CN103534366B - 具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板及其制造方法 - Google Patents

具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及取向电工钢板，并且提供了一种制造具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板的方法，其中在1050-1250℃下加热钢坯，所述钢坯按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、C：0.04-0.07％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免引入的杂质；进行热轧；之后使热轧带钢退火；之后进行冷轧；接着进行脱碳和氮化物退火，然后二次结晶退火，其中Sn用作主要的晶粒生长抑制剂。根据本发明，使用合适量的Sn作为主要的晶粒生长抑制剂而提高初次结晶织构中戈斯取向晶粒的分数，控制用于再加热钢坯的N的含量，并且恰当地控制脱碳退火前加热条件和脱碳退火温度以恰当地保持晶粒生长的驱动力与抑制力之间的适当平衡，使二次结晶稳定，从而可以制造在最终的二次结晶后具有非常高的整合{110}<001>取向且包含具有极其精细的晶粒尺寸的戈斯织构的、具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板。

Description

具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用作电力设备(如发电机或变压器)的芯材的取向电工钢板的制造，以及具有低铁损和高磁通量的取向电工钢板及其制造方法，其中钢板的磁性能通过使用Sn作为主要的晶粒生长抑制剂来提高初次重结晶织构中戈斯织构的分数以及最优化经过最终高温退火的二次重结晶粒度而改进。
背景技术
取向电工钢板是一种软磁材料，其具有平行于钢的轧制方向的{110}<001>织构，因而在一个方向或轧制方向上表现出优异的磁性能。为表达这种戈斯(Goss)织构，应当非常精确并且严格地控制各种过程条件，包括制钢步骤中的组分、热轧中的钢坯再加热和热轧过程因素、热轧板退火、初次重结晶退火和二次重结晶退火。
另外，抑制剂(inhibitor)是发展戈斯织构中涉及的一个因素，其作为抑制初次重结晶晶粒生长并在二次重结晶过程中仅允许戈斯织构生长的晶粒生长抑制剂，发挥着极其重要的功能。为获得在二次重结晶退火后具有优异戈斯织构的最终钢板，应当抑制所有初次重结晶晶粒的生长直到二次重结晶发生前不久，为实现这种抑制作用，抑制剂的量应当足够大，其分布也应当均匀。另外，抑制剂应当具有优异热稳定性而不会轻易分解，以便在高温二次重结晶退火(最终高温退火)期间发生二次重结晶。二次重结晶是由于抑制剂在最终高温退火时在合适的温度范围内分解或丧失抑制力而发生的现象，在这种情况下，特定晶粒如戈斯晶粒会在较短时间内快速生长。
通常，取向电工钢板的质量可以通过作为典型磁性能的磁通量密度和铁损而评估，并且戈斯取向密度越高，磁性能越好。此外，具有优异质量的取向电工钢板可以制造高效的电力设备，可以减小电力设备的尺寸并且提高电力设备的效率。
降低取向电工钢的铁损的研发从提高磁通密度的研发入手。最初发展的取向电工钢板如M.F.Littman所提出的使用MnS用作晶粒生长抑制剂，通过两次冷轧过程制造。在该过程中，二次重结晶晶粒相对稳定地形成，但是钢板的磁通密度不是很高并且铁损也不希望地较高。
后来，田口(Taguehi)和板仓(Itakura)提出了一种制造取向电工钢板的技术，该技术结合使用AIN和MnS沉淀作为晶粒生长抑制剂，并在80％以上的冷轧率下进行一次冷轧。根据该技术，高磁通密度可通过使用强力晶粒生长抑制剂和强力冷轧来提高沿轧制方向的{110}<001>取向的程度而获得，低铁损性能可通过显著降低磁滞损耗而获得。
通常，降低钢板的厚度对于降低涡流损耗而降低铁损很有效。该方法可通过在冷轧过程中增加变形处理而实现，在该情况下，存在如下问题：晶粒生长驱动力提高，因此初始晶粒抑制剂不能充分地抑制晶粒生长，从而使得二次重结晶不稳定。
为了在保持晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡的同时降低钢板厚度，钢板应该在最后冷轧过程中在合适的冷轧率下轧制，而且该合适的冷轧率根据晶粒生长抑制剂的抑制力而改变。
在使用上述田口提出的AIN和MnS沉淀的结合作为晶粒生长抑制剂时，约87％的冷轧率是合适的，而在使用Littman提出的MnS沉淀用作晶粒生长抑制剂时，约50-70％的冷轧率是合适的。但是，这种严格的冷轧条件对生产过程造成负担。
除上述技术外，在尝试进一步提高取向电工钢板的磁性能的过程中，与通过沉淀抑制晶粒生长的技术不同，已经提出了加入能够提供类似于沉淀的抑制力的合金元素的技术。
关于此，提出了加入B或Ti的技术，以补偿通过一次冷轧而造成的晶粒生长抑制力的降低。但是，在加入B的技术中，因为B的加入量非常小，其在制钢步骤中难以控制，并且添加的B可能在钢中形成粗BN。另外，在加入Ti的技术中，形成固溶温度为1300℃以上的TiN或TiC，即使在二次重结晶后也依然存在，反而会成为提高钢的铁损的一个因素。
