CN103635596B - 晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的制造方法 - Google Patents

晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种制造晶粒取向的磁性钢带或磁性钢板的方法,在该方法中,将由具有(以重量%示出的)Si:2‑6.5%、C:0.02‑0.15%、S:0.01‑0.1%、cu:0.1‑0.5%、其中cu含量比S含量的比例为%Cu/%S>4、Mn:不高于0.1%、其中Mn含量比S含量的比例为%Mn/%S<2.5、以及可选的N、Al、Ni、Cr、Mo、Sn、V、Nb含量的钢构成的薄钢锭的钢锭温度均匀化到1000‑1200℃,在该方法中在热轧起始温度≤1030℃以及热轧最终温度≥710℃时将薄钢锭热轧成具有0.5‑4.0mm厚度的热轧钢带并且在第一热变形道次和第二热变形道次中使厚度降低分别为≥40%的热轧钢带的厚度,冷却该热轧钢带并且缠卷成卷材,在该方法中将热轧钢带冷轧成具有0.15‑0.50mm的最终厚度的冷轧钢带,在该方法中将退火分离剂涂敷到经退火的冷轧钢带上并且在该方法中最终退火具有退火分离剂的冷轧钢带以铸造高斯织构。

Description

晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种制造晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的方法。这种 磁性钢带或磁性钢板具有特别清楚鲜明地形成的{11〇}<〇〇1>织构,这种织构具有平行于 乳制方向的轻微磁化方向。以该织构的发现者的名字命名,这种织构称为"高斯织构"。
背景技术
[0002] 通过有选择的、反常的晶粒生长形成高斯织构,该晶粒生长也称为二次再结晶。对 此,通过晶粒生长抑制剂的存在来抑制金属基层向晶粒增大的自然倾向,该晶粒生长抑制 剂也简称为"抑制剂"或"抑制剂相"。
[0003] 抑制剂相由非常精细并且尽可能均匀分布的、一个或多个杂质相的颗粒构成。相 关颗粒在其相对于基层的界面上已经具有自然的界面能。通过该界面能阻碍能够越过其移 动的结晶界限,因为在整个系统中大大降低了界面能的进一步节省。
[0004] 因此,抑制剂相对于高斯织构的形成具有重要意义并且随之对于各个材料的磁性 能具有重要意义。在这里非常多非常小的微粒的均匀分布是重要的。因为实际上没有显示 出析出颗粒的数量,所以颗粒的大小显示出其溶解效果。因此认为,抑制剂相的颗粒平均不 应该明显大于IOOnm 0
[0005] 文献US3,438,820中描述了用于制造具有高斯织构的磁性钢带或磁性钢板的最初 方法。根据该方法使用MnS作为抑制剂。对此必须将以传统方式在铸锭浇铸或连续浇铸中制 造的钢锭加热到将近1400°C的温度。以这种方式将大颗粒的MnS初级析出物再次熔入熔液 中并且可以在接下来的热乳过程中用所需要的方法以精细分散的方式进行沉淀。因为这样 制成的热乳钢带已经具有所需的晶粒生长抑制作用,所以人们将这类晶粒生长的控制称为 "固有的抑制作用"。
[0006] 这样限定MnS晶相的抑制晶粒生长的作用,即,从通常的、例如2.3mm的热乳钢带厚 度开始,需要至少两个阶段冷乳到钢带的使用厚度并且在两次冷乳之间必须进行能够再结 晶的中间退火,以得到所需要的性能。但是借助MnS抑制的材料在这个处理过程中仅限定纹 理清晰度,在这个过程中高斯层平均偏离标准层7°。该纹理清晰度在800A/m的电场强度时 表现在相对低的磁极化强度中,该磁极化强度仅在极少的情况下能够提高到1.87T以上 的值。对于这种材料通常称为"常规晶粒取向(Conventional Grain Oriented)",简称 "CG0"。
[0007] 借助在文献US3,159,511中所公开的方法可以制造晶粒取向的磁性钢带,该磁性 钢带凭借与标准层大约仅3°的偏差具有明显更佳的纹理清晰度。这是通过使用AlN作为额 外的抑制剂相得到实现的。该额外的抑制剂相补充MnS的抑制作用。在热乳过程中在铁素体 的范围中已经使AlN抑制剂以其最终成型的方式析出。然而,相对于CGO提高了的C含量提供 了使AlN微粒在接下来的热乳钢带退火过程中在奥氏体的范围中重新溶解并且以精细分散 的方式很好受控地进行沉淀的可能性。这可以在技术上能够容易实现的温度下在带式连续 加热炉中实现,因为AlN在奥氏体中的、约1100-1150°C的溶解温度明显低于在铁素体中。尽 管双倍地形成抑制剂相A1N,但是这里仍然指固有的抑制作用,因为该抑制剂相已经置入在 热乳钢带中。由此可以以一个阶段的冷乳过程制造高品质的、晶粒取向的磁性钢板。这样获 得的材料称为"高导磁晶粒取向",简称"HGO"。
