CN107002157A - 用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的晶粒取向电工钢带 - Google Patents

用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的晶粒取向电工钢带 Download PDF

Info

Publication number
CN107002157A
CN107002157A CN201580065454.XA CN201580065454A CN107002157A CN 107002157 A CN107002157 A CN 107002157A CN 201580065454 A CN201580065454 A CN 201580065454A CN 107002157 A CN107002157 A CN 107002157A
Authority
CN
China
Prior art keywords
annealing
strip
cold
temperature
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201580065454.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN107002157B (zh
Inventor
A·伯切尔
C·克林肯贝格
I·舒斯特
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
SMS Siemag AG
Original Assignee
SMS Siemag AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from US14/514,620 external-priority patent/US20160108494A1/en
Application filed by SMS Siemag AG filed Critical SMS Siemag AG
Publication of CN107002157A publication Critical patent/CN107002157A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107002157B publication Critical patent/CN107002157B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

本发明涉及一种用于通过薄板坯连续铸造来制造晶粒取向电工钢带的工艺，包括以下工艺步骤：a)熔炼钢，b)通过薄板坯连续铸造来连续地铸造熔体，c')将薄板坯加热并使板坯在最高为1250℃的温度下进行退火，d)将温度加热至1350℃‑1380℃之间，e)对薄板坯进行连续热轧以形成热轧带材，f)冷却和卷取热轧带材以形成卷，g)在卷取后并在随后的冷轧步骤之前对热轧带材进行退火，h)将热轧带材冷轧为标称可用厚度，i)对所述冷轧带材进行再结晶、脱碳和氮化退火，j)将退火分隔部(不粘层)施加到冷轧带材的带材表面，k)使冷轧带材进行二次再结晶退火，形成具有显著高斯织构的成品钢带，以及l)对已经用绝缘层涂覆的成品钢带进行去应力退火，提供了一种改进的用于通过薄板坯连续铸造来制造晶粒取向电工钢带的工艺。这通过以下方式实现，在工艺步骤h)中冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括脱碳退火阶段和随后的氮化退火阶段，以及插入在脱碳退火阶段和氮化退火阶段之间的中间还原退火阶段，中间还原退火阶段使用含有氮气(N2)和氢气(H2)的特别是干燥的气态退火气氛在820℃‑890℃的温度范围下进行最长时间为40秒，并且作用在冷轧带材上，其具有小于0.10的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且其中获得冷轧带材，其初次再结晶的晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。

Description

用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的 晶粒取向电工钢带
技术领域
本发明涉及一种用于通过薄板坯连铸来制造晶粒取向电工钢带的工艺，所述工艺包括以下工艺步骤：
a)用熔体熔炼钢，该熔体，特别是在二次冶金处理后，除了铁(Fe)和不可避免的杂质之外含有Si：2.50-4.00wt％、C：0.030-0.100wt％、Mn：0.160-0.300wt％、Cu：0.100-0.300wt％、Alsl：0.020-0.040wt％、Sn：0.050-0.150wt％、S：<100ppm、N：<100ppm、以及一种或多种选自由Cr、V、Ni、Mo和Nb构成的组中的元素，
b)在不将连铸流暴露于惰性气体的情况下通过薄板坯连续铸造来连续地铸造熔体以形成厚度为50-120mm的连铸流，并将连铸流分成薄板坯，
c)进行包括以下步骤的均匀化退火：
c')将优选在线性炉中的薄板坯加热到高于1050℃的温度，并使板坯在最高温度为1250℃、优选最高温度为1200℃、特别是最高温度为1150℃下进行退火，
以及
d)将薄板坯供给到感应加热装置，特别是高频感应加热装置，在其中薄板坯、特别是在第一热轧道次之前直接通过的薄板坯至少加热到高于先前的步骤c')的均匀化温度的温度几秒钟，该温度在1350℃-1380℃、特别是1355℃-1370℃的温度范围内，尤其是1360℃，
e)在优选线性的、多机架热轧机列中对薄板坯进行连续热轧以形成厚度为1.8mm-3.0mm的热轧带材，
f)在低于650℃的卷取温度下冷却和卷取热轧带材以形成卷，
g)在卷取后并在随后的冷轧之前，在920℃至1150℃之间的温度下对热钢带进行退火，
h)在单一工艺步骤中以三个以上的道次优选在可逆机架上将热钢带材冷轧为最终厚度为0.15mm-0.40mm的冷轧带材，
i)对冷轧带材进行再结晶、脱碳和氮化退火，
