CN1040998C - 生产具有改进了的重磁化损失的晶粒取向磁钢板的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种生产晶粒取向磁钢板的方法，该板用含权利要求1中所述的合金成分的钢坯制成。本发明的特征为，除锰和铜之外该钢坯还有含量提高了的硫和降低了的铝；在热轧前钢坯加热至一降低的温度并在此温度保温足够长的时间，然后以降低了的终轧温度将其终轧至该热轧带材的最终厚度，此后，进行热轧带材退火。单一的或二阶段的轧至最终带材厚度的冷轧、已知的伴随同时脱碳的再结晶退火、施用隔离剂、高温退火及带着绝缘涂层的最终退火形成了晶粒取向磁钢板。

Description

生产具有改进了的重磁化损失的晶粒取向磁钢板的方法
本发明涉及一种生产晶粒取向磁钢板的方法，所述钢板的最终板厚在0.1mm-0.5mm的范围内，在该方法中，以连铸或带坯连铸而产生的，并含有大于0.005％，更好是0.02-0.10％C，2.5-6.5％ Si及0.03-0.15％ Mn的钢坯首先以一个或两个阶段透热，然后经热初轧和终轧至热板最终厚度，此后，该经热轧至最终厚度的钢板经退火及快速冷却，然后经一道或多道冷轧以便达到最终的板材厚度，然后此冷轧板材经受在含H2及N2的湿气氛中进行的再结晶退火，与此同时进行脱碳，在该冷轧板两侧表面施以主要含MgO的隔离剂，带着一种绝缘涂层再进行高温退火，最后进行最终退火。
为生产晶粒取向磁钢板，已知要在热轧之前先以一个或多个阶段将板坯，最好是厚度范围约150-250mm而且一般含0.025-0.085％ C、2.0-4.0％ Si以及锰、硫，可能还有铝及氮的连铸坯加热至1350℃-最高1450℃的范围，然后将该钢坯在所述温度下保温足够的时间(透热)周期以确保此钢坯均匀透热。这个步骤用于完全固溶那些已知作为晶粒生长抑制剂，及在高温回火(第二次再结晶)时起控制相作用的颗粒，如硫化物(MnS)和氮化物(AlN)。
更详细地是，在此钢坯的两段加热，透热及固溶退火中，还已知有一种在此第一和第二阶段间进行的“预轧”(中间轧制)”(DE-C3 2252784，DE-B2 2316808)以抵消晶粒过度长大，这种过度长大是在高温退火时的不完全二次再结晶引起的。在仅加热至约1200℃-1300℃温度的第一阶段加热后，该钢坯以相对于其厚度的一个缩减率，或以截面减少30-70％被轧制，例如将80％以上的晶粒调整到25mm的平均最大直径。接着，为溶解锰的硫化物及铝的氮化物，进行最高温度为1450℃的第二段加热及在此温度下进行钢坯的透热，此后，该已减少了厚度的钢坯进行初轧，再终轧成最终厚度范围为1.5-约5mm，而最多为7mm的热轧板。
另一方面，DE-C2 2909500公开了一种生产晶粒取向磁钢板的方法，在其中，含2.0-4.0％ Si，最多至0.085％ C及最多至0.065％ Al或某些其它已知抑制剂的钢坯，在热轧之前仅以一个阶段被加热至至少为1300℃，最好高于1350℃的温度，然后在此温度下透热，即保温一段足够的时间周期。此目的在于使抑制剂在热轧之前完全固溶而不过早地析出，以免在热轧时有过大过粗的析出物出现。因此，还为防止在后续的热轧过程中有任何的抑制剂析出，按这一现有技术的方法，热轧包括至少一次在终轧过程中至少每道次减少30％以上，在960℃-1190℃的温度范围内进行的再结晶轧制，此文献明显地谈到在热轧时抑制剂未析出。按此现有技术的方法，如果此钢坯的再结晶轧制，先前的在至少1350℃温度下的透热在1050℃-1150℃的温度范围内完成，则在任何情况下的任何抑制剂析出，更确切地是任何可能析出的颗粒粗化都可较好地被避免。