[0008] 此外,文献DE2351141A1阐述了也可以使用SbSe作为固有的抑制剂相。
[0009] 上述的、基于已经置入在热乳钢带中的固有抑制剂的、已知的每种方法都允许非 常高的、高于1350Γ的钢锭加热温度。除了巨大的能量消耗和高的技术成本以外还导致在 退火过程中积累了较大量的液态熔渣。该熔渣大大加重了所使用的各个退火装置的负担并 且引起巨大的维护费用。
[0010] 为了弥补这些不足,研发了所谓的"低温加热法"。这种方法提供低的、低于1300Γ 的、典型处于1250Γ的钢锭预热温度并且以此为基础,即,抑制剂相并不是已经形成在热乳 钢带中而是在之后的、整体制造过程的阶段中才形成。对此,由钢制造这种磁性钢带或磁性 钢板,该钢在其化学成份中已经具有一定量的A1。然后通过适当的氮化在冷乳到使用厚度 的带体中形成抑制剂相A1N。这种抑制剂相并不是本身已经存在热乳钢带中,而是在之后 的、冷乳钢带进程的步骤中才制造出来。这个过程在术语中也称为"获得的抑制作用"。 [0011]文献EP021961 IBl描述了在获得的抑制作用的基础上用于制造磁性钢板或磁性钢 带的方法的实例。
[0012] 此外,文献EP0648847B1和文献EP0947597B1描述了磁性钢带或磁性钢板的制造方 法,在这些方法中使用固有的抑制作用和获得的抑制作用的混合形式。在这些方法中这样 设置钢锭加热温度,即,该钢锭加热温度高于在低温加热法中的温度、但是低于一个温度极 限,超过这个温度极限时在退火过程中形成所不希望的液态熔渣。随着退火温度的降低仅 实现了有限的固有的抑制作用,这种固有的抑制作用本身不可能使成品材料实现足够的磁 性能。为了补偿这种作用进行额外的氮化处理。由此引起的、额外的获得的抑制作用与固有 的抑制作用相结合实现了充分的、完全的抑制作用。
[0013] 正如在用于获得的抑制作用上的方法所需要的氮化处理一样,如果在连续退火炉 中进行氮化处理,那么该氮化处理在技术上是复杂的、成本高的并且由于需要非常精确地 控制表面反应经常是非常难以掌控的。其他的、借助提供氮的粘结保护添加物的氮化处理 仅有限地起作用。
[0014] 因此需要努力发展固有的并且同时适用于低温加热加工的抑制系统。文献 EP0619376B1公开了一种朝着此方向发展的方法。根据该方法仅使用Cu硫化物作为抑制剂 相。Cu硫化物具有比MnS、AlN和迄今为止已知的其他抑制剂系统明显更低的溶解温度,因此 在Cu硫化物的基础上用于制造磁性钢带或磁性钢板的方法中明显较低的钢锭预热温度就 足够。然而必须接受这样制成的、晶粒取向的钢板产品经常没有达到HGO材料所预期的磁性 能这个情况。
[0015] 前述的、已知的全部方法都是基于使用传统铸造的、具有明显大于150mm的钢锭厚 度的钢作为原材料的情况。在将各个fe体铸造成钢之后,首先将该钢冷却到室温。
[0016] 这种缺陷可以通过使用所谓的"铸乳过程"、简称"GWA过程"来避免,在该过程中首 先将各个钢水铸造成具有相对小的厚度的连铸坯,然后由该连铸坯分割成所谓的"薄钢 锭",该薄钢锭的厚度通常处于30-80_的范围中。这种操作步骤的巨大经济优势在于,该薄 钢锭在其制造和其继续加工之间不再冷却到环境温度并且之后不再需要再次加热。换而言 之,该薄钢锭在其制造之后通过与连续铸造设备在一条生产线上的校平炉,在该校平炉中 为了使薄钢锭的温度分布均匀并且为了设置接下来完成热乳过程所需的温度对薄钢锭进 行校平退火。然后紧接着可以热乳薄钢锭。这个工艺流程提供了重要的物流优势和成本优 势。
[0017] 文献EP1025268B1描述了使用GWA过程来制造磁性钢带或磁性钢板的方法。在该方 法中在竖直放置的钢锭模中连续铸造具有适当组分的熔体,其中在槽液面上熔体开始凝固 并且这样形成的连铸坯经过一个圆弧输送到水平面上并且在此得到冷却。该连铸坯仅具有 25-100mm、优选40-70mm的厚度。该连铸坯的温度降到不低于700°C。由这种热的连铸坯在一 个连续进行的过程中分割成薄钢锭,然后引导该薄钢锭直接通过在一条生产线上的校平 炉,该薄钢锭在该校平炉中停留最长60分钟,优选不超过30分钟。在通过校平炉的过程中薄 钢锭得到均匀地加热并且在此达到相对低的、最大1170°C的温度。紧接着引导薄钢锭通过 又与校平炉位于一条生产线上的多机座热乳带材机列,在该多机座热乳带材机列上将薄钢 锭连续热乳到0.5-3.Omm的热乳钢带厚度。对此优选这样选择热乳钢带厚度,即,接下来的 冷乳过程仅需要进行一个步骤,以使得到的冷乳钢带材料达到所需的最终厚度。借助于该 冷乳钢带材料这样实施冷乳过程的变形程度,即,取决于能够以不同方式设置的各种抑制 剂作用。
