯取向的晶粒就不能优先较大量获得。因此，需要一种能抑制晶粒生长以防止晶粒在加热至适宜温度之前再结晶的方法。在钢板中起该作用的方法可通过使添加至钢板中的元素进行偏析或沉淀而获得。起该作用的成分称为抑制剂。

在将晶粒加热至适宜的二次再结晶温度之前，抑制剂以沉淀物或偏析物的形式存在于晶界周围，以抑制晶粒的进一步生长。而后，当晶粒加热至适宜(二次再结晶)温度时，抑制剂即溶解或分解，从而促使晶粒不受限制地生长。

广泛用作抑制剂的上述成分的实例包括MnS和MnSe。

例如，日本专利公布文本No.Sho 51-13469公开了一种制造电工钢板的方法。在该文本中，晶粒取向钢板通过一系列工艺制造，包括板坯的加热、热轧、热轧板的退火、第一冷轧、中间退火、第二冷轧、脱碳退火和最终退火，并且使用MnSe和Sb作为抑制剂。此外，日本专利公布文本No.Sho 30-3651公开了一种制造晶粒取向电工钢板的技术。在该文本中，晶粒取向电工钢板通过包括中间退火的两个冷轧步骤制造，并且使用MnS作为抑制剂。使用MnS作为抑制剂的方法的另一个实例公开于日本专利公布文本No.Sho 40-15644中。在该文本中，使用MnS和AlN作为抑制剂，并通过一步冷轧工艺以超过80％的高压下率获得了具有高磁通密度的产品。

同时，使用MnS作为抑制剂的方法的缺点在于，必须将板坯在极高的温度下再热以形成MnS。换言之，由于MnS在板坯中以粗沉淀物的形式存在，因而其不能作为用于制造晶粒取向电工钢板的抑制剂。因此，必须将MnS溶解然后均匀分布。为此目的，必须将板坯加热至MnS可以溶解的温度。使MnS溶解的温度极高，即约1300℃或更高，甚至当考虑到热力学平衡时也是如此。事实上，板坯必须再热至更加高得多的温度，例如约1400℃，以足够快速地将MnS溶解，从而使MnS可用于各种工业应用领域。

然而，当将板坯加热至所述高温时，加热板坯可消耗大量能量，并且板坯的表面可能熔化，从而导致维修再热炉的费用较高以及再热炉的寿命降低。

在这方面，需要一种可降低板坯再热温度的抑制剂。为了应对该需求，已提供了一种氮化物基抑制剂。所述氮化物基抑制剂的优点如下所述。氮可通过氮气气氛中所形成的条件引入，所述条件能使氮在脱碳退火之后立即或与脱碳退火同时容易地引入钢板中。因此，引入钢板中的氮与钢板中能形成氮化物的成分反应以形成氮化物，该氮化物起抑制剂的作用。所述氮化物的实例包括诸如AlN、(Al，Si)N等成分。

由于冷轧钢板可在适宜温度下在对其脱碳退火的同时或在对其脱碳退火之后被氮化，因而冷轧钢板的再热温度可接近热轧过程中的常规再热温度。这种再热模式在制造晶粒取向电工钢板领域称为“低温再热”。

通过上述低温再热制造晶粒取向电工钢板的方法的实例公开于日本专利公布文本No.Hei 1-230721和Hei 1-283324以及韩国专利特开公布文本No.97-48184和97-28305中。在上述方法中，使用氨气来产生氮气气氛。通常，氨气在约500℃或更高的温度易于分解为氢气和氮气。因此，可利用氨气的特性来向钢板提供氮。

然而，基于上述氮化方法的低温再热工艺的问题还在于，仅通过使用氮不可能提高钢板的磁性能。

为了进一步提高晶粒取向电工钢板的磁性能，在二次再结晶期间以高斯取向生长的晶粒的分数可通过添加其他可作为抑制剂的成分而增加。或者，在二次再结晶期间具有高斯取向的晶粒的分数可通过提高在初次再结晶期间具有高斯取向的晶粒的分数而增加。此外，初次再结晶晶粒的尺寸可均匀分布以防止不具有高斯取向的晶粒在二次再结晶期间由于尺寸优势而生长得更大。

所提出的常规方法可通过例如改善钢板组成而实施。换言之，当将元素例如Sn、Sb和P添加至电工钢板中时，该电工钢板的磁性能可由于下述原因而大大改善。

这就是说，Sb和Sn用以提高在初次再结晶组织中具有{110}<001>取向的晶粒的分数，并使硫化物均匀沉淀。此外，当添加的Sb和Sn的含量超过预定值时，可防止在脱碳退火期间发生氧化反应。因此，可提高脱碳退火的温度，而这又使晶粒取向电工钢板上更易形成第一涂膜。此外，由于上述元素可通过晶界处的沉淀作用防止晶粒生长，因而可使二次再结晶晶粒的粒径减小。此处，精细二次再结晶晶粒的形成会引起磁畴最小化效应。

已知P用于改善初次再结晶期间的织构。也就是说，P用于提高初次再结晶期间具有高斯取向的晶粒的分数。

日本专利公布文本No.Hei 2-294428和Hei 11-335794以及No.2006-241503、2007-254829和2007-051338公开了将诸如Sn、Sb和P等元素加入晶粒取向电工钢板中。

特别是，在这些文献中，日本专利公布文本No.Hei 2-294428公开了一种具有高磁通密度的晶粒取向电工钢板，其中将0.0007至0.045重量％的P加入晶粒取向电工钢板中。此外，日本专利公布文本No.2006-241503公开了一种制造具有稳定磁性能的硅钢板的方法，所述方法通过将0.015至0.07重量％的P与其他成分一起加入，必要时还加入0.005至0.2重量％的Sb和0.01至0.5重量％的Sn中的一种或多种而进行。

日本专利公布文本No.2007-254829公开了一种制造具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板的方法，所述方法通过必要时加入0.02至0.30重量％的Sn、Sb和P中的一种或多种而进行。此外，日本专利公布文本No.2007-051338公开了一种制造在45度方向上具有出色磁性能的晶粒取向电工钢板的方法，所述方法通过加入0.2重量％或更少的P，必要时还加入0.001至0.02重量％的Sb和0.002至0.1重量％的Sn中的一种或多种而进行。

日本专利公布文本No.Hei 11-335794还公开了一种通过向电工钢板的组分体系中加入0.0005至2.0重量％的至少一种选自Sn、Sb、P、B、Bi、Mo、Te和Ge的元素而制造电工钢板的方法。

尽管上述专利文献公开了添加诸如Sn、Sb和P等元素，但是所公开的上述元素的含量范围很宽。此外，专利文献中仅简单地公开了钢板中含有一种或多种所述元素。也就是说，尽管常规的研究已发现了加入Sn、Sb和P可改善电工钢板的磁性能，但是它们并没有公开各种元素的适宜含量以及所述元素间的相互作用可能产生的协同效应。因此，通过加入适宜含量的元素来改善电工钢板磁性能的具体方案仍有待提供。

含有Sn、Sb和P的电工钢板的初次再结晶和二次再结晶行为与仅含有抑制剂的常规电工钢板不同。然而，现有技术中并没有提供针对此问题的解决方案。也就是说，具有上述元素的钢，与不具有上述元素的钢相比，初次再结晶粒径更小，对二次再结晶的抑制作用更强。然而，现有技术没有公开考虑上述观点而控制退火过程的有关内容。

除了上述考虑之外，二次再结晶发生在制造电工钢板的方法的一系列过程例如板坯热轧、热轧钢板的退火、冷轧、脱碳退火和最终退火中的最终退火过程中。当开始温度过度增加并维持较长时间以进行二次再结晶时，可能导致生产率的下降。