j)将主要含有MgO的退火分隔部(不粘层)施加到已经经历再结晶、脱碳和氮化退火的冷轧带材的带材表面，
k)使已经涂覆有退火分隔部的冷轧带材在钟形炉中在>1150℃的温度下通过高温退火进行二次再结晶退火，形成具有显著高斯织构的成品钢带，以及
l)用电绝缘层对已经经历二次再结晶退火的成品钢带进行涂覆，然后对涂覆了的成品钢带进行去应力退火或应力消除退火。
本发明还涉及通过所述工艺获得的晶粒取向电工钢带。
背景技术
由所述工艺制造的晶粒取向电工钢带用于用在变压器中。晶粒取向电工钢带的材料的特征在于具有平行于轧制方向的易磁化方向的特别锐利的{110}<001>织构(密勒指数)。最初由N.P.高斯描述了用于形成这种织构的方法，因此，这种织构通常被称为“高斯织构”。高斯织构通过选择性的异常晶粒生长，也称为二次再结晶形成。在这个工艺中，通过晶粒生长抑制剂(也称为抑制剂或抑制剂相)的存在来压制金属基体朝向晶粒扩大的正常的自然趋势。抑制剂相由一个或多个第二相的非常精细且最佳均匀分布的颗粒组成。这些颗粒在其与基体的边界表面上具有天然的界面能，其抑制了晶界超过所述边界表面的运动，因为在整个系统中界面能量的进一步节省最小。这种抑制剂相相对于高斯织构的发展以及因此在这种材料中可以实现的磁性能而言是至关重要的。在这种工艺中，实现非常大量的非常小颗粒的均匀分布是关键的，这比少量的较粗颗粒更有利。由于沉淀的颗粒的数量不能通过实验确定，所以它们的尺寸用作它们的功效的指示。因此，假设抑制剂相的颗粒平均来说不应该显著大于100nm。
在US 1,965,559 A中，N.P.高斯描述了一种工艺，在其中通过对钢带加热、使所述带材进行第一冷轧步骤、然后对带材进行进一步的热处理并然后进行第二次冷轧步骤来制造晶粒取向电工钢带(硅钢)。
在实践中也已知使用亚硫酸锰(II)(MnS)作为抑制剂的方法。通过块铸或连铸生产的板坯被加热至接近1400℃的非常高的温度，以使初级的粗MnS沉淀物回到溶液中。然后，在热加工工艺期间，该稀释的MnS被精细地分散地沉淀。由于这样生产的热轧带材已经具有必要的晶粒生长抑制，因此这被称为固有抑制。
然而，MnS相的晶粒生长抑制作用受到限制，因此，假定常规的热轧带材厚度例如为2.30mm，需要至少两个冷轧阶段以使钢带达到其标称可用厚度，其中在各个冷轧阶段之间进行中间再结晶退火。而且，被亚硫酸锰(II)所抑制的材料只能获得有限的织构锐度，其中高斯位置围绕理想位置平均散布7°。在磁场强度为800A/m的磁极化(很少能够超过1.86T的值)中反映了这种织构锐度。这种材料通常被称为常规晶粒取向或CGO。
从热轧带材进行的传统生产方法还包括二阶段冷加工工艺，其中在两个阶段之间进行中间连续再结晶退火步骤。在第一个冷轧阶段之前，可选地执行连续热带材退火步骤，并且经常与基本的热带材酸洗相结合。传统上，最后的冷加工步骤之后是连续再结晶退火步骤。该退火步骤还从低于磁老化极限的钢带中除去碳，磁老化极限由可溶于铁氧体的最大碳含量确定，或在具有3wt％Si的Fe的组分中C约为30ppm。(碳是必需的，因为它在热轧过程中建立了正确的微结构)。已经降低到其标称可用的厚度的钢带的再结晶微结构代表对于二次再结晶的后续步骤的起始基础。该二次再结晶通过钟形炉中的高温退火来实现。在卷起的环(卷)放置在钟形退火炉中之前，钢带的表面必须设有不粘层。为此目的通常使用氧化镁(MgO)的水性浆料。一旦在钟形炉中的高温退火期间已经形成磁性需要的高斯织构，钢带的外部形状进一步得到改进，并且电绝缘层被施加到带材的两个相对的、大面积的宽表面。这在连续退火炉中进行。
SU 688527 A1公开了一种制造工艺，其同样包括二阶段冷轧方法，其中两个阶段之间具有连续再结晶带材退火步骤。然而，在该中间退火阶段期间，带材也同时脱碳。这具有的优点是，在最终冷轧到标称可用厚度之后，不需要进一步的连续带材退火步骤。该带材简单地涂覆有不粘层(通常是MgO)，然后直接进料到高温钟形退火炉。然而，所得到的带材的微结构不是再结晶的，而是被原样压延。结果是，在钟形炉中退火期间钢带的非常缓慢的加热期间，首先实现微结构回复，然后进行初次再结晶，随后进行二次晶粒生长，这导致形成高斯织构。该工艺提供了相对成本效益和制造可靠的优点。然而，它带来的缺点是它只能在CGO材料的水平上实现磁性值，而不是高磁导率晶粒取向或HGO材料的磁性值。
在US 3,159,511 A中，田口描述了一种用于制造晶粒取向电工钢带的工艺，通过该工艺可以实现改善的织构锐度，并且围绕理想位置散布仅约3°。这是通过额外利用氮化铝(AlN)作为抑制剂相、其晶粒生长抑制作用增强MnS的晶粒生长抑制作用来实现的。这允许使用单阶段冷轧工艺。以这种方式获得的材料被称为高磁导率晶粒取向或HGO。在热轧过程中，AlN抑制剂在其最终状态下沉淀到铁素体微结构区域中。然而，增加碳(C)含量略高于CGO材料的碳(C)含量使得在随后的热轧带材退火中位于奥氏体微结构区域中的AlN颗粒再次溶出，然后以高度受控的方式非常精细地分散地沉淀。这可以在连续退火生产线中在工业上容易实现的温度下进行，因为AlN在奥氏体中的溶解度温度为1080℃至1140℃，远低于铁素体中。虽有AlN抑制剂相的双重形成(在热轧期间在铁素体中和在连续热带材退火期间在奥氏体中)，但这被称为固有抑制，因为其在热带材中产生并且抑制晶粒生长的异相颗粒在“冷工艺”的开始就完全存在。
DE2 351 141 A1提出使用SbSe作为另外的固有抑制剂相。在热带材中产生的所有上述固有的抑制剂需要非常高的大于1350℃的板坯再加热温度。除了需要大量能量输入和高工业支出之外，由于相对低熔点的Fe-Si共晶混合物，这些温度导致液体渣的发生率高(>1％)。除了在大量生产中导致的大量损失之外，工业退火系统承受很重压力，进一步增加了成本。因此，也使用所谓的低加热工艺，其中板坯再加热温度降低到小于1350℃，理想地小于1250℃。约1250℃的温度是有利的，因为它允许用于晶粒取向电工钢的热轧带材与常规平轧钢一起制造。然而，在这些工艺中，由于用作抑制剂颗粒的物质在这些温度下不能充分地溶出以使其在随后的工艺中被精细地分散地再沉淀，所以不能在热轧带材中形成抑制剂相。
EP 0 619 376 A1公开了一种低加热工艺，其中可以用传统的固有抑制实现低的板坯再加热温度。在该工艺中，仅使用具有比MnS或AlN或其他已知抑制剂低很多的溶解温度的铜(Cu)的硫化物作为抑制剂，其中板坯预热温度显著降低。通过该工艺可以在电钢带中实现的磁特性通常在CGO和HGO材料的磁特性之间。