[0018] 由于薄钢锭的有限的热拉强度以及在辊道上输送薄板坯的必要性,在GWA过程中 薄钢锭的温度不允许超过1200Γ。出于这个原因,对于结合GWA过程制造晶粒取向的磁性钢 板或磁性钢带迄今为止仅通过氮化处理使用获得的抑制剂来进行。这些方法分别在文献 W02007/014867A1 和 W02007/014868A1 中进行了描述。
发明内容
[0019] 以前述现有技术为基础,本发明的目的在于,提供一种方法,使该方法能够在使用 GWA过程的情况下成本低地并且以降低的操作成本制造晶粒取向的磁性钢带或磁性钢板, 该磁性钢带或磁性钢板的磁性能至少与CGO材料的性能相当。
[0020] 为了实现该目的,本发明提供一种方法,该方法的工序根据权利要求1的说明得以 实施。
[0021] 本发明的有利的设计方案在从属权利要求中给出并且在下面详细阐述本发明的 基本思想。
[0022] 因此,根据本发明的、用于制造晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的方 法包括下面的工序:
[0023] a)提供一种薄钢锭,该薄钢锭由钢构成,该钢除了包含有铁和不可避免的杂质以 外,还包含有(以重量%示出)Si : 2-6 · 5%、C: 0 · 02-0 · 15%、S: 0 · 01-0 · 1%、Cu: 0 · 1-0 · 5%、其中对 于Cu含量%Cu比S含量%S的比例%&1/%3适用:%Cu/%S > 4、Mn:不高于0.1 %、其中在Mn存在的情 况下对于Mn含量%Mn比S含量%S的比例%Mn/%S适用:%Mn/%S<2.5、以及分别可选的N:不高于 0.003%、可溶酸液的Al含量不高于0.08%、其中在Al存在的情况下对于N含量%ΝΚΑ1含量%A1 的比例%N/%A1适用:%N/%A1 <0.25、组"Ni、Cr、Mo、Sn"中的一个或多个元素含量分别不高于 0.2%的、组"V、Nb"中的一个或多个元素含量分别不高于0.1%的,
[0024] b)使薄钢锭的温度均匀到1000-1200°C的钢锭温度,
[0025] c)将薄钢锭热乳成具有0.5-4.Omm厚度的热乳钢带,其中,钢锭的热乳起始温度在 热乳开始时低于1030°C并且热乳最终温度至少为710°C并且以至少40%的厚度减少量进行 第一热变形道次和第二热变形道次,
[0026] d)冷却热乳钢带,
[0027] e)将热乳钢带缠卷成卷材,
[0028] f)将热乳钢带冷乳成具有0.15-0.50mm的最终厚度的冷乳钢带,
[0029] g)将退火分离剂涂敷到经退火的冷乳钢带的表面上,
[0030] h)最终退火具有退火分离剂的冷乳钢带以铸造高斯织构。
[0031 ]在对根据本发明制造磁性钢带或磁性钢板有利的钢合金的测定中,本发明从对晶 粒取向的磁性钢带或磁性钢板已知的基合金系统开始,该基合金除了包含铁和不可避免的 杂质以外,还具有2-6.5重量%、典型地约为3.2重量%的31含量以及包含用于调整根据本发 明制造的磁性钢带或磁性钢板的特性的其他合金元素。这种需要特别注意的合金元素是 碳、硫、氮、铜、猛、错以及络。
[0032] 在这种多成份合金系统上进行热力学的模型计算。该特性在这里处于时间上动态 的情况下。该方法是基于这个认知点,即,在中间点上的不是制造磁性钢板或磁性钢带中的 平衡状态,而是可以呈现在技术上真实的时间内的扩散过程和沉淀过程。根据模型计算可 以看出合金元素彼此之间的相互作用。首先在扩散主导的沉淀过程中可以观察到凝结的过 程。
[0033] 硅在磁性钢带或磁性钢板中引起电阻率的提高从而引起磁滞损耗的降低。在含量 低于2重量%时不再能达到对用于晶粒取向的电工钢带所需的性质。在Si含量处于2.5-4重 量%的范围中时得到最佳的加工性能。在Si含量大于4重量%时钢带出现一定程度的脆性,然 而在Si含量不高于6.5重量%时引起噪声的磁致伸缩最小。然而更高的Si含量由于过大地降 低饱和极化是没有意义的。
[0034] 碳在一定的范围中在退火时引起组织均质化。对此根据本发明加工的钢具有 0.020至0.150重量%的合金含量,其中,在C含量为0.040-0.085重量%时、特别是在0.040-〇. 065重量%时特别可靠地出现有利的效果。