这就是说，由于最终退火通过将卷曲钢板加热至高温而进行，因而卷曲钢板之间可能彼此粘附。因此，将各卷曲钢板的表面涂布退火隔离剂(其主要含有MgO)，然后再进行最终退火。此处，由于各卷曲钢板表面涂布了MgO和水分(即以浆体形式)，因而各冷轧钢板要进行两步均热过程。所述两步均热过程分为第一均热过程，其中将钢板中的水分从浆体中除去；以及第二均热过程，其中在第一均热过程之后，将钢板加热至二次再结晶温度后，将钢板维持在适宜温度。

在第一均热过程中，与MgO共存的水分被除去，并且钢板中所含的Si发生反应，从而在钢板表面上形成一层MgO-SiO复合氧化物膜。

如上所述，优先生长的晶粒的取向由二次再结晶温度决定。因此，二次再结晶温度必须精确控制。也就是说，当抑制剂例如MnS或AlN再溶解于钢板中时二次再结晶发生。因此，最有利的是，在尽可能窄的温度范围内迅速除去抑制剂。如果温度急剧升高，则抑制剂可能就在宽的温度范围内除去。在该情况下，具有各种取向的晶粒也可生长。因此，难以获得具有优良磁性能并含有优先地较大量的取向接近高斯取向的晶粒的晶粒取向电工钢板。因此，在现有技术中，钢板被极缓慢地、特别是以10至17℃的速率加热至二次再结晶温度。然而，在以如此缓慢的速率加热钢板时，将钢板加热至第二均热过程的温度需要过长的时间，从而导致低的生产率。

此外，虽然已作为抑制剂使用的AlN和MnS可用于提高二次再结晶期间具有高斯取向的晶粒的分数，但是它们不利于最终晶粒取向电工钢板的磁性能。因此，有利的是，在二次再结晶之后除去抑制剂。当电工钢板在控制的气氛中维持在高温时，可将所述成分除去。因此，第二均热过程在高温实施。由于使N和S元素以及孤岛晶粒(island grain)降低，第二均热过程是极有利的。然而，在大多数电工钢板中，为了形成大量抑制剂，即AlN和MnS，将大量的N和S溶解至钢板中后才进行初次和二次再结晶过程。因此，需要太长的时间来实施第二均热过程以除去大量的N和S，从而导致低的生产率。

发明内容

技术问题

本发明旨在解决现有技术中的问题，因此，本发明一方面提供一种通过将Sn、Sb和P的含量调节至适宜范围、最优化所述元素之间的相互关系并加入另外的磁性改善元素而具有进一步改善的磁性能的晶粒取向电工钢板。

此外，本发明的另一方面提供一种制造晶粒取向电工钢板的方法，根据本发明的一个示例性实施方案，其解决了制造具有优良性能的电工钢板的过程中易于引起的生产率低的问题。

本发明的又一方面提供一种具有适合组分体系的加热模式的制造晶粒取向电工钢板的方法。

技术方案

根据本发明的一方面，提供了这样一种晶粒取向电工钢板，其实质上包含0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.05重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P。

在该情形下，P+0.5Sb可在0.0370-0.0630范围内(其中P和Sb分别代表相应元素的含量(以重量％计))。

此外，晶粒取向电工钢板还可包含以下元素中的一种或多种：1.40重量％或更少的As、0.50重量％或更少的Cu、0.1重量％或更少的Bi、1.40重量％或更少的Te、1.40重量％或更少的Ni、0.35重量％或更少的Cr、1.40重量％或更少的Pb以及总量为1.40重量％或更少的至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。

此外，晶粒取向电工钢板还可包含2.0-4.0重量％的Si、0.020-0.040重量％的酸溶性Al和0.01-0.20重量％的Mn。

此外，电工钢板的晶体取向可偏离高斯取向小于3度。

另外，晶粒取向电工钢板可由一种还含有0.04-0.07重量％的C、10-55ppm的N和0.0010-0.0055重量％的S的钢板坯制造。

此外，还提供一种制造电工钢板的方法。此处，所述方法包括：通过将一种钢板坯热轧、退火和冷轧制造一种钢板，其中所述钢板坯实质上包含0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.05重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P；将所述冷轧钢板在800-950℃的温度范围内进行脱碳和氮化退火过程；和对所述退火钢板进行最终退火。其中，当所述最终退火操作包括第一均热、加热和第二均热操作时，加热温度开始时以18-75℃/小时的加热速率上升，然后在900-1020℃的范围内以10-15℃/小时的速率上升。

在此情况下，P+0.5Sb可在0.0370-0.0630范围内(其中P和Sb分别代表相应元素的含量(以重量％计))。

此外，所述钢板坯还可包含以下元素中的一种或多种：1.40重量％或更少的As、0.50重量％或更少的Cu、0.1重量％或更少的Bi、1.40重量％或更少的Te、1.40重量％或更少的Ni、0.35重量％或更少的Cr、1.40重量％或更少的Pb以及总量为1.40重量％或更少的至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。

此外，所述钢板坯还可包含2.0-4.0重量％的Si、0.020-0.040重量％的酸溶性Al、0.01-0.20重量％的Mn、0.04-0.07重量％的C、10-55ppm的N和0.0010-0.0055重量％的S。

此外，再热钢板坯的操作可包括：控制加热温度以使再溶解的N的含量可在10-40ppm范围内。

另外，钢板坯的加热温度可在1050-1250℃范围内。

此外，第二均热温度在1150-1250℃范围内。

有益效果

根据本发明，具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板可通过优化添加元素的含量并最大限度地利用所述元素之间的协同效应而制造，这可解决在晶粒取向电工钢板制造过程中易于引起的生产率低的问题。

附图说明

图1是示出铁损随钢板晶体取向与高斯取向的偏移角(如图2中所示的β角)的变化的图表。

图2是示出高斯取向偏移角的概念视图，所述高斯取向偏移角由α、β和γ表示。

图3是示出加入预定含量范围的Sn、Sb和P时，铁损改善超出现有技术所预期的限度的图表。

图4是示出具有含量固定的Sb和P及含量增加的Sn的铁损改善的图表。

图5是示出具有含量固定的Sn和P及含量增加的Sb的铁损改善的图表。

图6是示出具有含量固定的Sn和Sb及含量增加的P的铁损改善的图表。

图7是示出具有含量固定的Sn和含量增加的P和Sb的铁损改善的图表。

图8是示出使用式P+0.5Sb的图7的结果的图表。

具体实施方式

下文将详细描述本发明的示例性实施方案。

本发明发明人已经对含有Sn、Sb和P的常规电工钢板的组分体系中的Sn、Sb和P的含量以及对可通过控制上述元素而产生的电工钢板磁性能改善的效果进行了深入研究。在该深入研究中，本发明发明人发现，通过适当控制所述元素的含量范围、控制所述元素之间的相互关系以及除Sn、Sb和P之外还添加As，可获得比先前预想的优良得多的阈值效果。因此，基于上述事实而作出本发明。

本发明的概念示于图3中。具体而言，图3是概念性地示出铁损相对于Sn、Sb或P的含量的变化的图表。在图3中，横轴代表Sn、Sb或P的含量，纵轴代表铁损。

参照图3，当Sn、Sb或P的含量落入常规含量范围内时，已知铁损的变化形成一条连续的线，所述线在适宜范围内具有局部极小点。然而，根据本发明的一个示例性实施方案，当在常规含量范围内限定某一条件时，铁损可明显降低。也就是说，当Sn、Sb或P的含量落入图3所示的常规含量范围内时，可预测的是，铁损的变化会形成连续的线，铁损没有显著的改变。但是，本发明发明人所做实验的结果表明，当所述元素的含量落入预定范围内时，对铁损的改善可获得现有技术所无法预料的显著效果。