更详细地是，在钢坯含铝的情况下，其在降低了的温度下进行的单阶段透热，除也是在降低的温度范围内进行的热轧之外，引起氮化铝的析出及粗化结果在后续的阶段或工艺步骤中的二次重结晶不完全。这样就导致了以这种方式生产的晶粒取向磁钢板的磁性能不良。虽然在DE-C2 2909500中作出了说明，但在生产已知的来自EP-B1 0219611的晶粒取向磁电工钢板的方法(本发明是自此提出的)中，推荐了在热轧-即在初轧及终轧-之前，在任何情况下应将此钢坯加热至高于1000℃-最高1270℃的温度，然后在此温度下透热。与此同时，此钢坯含1.5-4.5％ Si以及按此实施方案还含通常含量的碳、锰、铝及氮，但最好仅硫含量小于0.007％。
在这现有技术的方法中，此钢坯以通常方式热轧，该热轧板再经热处理和退火，然后也以已知方式以一或两个阶段冷轧至最终板厚。然后将以冷轧带钢退火以便脱碳，此后在此冷轧带钢两侧表面施以隔离剂，最后此带钢经高温退火以便二次再结晶。然而，由于采用这种方法最初产生的(Si，Al)N颗粒析出物明显地起着抑制剂的作用，而且只有在初次再结晶及脱碳退火结束及二次再结晶开始之前使此冷轧带钢经一次渗氮-即再加一道工艺步骤才能得到具有所要求磁性能的晶粒取向磁电工钢板。
透热及钢坯的固溶退火所需的温度的降低必须在相应的炉中调节，这首先意味着以有利的方式在所说的炉中避免了液态渣的形成。另外，透热温度的这种降低明显地意味着节能，炉子表面寿命的大大延长，而特别是使此透热坯的生产得以改善及变得更便宜。因此，一些时间更近的另外的欧洲专利申请(EP-A1 0321695、EP-A1 0339474、EP-A1 0390142、EP-A1 0400549)也公开了以低于约1200℃的钢坯透热所需温度生产晶粒取向磁电工钢板的方法。
在所提及的情况中，其中该钢坯最好含有0.010-0.060％Al，但约低于0.010％ S，铝的氮化物在此钢坯的固溶退火中仅能被不完全地固溶，因此，如按EP-B1 0219611的已知工艺，脱碳退火后要通过使此带钢氮化或渗氮来产生必要的抑制剂。这可以，例如通过在脱碳退火后及高温退火前调整特定的含氨的气氛，和/或通过向该隔离剂中添加含氮的化合物而完成，所述的隔离剂主要含的是MgO(如前述的EP-A1 0339474，EP-A1 0390142中所述)。
所有这些现有技术方法的缺点在于：为产生必要的抑制剂及因此而调整控制相，需要在最终的高温退火之前有至少一种附加的另外工艺步骤。附加的工艺步骤使之难于，比如，可重现地制备具有指定要求的磁性能的晶粒取向磁钢板。此外，在生产过程中实施这些工艺步骤牵涉到一些技术难题，如在氮化处理时精确地调整特定的气氛。
EP-B1 0098324及EP-A2 0392535公开了一些方法，其中的透热温度低于1280℃，而附加工艺步骤，如渗氮不是绝对地需要。按照EP-A2 0392535，通过调整热轧参数，如最终热轧温度，变形程度(指的是最后三个热轧道次)或卷取温度来稳定二次再结晶。按照EP-B10098324，这种稳定靠退火条件、热轧和冷轧参数的协调而达到。
在上文提到的引证文献中没有一篇是以铜和硫含量为出发点的，而本发明的方法则是以其为基础的。含有这种成分的磁钢板是已知的，比如可从DE-A1 2422073或DE-C2 3538609得知。DE-C2 3229295公开了通过添加锡和铜可怎样改善性能，然而，三篇最后提及的说明书中没有一篇公开了一种支持铜和硫化物作为抑制剂的几乎是唯一的效果或暗示低于1350℃的透热温度的工艺。
始于此点，因而本发明的一个目的在于不采用进一步的工艺步骤通过有益地降低钢坯的溶解退火温度而获得该磁钢板的各种更优良的磁性能值，尤其是重磁化损失P1.7/50，来改进这种详细说明的方法。
按照本发明，这种难题在由权利要求1中特征部分的措施及工艺步骤(1)-(3)所详举的类似方法中得到解决。