[0035] 根据本发明的方法的、特别重要的组成部分在于,在该方法中使用硫化物作为抑 制剂,该硫化物在热变形的过程中沉淀。因为仅通过在变形过程中存在于那里的成核位点 可以达到均匀的、精细分散的抑制剂颗粒分布,例如对于有效的晶粒生长抑制作用(即,出 现不规则大小的颗粒)以及良好的磁性能所需要的颗粒分布。
[0036]在本文中,发明者已确定,在热处理过程中形成的AlN颗粒无论是在铁素体还是在 奥氏体中都不适合作为能够使用的抑制剂,因为在铁素体中和在奥氏体中总是在热变形开 始之前进行沉淀,这导致非常少而且还非常粗大的颗粒,这些颗粒使所得到的磁性钢带或 磁性钢板产生不利的性质。
[0037]然而,可以使用铝作为氮的参与物,在之后可选择进行的氮化处理过程中提供铝, 以形成额外的、AlN形式的抑制剂颗粒。出于该目的,可溶酸液的Al含量在根据本发明进行 加工的钢中是不高于0.08重量%,其中,在实践中已证实0.025-0.040重量%的、可溶酸液的 Al含量是适合的。
[0038]原则上应该将N含量保持尽可能的低并且不超过30ppm。氮与Al化合成A1N。为了留 有足够游离的Al能够用于可选择进行的氮化处理,在根据本发明进行加工的钢中在Al有效 存在的情况下对于N含量°/旧比Al含量%A1的比例%N/%A1下式成立:%N/%A1 < 0.25。
[0039] 由于铝的成分,根据本发明的方法完全不受铝存在的影响。在熔体分析的氮含量 保持在低的、典型低于30ppm时,在初级再结晶的并且经脱碳的、冷乳成成品钢带厚度的带 体中存在有纯Al。然后该冷乳钢带可以在脱碳退火过程中或者之后进行氮化处理,由此在 带体中形成AlN颗粒,该颗粒作为额外的抑制剂相起作用,从而可以形成较高的高斯纹理清 晰度,该高斯纹理清晰度能够产生磁性能,就像通常在传统HGO材料中的性能一样。
[0040] 特别实用的应用在于,可以在该方法中自由选择是否需要进行氮化处理。如果没 有进行氮化处理,那么Al以基本形式余留在材料中并且没有不利的影响。
[0041] MnS也不适合用作根据本发明的方法的抑制剂,因为在这里溶解温度高,以致于 MnS每次在热乳之前就明显地沉淀出来,即,在再次加热各个经加工的薄钢锭的过程中或各 个经加工的薄钢锭输送到各个用于热乳的热乳设备的途中就已经沉淀。此外,由于锰对硫 的强烈化合能力因此在Mn含量较高时,有针对性地设置在钢中的硫含量几乎完全被化合。 相应地在使用MnS作为抑制剂时几乎没有游离的硫用于在热变形过程中铜硫化物的形成。 [0042] 在此基础上,在根据本发明加工的合金中将Mn含量限制在不高于0.1重量%并且同 时在Mn存在的情况下对于Mn含量%Mn比S含量%S的比例%Mn/%S设置下列限制条件:%Mn/%S < 2.5〇
[0043]本发明使用CuS代替MnS作为抑制剂。硫化铜虽然原则上在动态的情况下表现为低 的溶解温度,以致于硫化铜在现今惯用的化学成份中在传统制造晶粒取向的磁性钢带或磁 性钢板时缠卷热乳钢带的温度下才得到沉淀。但是就像在卷材中不受控制的长时间沉淀是 不可避免的一样,在不受控制的长时间沉淀的过程中就不会达到有针对性的、精细分散的 抑制剂沉淀物所追求的目的。
[0044] 因此根据本发明,通过合金技术的方法这样提高硫化铜的溶解温度,即,可以在热 变形的过程中进行硫化铜的沉淀。
[0045] 对此,在根据本发明加工的合金中,尽可能降低Mn含量。对此目的在于,达到无效 的范围,因此将Mn的范围限制在最大0.1重量%,特别是最大0.05重量%。
[0046] 此外,与典型的、晶粒取向的磁性钢带相比,硫含量提高到0.01重量%并且随之这 样提高,即,质量比%Mn/%S总是<2.5,特别是<2。以这种方式确保总是有足够多游离的硫 用于形成硫化铜。通过提高硫含量可以在根据本发明加工的钢中将溶解温度以及析出温度 提高至少50°C。这里提到的"硫化铜"通常指的是整个的CuxSy化合物组,即使这些化合物可 以具有不同的数量比。
[0047] 为了达到所希望的、硫化铜的析出物,对此根据本发明加工的钢具有不少于0.1重 量%的〇!。将Cu含量的上限限制在0.5重量%,以避免损害根据本发明制造的、晶粒取向的磁 性钢板或磁性钢带的表面特性。
[0048]出于同样的原因并且为了避免由于FeS的存在而在连铸过程中出现令人担心的问 题,使根据本发明的钢的S含量最高为0.100重量%。