控制相应元素的含量落入预定含量范围不足以达到铁损改善的效果。铁损改善的效果可在三种元素同时添加时获得。也就是说，即使在常规范围内改变Sb的含量，也不可能获得图3中所示的对铁损改善的显著效果。所述效果仅当Sn和P以适宜量同时添加时方可获得。因此，三种元素必须同时添加，并且其含量范围必须同时控制在适宜含量。在此情况下，可获得本发明所追求的关键效果。这些实验结果证实了这一点。也就是说，根据实验结果，当添加Sb和P而不使用Sn时，可局部检测到小晶粒。所述局部检测到的小晶粒被认为是具有非高斯取向的取向的微量晶粒，因而可导致电工钢板的磁性能变差。然而，当Sn、Sb和P同时添加时，可获得均匀的二次再结晶晶粒，并且RD//[001]织构可较强地形成于初次再结晶钢板中。

此外，当同时控制P和Sb各自的含量范围时，还可产生另外的关键的协同效应。因此，P和Sb的含量需要通过一个式子来控制。

因此，在本发明中，在电工钢板的各元素中，Sn、Sb和P的含量控制如下，并且P和Sb含量之间的关系(如下式所定义)控制在适宜范围内：

1)Sn：0.03-0.07重量％

2)Sb：0.01-0.05重量％

3)P：0.01至0.05重量％

4)P+0.5Sb：0.0370-0.0630(其中P和Sb分别代表相应元素的含量(以重量％计))。

各元素的含量如上所示确定，原因如下。

Sn：0.03-0.07重量％

Sn用于通过增加具有{110}<001>取向的次级核的数量来减小二次再结晶晶粒的尺寸。因此，Sn的添加改善了铁损性能。此外，Sn通过晶界偏析在抑制晶粒生长方面起重要作用，并且补偿了由于AlN颗粒变粗和Si含量增加而造成的抑制晶粒生长效果的降低。因此，即使存在相对较高含量的Si，也能成功形成具有{110}<001>取向的二次再结晶织构。也就是说，可增加Si含量而不会对具有{110}<001>取向的二次再结晶织构的形成产生任何不利影响，而且还可减小最终厚度。如上所述，在其他元素的含量调节至适宜范围的情况下，Sn含量优选在0.03-0.07重量％范围内。也就是说，当控制Sn含量使其如上所述落入0.03-0.07重量％范围内时，可实现现有技术中无法预料的铁损的不连续的突然降低。因此，优选将Sn的含量控制在上述范围内。此外，如果Sn含量过高，则会引起脆性增加。而如果将Sn含量控制在上述范围内，则可降低脆性。

Sb：0.01-0.05重量％

Sb用于通过晶界偏析来抑制初次再结晶晶粒的过度生长。由于添加Sb以抑制初次再结晶期间晶粒的生长，因而可消除钢板在厚度方向上的初次再结晶晶粒尺寸的不均匀化，同时还可以稳定的方式形成二次再结晶晶粒。由此，可制造具有更出色磁性能的晶粒取向电工钢板。特别是，当Sb含量在0.01-0.5重量％范围内时，Sb的效果可改善至现有技术无法预料的程度。如上所述，Sb用于通过晶界偏析而抑制初次再结晶晶粒的过度生长。然而，如果Sb的添加量为0.01重量％或更少，则其可能不能恰当地发挥作用。如果Sb的添加量为0.05重量％或更多，则初次再结晶晶粒的尺寸会变得过小。因此，二次再结晶的初始温度可能较低，由此使磁性能变差，或者可能对晶粒生长产生过强的抑制效果，由此抑制二次再结晶晶粒的形成。

P：0.01-0.5重量％

P用于促进低温加热的晶粒取向电工钢板中初次再结晶晶粒的生长。因此，P会提高二次再结晶的温度，从而增加最终产品中{110}<001>取向晶粒的集结密度。如果初次再结晶晶粒过大，二次再结晶会变得不稳定。但只要发生二次再结晶，则大的初次再结晶晶粒更有利于提高二次再结晶温度。同时，P不仅能通过增加初次再结晶板中具有{110}<001>取向的晶粒的数目来降低最终产品的铁损，而且还能通过使得初次再结晶板中的{111}<112>织构强壮生长来增加最终产品中{110}<001>取向晶粒的集结密度，由此增加最终产品的磁通密度。此外，P在二次再结晶退火期间甚至在约1000℃的高温时在晶界偏析，由此推迟沉淀物的分解，从而增强抑制效果。当P含量限于0.01-0.05重量％时，可获得现有技术中无法预料的对铁损改善的显著效果。为了充分表现出P的作用，P需要以0.01重量％或更多的量添加。然而，如果P的添加量为0.05重量％或更多，则初次再结晶晶粒的尺寸可能会减小而不是增加。这样，二次再结晶就会不稳定地进行，而且钢板的冷轧性能可能变差，并且钢的脆性增加。

P+0.5Sb：0.0370-0.0630(其中P和Sb分别代表相应元素的含量(以重量％计))

根据本发明发明人所做实验的结果，当添加各元素并将P+0.5Sb含量控制在上述范围内时，大大改善了铁损性能。这是因为上述元素的添加产生了协同效应，并且当元素含量满足上式范围时，与元素的其他数值范围相比，所述协同效应突然达到最大值。因此，除了控制各元素的含量外，更有利的是将P+0.5Sb含量控制在上述范围内。

当将电工钢板中各元素的含量限于上述范围时，钢板的取向变得接近高斯取向，因而大大改善了钢板的磁性能。因此，具有本发明有益效果的电工钢板实质上包括0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.5重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P。除了将所述元素的含量限制为上述相应范围之外，还可将P+0.5Sb的含量(其中P和Sb分别代表相应元素的含量(以重量％计))限制为0.0370-0.0630。

除了如上所述控制Sn、Sb和P各自的含量之外，当适量添加至少一种选自As、Cu、Bi、Te、Ni、Cr、Pb、Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素时，钢板的磁性能可由于其有益效果而进一步改善，所述有益效果例如控制二次再结晶的温度和使晶粒尺寸均匀化。添加各元素的原因更详细描述如下。

As：1.40重量％或更少

根据本发明发明人的研究，As是一种通过协助诸如P、Sb和Sn等抑制剂发挥作用而进一步增强磁性能的元素。当添加As时，二次再结晶的开始温度会增加，因而二次再结晶可在有利于具有高斯取向的晶粒的生长的温度稳定地发生。然而，如果As的添加量高于1.40重量％，则会不可避免地使钢板退火期间形成的膜劣化以及使磁性能劣化。因此，As含量限于1.40重量％。即使As含量不足，磁性能也不会像丝毫不添加As一样劣化。但是，在此情况下，难以获得添加As的有益效果。因此，更有利的是As的添加量为0.003重量％或更高，以获得有益效果。

Cu：0.50重量％或更少

Cu可在热轧期间沉淀为精细颗粒形式，其用作初次再结晶晶粒生长的抑制剂。特别是，当脱碳过程与氮化过程同时进行时，Cu的效果显著。然而，当脱碳过程与氮化过程同时进行时，与氮化过程在脱碳过程之后进行相比，初次再结晶晶粒的尺寸变得更不均匀。当初次再结晶晶粒的尺寸变得更不均匀时，过度生长的晶粒会由于其尺寸优势而被二次再结晶，从而导致最终产品的磁性能劣化。该问题可通过适量添加Cu这一形成硫化物的元素来解决。也就是说，当Cu的添加量极小时，可形成精细硫化物并增加其数量。换言之，Cu会在热轧期间精细地沉淀至硫化物中，并抑制初次再结晶晶粒的过度生长。因此，晶粒的尺寸可变得均匀，从而可在二次再结晶期间仅选择性地沉淀高斯晶粒。由此，可制造具有出色磁性能的晶粒取向电工钢板。如果Cu的添加量高于0.50重量％，则初次再结晶晶粒的尺寸会变得过小。这样，可能会降低二次再结晶的开始温度，而这又会使磁性能劣化。因此，Cu含量可限于0.50重量％。即使Cu含量不足，与丝毫不添加Cu相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Cu的有益效果。因此，更有利的是Cu的添加量为0.05重量％或更高，以获得有益效果。