对本发明而言，特色(1)是必不可少的，即该钢坯除含通常含量范围0.0045-0.0120％的氮外，还含额外的0.020-0.300％Cu和大于0.010％  S及小于0.035％ Al。此外，本发明工艺步骤(2)和(3)的效果在于锰的硫化物在热轧后几乎不溶，因而主要以粗大颗粒的状态析出。尤其是与常规生产所谓的RGO磁钢板相对照(RGO＝常规晶粒取向)。这意味着由于采用本发明的方法，锰的硫化物在后续阶段或工艺步骤中作为抑制剂是无效的。此外，在按(3)完成热轧后，根据本发明前述(2)的钢坯透热具有铝的氮化物仅以小比例固溶，并从而也主要以粗颗粒形态析出的效果。这种比例在后续工艺步骤中再不能起抑制剂的作用。
与常规生产所谓的HGO碰钢板(HGO＝高磁导率晶粒取向)相对照，采用本发明的工艺步骤(1)-(4)显示出，起决定性作用的晶粒生长抑制剂是精细分布的，平均直径小于约100nm，更好是小于50nm的硫化铜颗粒，它在后续的工艺的各阶段中代表事实上的，基本的和有效的控制相。也是通过本发明工艺步骤(4)析出的精细分散的铝氮化物仅以很小的程度起抑制剂作用。这尤为非按本发明的对比例所表明，在所述对比例中用其他相同的特色和工艺步骤将本发明的工艺用于含硫量仅小于0.005％的钢坯。在此情况下没有足够的起抑制剂作用的颗粒存在。
与本发明的方法相比，现有的常规生产RGO磁钢板(如根据DE-A1 4116240)的特征在于：在这种情况下，钢坯仅含最多为0.005％ Al，在热轧之前钢坯在约1400℃量级的温度下透热，精细分散的MnS颗粒通过热轧及如果需要，后续的对该热轧带钢在约900℃-1100℃温度范围内的热处理被调整成真正有效抑制剂，结果该磁钢板通常有磁感应B8仅约小于1.88T。
至今生产HGO磁钢板的常规工艺(如根据DE-C2 2909500)的特征在于该钢坯含约0.010-0.065％Al。而且在热轧前也于约1400℃量级的温度下进行透热，由于此热轧及后续的热带钢退火，精细分散的AlN颗粒为一种基本的抑制剂，同时这类磁钢板具有优越的大于1.88T的磁感应B8。
如将以下列实施方案所展示的，及当详细地解释本发明的工艺时，现在可用本发明的工艺生产出晶粒取向磁钢板，它们具有如RGO以及HGO磁电工钢板提供的单位为泰斯拉(T)的磁感应B8，而且还具有改善了的，单位为瓦/公斤(W/kg)的，P1.7/50重磁化损失值。
按本发明的方法，首先用已知的连铸工艺生产起始厚度范围为150-300mm，较好是200-250mm的钢坯。任选地，此钢坯也可是起始厚度范围为约30-70mm的所谓薄坯。有利的是，在按本发明工艺步骤(3)生产热轧带钢时，在这种情况下无需通过初轧轧至一中间厚度。此外，晶粒取向磁钢板也可用本发明的工艺由起始厚度更小的坯或钢带生产，如果所说的坯或带事先是用带坯连铸法生产的话。
为简便在下文中称为钢坯(Slab)的坯、薄坯或钢带含有碳、硅、锰、氮和铜。其含量述于权利要求1的前序部分，与现有技术(公开于EP-B1 0219611)相比，本发明的提高了的硫含量范围为大于0.010，较好是大于0.015％，最多至0.050％，而铝含量，审慎地降至已知的较低范围，处于0.010-0.030％，最多为0.035％，余量为Fe并包括杂质。最好调整权利要求2中所述的铝和硫的含量。其余合金成分最好处于权利要求2中所述的，每种合金元素自身的或组合的范围中。
有利的是，在本发明的工艺步骤(3)完成之后仅在热轧带钢边沿见到少量裂纹，这样就获得了令人满意的带钢边沿和相应的高生产率；完成工艺步骤(4)之后，由于完成了该前序部分所述的工艺，发现起基本抑制剂作用的硫化铜颗粒以及其作为整体分布得更为均匀，如果钢坯的锰、铜及硫含量经如此地调整而满足权利要求3的调整规定，同时尤其是锰和硫含量又处于权利要求4所述的两个范围中则可生产出高磁感应B8值的晶粒取向磁钢板。
然而根据权利要求5或6，还可将最多0.15％，但最好是仅为0.02-0.06％的锡加入此组分中。磁性能未由此得到进一步改善。