作为改进晶粒生长抑制力的其他方法，可以列举使用MnSe和Sb作为晶粒生长抑制力而制造取向电工钢板的方法。该方法虽然具有因为晶粒生长抑制力高而可以获得高磁通密度的优点，但也具有如下缺点：钢材料变得相当硬，使得钢板不能通过一次冷轧过程生产，因此必须实施在冷轧步骤之间进行中间退火的两次冷轧过程，此外，因为使用有毒且昂贵的Sb或Se，所以必须要求处理有毒材料的设备，导致生产成本提高。
作为另一个方法提出了如下的制造取向电工钢板的方法：将Sn和Cr的结合加入钢坯，在1200℃以下的温度对钢坯进行加热，然后再对其进行热轧、进行中间退火、一次冷轧或两次冷轧、脱碳退火，之后再使用氨气使钢板硝化。然而，该方法具有如下缺点：存在应当根据制造具有低铁损和高磁通密度的薄取向电工钢板的非常严格的标准、即根据钢中的酸溶性Al和氮的含量而严格控制热轧板退火的温度这一限制，导致对热轧板退火工序造成负担，并且需要结合加入有毒的Cr与Sn，造成制造成本提高，除此之外，由于Cr具有强氧亲和性，所以在脱碳和硝化退火过程中形成的氧化物层相当致密，使得钢板不易脱碳和硝化。
同时，日本专利特开公布号第2006-241503公开了通过将元素如Sb、P、Sn等加入至钢板而改进电工钢板磁性能的技术。具体地，该技术提出通过包含0.015-0.07重量％的P，并根据需要再加入0.005-0.2重量％的Sb和0.01-0.5重量％的Sn中的一种或两种而获得稳定的磁性能。
此外，日本专利特开公布号第2007-254829提出了单独或结合地加入Sb、P、Sn的技术。其公开了通过根据需要包含0.02-0.30重量％的Sn、Sb、P中的一种以上而改进磁性能。
此外，日本专利特开公布号第2007-051338公开了一种制造取向电工钢板的方法，所述方法包含0.2重量％以下的P并根据需要再加入0.001-0.02重量％的Sb和0.002-0.1重量％的Sn中的一种以上，并具有磁性能在轧制方向的45°方向上优异的特征。
此外，日本专利特开平公布号第11-335794公开了一种制造电工钢板的方法，所述方法将0.0005-2.0％的一种以上选自Sb、P、Sn、B、Bi、Mo、Te、Ge等元素加入至电工钢板组合物。
上述技术示意性地公开了通过加入合金元素如Sb、P、Sn、B等而制备取向电工钢板，但是其中所述的合金元素的范围过宽，根据其公开内容，并不是通过单独添加合金元素而带来技术效果，而是在两种以上合金元素中包含一种以上。另外，上述技术没有提出使用合金元素作为主要的晶粒生长抑制剂的具体方法。换言之，根据目前的技术，只是知道通过加入一种以上合金元素如Sb、P、Sn、B等可改进磁性能，但是用作主要晶粒生长抑制剂的各个合金元素的合适的含量，和其工序条件或对此因果关系的详细说明仍是未知的。此外，虽然取向电工钢板的初次重结晶和二次重结晶的性能彼此不同，但上述加入合金元素的技术也未提供其解决方法。
(现有技术文件)
(专利文件)
(专利文件1)JP2006-241503A
(专利文件2)JP2007-254829A
(专利文件3)JP2007-051338A
(专利文件4)JP1999-335794A
发明内容
技术问题
本发明为了解决现有技术中出现的上述问题而作出，本发明的一个目的在于提供具有改进的磁性能(低铁损和高磁通密度)的取向电工钢板及其制造方法，其中在制钢步骤中加入Sn并控制在可以用作主要的晶粒生长抑制剂的合适范围内，从而提高初次重结晶织构中戈斯织构的分数并且使二次重结晶粒度最优化。
本发明的另一目的在于提供能够制造具有非常优异的磁性能的取向电工钢板而不降低生产率的方法，其中具有合适尺寸的第一重结晶晶粒以下述方式形成：控制钢坯的加热温度以控制钢中N的固溶含量，控制脱碳退火前的加热条件以使Sn作为主要的晶粒生长抑制剂的效果最大化，并且恰当地控制脱碳退火温度条件以保持晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡。
技术问题
为实现上述目的，本发明提供了一种制造具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板的方法，所述方法包括：加热钢坯，所述钢坯按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、C：0.04-0.07％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；进行热轧；之后使热轧板退火；之后进行冷轧；之后进行脱碳和硝化退火；然后二次重结晶退火，其中Sn用作主要的晶粒生长抑制剂。
优选地，在所述脱碳和硝化退火中脱碳退火在800-950℃的温度范围内进行以使初次重结晶粒度可以控制在18-25μm，并且在脱碳退火前的加热过程中保持在600℃以上且700℃以下的温度。更优选地，在脱碳退火前，600-700℃的温度范围内加热速率控制为1℃／s×[Sn(重量％)]以上且12℃／s×[Sn(重量％)]以下。
另外，作为本发明方法的取向电工钢板的制造方法，优选在热轧前将钢坯加热至1050-1250℃的温度，并且控制钢板的加热以使钢中N的固溶含量范围为20-50ppm。