[0049]除了化学上的合金成份以外,在根据本发明的方法的发展过程中,根据需要使用 的薄钢锭-铸乳技术将直至最大1200°C的钢锭加热温度以及现今可以使用铸造机实现的铸 造和凝固、均质退火和热乳之间的时间作为进一步的限制条件。同时这样调整在根据本发 明的方法中所采用的热乳道次设计,即,经过尽可能多的热变形道次而乳件温度处于硫化 铜的析出温度以下。
[0050] 在此基础上,在根据本发明的方法的过程中以已知的方式将以根据本发明的方式 所构成的钢加工成35-100mm、特别是最大80_厚度的薄钢锭。这通常是通过传统的连铸来 进行的。
[0051] 由于S含量高、同时Mn含量低并且伴随FeS的形成需要在将根据本发明所构成的熔 体浇铸成连铸坯时相对低地选择浇铸速率,然后由该连铸坯分割成根据本发明加工的薄钢 锭,以规避连铸坯断裂的风险。在实践中可以为此目的而在铸造时将浇铸速率限制在最大 4.6m/min〇
[0052] 熔体在浇口盘中优选过热3-50K。特别是在处于25-50K范围中的过热温度下在槽 液面上有足够多的浇铸粉剂得到熔化,以确保所需的熔渣量用于铸模和连铸坯壳之间形成 润滑膜。在设置了低的、3-25K的过热温度的情况下可以通过使用浇铸粉剂来实现浇铸,与 以高的过热进行浇铸相比,该浇铸粉剂这样进行了调整,即,使该浇铸过程具有提高的熔化 率。这可以通过调整碳载体的数量和类型并且提高浇铸粉剂的熔剂份额来实现。以非常低 的过热进行浇铸的优势在于,在铸模中连铸坯壳快速生长和凝固组织的显著的精细化。 [0053]特别是这样设置铸造之后所进行的热处理的参数和在热乳薄钢锭过程中的工序 的参数,即,避免由于液态FeS(铁硫化物)的出现而可能引起的问题。在根据本发明的操作 步骤中在硫化铜产生之前在否则牢固地完全凝固的钢基层中形成液态的硫化铁,在该操作 步骤中在本来仅少量存在的锰饱和之后还有游离的硫可供使用。液态的FeS引起这样的热 脆性,即,不可能进行热乳。
[0054] 在这里,发明者已确定,从比例%Mn/%S<2.5开始,温度低至约1030°C都有相当份 额的液态FeS存在。比例°/羞1/%3有利于硫地降低得越多,所产生的液态FeS所占体积份额越 高。因此本发明设有,在热乳之前将薄钢锭的温度设置在1000-120(TC,其中对实践最佳的 温度范围处于1020-1060 °C。在低于1030°C、特别是低于10KTC的薄钢锭温度下进行热乳的 第一个变形道次是至关重要的。对此需要注意在将薄钢锭从校平炉输送向第一热乳支架时 出现一定的温度损耗,该温度损耗在实践中的控制条件下通常不高于70°C。适用于实践的、 第一热乳道次的温度在950-1000 °C的范围中并且在第二热变形道次中的温度为920-980 cC。
[0055] 通常使薄钢锭在校平炉中持续10_120min进行高温均质化处理。
[0056] 以前述方式进行恒温处理的薄钢锭进入到分别根据本发明所使用的热乳带材机 列并且在其中热乳成具有0.5-4. Omm厚度的热乳钢带。
[0057] 为了激发尽可能精细分散的颗粒析出物,需要在形成CuS颗粒的温度范围中提供 充足数量的成核位点。这些成核位点由材料中的、在热变形过程中暂时存在的位错提供。为 了提供足够多数量的位错,需要使在前两个乳制道次的过程中所达到的热变形程度分别至 少为40%。对此,"变形程度"表示厚度减小量与各个乳制道次之前的乳件厚度之比(变形程 度=(乳制道次之前的乳件厚度-乳制道次之后的乳件厚度)/(乳制道次之前的厚度))。 [0058]热乳最终温度(即,所得到的热乳钢带在离开为根据本发明的热乳所使用的热乳 带材机列的、最后的热乳支架时的温度)至少为710°C。在实践中乳件在最后的乳制道次过 程中的温度通常处于800-870 °C的范围中。
[0059] 以根据本发明的方式所制造的热乳钢带适用于制造晶粒取向的磁性钢带。对此不 需要在进行冷加工之前强制进行热乳钢带的退火处理,然而可以有选择地在950-1150 °C的 温度下进行,以扩大热乳钢带的表面附近的、具有有利的织构的区域范围,从而进一步改善 制成的、晶粒取向的磁性钢带或磁性钢板的磁性能。
[0060] 在一个或多个步骤中将热乳钢带冷乳到0.50-0.15mm的使用厚度。在有多个冷乳 步骤时,在这些步骤之间进行能够再结晶的中间退火。
[0061] 在冷乳过程中使变形热量在带体上作用几分钟(所谓的"时效处理")可能是有利 的。由此可以使溶解的碳扩散到位错。以这种方式在带体中提高在冷乳过程中所引入的变 形能量(科特雷尔效应Cottrel I-Eff ekt)。