在低加热工艺中，直到整个生产工艺的后期阶段才形成抑制剂。在该工艺中使用的材料特别地包含足够的游离的未结合的铝(Al)。通过各种氮化方法，在已被冷轧至其标称可用厚度的钢带中形成AlN抑制剂相。这种形式的抑制剂相不是固有地存在于热轧带材中，而是在冷轧带材处理工艺的后期步骤期间才首次获得。在EP 0 219 611 B1中描述了涉及获得性抑制的这种工艺。
EP 0 648 847 B1和EP 0 947 597 B1描述了固有抑制和获得性抑制的混合形式，其中板坯预热温度设定为高于低加热方法的值，但低于有害液体渣形成的阈值。因此，固有抑制只能在有限的程度上形成，并且单独不足以在成品材料/成品带材中产生令人满意的磁特性。然而，通过将该工艺与氮化处理结合可以克服这个缺点，因为所得到的额外的获得性抑制足以实现足够的总抑制。
在涉及获得性抑制的工艺中，由于工业上的原因，在实际应用中仅使用AlN作为抑制剂，因为只有氮作为间隙元素具有足够高的在基体中的扩散速度。硫化物不被用作获得性抑制剂相，因为硫可以仅通过空位扩散渗透到基体中，其很慢，即使在热激活下也是如此。
在氮化中，氮气从外部通过带材表面注入基体，导致AlN颗粒在此形成。这必须在整个带材横截面上直到带材的中心发生，使得基体直到随后的二次再结晶会保持均匀稳定。在氮化期间，在连续退火处理过程期间向退火气氛中加入氨气(NH3)。
上述工艺涉及板坯厚度显著大于150mm、通常为210mm-260mm的常规板坯技术。晶粒取向电工钢带历史上的另一个重要发展就是所谓的薄板坯技术的使用，如EP 1 025 268B1所述。该技术的主要经济优点是，理解为厚度为30至100mm(通常为60mm-90mm)的(铸造)板坯的薄板坯不再被冷却到环境温度并且随后再加热到高温度，而是在受控的温度下进料到线性均质炉，其中它们仅需要(再)加热一些以补偿温度损失，并使其温度在带材的长度和宽度上均匀化。然后，立即将这些薄板坯热轧。在实际应用中，由于能量的节省以及改善的热轧带材边缘条件，带来产量提高(物理产量的提高)，这产生了显著的成本优势。
由于薄板坯的受限的热阻并且需要通过辊底式炉输送薄板坯，所以通过加热可以达到的温度受到板坯厚度的限制。例如，对于典型的晶粒取向Si钢而言，对于板坯厚度为65mm，1200℃是确保足够的实际生产可靠性的关键上限。因此，基于薄板坯技术、即薄板坯连续铸造的工艺路线基本上都是低加热方法。在US 8,038,806 B2和US 8,088,229 B2中描述了仅考虑通过氮化处理使用获得性抑制剂的这种工艺。
与之后是由热粗轧(粗加工)和热精轧(精加工)组成的二阶段热轧工艺的铸造厚板坯的热加工方法相比，基于薄板坯连铸的上述薄板坯技术或薄板坯铸造/轧制技术具有的特点是它只包括一个类似于热精轧的热加工步骤。然而，已经发现，将工艺分成准热粗加工和精加工是有利的，因为用于使微结构再结晶的10-30秒的时间有利于热带材的均匀性，因此也有利于成品的最终特性的均匀性，如WO 2011/063934 A1所公开的。
EP 1 025 268 B1和EP 1 752 548 A1描述了一种现有技术，其公开了通过薄板坯连续铸造来制造晶粒取向电工钢带的基本和必要的工艺步骤。
为了制造晶粒取向电工钢带，进行薄板坯连铸，随后在生产线上进行均匀化退火和热轧，将带材冷轧至其标称可用厚度，后期对带材进行氮化退火以引入获得性晶粒生长抑制剂相，仍然导致在成品带材的长度和宽度上的最终磁特性的波动，结果是成品带材的质量降低。
US 6,432,222 B1公开了一种用于制造晶粒取向电工钢的方法，其中均匀化退火在高达1350℃的温度下进行。
发明内容
因此，本发明的目的是设计一种能够使用薄板坯连续铸造系统成本有效地生产高级晶粒取向电工钢的工艺，特别是设计一种提供了用于通过薄板坯连铸制造晶粒取向电工钢带的进一步改进的工艺的解决方案。
在前言部分所描述的类型的工艺中，为了实现本发明的目的，在工艺步骤i)中冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火
包括脱碳退火阶段，其在820℃-890℃的带材温度范围下进行最长时间为150秒，使用特别是湿的气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其水蒸气/氢气的分压比pH2O/pH2为0.30至0.60，
并且包括随后的氮化退火阶段，其使用含有氮气(N2)和氢气(H2)的气态退火气氛在850℃-920℃的温度范围下进行最长时间为50秒，并且作用在冷轧带材上，其具有0.03-0.07的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，以及在脱碳退火阶段和氮化退火阶段之间进行的中间还原退火阶段，该中间还原退火阶段使用含有氮气(N2)和氢气(H2)的特别是干燥的气态退火气氛在820℃-890℃的温度范围下进行最长时间为40秒，并且作用在冷轧带材上，其具有小于0.10的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且其中获得冷轧带材，其初次再结晶的晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。
对于根据本发明的晶粒取向电工钢带，本发明的目的是通过上述工艺获得晶粒取向电工钢带。
根据本发明的工艺的工艺步骤可以在连续在线地执行每个单独的工艺步骤的系统中执行，但是也可以通过首先执行单独的工艺步骤或一组单独的工艺步骤，然后在单独的系统中离线执行剩余的工艺步骤。
因此，根据本发明，特别强调冷轧带材的脱碳和氮化退火的工艺步骤的程序化的工艺工程设计，在这方面特别是气体表面反应的工艺稳定的形成。
这种氮化工艺是一种高度敏感和易失败的表面气体反应。