此外，作为本发明方法的取向电工钢板的制造方法，β角——作为二次重结晶钢板中晶体取向绝对值的面积加权平均值——控制为小于3°，并且二次重结晶钢板的平均粒度控制为1-2cm。
为解决上述课题，作为本发明的具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板，按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。
本发明的具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板，其使用钢坯来制造，所述钢坯按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、C：0.04-0.07％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明的取向电工钢板中，作为二次重结晶钢板中晶体取向绝对值的面积加权平均值的β角小于3°，并且二次重结晶钢板的平均粒度为1-2cm。
有益效果
根据本发明，以合适用量加入的Sn作为主要的晶粒生长抑制剂以提高初次重结晶织构中戈斯取向晶粒的分数，从而可以制造具有超低铁损和高磁通密度的取向电工钢板，所述钢板在最终二次重结晶后具有高度的{110}<001>取向和精细的粒度。
另外，根据本发明，控制在钢坯再加热过程中固溶的N的含量，控制脱碳退火前的加热条件以使Sn作为主要的晶粒生长抑制剂的效果最大化，并且在略高于常规温度的温度范围内进行脱碳退火以形成具有合适的尺寸的初次重结晶晶粒，以恰当地保持晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡，使二次重结晶稳定，从而可以制造具有非常优异的磁性能的取向电工钢板。
具体实施方式
在下文中，详细描述本发明。
本发明人已经对制造取向电工钢板中各种元素对磁性能的影响、以及钢板加热和脱碳等过程条件对含有各个合金元素的组分体系的磁性能的影响进行了研究和试验，结果发现当Sn以0.08-0.10重量％的量加入以作为主要的晶粒生长抑制剂时，初次重结晶织构中戈斯取向晶粒的晶粒增加并且可确保在二次重结晶后具有非常高程度的{110}<001>取向的戈斯取向二次重结晶织构和精细的粒度，从而可以制造具有非常低的铁损和高的磁通密度的取向电工钢板。
此外，本发明人关注的是，为使用加入了上述组成范围的Sn的组分体系的钢坯来稳定地引起二次重结晶，在钢坯再加热过程中固溶的N的含量应该控制在20-50ppm，并且钢板在脱碳退火前的加热过程中应该保持为600-700℃的温度以使Sn优先在除具有戈斯织构的晶粒之外的其他晶粒的晶界处偏析，并且脱碳退火应该在略高于常规温度的温度范围(800-950℃)内进行以保持晶粒生长驱动力和晶粒生长抑制力之间的平衡，由此形成尺寸为18-25um的初次重结晶晶粒。基于这些事实完成了本发明。
根据本发明，具有优异磁性能的取向电工钢板如下制造：加热钢坯至1050-1250℃的温度以控制钢中N的固溶含量在20-50ppm的范围内，所述钢坯按重量％包括：Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、C：0.04-0.07％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，之后在900-1200℃的温度下使热轧板退火，之后进行冷轧，之后保持在600℃以上且700℃以下的温度，然后在稍微高于一般条件的800-950℃的温度下进行脱碳和硝化退火以控制初次重结晶晶粒至18-25μm，然后使钢板二次重结晶退火以控制二次重结晶晶粒的平均粒度至1-2cm。本发明使用Sn作为主要的晶粒生长抑制剂。
在本发明中，Sn充当主要的晶粒生长抑制剂，其在除戈斯晶粒之外的其他晶粒的晶界处偏析以干扰晶界的迁移。为引起稳定的二次重结晶，应以0.08-0.10％的合适的用量加入Sn。若以如上所述的合适的用量加入Sn，则在初次重结晶织构中具有{110}<001>取向的戈斯晶粒的分数提高，从而生长为二次重结晶织构的戈斯取向的核的含量提高。
根据本发明，使用如上所述含有合适含量的Sn的组合物的钢坯。根据本发明，控制钢坯的再加热温度以使N的固溶含量在20-50ppm的范围内，并且在脱碳退火前的加热过程中保持钢板的温度为600-700℃以使Sn优先在除戈斯晶粒之外的其他晶粒的晶界处偏析，并且控制脱碳退火的温度以保持晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡，将初次重结晶晶粒形成为18-25μm的合适的尺寸并且使最终产物中二次重结晶粒度以1-2cm最优化。其结果，具有戈斯织构的成核位置增加并且最终钢板的β角在3°以下，从而可以制造具有非常优异的磁性能的取向电工钢板。在此，β角是指以二次重结晶晶粒的轧制垂直方向为轴、在[100]方向与轧制方向之间偏差的角度。
在下文中，将描述限制本发明组分的原因。
Si：2.0-4.5重量％
Si是电工钢板的基本元素，用于提高钢的电阻率以降低铁损(coreless)。如果Si含量低于2.0％，电阻率将降低，使得铁损特性劣化，并且在高温退火过程中将发生铁素体与奥氏体之间的相转变，不仅使二次重结晶不稳定还会对钢板的织构造成严重的损害。如果Si含量大于4.5％，电工钢板的脆性将增加而韧性将降低，因此在轧制过程中带材拉断的发生率将增加并且使二次重结晶晶粒的形成不稳定。因此，Si含量优选限制在2.0-4.5重量％。