[0062] 冷加工之后进行能够再结晶的并且同时能够脱碳的退火处理。对此使C含量达到 低于30ppm的值,由此在基层中仅存在铁素体中溶解的碳并且不可能有碳化物析出。
[0063] 氮化处理可以在脱碳的退火处理过程中或者之后进行,在氮化处理过程中使带体 在含有NH3的退火环境下进行退火,以在此提高带体的N含量。
[0064]最后为了接下来的高温罩式退火炉退火,用通常由MgO构成的退火分离剂涂敷这 样制造的冷乳钢带。对此,该退火分离剂可以含有提供氮的添加物,该添加物有助于氮化过 程。对此,含有N的、在600到900 °C的范围中进行热分解的物质特别合适。
[0065]用于二次再结晶的高温退火处理可以以已知的方式进行。根据依据实践的设计方 案可以将高温退火处理实施为罩式退火炉退火,其中在400-1100 °C之间的范围中达到10-50K/h的加热速率。
[0066] 最后可以为得到的磁性钢带在连续式带钢退火线中设置表面绝缘层并且进行消 除应力退火。同样可以加入以已知的方式进行的磁畴细化处理。
具体实施方式
[0067] 下面根据实施例详细阐述本发明。
[0068] 实例 1
[0069] 将一种熔体铸造成连铸坯,该熔体除了具有铁和不可避免的杂质以外,还具有(以 重量%示出的)3 · 05%的Si、0 · 045%的C、0 · 052%的Mn、0 · 010%的P、0 · 030%的S、0 · 206%的Cu、 0 · 067%的Cr、0 · 030%的Al、0 · 001%的Ti、0 · 003%的N、0 · 011%的Sn、0 · 016%的Ni,由该连铸坯分 割成具有63mm厚度和IlOOmm宽度的薄钢锭。在自由地、不受控制地冷却到约900°C之后进行 均质化退火,在该均质化退火过程中将薄钢锭完全加热到1050°C。然后将薄钢锭在包含七 个依次相互连续的热乳支架的热乳带材机列中热乳成具有2.30mm的热乳钢带厚度的热乳 钢带。乳件的温度在第一乳制道次中处于960-980°C的范围中,而在第二乳制道次中为930-950°C。热乳最终温度在840°C。
[0070] 在没有进行退火处理的情况下对这样得到的热乳钢带进行酸洗并且在冷乳步骤 中冷乳到0.285mm的成品钢带厚度。接下来进行能够再结晶和脱碳的连续退火处理,在该连 续退火处理过程中在850°C下在包含有氮气、氢气和约10%的NH 3的潮湿环境中对冷乳钢带 进行180s的退火处理。然后用MgO作为退火分离剂对冷乳钢带进行表面涂层。该MgO退火分 离剂用作接下来进行的高温罩式退火炉退火的粘结保护体,在该高温罩式退火炉退火的过 程中在氢气的条件下以及以20K/h的加热速率将冷乳钢带加热到1200°C的温度,然后在该 温度下保持20小时以上。
[0071] 最后用磷酸盐层涂敷得到的成品钢带然后在880°C下进行消除应力退火之后均匀 地进行冷却。
[0072] 以前述方式制造的、晶粒取向的磁性钢带表现出处于商用HGO范围中的、良好的磁 性能。在极化率是1.93T时,在800A/m的场强度下,该磁性钢带的磁滞损耗在50Hz和1.7T的 励磁下为0.980W/kg。
[0073] 实例2
[0074] 熔化根据本发明的熔体A和非根据本发明的熔体B,表格1给出这两种熔体的组成 成份。
[0075]以连铸法将这些熔体铸造成具有63mm的薄钢锭厚度的薄钢锭。熔体在浇口盘中的 过热温度是25-45K。连铸过程中的浇铸速率处于3.5-4.2m/min的范围中。然后在进入辊底 式炉中之前将连铸坯冷却到约900°C。
[0076]在校平炉中将由连铸坯分割成的薄钢锭再次加热20分钟,加热到1030和1070°C的 温度之间然后输送到热乳位置。表格2给出具体设置的再加热温度SRT,还有在熔体A和B的 合金中的%Mn/°/c^P%Cu/%S的比值。
[0077] 在从校平炉到第一热变形道次的途中,薄钢锭的温度降到约1000 °C的值,对此必 须确保可靠地保持在出于冶金原因的、1030°C的临界值以下。
[0078] 这样安排用于热乳薄钢锭的、包括七个乳制支架的热乳路径的道次计划,即,第一 变形道次和第二变形道次在第一热变形道次中得到约55%的减小率并且在第二热变形道次 中得到约48%的减小率。乳件在两个第一热变形道次过程中的温度在第一道次中处于950-980°C以及在第二道次中处于920-960°C。热乳最终温度处于800-860°C的范围中。热乳钢带 厚度在2.0-2.8mm的范围中。
[0079]将这样制造的热乳钢带在1080°C、保护气体下进行退火然后用水加速进行冷却。 接下来在酸洗槽中进行表面除锈。