氮化的问题是，在该步骤之前，在必要的高度氧化(湿)气体条件下进行脱碳退火，而氮化在具有较低氧化能力的较干燥退火气氛中进行。因此，高度氧化脱碳退火可以形成将干扰随后的氮化的各种致密的或局部不均匀的氧化阻挡层。为了解决这个问题，根据本发明提出了插入中间还原退火阶段(中间还原区)以校正在紧接在前的脱碳退火阶段期间已经形成的任何局部超氧化，使得紧接其后的氮化处理可以均匀且可再现地进行。该中间还原退火阶段在与紧接在前的脱碳退火相同的退火气氛下，但是在减少的水蒸气/氢气分压比为pH2O/pH2<0.10或理想地<0.05的情况下进行。中间还原退火阶段最多持续40秒，优选10至20秒。温度范围为820-890℃并且理想情况下应在在前的脱碳退火和随后的氮化退火进行的优化温度水平和选定温度水平之间的近似中间。这有助于在系统方面的工艺步骤i)中的过程。
作为插入的中间还原处理的结果，实现了退火冷轧带材中AlN抑制剂相的令人满意的均匀且可再现的形成。这允许提供这样的措施，除了在冷轧带材的氮化退火期间获得性抑制之外，还可以进行或激发固有的抑制。为此目的，本发明提供了紧接在步骤e)的第一次热轧之前，在直接在第一热轧道次之前的前一步骤d)中，薄板坯被供给到感应加热装置，特别是高频感应加热装置，其中薄板坯特别是在生产流动路径中被加热至少几秒钟至1350℃-1380℃的温度，其高于工艺步骤c')的相应的(均匀化)温度。
对于晶粒取向的电工钢带，这导致在工艺工程方面的进一步选择，这导致磁性产品特性和其均匀化的改善。原则上，尽管薄板坯的最大穿透加热温度由于这些规格的高温强度有限而在技术上受到限制，使得原则上只有获得性抑制是可行的，但这里提出加热薄板坯材料几秒钟至高达1380℃的温度的选择，另外可以实现基于MnS和AlN的固有(部分)抑制。材料在这样的高温下的不可避免的低的高温强度没有问题，因为材料输送系统的技术结构可以被设计和实施成，使得被加热到这样的温度的每个板坯被拾取并且自热加工阶段或热轧生产线的第一机架运输。在薄板坯表面上形成液态炉渣的一般问题在这里不会出现，因为在1350℃和1380℃之间的温度只会在几秒钟的短时间内达到。但这几秒就足以获得抑制剂颗粒的溶解。
由此可以实现的固有抑制不足以提供对于包括单冷轧阶段的整个工艺所必需的总抑制，因此，仍然必须通过氮化退火提供获得性抑制，其如从现有技术中已知地通过将已经冷轧到其可用厚度的带材进行氮化来实现的。然而，显著的优点是在热轧期间形成的固有部分抑制使得带材的微观结构稳定以通过附加的工艺步骤，以及防止了任何寄生晶粒生长过程。
在初次再结晶、脱碳和氮化退火工艺期间，既不控制织构关系也不控制氧含量。事实上，指代织构比例或氧含量的值由于各个装置、设备或工艺的相应的控制被调节。它不存在管理或控制织构比例或氧含量的监控或控制系统。作为初次再结晶晶粒获得的冷轧带材具有在22μm至25μm之间的圆当量平均尺寸(直径)。表述“不将连铸流暴露于惰性气体的铸造”是指在不将所得的连铸流暴露于惰性气体的情况下的铸造，其中倾倒到中间包或模具中的金属流的惯常及常规保护可能仍然存在。
在本发明的实施方案中，包括高度敏感和易受影响的表面气体反应的氮化工艺进一步受到以下有利影响：在工艺步骤i)中氮化退火阶段期间的退火气氛中单独地加入特别是参照总气体流量的、至少2wt％至最多12wt％氨气(NH3)；以及将氨气吹送到冷轧带材的两个相对的大面积带材表面上。这导致此时制造工艺和技术过程的改进，因为将冷氨气(NH3)作为退火气体的组成部分被吹到加热的带材上，在此处它根据反应式NH3→N++1/2H2+H2直接且立即地在带材表面上降解成氮气、氢气和水蒸气。
由于氮化允许在退火的带材中形成氮含量，根据本发明的另一个实施方案有利的是，在包括脱碳退火阶段、中间还原退火阶段和氮化退火阶段的工艺步骤i)中的退火期间，冷轧带材被退火，使得在退火后冷轧带材的总氮含量为至少200ppm、优选至少280ppm、特别是至少400ppm。
进一步有利的是，在工艺步骤i)中再结晶退火的起始处，在本发明同样提出的大于100K/s的加热速率下加热冷轧带材。
在用于在本发明的实施方案中待铸造的熔体的特别有利的合金组合物中，在工艺步骤a)中的熔体中，锰(Mn)与硫(S)的比例大于6、优选大于20，而铝(Al)与氮(N)的比例大于4、优选大于10。
根据本发明进一步有利的是，在工艺步骤b)中在铸造期间熔体的过热温度小于40K、优选小于20K、特别是小于12K，根据“液芯还原”方法减小在金属模具正下方的连铸流的厚度，而连铸流内的芯仍然是液体。
有利地，在以下情况执行工艺步骤e)中的热轧：在第一加工道次期间的初始轧制温度大于1150℃、优选大于1200℃，最终轧制温度范围为850℃-980℃，最终轧制速度小于12m/s、优选小于10m/s，这也是本发明同样提出的。
在另一个实施方案中，本发明的特征在于，在工艺步骤g)中的热轧带材的退火期间，退火的热轧带材在退火后以大于25K/s、优选大于30K/s、特别是大于40K/s的冷却速率、特别优选为范围在25K/s-52K/s的冷却速率淬火。
在本发明的实施例中进一步有利的是在加工步骤h)中的冷轧期间进行加工，使得在最后三个道次中的至少一个或多个期间，热轧带材达到由轧制期间的加工热量产生的至少180℃至最高260℃的温度至少5分钟的时间。
工艺步骤h)中的冷轧也可以以两个阶段进行，因此本发明进一步提出，工艺步骤g)中的冷轧以两个阶段进行，其中热轧带材在第一冷轧阶段之前的酸洗步骤中被酸洗，一旦冷轧的第一阶段已经完成，则根据工艺步骤g)对热轧带材进行退火。在这种情况下，进一步有利的是，在冷轧的第二阶段中通过冷轧减少至少85％的热轧带材的厚度。
根据本发明，可以通过在工艺步骤k)中进行二次再结晶退火来实现对二次再结晶退火有利的退火气氛，使得在钟形炉中的高温退火的加热阶段期间，气态退火气氛中氮气(N2)的百分比(以原子百分比计)大于氢气(H2)的百分比(以原子百分比计)。
最后，本发明还提供了在工艺步骤I)之后，特别是可选地执行对涂覆的成品钢带进行磁畴细化的工艺步骤。