Al：0.005-0.04重量％
Al作为有效的晶粒生长抑制剂，其不仅在热轧和热轧板退火过程中形成精细的AIN沉淀，而且通过在冷轧后的退火过程中通过氨气而引入的氮离子与在钢中以固溶状态存在的Al、Si、Mn反应而形成(Al，Si，Mn)N型氮化物。如果Al含量低于0.005％，所形成的个数和量在相当低的水平，而不能带来作为晶粒生长抑制剂的充分的效果，如果Al含量高于0.040％，其将形成粗氮化物而使抑制晶粒生长的能力降低。因此，Al含量限制在0.005-0.040重量％。
Mn：0.02重量％以下
类似于Si，Mn具有增加钢电阻率以降低涡流损耗发热、由此降低铁损的效果。在硝化过程中，Mn与Si一起通过硝化与引入的氮反应而形成(Al，Si，Mn)N沉淀，因此Mn是对抑制初次重结晶晶粒的生长并且引起二次重结晶而言重要的元素。如果加入Mn的含量大于0.20重量％，除Fe2SiO4外大量(Fe，Mn)和Mn氧化物在钢板表面形成并干扰将在高温退火过程中形成的基底涂层的形成，使得表面质量降低，并且在高温退火过程中引起铁素体与奥氏体之间的相转变，这对钢织构造成严重的损害，由此劣化磁性能。因此，Mn含量限制在0.20重量％以下。
N：0.010重量％以下
N是与Al反应以形成AIN的重要的元素并且在制钢步骤中优选加入用量为0.010重量％以下。如果加入N含量高于0.01重量％，在热轧后的工序中由于氮扩散而引起鼓泡(blister)这一表面缺陷，并且在钢坯中形成过量的氮化物使轧制难以进行，使随后的步骤复杂并且提高了制造成本，因此限制在0.01％以下。同时，形成(Al，Si，Mn)N和AIN等氮化物额外所需的N，在冷轧后在退火过程中使用氨气在钢中硝化而增强。
C：0.04-0.07重量％
C是引起铁素体与奥氏体之间相转变的元素并且是用于改进由于强脆性导致轧制特性差的电工钢板的轧制特性所必需的元素。然而，如果C保留在最终产物中，形成的碳化物将由于磁老化效果而使钢板的磁特性劣化，所以优选应将C控制至合适的含量。如果在上述Si含量范围内Si含量小于0.04％，则出现不希望的铁素体与奥氏体之间的相转变，导致钢坯和热轧的微结构变得不均匀。因此，C最小含量优选在0.04％以上。同时，可以预期，有利的是通过热轧板退火后钢中残留的碳而提高C含量，以活化冷轧过程中的固持能力，从而增加剪切带以增加戈斯的成核位置，由此提高初次重结晶织构中戈斯晶粒的分数；然而，如果在上述Si含量范围内C加入量超过0.07％，并且若不追加单独的步骤或体系，则在脱碳或退火过程中不能实现充分的脱碳，并且由此引起的相转变将对二次重结晶织构造成严重的损害，进而在将最终产品用于电力设备时由于磁老化而造成磁性能劣化。因此，C最大含量优选为0.07％。
S：0.010重量％以下
如果S含量高于0.01％，MnS沉淀将会在钢坯中形成而抑制晶粒生长，并且在铸造过程中在钢坯的中心部偏析，使得在随后的步骤中难以控制微结构。此外，因为MnS在本发明中不用作主要的晶粒生长抑制剂，所以S不可避免地超过混入含量而沉淀是不优选的。因此，S含量优选控制在0.010重量％以下。
Sn：0.08-0.10重量％
在本发明中Sn作为关键的合金元素，在晶界处偏析以干扰晶界的迁移，从而作为晶粒生长抑制剂来使用。此外，其增加了在初次重结晶织构中具有{110}<001>取向的戈斯晶粒的分数并且降低了有助于{111}和{411}等戈斯织构易于生长的织构，由此增加生长为二次重结晶织构的戈斯取向核。因此，当加入合适量的Sn时，二次重结晶微结构的尺寸将降低，由此在最终钢产品中粒度将降低而使涡流损耗降低，从而可以制造具有显著优异的磁性能的取向电工钢板。
如上所述，Sn通过在晶界处偏析而在抑制晶粒生长中起到重要的作用。这不仅提高了抑制初次重结晶微结构的晶粒生长驱动力的效果，还通过在形成二次重结晶织构的高温退火过程中粗化(Al，Si，Mn)N和AIN等引起晶粒生长抑制作用的晶粒从而降低晶粒生长抑制力，而且防止降低具有晶粒生长抑制效果的晶粒的数量因Si含量的增加而降低，从而使晶粒生长抑制力减弱的现象。其结果，不仅在低Si含量时，即使在高Si含量时，Sn也会确保出现成功的二次重结晶织构。
为了实现厚度变薄，在最终产品厚度减小并且轧制率提高的情况下，Sn可以通过弥补被认为是薄取向电工钢板的问题的、具有晶粒生长抑制效果的晶粒的热不稳定性，从而确保生长成功的二次重结晶织构。
因此，当加入合适量的Sn时，可以提高初次重结晶织构的戈斯织构的分数，并且可以提高晶粒生长抑制力。因此，可以同时获得更优异的织构、稳定的晶粒生长抑制力和降低的由厚度变薄引起的铁损。其结果，可以确保具有非常高整合度的戈斯晶粒的二次重结晶织构。
本发明人的研究结果证实，当Sn含量低于0.08重量％时，具有改进磁性能的效果，但是增强戈斯晶粒整合的效果不显著，并且通过基体中颗粒补偿晶粒生长抑制力的效果不显著，使得改进磁性能的效果不显著。
如果Sn含量大于0.10重量％，晶粒生长抑制力将过度增加，由此初次重结晶微结构的粒度应该降低以提高晶粒生长驱动力。因此，应该在低温下进行脱碳退火，为此，难以控制成合适的氧化层，从而不能确保良好的表面。此外，就机械特性而言，由于晶界偏析元素的过量偏析使钢板脆性增加而在制备过程中导致钢板断裂。因此，Sn含量优选为0.08-0.10重量％。