生产出权利要求1较好是权利要求2、3和4中所述的合金成分的钢坯后，将此坯加热至某一温度并在此温度透热，该温度处于本发明工艺步骤(2)所述的温度范围中。这种取决于给定的锰、硫和硅含量的温度，在任何情况下都必须低于相关的锰的硫化物固溶温度T1，而与此同时又明显高于相关的铜的硫化物固溶温度T2。此温度范围可从图3中获得，此图共同地示出了图1和2的固溶度曲线。
图1示出了硫化锰的固溶度曲线T1＝f(Mn、S、3.0％-3.2％Si)，而图2所示的是硫化铜的固溶度曲线T2＝f(Cu、S、3.0％-3.2％Si)。图1、2和3清楚地示出了常规Si含量晶粒取向磁钢板的固溶特性。这些含量被认为与表1、2和3中所示的实施方案相符。
实施工艺步骤(2)的结果在于：在热轧前的透热过程中，锰的硫化物实际上未固溶。由于铝的氮化物的相应的固溶度曲线与锰的硫化物的固溶度曲线相似或一致，所以大部分铝的氮化物也在本发明的钢坯透热时析出。由于完成了此工艺步骤，实际上只有铜的硫化物几乎完全固溶。
在钢坯固溶退火后，按本发明工艺步骤(3)根据该坯的初始厚度，如果需要将其初轧3-7个道次，特别是轧5-9个道次，而后终轧成最终厚度范围为1.5-5mm，最多为7mm热轧钢带。起始厚度范围为150-300mm，较好为200-250mm的钢坯被初轧成厚度范围约30-60mm的初始带钢。然而，如果此钢坯是用带坯连铸法生产的薄坯或带坯，则可有利地省去初轧。作为整体考虑，初轧和终轧时的道次数依钢坯的初始厚度和要求的热轧带钢的最终厚度而定。
然而，工艺步骤(3)的基本特色在于：该带钢的终轧以尽可能低的终轧温度进行，其范围为680℃-1000℃，更好是900℃-980℃。此下限按不出现诸如带钢截面的不均匀性和偏差之类的困难而仍可无麻烦地成形和轧制带钢的可能性而定。在工艺步骤(2)方面，由于完成工艺步骤(3)，发现了粗大的MnS颗粒和大量的粗大的Aln颗粒以大于100nm的平均直径析出于此热轧带钢中。由于完成了本发明的热轧工序，60％以上的总含氮量已与铝以AlN的形式结合存在。已与铝结合的氮的量的衡量标准是NBeeghley值。它以一种化学方法，如述于“Analytical Chemistry，Volume，21，No.12，Decemben 1949”的方法测定。反之，在生产HGO磁钢板的方法中，只有极少量这种颗粒尺寸(即小于100nm)的MnS颗粒，而实际上没有这种尺寸的AlN颗粒在钢坯固溶退火后和完成热轧时存在。
然后按本发明的工艺步骤(4)在880℃-1150℃，更好是仅以一个阶段在950℃-1100℃的温度范围内完成此热轧带钢的热处理。然而，这也可以一个以上的阶段完成。这种热处理导致平均直径小于100nm，更好是小于50nm的，在后续工艺步骤中起抑制剂作用的颗粒析出。因此，按本发明的工艺，在热轧带钢退火之后，发现大量的这种颗粒尺寸的细硫化铜颗粒，而比较起来只有非常少的细AlN颗粒。反之，在生产HGO磁钢板的工艺中，实际上只有细的，这种颗粒尺寸的AlN颗粒存在。
表4清楚地示出本发明的工艺怎样影响了这些析出物的特性和尺寸，因而又怎样影响了它们作为抑制剂的效力。它还示出了与此析出物相比而得的区别，这些所述的析出物是在现有技术的工艺(HGO、RGO)中产生的。
作为对比例的例14和15(表3)表明，本发明工艺的基本特色在于：此钢坯必须具有高于0.010％，更好是高于0.015％的含硫量，而且在任何情况下，为细的铜硫化物颗粒的析出，必须进行工艺步骤(4)所述的热轧带钢退火。如果不进行热轧带钢退火(4)，则在后续的工艺步骤中没有足够的，小于100nm，更好是小于50nm的，起抑制制作用的颗粒存在，这是因为由于工艺步骤(2)和(3)，粗大的MnS和AlN颗粒过早析出。