总的来说，本发明基于通常用于晶粒取向电工钢带并且包含2至6.5wt％的比例的铁和通常Si含量为3.2wt％的Si的基本合金系统。其他合适的合金元素是碳、锰、铜和铝、以及硫和氮。锰含量在0.160至0.300wt％的范围内。硫含量设定在100ppm以下，优选低于50ppm。使用薄板坯铸造机在不将连铸流暴露于惰性气体的情况下铸造熔体以形成连铸流。然后将该连铸流分成薄板坯，这些薄板坯在连续炉中在大于1050℃、优选在1150℃的温度下进行均匀化退火。然后使用在线感应加热装置将薄板坯快速加热到高于1350℃和高达1380℃的温度，紧接其后将薄板坯热加工成厚度范围为1.8mm-3.0mm、优选为1.80-2.30mm的热带材。一旦以这种方式制造的热轧带材已经被酸洗和退火，则将其冷轧至其标称可用厚度范围为0.15mm-0.50mm、优选范围为0.23mm-0.40mm，其中温度范围为180℃至260℃的加工热量允许在带材上作用至少5分钟、优选6分钟。然后将如此制造的冷轧带材在连续退火生产线中再结晶、脱碳和氮化，在此期间氮含量增加至至少180ppm。在脱碳和氮化的部分步骤之间，实施中间还原阶段以调节氧化的表面层。在初次再结晶、脱碳和氮化退火期间，再次不控制织构比例和氧含量。而是通过控制相应的系统和过程来自动调整这些值。没有任何用于控制织构比例或氧含量的控制或调节系统。
具体实施方式
获得的冷轧带材的初次再结晶晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。
在施加特别由MgO组成的不粘涂层(退火分隔部)之后，在钟形退火炉中在高于1150℃和高达1200℃的温度下对材料进行高温退火，用于调整和形成磁性需要的高斯织构。然后施加绝缘涂层，紧接其后通过连续的应力消除对其进行退火。在检查、认证和调整之后，结果是成品带材形式的晶粒取向电工钢带可以使用。在进行该工艺期间，在二次再结晶过程中，再次不控制织构比例和氧含量。而是通过控制相应的系统和过程自动调整这些值。没有任何用于控制织构比例或氧含量的控制或调节系统。
用于铸造的熔体的化学成分说明如下：
硅导致比电阻率的增加，因此导致传统的磁化损耗的降低。低于2wt％的合金化度时，其作为晶粒取向电工钢的用途没有意义。高于4wt％的合金化百分比由于导致的大量的脆性而严重地阻碍加工。在实际应用中，Si合金百分比为3.15-3.30wt％已被证明是有利的。超过甚至3.45wt％时，观察到上述脆性问题。
在高温过程期间，由于铁素体-奥氏体转变，碳引起结构均质化。0.030-0.100wt％、优选0.045-0.065wt％的碳含量通常为标准值。这种效应随着高C含量而增强；然而，在该过程期间所需的脱碳步骤因此需要更多的时间，从而降低生产率。
合金元素锰通常对铸造和热加工性能具有有利的影响。此外，一定的Mn含量有助于在液体冶金处理步骤期间减少耐火材料的磨损和撕裂。在0.16-0.300wt％范围内的Mn含量已证明在实践中是有利的，其中根据本发明，Mn含量在>0.15wt％的范围内，特别是在0.16-0.3wt％的范围内。
在这里考虑的工艺中，硫更多是一种降解元素并且降低到小于100ppm的含量。硫含量应优选小于40ppm。在熔体固化期间，形成MnS颗粒，其在整个工艺中在熔体的固化期间保持在非常粗糙的状态，在该状态下它们沉淀，并且在成品中是磁性有害的。然而，降低S含量将仅形成少量的不具有有害影响的粗糙MnS颗粒。进一步已知的是，锰与硫的比率与热轧带材边缘的就边缘裂纹的发生而言的质量是相关的。因此，该比例应至少为Mn/S>6，更优选>20。
在这里考虑的整体合金中，锡在边界表面以元素方式存在并且是分离的。浓度高达0.150wt％，但理想地在0.060-0.100wt％范围内的Sn的存在对二次再结晶的过程具有有益的作用。晶粒边界运动的额外的永久轻微阻抗总体上导致更锐利的选择，因此在成品材料中具有更大的织构锐度。然而，增加的Sn含量可能损害在制造工艺结束时施加的绝缘层的粘附性。
铜是在大多数情况下通过添加废金属变成钢混合物的元素。已知铜在边界表面分离，因此可以防止锡的上述有害的次要作用。因此，合金中存在的铜至少应该与锡一样多，但理想情况下铜(Cu)与锡(Sn)的比例应等于2。铜也形成Cu沉淀物(Cu簇)，其同样有助于晶粒生长抑制。实际上，高达0.300wt％的Cu含量未表现出缺点，理想的Cu含量范围为0.150-0.250wt％。
铝是晶粒生长抑制的主载体，基于铝的酸溶性比例。(剩余物为氧化铝Al2O3)。为了正确调整抑制剂相的作用，Al含量应在0.020至0.040wt％之间，理想地在0.026至0.031wt％之间。
氮与酸可溶性铝一起通过AlN颗粒的精细分散沉淀而作为抑制剂。通过两种方式将氮供给至带材：通过熔体组分中存在的不可避免的比例，以及通过在冷轧带材退火期间的氮化工艺。为了具有可用于氮化工艺的结合的AlN(原子数)的游离铝，熔体的N含量不能超过Al含量的25％，但应在50至90ppm范围内，因此低于100ppm。
除了铁和不可避免的杂质之外，还可以包含另外的合金元素，例如铬、钼、钒、镍等。必须确定地将氧和硼的含量调整到小于5ppm的值。(氧气形成氧化物，其作为颗粒会降低磁性，硼产生极度的脆性并且必须尽可能避免)。
熔体生产的方法和方式，例如二次冶金处理的类型和频率，并不重要，只要所需的合金成分可以以可再现的精度制备即可。特别地，熔体的二次冶金处理应该使得为了改善可浇注性的钙的加入是高度受限的。这是因为钙导致沉淀，其出于磁性的原因必须避免。
将熔体铸造以在40K、理想地小于20K、最佳地小于12K的最大过热温度(在不同情况下称为液相线温度，其对于这里考虑的钢合金为非常接近1493℃)下形成连铸流。在恰好高于液相点的温度下铸造将导致具有高鲕状初始微结构比的有利的均匀固化结构。然而，以上所有这一切，必须优先考虑生产可靠性，其中过热温度的过大降低与过早固化的风险相关。在不暴露于惰性气体的情况下铸造连铸流，并且在中间包和模具中铸造连铸流期间提供常规和通常的保护。
还使用液芯还原(LCR)铸造方法，即，在厚度为80-120mm的金属模具中进行铸造，例如，还未完全固化且仍然具有液芯的连铸流此后通过将区段(优选前两个区段)调节到50至120mm、优选为50-90mm、特别是65-85mm之间的较小厚度范围来减少。以这种方式，与先前的常规厚板坯连铸相比，在薄板坯连铸过程中可能发生的更苛刻的条件得到缓解。此外，该方法有助于在较低的过热温度下铸造。在连续铸造期间使用在整个冶金长度上的垂直的、直线的布置对于确保高度的冶金清洁是有利的。完全固化的连铸流在高于1100℃的温度下趋向于水平位置，这对内部微结构的均匀性具有有利的影响。
通过横切法将所得的连铸流分成单独的薄板坯，并且在补偿炉中被均匀地穿透加热至1250℃的最高温度，但至少达到使软化的薄板坯在可靠的工艺中进一步工作的温度。穿透加热所需的时间可以在15到60分钟之间。