P：0.005-0.05重量％
P是表现出类似于Sn效果的元素，其在晶界处偏析以干扰晶界的迁移，同时，可以起到抑制晶粒生长的作用。就微结构而言，其具有改进{110}<001>织构的效果。如果P含量低于0.005重量％，其不是有效的，并且如果P含量高于0.05重量％，钢的脆性增加而使轧制特性严重降低。因此，P含量优选限制在0.005-0.05重量％。
使用具有上述组成的钢坯制造的取向电工钢板具有非常优异的磁性能，因为确保了具有戈斯织构的成核位置增加，使得作为戈斯织构和轧制方向之间的取向关系之一的β取向(β角为以TD方向为轴的<001>取向和RD取向之间的角度)为3°以下。
在下文中，将描述本发明的具有低铁损和高磁通量的取向电工钢板的制备方法。
首先在热轧前，再加热钢坯。钢坯再加热优选在固溶的N和S形成不完全的固溶体的温度范围内进行。当在N和S形成完全的固溶体的温度下加热钢坯时，在热轧板退火后将形成大量的精细的氮化物或硫化物，并且冷轧步骤不能通过一次强冷轧而实现，需要追加另外的工序。为此，制备成本提高，并且初始结晶粒度变得相当小，使得不能出现合适的二次重结晶。
本发明人进行了各种试验和研究，已经发现更重要的是控制通过钢坯再加热而固溶的N的固溶含量，而不是控制钢中N的总含量，并且控制钢坯加热条件，使得通过钢坯再加热而在钢中固溶的N的含量为20-50ppm，这对改进磁特性特别有效。
通过钢坯再加热而固溶的N的含量决定在脱碳和硝化退火过程中形成的追加的AIN的尺寸和含量。在AIN的大小相同的情况下，如果形成的AIN的含量过大，晶粒生长抑制力将提高，使得不能获得具有戈斯织构的合适的二次重结晶微结构。相反，如果AIN含量过小，初次重结晶微结构的晶粒生长驱动力将提高，而与上述现象类似不能获得合适的二次重结晶微结构。因此，优选控制钢坯再加热条件，使得通过钢坯再加热而固溶的N的含量为20-50ppm。
通过钢坯再加热而固溶的N的含量应当考虑钢中Al含量，因为用作晶粒生长抑制剂的氮化物为(Al，Si，Mn)N和AIN。Iwayama提出了3％含硅钢板中Al和N的固体溶解度和固溶温度之间的关系等式，如下所示：
log [ % Al ] [ % N ] = - 10062 1 T ( K ) + 2.72
根据Iwayama提出的固溶体等式，假设酸溶性Al为0.028重量％并且N为0.0050重量％，则理论固溶温度T(K)为1258℃。为此，电工钢板应当加热至约1300℃。
然而，如果将钢坯加热至1280℃以上的温度，存在如下问题：在钢板上将生成作为低熔点硅化合物的铁橄榄石(Fe2SiO4；fayalite)和作为基本金属的铁，同时钢板表面熔化而降低热轧可加工性，并且由于熔融的铁，需要维修加热炉。因此，为降低由加热炉维修而引起的停炉时间并且使得可以恰当地控制冷轧和初次重结晶织构，钢坯优选再加热至1050-1250℃的温度而形成不完全的固溶体。
将钢板加热至上述温度范围后，进行热轧。在已热轧的钢板中，存在由于应力而在轧制方向取向的变形结构，并且在热轧过程中会沉淀AIN或MnS等。
为使钢在冷轧前具有均匀的重结晶微结构和精细的AIN沉淀分布，优选再次加热热轧板至钢坯加热温度以下以使变形的结构重结晶并且确保足够量的奥氏体相以促进晶粒生长抑制剂如AIN和MnS的溶解。热轧板的退火优选使用以下方法而进行：加热钢板至900-1200℃的温度，然后均匀热处理而后冷却，以使奥氏体分数最大化。热轧退火钢板中沉淀的平均尺寸为的范围。
使热轧板退火后，使用反向(Reverse)轧机或串联(Tandem)轧机以制备厚度为0.10mm以上且为0.50mm以下的冷轧板。冷轧最优选用一次强冷轧方法进行，其中并不对变形的组织在中间进行退火热处理(中间退火)便将热轧板轧制至最终钢产品的厚度。在一次强冷轧中，具有低{110}<001>取向整合的取向旋转至变形取向，并且只有在{110}<001>取向高度排列的戈斯晶粒存在于冷轧板中。因此，当进行两次以上轧制时，具有低整合的取向也存在于冷轧板中并且在最终高温退火时一并二次重结晶，从而使钢板的磁通密度和铁损特性劣化。因此，冷轧最优选通过一次强冷轧而进行，以使冷轧比为87％以上。
以这种方式冷轧的钢板进行脱碳和硝化退火。在脱碳过程中，移除碳直到一定含量以下以防止磁老化，使变形的结构重结晶。使用氨气进行硝化。在硝化过程中，可以通过使用氨气而将氮离子引入至钢板而形成主要沉淀物(Al，Si，Mn)N和AIN等氮化物。该硝化可以在脱碳和重结晶结束后进行或可以使用氨气与脱碳同时进行，不管是哪一个都不影响本发明的效果。
在本发明中，使用Sn作为主要的晶粒生长抑制剂。为此，要求Sn优先在除具有戈斯织构的晶粒之外的其他晶粒的晶界处偏析。
本发明人已经对过程条件进行了研究和试验，其中Sn可以有效地在除具有戈斯织构的晶粒之外的其他晶粒的晶粒处偏析，其结果，发现Sn在600℃以上且700℃以下的温度下在晶界处有效地偏析。特别地，本发明人发现在脱碳退火前的加热过程中通过将钢板保持在600℃以上且700℃以下的温度，可以使Sn作为主要的晶粒生长抑制剂的功能最大化。