在完成热轧带钢退火(4)时，最好以一个阶段将此带钢冷轧至范围为0.1-0.5mm的最终带钢厚度。根据热轧带钢最终厚度，也可以两个阶段完成冷轧(权利要求6)，而按权利要求7，最好在第一冷轧阶段之前完成一次预退火。这有利于在后续高温退火时使二次重结晶稳定。
当冷轧至所需最终厚度的冷轧完成时，此带钢以已知方式进行重结晶和脱碳退火，退火温度范围为750-900℃，更好是820℃-880℃，退火气氛中含湿的H2和N2。然后涂主要含MgO的退火隔离物。然后该带钢以已知方式在长时间罩式退火炉退火，以10-100k/h，更好是15-25k/h的速度缓慢加热至至少1150℃，右此温度下于由H2和N2构成的气氛中退火，又保温0.5-30h后的该带钢再次缓冷。最后，进行伴随着最终退火的已知的绝缘层涂覆。
表1通过8个实施方案示出了将述于权利要求1的本发明的方法用于起始厚度为215mm的钢坯时的结果。表2所示的是采用权利要求1所述的工艺和从属权利要求6和7所述的工艺综合而成的本发明工艺所得的进一步结果。在这些情况下，冷轧是以两个阶段，在第一次冷轧阶段之前采用和不采用预备退火而完成的(权利要求7)。
如可从表1和2综合得出来那样，可得到一些晶粒取向磁钢板，它们具有诸如由RGO和HGO级的晶粒取向磁钢板提供的磁感应B8。然而，由于采用本发明的工艺，现完全可以用权利要求1所述的单一工艺达到这些参数值。另外，除了在相应的炉子内降低了钢坯的溶解退火温度的优点外，还有利地获得更为优越的相关的重结晶损失的数值。在图4中对此表达得很清楚，它示出了最终板厚度为0.30mm的晶粒取向磁钢板的磁感应和重结晶损失值，这些值以TGO(Thyssen grain oriented)曲线的形式表达于表1和2中。此外，与此对照，图4示出了相应的，典型的，一对RGO和HGO级晶粒取向磁钢板的数值，它们仅是通过两种不同的单独工艺方法，以已知方式得到的。
表1)
晶粒取向磁钢板系以权利要求1所述的本发明的工艺，自215mm厚的钢坯生产，最终板厚范围为0.23mm-0.35mm，达到重结晶损失P1.7/50而磁感应B8。
Figure C9410543900181
表2) 用本发明权利要求6和7所述工艺。自215mm厚的钢坯生产的晶粒取向磁钢板，其最终板厚范围为0.20mm-0.30mm并达到重结晶损失P1.7/50，磁感应B8。
Figure C9410543900191
表3)
非按照本发明的对比例14和15，而晶粒取向磁钢板是按本发明的工艺，用厚215mm的含Sn钢坯生产，最终带钢厚度为0.30mm(16和17)，达到重结晶损失P1.7/50，磁感应B8。
表4)
图4注释：
Fertigbanddicke＝最终带材厚度； Ausfuhrungsbeispiele＝实施方案；Ordinate＝感应；abscissa＝P1.7重磁化损失。图4：按本发明方法生产的，最终带材厚度为0.30mm的晶粒取向磁
钢板(TGO)的磁感应B8和重磁化损失P1.7与以常规方法
生产的RGO和HGO级晶粒取向磁钢的比较。

Claims (20)

1.一种生产最终带材厚度范围为0.1mm-0.5mm的晶粒取向磁钢板的方法，首先将以连铸或带坯连铸生产的，并含大于0.005％-0.10％C，2.5-6.5％Si，0.03-0.15％Mn，大于0.010-0.050％S，0.010-最多为0.035％Al，0.0045-0.0120％N，0.020-0.300％Cu，余量为Fe和杂质的钢坯以一或二个阶段透热，然后热初轧和终轧至一热带材最终厚度，此后将此热轧至最终厚度的带材退火及快速冷却，然后以一或多个冷轧阶段冷轧至最终带材厚度，然后将此冷轧带材在一种含H2和N2的湿气氛中经再结晶退火，同时进行脱碳，将主要含MgO的隔离剂施于该冷轧带材两侧表面，然后带着一层绝缘层进行高温退火并最后进行最终退火，其特征在于：