在连续炉中已经进行了第一均化退火步骤的薄板坯被热轧之前，其在第二均化步骤中通过位于热加工作业线的紧邻上游的高频感应加热装置，在其中薄板坯被加热到1300℃至1380℃之间、优选在1355℃至1370℃之间、特别是高达1360℃的温度。该电感器理想地设计成，随着薄板坯以小于1m/s的典型进料速率正在纵向前进到热加工作业线，能够将厚度例如测量为60-90mm且宽度通常为1000-1300mm的薄板坯的温度提高150-300K。感应装置的结构相对于其电气规格(特别是频率)设计，使得可以实现直到芯部的均匀的穿透加热(透入深度)。
这种感应加热装置具有几个技术优点：
一方面，这种技术选择使得热加工工艺具有很大的热机械自由度，因此在设计热加工/温度/时间过程方面具有巨大的灵活性。
另一方面，它提供了有利地很低地选定薄板坯的补偿温度的技术选择，例如约为1150℃，使得薄板坯随后可以单独加热到任何所需的初始热轧温度，高达约1380℃。除了在制造的物流灵活性方面获得巨大的收益，这样可以大量节省大型补偿炉中的能源。还可以优化补偿炉的辊道炉床的技术。例如，在不会过高的适当的恒定的补偿温度下可以省去水冷的炉辊，并且在它们的位置可以使用更简单的非冷却辊。因此，节省了大量的能量，因为由于辊的水冷而不必将热能未使用地排放到外部。
对于晶粒取向电工钢带，在工艺工程方面还有另一个选择，其使得磁性产品特性及其均匀化得到改善。如上所述，由于这些规格的受限的高温强度，薄板坯的最大穿透加热温度在技术上受到限制。结果，只能实现获得性抑制。现在，通过这种将薄板坯材料加热到高达1380℃的温度几秒钟的新选择，可以实现基于MnS和AIN的固有部分抑制。在这种高温下不可避免的低的高温强度在这种情况下是无问题的，因为材料输送系统的技术结构可以被设计成使得每个板坯从热加工阶段的第一机架被拾取和运输。能够以这种方式产生的固有抑制不足以提供完全单一冷轧工艺所需的总抑制。因此，也必须加入获得性抑制，其通过将已经冷轧成其可用的厚度的带材氮化而产生。但是，与现有技术相比的主要的优点在于，由于在热轧期间形成的固有部分抑制，在其加工路径上被稳定了的带材的微观结构防止了任何寄生晶粒生长，该加工路径包括冷轧前的热轧带材退火、和将已经冷轧的带材再结晶、脱碳和氮化退火到其可用的厚度。
紧接在薄板坯的感应加热之后，板坯在线性热轧阶段中被热轧到范围为1.80至3.0mm、优选为1.8mm至2.5mm的热带材厚度。基于总体温度曲线，初始轧制温度通常显著高于1200℃。这确保将在第一热加工道次后、最晚在第二热加工道次后进行热加工的铸件结构的完全再结晶。高的初始轧制温度同样确保在所需的高的最终轧制温度(通常>950℃)下维持安全的最终轧制速度。在这种情况下，钢带可以安全运输到卷取部的最大速度为12m/s。通过在感应加热后选择薄板坯的适当的最终温度，实际速度可以降低到7.5m/s，从而降低辊断裂的风险并提高产量。
对热轧钢带进行热轧带材退火，其在950-1150℃的温度下进行180-300秒、通常为240秒。在热轧带材退火中特别重要的是刚刚完成退火的钢带的快速淬火，其冷却速率>30K/s、优选>40K/s、特别是>45K/s，通常借助于在高水压下的注水喷嘴。一方面，热轧带材退火实现了微结构均匀化的功能。然而，热轧带材的靠近高斯织构由于热加工期间的剪切比已经存在其中的表面的区域稍微更粗糙，这在原理上有利于在随后的冷轧工艺中高斯织构的形成。此外，快速冷却导致精细分散的碳化物沉淀。在随后的冷轧工艺中，这导致强化的应变硬化，因此导致能量被引入到基体中。水淬后立即用常规的除锈和酸洗技术将热轧带材的表面除去退火垢。
热轧带材退火之后是冷轧，其包括一步轧制为最终的带材厚度；然而，该步骤在几个连续的道次中进行。晶粒取向电工钢带的标准标称厚度为0.35mm、0.30mm、0.27mm、0.23mm和0.18mm。在这个过程中，必须进行冷轧，使得在最后3个道次期间被引入到带材中的来自冷加工的加工热量将对带材作用足够长的时间(至少5分钟)以使溶解的碳含量稳定在塑性变形期间大量引起的错位中，导致当冷轧继续时在微结构中的变形能量进一步增加(称为“科特雷效应”)。虽然例如在常规的深冲钢中科特雷效应是不期望的，但是对于晶粒取向电工钢带是必需的以在再结晶之后获得粒度最细和均匀的微结构，这也为磁特性提供了最佳条件。理想情况下，在可逆的机架上提供这种条件。这种加工热量的大小必须在生产过程中得到适当的控制。这是指所谓的“老化温度(aging temperature)”。可以通过在每个轧制道次之后规律性地将接触温度计放置在带材的边缘上来控制该温度，或者可以使用适合于此目的的技术装置或设备在冷轧期间连续地电子探测该温度。至少在最后3个冷轧道次中的一个之间，该温度必须在180℃-260℃的范围内、通常为220℃。如果在长时间内没有达到180℃的温度，则上述的老化作用会是不充分的并且会导致磁性质的波动。然而，如果该温度达到260℃以上的水平，则可能在表面形成氧化层(“发蓝”)，这可能导致随后的脱碳和氮化退火中的不均匀的气体反应。
冷轧带材必须再结晶以赋予其适当的晶体织构，由此可以最佳地实现二次再结晶。原则上，在这里有利的是，选择最高可能的加热速率以使再结晶之前发生的冷轧微结构的回复部分最小化。例如在配有气体喷射燃烧器的常规连续退火炉中可能的正常的为20-40K/s的加热速率对此是足够的。然而，例如，使用感应式或其他类型的快速加热装置将加热速率提高到几百K/s的水平是有利的。再结晶连续退火在本领域中是已知的。
最后，带材必须脱碳，其中碳被减少成小于30ppm的残留水平。这对于防止在成品中形成任何碳化物是重要的，这将使得磁化损耗急剧增加(磁老化)。在这里考虑的合金中的铁素体基体中的碳的溶解度上限为30ppm，其中约3wt％(2.5-4wt％)的硅。脱碳与再结晶同时进行。该退火的温度范围为820至890℃，理想地为840-850℃，在其中带材表面气体反应最有效。基于初始碳含量和带材厚度，对于脱碳需要各种长度的退火时间，最长时间为150秒，但通常小于100秒。对于所需的脱碳带材表面气体反应，需要含有氢气、氮气和水蒸气的湿的退火气氛。这些成分可以在宽范围内变化，只要氧化能力适当调节地被保持即可。当水蒸气与氢气pH2O/pH2的分压比在0.30至0.60的范围内、优选在0.35至0.46之间时是这种情况。