脱碳退火前在加热过程中即使钢板保持在低于600℃的温度，Sn也不在晶界处偏析，并且在高于700℃的温度时，不论晶粒织构如何，也不会出现Sn的选择性的晶界偏析。为此，在脱碳退火前的加热过程中Sn晶界偏析的热处理优选在600℃以上且700℃以下的温度范围内进行。
此外，本发明人调查了脱碳退火前的加热温度对磁性能的影响，其结果发现，在600-700℃的温度范围内优选根据Sn含量将加热速率控制在1℃／秒×[Sn(重量％)]以上且12℃／秒×[Sn(重量％)]以下。
如果在脱碳退火前的加热过程中在600-700℃的温度范围内使加热速率为小于1℃／秒×[Sn(重量％)]，退火时间和设备量将增加，使得不适于商业制备，相反如果在脱碳退火前的加热过程中在600-700℃的温度范围内加热速率高于12℃／秒×[Sn(重量％)]，Sn将偏析至具有戈斯织构的晶粒的晶界处，从而损失具有戈斯织构的晶粒的选择性晶粒生长抑制力。
此外，本发明关注的是，当使用含Sn钢坯制造晶粒取向电工钢板时，晶粒生长抑制力与晶粒生长驱动力之间的平衡(balance)将改变，并且该改变需要精密地管理。本发明人对此进行了研究，其结果发现，为使本发明组合物具有非常优异的磁性能，应当恰当地控制晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡(balance)，为此，初次重结晶粒度应当控制在18μm以上且25μm以下。
为将初次重结晶粒度控制在如上所述的18μm以上且25μm以下，脱碳退火应该在比当使用具有低于本发明的Sn含量的常规组合物的钢坯时高最少10℃以上、最多30℃以下的温度范围内进行。
在下文中，进一步详细描述上述发现。当使用本发明组成范围的钢坯制造晶粒取向电工钢板时，同时出现Sn使初次重结晶粒度精细化的效果和Sn在晶界处偏析而强化晶粒生长抑制力的效果。换言之，当使用本发明组成范围的钢坯制造晶粒取向电工钢板时，粒度将精细化使得容易出现二次重结晶，但是在相同的初次重结晶粒度的条件下，Sn将干扰二次重结晶。因此，需要精密地检验在晶粒生长驱动力和晶粒生长抑制力中哪一个因素起到更大作用，从而确定脱碳退火温度条件。本发明人对其进行了研究和试验，其结果发现，在本发明成分组成范围中，提高晶粒生长驱动力的因素与提高晶粒生长抑制力的因素相比起到更大作用，而使二次重结晶具有强的快速发生的趋势。
换言之，在晶界偏析元素Sn以如本发明所述相同含量加入时，如果在常规温度范围内进行脱碳退火，初次重结晶结构将精细化，使得晶粒生长驱动力与使用常用组合物的情况下的晶粒生长驱动力相比变得更强。为此，脱碳退火需要在高于常规退火温度范围的温度范围内进行以稳定初次重结晶微结构。
为此，在本发明中，脱碳退火温度需要设定为与常规脱碳退火温度相比高最少10℃以上、最多30℃以下，为800-950℃，更优选为850-950℃。如果脱碳退火温度低于800℃，则初次重结晶粒度过小使得晶粒生长驱动力提高，并且由于低温退火使得脱碳处理需要长时间，导致生产率降低。此外，在钢板的表面形成相当致密的Fe2SiO4而延缓脱碳和内部氧化层的形成，在狭窄区域中形成致密的SiO2氧化物层而引起基础涂层缺陷。相反，如果脱碳退火温度高于950℃，重结晶晶粒和氮化物将生长得粗糙，使得晶粒生长驱动力过度降低，而无法形成稳定的二次重结晶。
为此，在本发明中，初次重结晶晶粒形成18-25μm的合适的尺寸，使得可以通过恰当地控制如上所述的晶粒生长驱动力与晶粒生长抑制力之间的平衡而获得具有戈斯织构的合适的二次重结晶。
最后，在制备晶粒取向电工钢板时在钢板上涂敷通常使用的MgO基退火分离剂，然后进行最终高温退火而引起二次重结晶，由此形成{110}<001>织构，在所述织构中钢板的{110}面平行于轧制平面并且<001>方向平行于轧制方向。以该方式，制造具有优异磁性能的取向电工钢板。最终高温退火的目的通常在于通过二次重结晶而形成{110}<001>织构，通过脱碳过程中形成的氧化层与MgO之间的反应形成剥离层而提供绝缘特性，还有移除损害磁性能的杂质。在最终高温退火过程中，在发生二次重结晶前的加热期间，钢板保持在氮气与氢气的混合气氛中以保护作为晶粒生长抑制剂的氮化物，使得可以良好地形成二次重结晶，并且在完成二次重结晶后，钢板保持在100％氢气气氛中以移除杂质。
使用本发明钢坯组合物根据上述制造方法而制造的取向电工钢板具有非常优异的磁性能，因为具有戈斯织构的成核位置增加，使得作为戈斯织构和轧制方向之间的取向关系之一的β取向(β角为以TD方向为轴的RD取向和<001>取向之间的角度)为3°以下，并且二次重结晶的钢板的粒度形成为1-2cm。
在下文中，参考实施例进一步详细描述本发明。
实施例1
将钢坯在真空下熔融后制备钢锭，所述钢坯按重量％包括Si：3.2％、C：0.055％、Mn：0.099％、S：0.0045％、N：0.0043％、可溶性Al：0.028％、P：0.028％、Sn以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。钢坯中Sn含量如以下表1中所示而改变。将钢锭加热至1200℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。将已热轧的热轧板加热至1050℃的温度后，在950℃的温度下退火180秒，然后在水中淬火。酸洗热轧退火钢板，然后进行一次强冷轧至0.23mm的厚度。冷轧板在870℃的温度下在湿氢气、氮气和氨气的混合气氛中保持180秒，同时进行脱碳和硝化退火至氮含量为200ppm。在该钢板上涂敷退火分离剂MgO后在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火中，将钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气氛中直至到达1200℃的温度，在达到1200℃的温度后在100％氢气气氛中保持10小时以上的时间，然后在熔炉中冷却。测量每个钢板每种条件下的磁性能，并且测量结果示于以下表1中。