[0080]接下来的过程包括借助能够再结晶的中间退火处理冷乳到0.30mm成品钢带额定 厚度的、具有两个步骤的冷乳处理、接下来的能够再结晶和脱碳的退火、涂敷大体上由MgO 构成的退火分离剂和用于进行二次再结晶的高温罩式退火炉退火以及涂敷绝缘体和最后 消除应力的矫直退火,对此以现有技术已知的方式进行这些操作步骤。
[0081 ]表格3给出磁性能Pi.7(在50Hz和1.7T的励磁下的磁滞损耗)的平均值、J8QQ(在 800A/m的场强度下的极化率)和由熔体A和B以前述方式制造的磁性钢带在0.30mm的成品钢 带额定厚度时的磁退化的比例。
[0082] 实例3
[0083] 就像熔体A和B-样,以前述方式铸造具有表格4给出的组成成份的、根据本发明构 成的熔体C和非根据本发明构成的熔体D并且加工成热乳钢带。接着同样以前述的、由钢A和 B制造热乳钢带的方式进行热乳钢带退火和快速冷却。
[0084] 通过以一个步骤冷乳到0.23mm成品钢带额定厚度和之后进行能够再结晶和脱碳 的退火处理来进行接下来的过程,其中在脱碳处理的过程中通过加入15%NH3用作退火气体 同时进行氮化处理。然后涂敷大体上由MgO构成的退火分离剂作为粘结保护体并且以高温 罩式退火炉退火进行二次再结晶。然后涂敷绝缘层并且进行消除应力的矫直退火。最后通 过激光处理为成品钢带进行磁畴精细处理。就像在实例2中一样,在这里将热乳钢带加工成 经冷乳的HGO磁性钢带的步骤也是以现有技术已知的方式进行的。
[0085] 表格5给出在加工由熔体C和D制造的薄钢锭时所设置的再加热温度SRT以及%Mn/% 3和%(:11/%5的比值。
[0086] 表格6给出对于由恪体C和D以前述方式制造的磁性钢带在磁滞损耗Pi. 7的不同范 围中以%示出的、属于各个范围中的磁性钢带的份额。磁滞损耗P1.7越低,相关磁性钢带的品 质越好。具有大于〇.95W/kg的磁滞损耗P 1.7的磁性钢带不再满足现今对晶粒取向的磁性钢 带或磁性钢板的相应要求。
[0087] 实例4
[0088] 以与根据本发明的规定有偏差的参数热乳由熔体C制成的薄钢锭。实际上是在前 两个道次中改变热变形的温度。这可以通过在开始时将校平炉的温度设置较高一些并且通 过快速的操作方式在较高的温度下开始热变形。然后将校平炉温度降到所提供设备的、通 常的目标值并且通过不同的、时间上的延迟来改变热变形起始温度。
[0089] 接下来进行的、使热乳钢带冷乳成0.23mm额定厚度的成品钢带的过程与前面实例 3所述的过程相一致。
[0090] 表格7给出对于试验1至18在其进行时分别所设置的工作温度"再加热温度SRT"、 "第一变形道次中乳件的温度浙1"、"第二变形道次中乳件的温度肿2"以及以%示出的、在 这些试验中属于各个磁滞损SPu的范围中所制造的磁性钢板的份额。
[0091 ]根据本发明进行的试验1至13以高的可靠性通常得到好至非常好的电磁性能,而 在非根据本发明的试验14-18中通常出现明显较差的性能(试验16、17和18)或者在相关试 验中设置的条件下完全不能制造磁性钢带(试验14和15 )。
[0092]因此,借助本发明提供一种制造晶粒取向的磁性钢带或磁性钢板的方法,一般来 说,在该方法中,将由具有(以重量%示出的)Si : 2-6.5%、C: 0.02-0.15%、S: 0.01-0.1%、Cu: 0.1-0.5%、其中Cu含量比S含量的比例为%Cu/%S >4、Mn:不高于0.1 %、其中Mn含量比S含量的 比例为%Mn/%S<2.5、以及可选的141、附、0、1〇、311、¥、他"含量的钢构成的薄钢锭的钢锭 温度均匀化到1000-1200 °C,在该方法中在热乳起始温度<1030 °C以及热乳最终温度多710 °(:时将薄钢锭热乳成具有0.5-4. Omm厚度的热乳钢带并且在第一热变形道次和第二热变形 道次中使厚度降低分别为多40%的热乳钢带的厚度,冷却该热乳钢带并且缠卷成卷材,在该 方法中将热乳钢带冷乳成具有0.15-0.50mm的最终厚度的冷乳钢带,在该方法中将退火分 离剂涂敷到经退火的冷乳钢带上并且在该方法中最终退火具有退火分离剂的冷乳钢带以 铸造尚斯织构。
Figure CN103635596BD00121
[0094]以重量%规定
[0095] 余量为铁和不可避免的杂质
[0096] 熔体A:根据本发明
[0097] 熔体B:非根据本发明
[0098] 表格 1
Figure CN103635596BD00131
[0104]以重量%规定
[0105]余量为铁和不可避免的杂质