Bi：0.1重量％或更少

在本发明中，除了所需组成外，Bi可以0.1重量％或更少的量添加。本发明发明人的研究表明，Bi用作辅助抑制剂以提高二次再结晶的开始温度并使二次再结晶稳定。因此，添加Bi能够产生具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板。如果Bi的添加量高于0.1重量％，则会无法避免地使在钢板退火期间形成的膜劣化和使磁性能劣化。因此，Bi含量限于0.1％。即使Bi含量不足，与丝毫不添加Bi相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Bi的有益效果。因此，更有利的是Bi的添加量为0.005重量％或更高，以获得有益效果。

Te：1.40重量％或更少

根据本发明发明人的研究，Te是一种通过协助诸如P、Sb和Sn等抑制剂发挥作用而进一步增强磁性能的元素。当添加Te时，二次再结晶的引发温度增加，因而二次再结晶可在有利于具有高斯取向的晶粒的生长的温度稳定地发生。然而，如果Te的添加量超过1.40重量％，则不可避免地使钢板退火期间形成的膜劣化和使磁性能劣化。因此，Te含量限于1.40重量％。即使Te含量不足，与丝毫不添加Te相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Te的有益效果。因此，更有利的是Te的添加量为0.01重量％或更高，以获得有益效果。

Ni：1.40重量％或更少

根据本发明发明人的研究，Ni可改善热轧钢板的结构，并用作提高二次再结晶开始温度的辅助抑制剂，且使二次再结晶稳定。因此，当添加Ni时，可产生具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板。如果Ni的添加量超过1.40重量％，则会不可避免地使钢板退火期间形成的膜劣化和使磁性能劣化。因此，Ni含量限于1.40重量％。即使Ni含量不足，与丝毫不添加Ni相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Ni的有益效果。因此，更有利的是Ni的添加量为0.01重量％或更高，以获得有益效果。

Cr：0.35重量％或更少

Cr是一种形成铁素体的元素，其可使初次再结晶晶粒生长并增加初次再结晶板中具有{110}<001>取向的晶粒的数量。因此，当添加Cr时，可产生具有低铁损和高磁通密度的晶粒取向电工钢板。此处，如果Cr的添加量高于0.35重量％，就会在同时进行的脱碳和氮化退火过程期间于钢板表面形成一层致密氧化物膜，从而抑制氮化。因此，Cr含量限于0.35重量％。即使Cr含量不足，与丝毫不添加Cr相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Cr的有益效果。因此，更有利的是Cr的添加量为0.02重量％或更高，以获得有益效果。

Pb：1.4重量％或更少

在本发明中，除了所需含量的元素外，可以以1.40重量％或更少的量添加Pb。本发明发明人的研究表明，Pb作为辅助抑制剂而提高二次再结晶开始温度，并使二次再结晶稳定。因此，当添加Pb时，可产生具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板。如果Pb的添加量高于1.40重量％，则会不可避免地使钢板退火期间形成的膜劣化和使磁性能劣化。因此，Pb含量限于1.40重量％。即使Pb含量不足，与丝毫不添加Pb相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加Pb的有益效果。因此，更有利的是Pb的添加量为0.005重量％或更高，以获得有益效果。

至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素的总量：1.40重量％或更少

在本发明中，除上述所需元素外，还优选以总量为1.40重量或更少的量加入至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。根据本发明发明人的研究，所述元素可通过协助诸如P、Sb和Sn等抑制剂发挥作用而进一步增强磁性能。当添加这些元素时，二次再结晶的开始温度提高，因而二次再结晶可在有利于具有高斯取向的晶粒的生长的温度稳定地发生。然而，如果这些元素的添加总量超过1.40重量％，则会不可避免地使钢板退火期间形成的膜劣化和使磁性能劣化。因此，这些元素含量的总和限于1.40重量％。即使各元素的含量不足，与丝毫不添加各元素相比，磁性能也不会劣化。然而，在此情况下，难以获得添加所述元素的有益效果。因此，更有利的是所述元素的添加总量为0.003重量％或更高，以获得有益效果。

在这方面，本发明的电工钢板优选实质上包括0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.05重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P。需要时，所述电工钢板还可进一步包括一种或多种以下成分：1.40重量％或更少的As、0.50重量％或更少的Cu、0.1重量％或更少的Bi、1.40重量％或更少的Te、1.40重量％或更少的Ni、0.35重量％或更少的Cr、1.40重量％或更少的Pb和总量为1.40重量％或更少的至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。除了将各元素的含量限制为其相应范围之外，更有利的是将P+0.5Sb的含量限制为0.0370-0.0630(其中分别代表相应元素的含量(以重量％计))。

根据本发明发明人的研究，本发明的由上述元素组成的电工钢板的晶体取向必须偏离高斯取向小于3度，以确保出色的铁损性能。

除了上述元素之外，也可将电工钢板中常规使用的其他元素(例如Si、Mn和Al)以及其他不可避免的杂质添加至电工钢板中。然而，这些其他元素可通过由常规电工钢板中所使用的组分及含量简单推算其含量而施用于本发明的电工钢板。因此，不需要限制其他元素中每一种的含量范围。也就是说，重要的是满足Sn、Sb和P元素的含量及其之间的关系，以及将任选添加的其他元素限制为上述相应的范围。

然而，下文将给出并简要说明适合本发明组分体系的其他元素的更优选实例(例如Si、Mn和Al)。

Si：2.0-4.0重量％

Si作为电工钢板的基本元素使用并增加材料的电阻率以降低铁芯损耗。如果Si含量小于2.0重量％，则材料的电阻率可能降低，因而铁芯损耗性能可能劣化。另一方面，如果Si含量高于4.0重量％，则钢的脆性将增加，在此情况下，冷轧会变得非常困难，而且二次再结晶晶粒的形成会变得不稳定。因此，Si含量限于2.0-4.0重量％。

酸溶性Al：0.020-0.040重量％

Al最终形成氮化物，例如AlN、(Al，Si)N、(Al，Si，Mn)N，作为抑制剂。如果Al含量低于0.02重量％，则可能不足以达到其作为抑制剂的效果。如果Al含量过高，则Al基氮化物会沉淀并过粗地生长，因而Al作为抑制剂的效果不足。因此，Al含量限于0.020-0.040重量％。

锰(Mn)：0.01-0.20重量％

Mn与Si一样，是一种用于提高材料的电阻率从而降低铁损的元素。另外，Mn用于与氮——其通过氮化处理过程与Si一起引入——反应以形成(Al，Si，Mn)N沉淀物。因此，Mn抑制初次再结晶晶粒的生长，从而促进二次再结晶。然而，如果Mn的添加量高于0.20重量％，则Mn可促进热轧期间的奥氏体相转变。因此，可能会降低初次再结晶晶粒的尺寸，从而使二次再结晶不稳定。因此，Mn含量限于0.20重量％或更少。此外，Mn是一种形成奥氏体的元素，其可提高热轧钢板再热期间的奥氏体分数，从而增加沉淀物的量，还可通过沉淀物的精制和MnS的形成而防止初次再结晶晶粒过度生长。因此，Mn的添加量应当为0.01重量％或更高。因此，Mn含量限于0.01至0.2重量％。