表1
Sn(重量％) 铁损(W17／50，W／Kg) 磁通密度(B10，Tesla) 备注
0.000 0.948 1.882 对比材料1
0.012 0.942 1.881 对比材料2
0.025 0.913 1.885 对比材料3
0.033 0.919 1.884 对比材料4
0.041 0.884 1.902 对比材料5
0.052 0.882 1.903 对比材料6
0.060 0.864 1.906 对比材料7
0.071 0.860 1.905 对比材料8
0.080 0.783 1.942 本发明材料1
0.083 0.791 1.941 本发明材料2
0.085 0.784 1.947 本发明材料3
0.089 0.783 1.946 本发明材料4
0.092 0.790 1.945 本发明材料5
0.095 0.787 1.948 本发明材料6
0.097 0.792 1.942 本发明材料7
0.105 0.953 1.872 对比材料9
0.113 0.961 1.870 对比材料10
0.122 1.010 1.851 对比材料11
由表1可知，Sn含量为0.08-0.10重量％范围的本发明材料1-7相对于对比材料1-11而言具有低的铁损和高的磁通密度。
可以确认，在对比材料1-11中，与Sn的含量成比例地，铁损降低并且磁通密度提高的倾向性在一定程度上是稳定的。但特别地，当Sn加入用量为0.08％以上时，铁损快速降低并且磁通密度快速提高。这是因为Sn只有加入用量在0.08％以上且0.10％以下才能用作主要的晶粒生长抑制剂。
实施例2
将钢坯在真空下熔融后制备钢锭，所述钢坯按重量％包括Si：3.2％、C：0.055％、Mn：0.099％、S：0.0045％、N：0.0043％、可溶性Al：0.028％、P：0.028％、Sn以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。钢坯中Sn含量如以下表2中所示而改变。将钢锭加热至1200℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。将已热轧的热轧板加热至1050℃的温度后，在950℃的温度下退火180秒，然后在水中淬火。酸洗热轧退火钢板，然后进行一次强冷轧至以下表2所示的各种厚度。冷轧板在870℃的温度下在湿氢气、氮气和氨气的混合气氛中保持180秒，同时进行脱碳和硝化退火至氮含量为200ppm。在该钢板上涂敷退火分离剂MgO后在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火中，将各个钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气氛中直至到达1200℃的温度，在达到1200℃的温度后在100％氢气气氛中保持10小时以上，然后在熔炉中冷却。测量每个钢板每种条件下的磁性能(W17／50，B8)，并且测量结果示于以下表2中。
表2
由表2可知，Sn含量为0.08-0.10重量％范围的本发明材料8-11相对于与本发明材料具有相同厚度的对比材料12-19而言具有低的铁损和高的磁通密度。此外，最终产品厚度越薄磁性能就越会提高。
实施例3
将钢坯在真空下熔融后制备钢锭，所述钢坯按重量％包括Si：3.2％、C：0.055％、Mn：0.099％、S：0.0045％、N：0.0043％、可溶性Al：0.028％、P：0.028％、Sn以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。钢坯中Sn含量如以下表3中所示而改变。将钢锭加热至1200℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。将已热轧的热轧板加热至1050℃的温度后，在950℃的温度下退火180秒，然后在水中淬火。在退火热处理过程中，将热轧板在湿气氛中脱碳。酸洗经过水中淬火的热轧退火钢板，然后进行一次强冷轧至0.23mm的厚度。冷轧板在870℃的温度下在湿氢气、氮气和氨气的混合气氛中保持180秒，同时进行脱碳和硝化退火至氮含量为200ppm。在钢板上涂敷退火分离剂MgO后在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火中，将各个钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气氛中直至到达1200℃的温度，在达到1200℃的温度后在100％氢气气氛中保持10小时以上，之后在熔炉中冷却。测量每个钢板每种条件下的磁性能，并且测量结果示于以下表3中。此外，计算偏离二次重结晶晶粒的{110}<001>取向的角度的绝对值，并且计算所有位置处角度的面积加权平均值，以确定β角，并且还测量二次重结晶粒度。测量结果示于以下表3中。将在二次重结晶钢板表面观察到的二次重结晶微结构的最长长度和最短长度的加和值除以2而算出二次重结晶粒度，并且平均二次重结晶粒度而求出二次重结晶粒度。