然后将再结晶和脱碳的冷轧带材氮化，以形成获得性抑制剂相。这可以在850至920℃范围内的各种温度下进行，其中应使用的最长动作时间为50秒，通常为15-40秒，特别是通常为约30秒。在这种情况下，退火气氛包括氢气、氮气、水蒸气和氨气的混合物，其中建立了为0.02至0.08、特别是0.03-0.07的分压比pH2O/pH2。总气体体积中气态氨NH3的比例可以在至少2wt％至最大12wt％的范围内。这些比例基于氮化部分的详细结构条件，例如，进料风口部、其与带材的距离、和进料压力的技术设计，因此必须基于所讨论的对象单独优化。一般来说，氮化是多阶段的过程。在迄今为止描述的部分退火处理期间，首先氮气已经被注射到非常接近表面的层中，使得在该点处的带材中的总氮含量为至少200ppm，优选至少400ppm。在用于进行二次再结晶的钟形炉中的后续高温退火的初始阶段，氮在整个带材厚度上通过扩散而散布，并与在此局部存在的铝结合形成AlN颗粒，这完成了已经存在的固有部分抑制。
这种氮化的过程是一种高度敏感和易失败的表面气体反应，原则上可能导致不均匀的构型。该过程的一个问题是，在此之前，脱碳退火必需在高度氧化(湿)气体条件下进行，而氮化最佳地在具有较低氧化能力的干燥退火气氛中进行。因此，高度氧化脱碳退火可形成多种致密或局部不均匀的氧化阻挡层，其将妨碍随后的氮化。为了解决这个问题，插入了中间还原退火阶段(中间还原区)，以校正在紧接在先的脱碳退火期间可能已经形成的任何局部超氧化，从而能够均匀且可再现地进行紧接其后的氮化处理。因此，该中间还原退火阶段应该在与紧接在先的脱碳退火相同的退火气氛下进行，但是在减小的分压比pH2O/pH2<0.10或理想地<0.05下。中间还原退火阶段最多持续40秒，优选10至20秒。温度范围为820-890℃并且理想情况下应在脱碳氮化处理的优化温度水平和选定温度水平之间的近似中间，这将在系统工程方面简化工艺。
在初次再结晶、脱碳和氮化退火时，既不控制织构比例也不控制氧含量。相反，通过相应的系统和过程的控制自动确定相关的值。没有任何用于控制织构比例或氧含量的中心和/或调节系统。得到冷轧带材，其初次再结晶晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。
已经以这种方式再结晶、脱碳和氮化的钢带随后用不粘层(退火分隔部)涂覆，然后可以通过在钟式炉中高温退火而进一步加工，卷绕形成卷。将不粘涂层作为在软化水中的MgO粉末的水性浆料施加到钢带上。在这里，重要的是最小化MgO中的结晶水的回收，为此目的，例如使MgO和水之间的接触时长最小化、冷却整个MgO浆料和涂覆系统以及冷轧带材本身至4℃、以及快速干燥涂层的措施提供了可能的选择。
通过二次晶粒生长过程的高斯织构的形成通过钟形炉中的传统高温退火进行。已经涂覆有不粘层的卷被放置在高度耐热的钢板上并被保护罩包围，退火气体被引导通过该钢板。然后加热罩被放置在它们之上并且被气体烧烤或被电加热。一旦在每次退火道次开始处整个退火组件已经被干燥的氮气冲洗，则进行快速加热至400℃，然后在约15-20K/h下缓慢加热直到保持温度为1190-1210℃。在该工艺中，可以有利地在600-700℃的范围内、特别是650℃的温度下引入持续5至10小时的中间保持阶段，其用于补偿重的和热滞的卷的温度梯度。在这个缓慢的加热阶段期间，保护罩被供应干燥氮气和氢气的混合物。在这种情况下，干燥的退火气体是特别重要的，因为任何水蒸气含量都会破坏敏感的织构形成的过程。然而，由于从MgO不粘层上蒸发不可避免的少量的结晶水，在400℃以上的温度下湿度的一定增加是不可避免的。这就是为什么通过上述措施最小化结晶水的回收是非常重要的。
对于在加热阶段期间的退火气体的组成，使用具有高达90wt％N2的氮比例很占优势的退火气氛。这种氮的过量使得AlN抑制剂相的作用时长可稍延长，因为AlN的分解和释放的氮的去除有些延迟。
一旦达到保温温度，将气体供应切换为100％氢气并在1190-1210℃保持至少20小时。为了优化保持时间和保持温度，必须确保硫和氮的总净化，并且必须最小化在卷(底扣)的支架边缘上的边缘缺陷的形成。
当已经超过这个高温保持时间时，将所得成品钢带冷却至环境温度。在此过程期间，最初保持以100％氢气供给，以避免任何氮气回收。然而，一旦卷中的温度下降到低于约600℃，则将退火气氛切换到100％的干燥氮气。一旦温度降至400℃以下，加热罩就可以升起，当它降到约100℃以下时，保护罩也可以升起。
在钟式炉中的高温退火之后，将二次再结晶的成品钢带机械地清洗过剩的残余MgO(使用水和旋转刷)，然后有利地用磷酸在槽中酸洗，此后立即地并且直接在下游将所述带材送入连续退火作业线，在此处其被应力消除退火。如实践中已知的那样，湿的涂覆的钢带通常悬挂在连续退火作业线的进入区域中的长环中。在该炉区中，钢带以高加热功率被加热，在该工艺中绝缘涂层也被完全固化和干燥。因此只有钢带允许接触第一炉输送辊。所使用的退火气氛是非关键的，加热速度也是如此，然而，达到的最高温度必须在840和880℃之间，并且理想地为860℃，以消除任何机械应力并且制造均匀导向的钢带。如果温度下降到远低于该水平，则不会产生所需的效果。如果它远远高于该水平，绝缘涂层可能遭受损坏。然而，对于使钢带回到环境温度的冷却特别重要的是尽可能均匀。这通常通过在相对长的冷却通道上使用通风设备来实现。
在制造晶粒取向电工钢带的整个工艺中，在该最后的退火作业线的出口区域交付成品，并可根据质量相关标准进行评估和认证。
已经加工形成最终产品的晶粒取向电工钢带也可以任选地进行后续的磁畴细化，这可以将磁化损耗额外降低12-20％。这种用于磁畴细化的装置可以安装在最终绝缘/应力消除退火系统的出口部分中，或者可以可选地离线执行。
一个实施例示例的步骤如下：
具有以下化学成分的钢熔体
3.230wt％的Si
0.058wt％的C
0.168wt％的Mn
0.206wt％的Cu
0.003wt％的S
0.030wt％的Al(酸溶性)
0.088wt％的Sn
0.003wt％的N
0.087wt％的Cr
0.001wt％的Ti
0.029wt％的P
0.085wt％的Ni