[0106]熔体C:根据本发明
[0107] 熔体D:非根据本发明
[0108] 表格 4
Figure CN103635596BD00132
[0112]表格 6
Figure CN103635596BD00141
[0114] *)材料在第一道次中断裂,不可能进行乳制
[0115] 试验1-13根据本发明
[0116] 试验14.18非根据本发明
[0117] 表格 7

Claims (14)

1. 一种制造晶粒取向的、电工用途的磁性钢带或磁性钢板的方法,所述方法包括下面 的工序: a) 提供薄钢锭,所述薄钢锭由钢构成,该钢除了包含有铁和不可避免的杂质以外,还包 含有以重量%示出的 Si:2-6.5%、 C:0.02-0.15%、 S:0.01-0.1%、 Cu:0.1-0.5%、 其中对于Cu含量%Cu比S含量的比例%Cu/%S适用:%Cu/%S>4、 Μη:不高于Ο · 1 %、 其中在Μη存在的情况下对于Μη含量% Μη比S含量% S的比例% Μη/ % S适用:% Μη/ % S < 2.5、 以及分别可选的 N:不高于0.003%、 可溶酸液的A1含量不高于0.08%、其中在A1存在的情况下对于N含量%ΝΚΑ1含量%A1 的比例 %N/%A1 适用:%Ν/%Α1<0·25、 含量分别不高于〇. 2 %的、组"Ni、Cr、Mo、Sn"中的一个或多个元素、 含量分别不高于〇. 1 %的、组"V、Nb"中的一个或多个元素, b) 使所述薄钢锭的温度均匀到1000-1200°C的钢锭温度, c) 将所述薄钢锭热乳成具有0.5-4.0_厚度的热乳钢带,其中,所述钢锭的热乳起始温 度在热乳开始时低于1030 °C并且热乳最终温度至少为710°C并且以至少40%的厚度减少量 进行第一热变形道次和第二热变形道次, d) 冷却所述热乳钢带, e) 将所述热乳钢带缠卷成卷材, f) 将所述热乳钢带冷乳成具有〇. 15-0.50mm的最终厚度的冷乳钢带, g) 将退火分离剂涂敷到经退火的冷乳钢带的表面上, h) 最终退火具有退火分离剂的冷乳钢带以铸造高斯织构,使冷乳钢带进行能够脱碳的 退火处理。
2. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述薄钢锭的厚度最高为100mm。
3. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,在铸造分割成薄钢锭的连铸坯时,浇铸速 率最大为4.6m/min。
4. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,熔体在浇口盘中的过热温度为3-50K。
5. 根据权利要求4所述的方法,其特征在于,所述熔体在浇口盘中的过热温度为25-50K〇
6. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述薄钢锭的Si含量为2.5-4.0重量%。
7. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述薄钢锭的C含量为0.040-0.085重 量%。
8. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述薄钢锭的、可溶酸液的A1含量为 0.020-0.040 重量 %。
9. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,在第一热变形道次中的温度为950-1000 Γ。
10. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,在第二热变形道次中的温度为920-980 Γ。
11. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,使所述热乳钢带在950-1150°C下进行热 乳钢带退火处理。
12. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,以两个或多个步骤进行冷乳。
13. 根据权利要求1所述的方法,其特征在于,使冷乳钢带在含有NH3的环境下进行氮化 退火。
14. 根据前述权利要求的任意一项所述的方法,其特征在于,对经最终退火的磁性钢带 或磁性钢板进行磁畴细化处理。
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