C在冷轧后实施的脱碳退火期间除去。N和S应当在第二均热处理期间在气氛控制的条件下尽可能地除去。因此，N和S被视为电工钢板组分体系中的杂质。然而，由于这些元素在冷轧前由于各种原因而存在于电工钢板中，因而在用于制造电工钢板的钢板坯、热轧钢板和冷轧钢板(即刚刚经过冷轧过程的钢板)中可含有预定含量范围的这些元素。在本发明中，更有利的是将这些元素的含量控制在下述范围内。

C：0.04-0.07重量％

C是一种不能大程度地有助于改善本发明晶粒取向电工钢板的磁性能的元素。因此C应当尽可能地除去。然而，当所含的C含量大于预定量时，C可促进轧制过程期间钢的奥氏体相转变，从而在热轧期间获得精细的热轧组织，并有助于形成热轧组织的均匀精细组织。因此，C的添加量优选为0.04重量％或更高。然而，当C的使用量过高时，可能会沉积粗的碳化物，使其不易于在脱碳期间除去。因此，C优选在开始时以上述范围加入。

N：10-55ppm

N为一种通过与Al等反应而引发晶粒精细化的元素。当这些元素恰当分布时，可使冷轧后具有适当精细的组织，这有助于确保初次再结晶晶粒的尺寸适宜。然而，如果N含量过高，则初次再结晶晶粒会变得过于精细，而这又会提高促进二次再结晶期间晶粒生长的驱动力。因此，具有不利取向的晶粒也会生长。此外，如果N含量过高，则在最终退火过程中除去N会耗费大量的时间。因此，N含量的上限设定为55ppm。如下文将描述的，板坯再热期间溶解的N含量可为10ppm或更高。因此，考虑到可溶解的N的含量比例，N含量的下限设定为10ppm。

S：0.0010-0.0055％

如果板坯中含有的S的量高于0.0055％，则S在热轧板坯的再热期间会再溶解并沉淀。因而，会使初次再结晶晶粒的尺寸减小，这会导致二次再结晶的开始温度降低，从而使钢的磁性能劣化。此外，由于除去在最终退火过程的第二均热工段中溶解的S需要大量的时间，因而晶粒取向电工钢板的生产率较低。另一方面，如果S含量为0.0055％或更少，则冷轧前初始晶粒的尺寸会变粗，因而可增加初次再结晶过程中核在转变带处产生的具有{110}<001>取向的晶粒的数量。因此，可减小二次再结晶晶粒的尺寸，从而改善最终产品的磁性能。因此，S含量设定为0.0055％或更少。由于S可通过形成MnS而在一定程度上影响初次再结晶晶粒的尺寸，因而S的添加量可为0.001重量％或更高。因此，S含量限于0.0010至0.0055重量％。

本领域普通技术人员应理解，在本发明的电工钢板中，除了上述元素之外，还可含有晶粒取向电工钢板中所含的多种元素作为合金元素。显然，在本发明的范围内，可结合和使用常规的已知元素。

本发明的电工钢板可使用本领域公知的制造电工钢板的常规方法之一而制造。然而，更有利的是通过使用下述方法制造电工钢板。下文将详细描述更优选的方法。然而，应理解，下文未指明的条件与公知条件相同。

在制造冷轧钢板之前，使用常规的制造方法进行。也就是说，可从本领域技术人员公知的常规方法中选择一种方法，或必要时可使用该方法的改进方案，所述方法包括：将钢板坯热轧、将所述热轧钢板坯退火和将所述退火钢板坯冷轧。此外，还可包括并相应地采用热轧和冷轧电工钢板所需的其他过程(如，酸浸)。

当将钢板坯再热以进行热轧时，优选将再热温度调节至使N和S不完全溶解的范围。特别是，优选将N含量控制在10-40ppm范围内。也就是说，本发明发明人的研究表明，重要的是控制再热期间再溶解的和冷却期间沉淀的氮化物的量，而不是将N的总含量控制在适宜范围内。因此，将再热过程中再熔融的N的含量控制在适宜范围内。也就是说，晶粒的精细化由沉淀的氮化物的量决定。如果晶粒过细，则取向不同于高斯取向的晶粒可能生长。相反，如果晶粒过粗，则不想要的晶粒不会在二次再结晶过程中除去。因此，有利的是将溶解N的含量限制为10-40ppm。用以控制溶解N的含量的板坯再热温度可根据钢中所含的Al的含量确定。考虑到本发明可优选包含的Al的含量，再热温度更优选在1050至1250℃范围内。

由于冷轧过程之前的过程可适当地选自上述常规方法之一，为清楚起见不再对其进行详细描述。然而，当钢板用以制造晶粒取向电工钢板时，热轧钢板的厚度通常在1.8-3.5mm范围内，冷轧钢板的厚度通常在0.18-0.35mm范围内。此处，热轧钢板的退火通过以下方式进行：将钢板加热至1000至1200℃，然后将该加热的钢板在850-950℃的温度进行均热处理并冷却所述钢板。当进行上述过程时，热轧或对热轧钢板进行退火后的沉淀物的平均尺寸在300至3000的范围内。

然后，对冷轧钢板进行脱碳退火和再结晶退火，现将对其进行详细描述。

将冷轧钢板在氨气、氢气和氮气的混合气体气氛下进行脱碳和氮化退火过程。上述脱碳和氮化退火过程可使用常规氮化方法容易地实施。氮化退火可与脱碳退火同时实施，或在其后实施。当脱碳在氮化退火之前实施时，形成诸如Si₃N₄或(Si，Mn)N等沉淀物。这些沉淀物通常热不稳定，因而易于分解。因此，由于所述沉淀物不能合适地用作抑制剂，应当将其维持在高温下较长时间，以使它们转化为诸如AlN或(Al₅Si，Mn)N等沉淀物。当脱碳和氮化退火过程同时实施时，由于AlN和(Ai，Si)N同时形成，因而无需长的加工时间。因此，更有利的是同时实施脱碳和氮化退火过程。然而，应注意的是，根据本发明，在氮化退火之前进行脱碳也可有效地用于制造具有有利性能的电工钢板。也就是说，同时进行脱碳和氮化退火过程更容易用于制造本发明的电工钢板，但本发明不限于此。

根据本发明发明人的研究，当将Sn、Sb和P的含量控制在本发明所指出的范围内时，晶粒尺寸与常规组分体系的晶粒尺寸明显不同。因此，更有利的是考虑这一点。也就是说，当将元素含量分别控制在所述范围内时，初次再结晶晶粒的尺寸变得精细，并且二次再结晶可在同样的初次再结晶条件下容易地发生。当初次再结晶晶粒精细时，二次再结晶就容易发生。然而这些元素具有防止相同尺寸的初次再结晶晶粒容易地发生二次再结晶的作用。因此，需要根据哪种作用更主要而确定本发明的二次再结晶与常规情形相比是更易发生还是较不易发生，然后再在脱碳退火条件下应用该确定结果。根据本发明发明人所做的研究，由于促进二次再结晶的驱动力随着初次再结晶晶粒变得精细而大大增加，因而有利的是将脱碳退火温度(也就是初次再结晶温度)控制为当添加元素时不会使初次再结晶组织变得太精细的程度。脱碳退火温度可设定为800-950℃，比常规情况高10-30℃。如果脱碳退火温度较低，则不能充分地实现脱碳，而且所形成的晶粒会保持精细。这样，具有不利取向的晶粒就会在二次再结晶期间生长。反之，如果脱碳退火温度过高，则初次再结晶晶粒可能过度生长。在本发明的组分体系中，初次再结晶晶粒的有利尺寸在约18-25μm范围内。本发明组分体系的露点可设定为50-70℃，比不含Sn、Sb和P的组分体系低2-4℃，这更有利于更好地控制氧化物层，从而控制最终产品的晶粒取向并改善铁损特性。