(1)在热轧之前，所生产的此钢坯以一温度透热，该温度低于硫化锰的固溶温度T1，这取决于特定的Si含量，而高于铜的硫化物的固溶温度T2，这取决于特定的Si含量。
(2)然后该经透热的钢坯首先经热初轧轧至一中间厚度，而此后接着或立即以至少为960℃的装炉温度和范围为880℃-1000℃的终轧温度将其终轧成范围为1.5-7mm的热轧带材的最终厚度，以使氮以其总量的至少60％的量以粗大的AlN颗粒形式析出，
(3)然后此热轧带材于880℃-1150℃的温度范围退火100-600秒，此后其以高于15℃/秒的冷却速度冷却以便使氮以总含氮量的最大可能量，以粗大和细的AlN颗粒的形式析出以及使细的硫化铜析出。
2.根据权利要求1所述的方法，其中此钢坯含
3.0-3.3％Si，
0.040-0.070％C，
0.050-0.150％Mn，
0.020-0.035％S，
0.015-0.025％Al，
0.0070-0.0090％N，
0.020-0.200％Cu，
余量为Fe及杂质。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，该钢坯的Mn、Cu和S含量要经调整以使Mn和Cu的含量之积被S含量所除的商的范围为0.1-0.4：
(Mn×Cu)/S＝0.1-0.4。
4.根据权利要求1-3任一项权利要求所述的方法，其中，该钢坯含
0.070-0.100％Mn和
0.020-0.025％S。
5.根据权利要求1-4任一项权利要求所述的方法，其中，该钢坯还含最多为0.15％Sn。
6.根据权利要求5所述的方法，其中，该钢坯含0.02％-0.06％Sn。
7.根据权利要求1-6任一项权利要求所述的方法，其特征为热轧时的装炉温度大于1000℃。
8.根据权利要求1-7任一项权利要求所述的方法，其特征在于，此终轧温度范围为900℃-980℃。
9.根据权利要求1-8任一项权利要求所述的方法，其特征在于，该热轧带材以950℃-1100℃的温度范围退火。
10.根据权利要求1-9任一项权利要求所述的方法，其特征在于，接着退火的是，此热轧带材以大于25℃/秒的冷却速度冷却。
11.根据权利要求1-10任一项权利要求所述的方法，其特征在于，将轧至热轧带材最终厚度的带材快速冷至低于700℃的卷取温度。
12.根据权利要求1-11任一项权利要求所述的方法，其特征在于，在工艺步骤(3)之前先在第一冷轧阶段将此热轧带材初轧至一中间厚度，在工艺步骤(3)之后，在第二冷轧阶段中将此退过火的带材轧至最终冷轧厚度，厚度缩小的程度至少为65％。
13.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，此经退火的带材在第二冷轧阶段中以至少75％的缩减率被轧制。
14.根据权利要求12或13所述的方法，其特征在于，在第一预冷轧阶段前，该被轧制热轧带材最终厚度的带材以800℃-1000℃的温度范围退火。
15.根据权利要求1-14任一项权利要求所述的方法，其特征在于，该带材在最终冷轧阶段至少在100℃-300℃的温度范围内进行一个道次。
16.一种权利要求1-15任一项权利要求所述方法所生产的晶粒取向磁钢板，其特征在于，在该热轧带材退火之后，有大于60％的硫化铜颗粒作为抑制剂存在。
17.根据权利要求16所述的晶粒取向磁钢板，其特征在于80％以上的硫化铜颗粒存在。
18.根据权利要求16或17所述的晶粒取向磁钢板，其特征在于，该硫化铜颗粒的部分以硫化铜-锰颗粒的硫化铜-铁颗粒的形态存在。
19.根据权利要求16-18任一项权利要求所述的晶粒取向磁钢板，其特征在于，硫化铜颗粒的平均直径小于100nm。
20.根据权利要求19所述的晶粒取向磁钢板，其特征在于，硫化铜颗粒的平均直径小于50nm。
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