表3
由表3可知，在Sn含量为0.08-0.10重量％范围的本发明材料2、4、6、7中，最终钢板的表示距戈斯取向的偏差程度的β角小于3°，因为具有戈斯织构的成核位置增加，取向性显著提高。此外，二次重结晶晶粒形成为1-2cm的合适尺寸，具有优异的磁性能。然而，在对比材料2-8、11中，最终钢板的β角大于3°，磁性能差。
实施例4
将钢坯在真空下熔融后制备钢锭，所述钢坯按重量％包括Si：3.2％、C：0.054％、Mn：0.093％、S：0.0046％、N：0.0042％、可溶性Al：0.029％、P：0.025％、Sn以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。钢坯中Sn含量如以下表4中所示而改变。将钢锭加热至1200℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。将已热轧的热轧板加热至1050℃的温度后，在950℃的温度下退火180秒，然后在水中淬火。酸洗经过水中淬火的热轧退火钢板，然后进行一次强冷轧至0.23mm的厚度。将冷轧板加热至865℃期间，使从600℃到700℃的加热速率不同而进行加热。冷轧板在870℃的温度下在湿氢气、氮气和氨气的混合气氛中保持180秒，同时脱碳和硝化退火至氮含量为200ppm。在钢板上涂敷退火分离剂MgO后在卷曲状态下进行最终退火。在最终退火中，将各个钢板保持在25％氮气+75％氢气的混合气氛中直至到达1200℃的温度，在达到1200℃的温度后在100％氢气气氛中保持10小时以上，之后在熔炉中冷却。在脱碳和硝化退火过程中在600以上且700℃以下的温度范围内测量的加热速率和在最终退火后测量的磁性能(W17／50，B8)示于以下表4中。
表4
由表4可知，本发明材料12-14相对于对比材料29-34具有非常优异的磁性能，所述材料12-14具有0.08-0.10重量％范围的Sn含量并且在脱碳和硝化退火过程中在600℃-700℃的温度范围内将加热速率控制在1℃／秒×[Sn(重量％)]以上且12℃／秒×[Sn(重量％)]以下，使得Sn可以选择性地偏析至具有戈斯织构的晶界。

Claims (10)

1.一种制造具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板的方法，所述方法包括：加热钢坯，所述钢坯按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、C：0.04-0.07％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；进行热轧；之后使热轧板退火；之后进行冷轧；之后进行脱碳和硝化退火；然后二次重结晶退火，其中Sn用作主要的晶粒生长抑制剂，
其中还包括一个在所述冷轧和所述脱碳和硝化退火之间进行加热时保持在温度为600℃以上且700℃以下的过程，并且其中在600-700℃的温度范围内加热速率控制为1℃/秒×[Sn(重量％)]以上且12℃/秒×[Sn(重量％)]以下。
2.权利要求1的方法，其中在所述脱碳和硝化退火中，脱碳退火在800-950℃的温度范围内进行。
3.权利要求1至2中任一项的方法，其中初次重结晶粒度控制为18-25μm。
4.权利要求1至2中任一项的方法，其中在热轧前钢坯的加热温度为1050-1250℃。
5.权利要求1至2中任一项的方法，其中控制热轧前钢坯的加热，使得钢中N的固溶含量为20-50ppm。
6.权利要求1至2中任一项的方法，其中作为二次重结晶钢板中晶体取向绝对值的面积加权平均值，β角控制为小于3°，其中β角为以二次重结晶晶粒的轧制垂直方向为轴的[100]方向与轧制方向之间偏差的角度。
7.权利要求1至2中任一项的方法，其中将二次重结晶钢板的平均粒度控制为1-2cm。
8.一种通过权利要求1的方法制备的具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板，其中所述取向电工钢板按重量％包括Si：2.0-4.5％、Al：0.005-0.040％、Mn：0.20％以下、N：0.010％以下、S：0.010％以下、P：0.005-0.05％、Sn：0.08-0.10％，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。
9.权利要求8的取向电工钢板，其中作为二次重结晶钢板中晶体取向绝对值的面积加权平均值，β角为小于3°，其中β角为以二次重结晶晶粒的轧制垂直方向为轴的[100]方向与轧制方向之间偏差的角度。
10.权利要求8的取向电工钢板，其中二次重结晶钢板的平均粒度为1-2cm。
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