如上所述，将脱碳退火后的钢板涂布一种含有MgO作为基础成分的退火隔离剂，卷取，然后最终退火较长一段时间，以制造具有高斯取向的晶粒占优势分布的电工钢板。具体过程包括第一均热过程，用于除去涂布于卷取钢板上的退火隔离剂中的水分；升温过程，用于升高温度以使初次再结晶钢板进行二次再结晶；以及第二均热过程，用于在进行再结晶的同时除去杂质。此处，再热温度以极低速率上升，以使抑制剂在窄的温度范围内迅速再溶解并除去晶粒生长的阻碍且在较窄的温度范围内开始二次再结晶，第二均热时间设定为较长时间以除去杂质。由于上述常规方法具有生产率差的问题，本发明发明人为发现应对问题的线索进行了诸多尝试，已发现在第一均热过程之后将加热速率分为两步加热速率是有利的。

也就是说，尽管温度以高速率上升，但二次再结晶不会在低于抑制剂溶解的温度发生。因此，在开始时以高速率升高温度，而后从发生二次再结晶时的温度开始以低速率升高温度——其与常规方法中所用的加热速率类似，可实现具有相同水平的二次再结晶，而所需时间减少，由此可提高生产率。在本发明中，改变加热速率的参考温度设定为900-1020℃。也就是说，钢板在第一均热过程之后先以高速率加热，然后在考虑二次再结晶的参考温度范围内以低速率加热。在本发明中，初始加热段的高加热速率设定为18-75℃/小时，考虑二次再结晶过程的低加热速率设定为10-15℃/小时。在本发明中，当作为抑制剂的再溶解氮的量限制为上述范围、且S的总含量限于0.0055重量％或更少时，与常规方法相比，可减少除去这些元素所需的时间。

由于第一和第二均热温度被调节为落入常规均热温度范围内的温度范围，因而不需要将第一和第二均热温度限制在特定范围。然而，第一均热温度可在650-850℃范围内，第二均热温度可在1150-1250℃范围内。所述温度范围可根据钢板组成或通过改变除本发明主要技术特征之外的非关键特征而略有不同。

总之，本发明制造电工钢板的方法包括：再热具有本发明所需组成的钢板坯；通过热轧所述再热钢板坯而制造一种钢板，将所述热轧钢板退火并冷轧所述退火钢板；将所述冷轧钢板在800-950℃的温度范围内进行脱碳和氮化退火过程；以及将所述退火钢板进行最终退火。此外，所述最终退火操作包括第一均热、加热和第二均热操作。在所述加热操作中，加热速率开始时设定为18-75℃/小时，然后在900-1020℃范围内加热温度以10-15℃/小时的速率上升。

本发明的方式

下文将参照附图更详细地说明本发明的实施方案。然而，本文所作出的描述仅是为说明目的而给出的优选实施例，而不意在限制本发明的范围，因此，应理解，在不偏离本发明主旨和范围的前提下，也可对其作出其他等同方案和改进方案。

实施例

铁损相对于所添加的Sn、Sb和P的含量的变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.26％的Si、0.055％的C、0.12％的Mn、0.026％的可溶性Al、0.0042％的N、0.0045％的S、如下表1至4中所列出的不同含量的Sn、Sb和P，以及余量的铁和其它不可避免的杂质。然后，将电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，此时再溶解的N以25ppm的含量存在，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。而后，将所述热轧钢板加热至1120℃，在920℃维持90秒，然后在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成一种厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为63℃，以及1％的干燥氨气同时引入875℃的炉内，并将所述冷轧钢板在炉内保持180秒。

接着，将所述热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂(annealingseparator)，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将700-950℃加热范围内的加热速率设定为45℃/小时，950-1200℃温度范围内的加热速率设定为15℃/小时。此外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。在温度接近1200℃后，将热退火钢板保持在100％氢气气氛中，然后将其在炉内冷却。各种条件下所测定的磁特征列于下表1至4中。

表1

表2

表3

表4

为了进一步研究表1至4中所列的实验结果，通过改变Sn、Sb和P各自的含量并固定其他元素的含量而测定的铁损变化如图4至6中所示。特别是，图4为示出通过改变Sn的含量而固定Sb和P的含量所获得的结果的图表。如图4所示，揭示了当Sb和P含量超出本发明所限定的范围时，铁损表现出连续行为，并且在阈值内没有显著的变化。但图4还揭示了当Sb和P以0.025重量％和0.035重量％的含量存在时，以及当Sn的含量在0.03-0.07重量％范围内且Sb为0.025重量％、P为0.035重量％或者Sn为0.25重量％、P为0.04重量％时，检测到铁损显著改善的特定点。因此，揭示了，在Sb和P共存的情况下，当将Sb含量调节至0.03-0.7重量％时，铁损的降低超出关键性水平。

图5为示出当Sn和P含量固定时铁损随Sb含量变化的图表。当Sn和P含量满足本发明所限定的范围并且Sb含量调节至0.01-0.5重量％时，获得了现有技术中无法预料的显著的铁损降低的效果。

此外，图6为示出当Sn和Sb含量固定时铁损随P含量变化的图表。当Sn和Sb含量满足其各自的范围并且P含量调节至0.01-0.05重量％时，铁损特性获得了突跃式的改进。

因此，揭示了，当控制Sn、Sb和P使其落入本发明所限定的其各自的范围内时，获得了现有技术无法预料的明显的铁损降低效果。

图7为示出当Sn含量固定在0.05重量％时铁损随P和Sb之间的关系变化的图表。此外，图8示出当将P和Sb之间的关系替换为式P+0.5Sb时铁损的改善。其揭示了，当式P+0.5Sb在本发明所限定的0.0370-0.0630范围内变化时，铁损明显改善。

控制在板坯再热期间溶解氮的量的效果

此处使用一种晶粒取向钢板，其包含以重量计：3.23％的Si、0.058％的C、0.12％的Mn、0.025％的Al、0.032％的P、0.0053％的N、0.0042％的S、0.032％的Sb、0.045％的Sn、0.038％的P，以及余量的Fe和不可避免的杂质。将板坯再热，同时如表5中所列改变再溶解的N的量。然后，将板坯热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将所述热轧钢板加热至1100℃，在920℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为65℃，以及1％的干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将所述冷轧钢板在该炉中保持180秒。

接着，将所述热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火成卷材。在最终退火期间，第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，加热速率在700-950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。在温度接近1200℃后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持15小时，然后在炉内冷却。各种条件下所测定的磁特征列于下表5中。

表5

如表5中所列，揭示了发明钢25-27——其中在板坯再热期间再溶解N的含量满足本发明所限定范围，与比较钢109和110相比，表现出十分优良的磁性能。

钢板厚度对铁损的影响

为了研究钢板厚度对铁损的效果，如下进行了实验。

此处使用了一种含有组分体系1和2的晶粒取向电工钢板。此处，组分体系1包括以重量计：3.23％的Si、0.058％的C、0.12％的Mn、0.025％的可溶性Al、0.0050％的N、0.0045％的S、0.032％的Sb、0.045％的Sn、0.038％的P，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；组分体系2包括以重量计：3.25％的Si、0.054％的C、0.11％的Mn、0.025％的可溶性Al、0.0050％的N和0.0045％的S，以及余量的铁和其他不可避免的杂质，但不使用Sn、Sb和P。此处，将所述晶粒取向电工钢板的板坯在1150℃的温度加热210分钟，此时再溶解的N以23ppm的含量存在，然后将其热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1100℃，在920℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度分别为0.35mm、0.30mm、0.27mm和0.23mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为63℃，以及1％的干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各所述冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将所述热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火成卷材。在最终退火期间，第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率设定为在700-950℃的加热范围内45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内15℃/小时。另外，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。在温度接近1200℃后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持15小时，然后在炉内冷却。各种条件下所测定的磁特征列于下表6中。

表6

如表6中所列，揭示了含有Sb、Sn和P的组分体系1，与不含Sb、Sn和P组分的组分体系2相比，具有高度改善的铁损。另外，还看出，不管是何种组分体系，电工钢板的铁损均随着各个钢板厚度变薄而极大改善。根据该结果，含有本发明所限定的组分体系的发明钢的铁损可根据钢板的厚度而预计，取决于钢板厚度的铁损的理论值可由下式1计算。

式1

铁损[W/kg]≤0.46679+1.71622×厚度[μm]

晶体取向的确定

此处使用一种晶粒取向钢板，其包含以重量计：3.18％的Si、0.0556％的C、0.11％的Mn、0.026％的可溶性Al、0.0046％的N、0.0045％的S、0.028％的Sb、0.046％的Sn、0.037％的P，以及余量的Fe和不可避免的杂质。将具有上述组成的晶粒取向电工钢板的板坯在1150℃的温度加热210分钟，此时再溶解的N以21ppm的含量存在，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1100℃，在920℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为63℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将该冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将该热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后将其最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700-950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的加热范围内设定为15℃/小时。另外，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持15小时，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征、β角([001]取向与相对于TD轴的RD之间的夹角)的面积权重平均值列于下表7中。

表7

如表7所列，揭示了Sb、Sn和P含量被控制为落入本发明限定范围内的发明钢表现出晶体取向偏离高斯取向小于3度，因而具有较好的磁性能。也就是说，证实了通过控制二次再结晶晶粒的取向，可将本发明一个示例性实施方案的电工钢板制成具有出色磁性能的晶粒取向电工钢板。

改善的初次再结晶方法

为了证明在脱碳之后进行氮化退火的过程中、而非作为本发明更优选方法的同时进行脱碳和氮化退火的过程中对铁损的影响，进行了如下实验。

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其含有以重量计：3.23％的Si、0.058％的C、0.12％的Mn、0.025％的可溶性Al、0.0050％的N、0.0045％的S、0.045％的Sn、0.038％的P、不同含量(0、0.005、0.025、0.035和0.060％)的Sb，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，此时再溶解的N以27ppm的含量存在，再热，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在920℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。将冷轧钢板在75％氢气和25％氮气的混合气体气氛下——其露点温度为62℃，于860℃的炉中进行脱碳退火步骤。然后，将冷轧钢板进行氮化步骤以使其含有200±20ppm的N。接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在整个加热温度范围内设定为15℃/小时。另外，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持15小时，然后在炉中冷却。然后，将最终退火钢板进行常规的张力涂布(general tension coating)和外敷步骤。各种条件下所测定的磁特征列于下表8中。

表8

如表8中所列，揭示了含有适宜含量的Sb、Sn和P的发明钢(组分体系1)，与不含Sb、Sn和P组分的比较钢(组分体系2)相比，具有高度改善的铁损。另外，还看出，当晶粒先在脱碳中进行初次再结晶然后再进行氮化步骤时，电工钢板的铁损在本发明所限定的元素含量范围内获得了关键性的改善。

添加As的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.15％的Si、0.058％的C、0.1％的Mn、0.03％的可溶性Al、0.0049％的N、0.004％的S、0.05％的Sn、0.032％的Sb、0.04％of P，如下表9中所列的不同含量的As，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，并将最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表9中。

表9

如表9中所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的As时，这种电工钢板被认为是发明钢；并且当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的As时，这种电工钢板被认为是比较钢。在表9中，对于发明钢41-43，As的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢121，As的添加量过量。此处，揭示了发明钢随所加入As的含量增加而铁损降低。但是可看出，对于As含量过高的比较钢121，铁损反而增加，这表明过高的As含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，As合适地以1.40重量％或更少的含量添加。

添加Cu的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.0％的Si、0.052％的C、0.12％的Mn、0.026％的可溶性Al、0.0042％的N、0.0045％的S、0.05％的Sn、0.027％的Sb、0.039％的P，如下表10中所示的不同含量的Cu，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，此时再溶解的N以25ppm的含量存在，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。均热温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测定的磁特征列于下表10中。

表10

如表10所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表10中，对于发明钢44-48，Cu的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢122，Cu的添加量过量。具体而言，发明钢44-48各自含有本发明所限定的更适合的含量的Cu，也就是说含量为0.05重量％或更高；发明钢44含有比所述更适合的含量低的Cu。可看出，具有相对较低Cu含量的发明钢44，与完全不含Cu的常规组分体系相比，具有相似的铁损；但对于含有含量增加的Cu的发明钢44-48而言，铁损明显降低。但是还揭示了，对于含有过量Cu的比较钢122而言，铁损反而增加，这表明过高的Cu含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Cu合适地以0.50重量％或更少的含量添加。

添加Bi的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其含有以重量计：3.15％的Si、0.058％的C、0.1％的Mn、0.03％的可溶性Al、0.0049％的N、0.004％的S、0.05％的Sn、0.032％的Sb、0.04％的P，如下表11中所列的不同含量的Bi，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸，并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。在温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表11中。

表11

如表11所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的Bi时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的Bi时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表11中，对于发明钢49-52而言，Bi的添加量在本发明所限定含量范围内；对于比较钢123而言，Bi的添加量过量。此处，揭示了对于发明钢而言，铁损随Bi添加量的增加而减小。然而，可看出，对于Bi含量过高的比较例123而言，铁损反而增加；这表明过高的Bi含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Bi合适地以0.1重量％或更少的含量添加。

添加Te的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.15％的Si、0.058％的C、0.1％的Mn、0.03％的可溶性Al、0.0049％的N、0.004％的S、0.05％的Sn、0.032％的Sb、0.04％的P，如下表12中所列的不同含量的Te，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表12中。

表12

如表12所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表12中，对于发明钢53-56而言，Te的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢124而言，Te的添加量过量。此处，揭示了对于发明钢而言，铁损随Te添加量的增加而减小。然而，可看出，对于Te含量过高的比较钢124而言，铁损反而增加；这表明过高的Te含量会对铁损的改善产生不利影响。

可看出对于含有含量增加的Cu的发明钢44-48而言，铁损明显降低。然而，揭示了对于含有过量Cu的比较钢122而言，铁损反而增加；这表明过高的Cu含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Te合适地以1.40重量％或更少的含量添加。

添加Ni的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.1％的Si、0.051％的C、0.1％的Mn、0.026％的可溶性Al、0.0041％的N、0.005％的S、0.045％的Sn、0.028％的Sb、0.038％的P，如下表13中所列的不同含量的Ni，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表13中。

表13

如表13所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的Ni时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的Ni时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表13中，对于发明钢57-60而言，Ni的添加量在本发明所限定含量范围内；对于比较钢125而言，Ni的添加量过量。此处，揭示了对于发明钢而言，铁损随Ni添加量的增加而减小。然而，可看出，对于Ni含量过高的比较钢125而言，铁损反而增加；这表明过高的Ni含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Ni合适地以1.40重量％或更少的含量添加。

添加Cr的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.105％的Si、0.057％的C、0.09％的Mn、0.027％的可溶性Al、0.0051％的N、0.005％的S、0.05％的Sn、0.031％的Sb、0.037％的P，如下表14中所示的不同含量的Cr，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离层，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表14中。

表14

如表14所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表14中，对于发明钢61-65而言，Cr的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢126而言，Cr的添加量过量。具体而言，发明钢62-65各自含有本发明所限定的更合适的含量的Cr，即，0.05重量％或更高的含量；发明钢61含有比所述更合适的含量低的Cr。可看出，Cr含量相对较低的发明钢61与完全不含Cr的常规组分体系相比具有相似的铁损，但对于含有含量增加的Cr的发明钢62-65而言铁损明显降低。然而，揭示了对于含有过量Cr的比较钢126而言，铁损反而增加；这表明过高的Cr含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Cr合适地以0.35重量％或更少的含量添加。

添加Pb的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.12％的Si、0.055％的C、0.11％的Mn、0.029％的可溶性Al、0.0049％的N、0.0045％的S、0.05％的Sn、0.031％的Sb、0.039％的P，如下表15中所列的不同含量的Pb，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表15中。

表15

如表15所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的Pb时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的Pb时，这种电工钢板被视为是比较钢。在表15中，对于发明钢66-69而言，Pb的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢127而言，Pb的添加量过量。此处，揭示了对于发明钢而言，铁损随Pb添加量的增加而减小。然而，可看出，对于Pb含量过高的比较钢127而言，铁损反而增加；这表明过高的Pb含量会对铁损的改善产生不利影响。

因此，可看出，Pb合适地以1.40重量％或更少的含量添加。

添加Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn中至少一种元素的铁损变化

此处使用一种晶粒取向电工钢板，其包含以重量计：3.15％的Si、0.058％的C、0.1％的Mn、0.03％的可溶性Al、0.0049％的N、0.004％的S、0.05％的Sn、0.032％的Sb、0.04％的P，如下表16中所列的不同含量的选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn中的一种元素，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。此处，将晶粒取向电工钢板的板坯在1170℃的温度加热210分钟，然后热轧以形成厚度为2.3mm的热轧钢板。之后，将热轧钢板加热至1120℃，在910℃保持90秒，在水中快速冷却，酸浸并冷轧，最终形成厚度为0.30mm的冷轧钢板。脱碳和氮化步骤通过以下方式同时进行：将75％氢气和25％氮气的混合气体——其露点温度为62℃，以及1％干燥氨气同时引入875℃的炉中，并将各冷轧钢板在炉中保持180秒。

接着，将热退火钢板涂布MgO，即退火隔离剂，然后最终退火为卷材。在最终退火期间，将第一均热温度设定为700℃，第二均热温度设定为1200℃。此外，将加热速率在700至950℃的加热范围内设定为45℃/小时，在950-1200℃的温度范围内设定为15℃/小时。另外，将1200℃时的均热时间设定为15小时，最终退火步骤在25％氮气和75％氢气的混合气氛下进行至温度接近1200℃。温度接近1200℃之后，将热退火钢板在100％氢气气氛中保持，然后在炉中冷却。各种条件下所测得的磁特征列于下表16中。

表16

如表16所列，为方便起见，当电工钢板含有含量满足本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被视为是发明钢；当电工钢板含有含量超出本发明所限定的含量范围的组分时，这种电工钢板被称为是比较钢。在表16中，对于发明钢70-72而言，Mo的添加量在本发明所限定的含量范围内；对于比较钢128而言，Mo的添加量过量。具体而言，发明钢71和72各自含有本发明所限定的更合适的含量的Mo，即，0.003重量％或更高的含量；发明钢70含有比所述更合适的含量低的Mo。可看出，Mo含量相对较低的发明钢70与完全不含Mo的常规组分体系相比具有相似的铁损；但对于含有含量增加的Mo的发明钢71和72而言，铁损明显降低。然而，揭示了对于含有过量Mo的比较钢128而言，铁损反而增大；这表明过高的Mo含量会对铁损的改善产生不利影响。

发明钢73-75和比较钢129确定了B对铁损改善的影响，发明钢76-78和比较钢130确定了Ge对铁损改善的影响，发明钢79-81和比较钢131确定了Zn对铁损改善的影响，发明钢82-84和比较钢131确定了Nb对铁损改善的影响，发明钢85-87和比较钢132确定了Ti对铁损改善的影响。此处，揭示了各钢板之间铁损降低量有微小差异，但所有发明钢和比较钢均表现出对铁损降低相似的影响。

因此，可看出，所述元素各自合适地以1.40重量％或更少的含量添加，更合适地，以0.003重量％的含量添加，以获得铁损的更可靠改善。

Claims (13)

1.一种晶粒取向电工钢板，实质上含有0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.05重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P。

2.权利要求1的晶粒取向电工钢板，其中P+0.5Sb在0.0370-0.0630范围内，其中P和Sb分别代表相应元素的以重量％计的含量。

3.权利要求1或2的晶粒取向电工钢板，还含有一种或多种以下成分：1.40重量％或更少的As、0.50重量％或更少的Cu、0.1重量％或更少的Bi、1.40重量％或更少的Te、1.40重量％或更少的Ni、0.35重量％或更少的Cr、1.40重量％或更少的Pb和总和为1.40重量％或更少的至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。

4.权利要求1或2的晶粒取向电工钢板，还含有2.0-4.0重量％的Si、0.020-0.040重量％的酸溶性Al和0.01-0.20重量％的Mn。

5.权利要求1或2的晶粒取向电工钢板，其中由取向β的绝对值计算的面积权重平均值小于3°，所述取向β为电工钢板的晶体取向偏离高斯取向的一种角度。

6.权利要求1或2的晶粒取向电工钢板，其中所述晶粒取向电工钢板由还含有0.04-0.07重量％的C、10-55ppm的N和0.0010-0.0055重量％的S的钢板坯制造。

7.一种制造电工钢板的方法，所述方法包括：

通过热轧、退火及冷轧一种钢板坯而制造钢板，其中所述钢板坯实质上含有0.03-0.07重量％的Sn、0.01-0.05重量％的Sb和0.01-0.05重量％的P；

将所述冷轧钢板在800至45℃/小时的温度范围内进行脱碳和氮化退火过程；以及

将所述退火钢板进行最终退火，

其中，当所述最终退火操作包括第一均热、加热和第二均热操作时，加热温度开始时以18-75℃/小时的加热速率上升，然后在900-1020℃的范围内以10-15℃/小时的速率上升。

8.权利要求7的方法，其中P+0.5Sb在0.0370-0.0630范围内，其中P和Sb分别代表相应元素的以重量％计的含量。

9.权利要求7或8的方法，其中所述钢板坯还含有一种或多种以下成分：1.40重量％或更少的As、0.50重量％或更少的Cu、0.1重量％或更少的Bi、1.40重量％或更少的Te、1.40重量％或更少的Ni、0.35重量％或更少的Cr、1.40重量％或更少的Pb和总和为1.40重量％或更少的至少一种选自Mo、B、Ge、Nb、Ti和Zn的元素。

10.权利要求7或8的方法，其中所述钢板坯还含有2.0-4.0重量％的Si、0.020-0.040重量％的酸溶性Al、0.01-0.20重量％的Mn、0.04-0.07重量％的C、10-55ppm的N和0.0010-0.0055重量％的S。

11.权利要求7或8的方法，其中再热钢板坯的操作包括：控制加热温度以使再溶解的N的含量在10-40ppm范围内。

12.权利要求11的方法，其中所述钢板坯的加热温度在1050-1250℃范围内。

13.权利要求7或8的方法，其中第二均热温度在1150-1250℃范围内。

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