以及少量不可避免的杂质，使用薄板坯连续铸造技术在金属模具中被铸造成铸造厚度为85mm的铸件，并且通过“液芯压下”方法(在根据“液芯压下“方法的厚度减小中，连铸流的厚度刚好减小到金属模具以下，而连铸流的内部具有液芯。也可形的是所谓的“软压下”方法，其中铸造连铸流的选择性的厚度减小在接近最终固化的固化点(首次)进行)形成为厚度为65mm至85mm(后者的厚度在没有液芯压下的情况下实现)和宽度为1100mm至1250mm的连铸流，而不将连铸流暴露于惰性气体。
在随后的受控冷却之后，所制造的连铸流在冶金长度之后达到1190℃的温度，在该温度下，连铸流从垂直向水平弯曲并且随后被横向分成单独的板坯。因此，通过所谓的薄板坯技术生产板坯。然后将板坯在1150℃进行20分钟的均匀化退火，其通过高温处理完成。为此目的，紧接在第一热轧道次之前，板坯被引导通过电能的连续感应加热装置，并通过所述装置而达到1370℃的温度至少几秒钟的短时间。(薄)板坯随后通过高压除垢装置，然后在轧机中以热轧工艺的形式进行热轧处理。
第一热加工道次在离开电感器或感应加热装置之后在约1280℃的温度下进行约10秒。
在本实施例示例中，将薄板坯在包括6个机架的热轧机组中热轧为热带材，其中在离开最后的机架之后，每个热轧带材的厚度为2.30mm。
热轧处理完成后，由薄板坯制造的热轧带材的最终轧制温度为930℃。然后在大约5秒之后通过层流冷却路径，然后在约580℃的卷取温度下缠绕到卷轴上以形成卷。
以这种方式制造/产生的热轧带材之后将被送至冷轧工艺。
冷轧过程以对热轧带材的粗且热的带材边缘进行修边开始，此后将其送至连续退火工艺，借助于该工艺，它在220秒的时间上在非氧化条件(具有95wt％干燥的N2和5wt％的H2的气体气氛)下在最高温度为920℃至1150℃之间、特别是在950℃或1050℃或1120℃的温度下退火。
紧接在退火处理之后，离开用于退火工艺的炉的5秒钟内，对退火的热轧带材进行高压喷水并且冷却速率的范围为28K/s至52K/s、特别是为52K/s或45K/s或38K/s或28K/s的限定冷却速率。
然后将已经以这种方式进行退火和淬火的热轧带材进行酸洗，其中表面垢被破碎并由如盐酸的酸洗化学品溶解。
此处为冷轧制备的热轧带材然后被送至冷轧工艺，在其中其在包括多个道次的单一工艺中在可逆冷轧机架中被冷轧成标称可用厚度范围为0.23mm至0.30mm、特别是0.23mm或0.27mm或0.30mm的标准公称厚度。在该工艺中，调整和控制由加工热量产生的带材温度，使得在第二到最后一个冷轧道次期间产生了235℃或最高260℃的温度，并且带材暴露于该温度10分钟、但至少5分钟。
随后，已经被冷轧到其可用厚度的带材在炉中进行再结晶、脱碳、然后进行中间还原、最后进行氮化连续带退火处理，其程序如下：
首先将冷轧钢带在炉中以30K/s的平均加热速率加热至850℃的保持温度并在该温度下退火最多150秒，其中炉中的气态退火气氛在饱和温度为54℃下由60wt％N2和40wt％H2的潮湿混合物组成，从而形成水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2＝0.44。
在本实施例示例中，在上述条件下在同一炉中持续95秒的退火步骤之后，带材随后到达分离区，在其中退火气体或退火气氛具有相同的组成，但不同的仅10至16℃的饱和温度，其对应于0.03至0.05的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2。在该炉区中的温度为880℃。
一旦带材已经暴露在这些条件下20秒的时间，它到达炉中的第三分离区，随后在其中在910℃的温度下退火30秒的时长，其中炉内此时的气态退火气氛由30wt％的N2和70wt％H2的混合物组成并且饱和温度为26℃，从而形成0.05的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2。向气态退火气氛(退火气体)中加入一定量的7wt％的氨气(NH3)；然而，这些量不与已经存在的退火气体混合。相反，先前冷却的NH3通过位于待处理带材上方和下方的(特殊)风口部直接吹到带材的表面上。因此，退火的冷轧带材的总氮含量为320ppm，一次再结晶晶粒的圆当量平均尺寸(直径)为24μm。
然后将由MgO与为5wt％TiO2、0.5wt％Na2B4O7和0.05wt％MgCl2(量参照MgO的量)的添加剂组成的退火分隔部(不粘层)的涂层施加到已经以这种方式处理和制备的退火后的冷轧带材上。水性防粘浆料形式的钢带和退火分隔部在涂覆之前都被冷却至4℃。紧接在涂覆有退火分隔部(不粘层)后，使用强烈的红外辐射干燥两个相对的大面积钢带表面(表面积)。然后将冷轧的带材绕到卷轴上以形成卷，该卷倾斜到卷的轴线竖直的位置，并在该位置传送。
为了获得用于变压器的具有高斯织构的晶粒取向电工钢带，其特征在于特别锐利的{110}<001>织构(米勒指数)并且具有平行于轧制方向的轻微磁化方向，然后在二次再结晶工艺中形成高斯织构，为此，卷在形成了20K/h的加热速率的高温钟形退火炉中退火。加热阶段被在650℃的保持阶段中断，在此期间为了温度补偿保持温度5小时的时长。然后如前继续加热，直至达到1200℃的温度。在这段时间内，由75wt％的N2和25wt％的H2组成的干燥气体流过退火罩。1200℃的温度表示一种保持温度，当达到此保持温度时存在于退火罩中的气体气氛被切换为100％的干燥的氢气。卷在1200℃的高温保持阶段被退火24小时。然后被逐渐冷却至环境温度，其中，当温度降至600℃以下时，退火罩中的气体气氛切换为100％的N2。在加热阶段期间，但优选在高温钟形退火炉中的整个二次再结晶退火工艺期间，气态退火气氛中的氮气(N2)的量(以原子百分比计)大于氢气(H2)的量(以原子百分比计)。在二次再结晶退火之后，完成了具有高斯织构的晶粒取向电工钢带。
一旦以这种方式获得的成品钢带已经被冷却到环境温度，则将其洗涤、在磷酸中酸洗、用液体磷化剂涂覆并最后在860℃的最高温度下连续进行应力消除退火、然后均匀冷却。
以这种方式制造的晶粒取向电工钢带在常规HGO(高磁导率晶粒取向)材料的范围内具有非常好的磁特性。对于具有0.23mm的最终钢带公称厚度/可用标称厚度的这种钢带，在50Hz和1.7T调制下的再磁化损失为0.79W/kg，其中场强为800A/m时的极化为1.93T。

Claims (14)

1.一种用于通过薄板坯连续铸造来制造晶粒取向电工钢带的工艺，所述工艺包括以下工艺步骤：
a)用熔体熔炼钢，该熔体特别是在二次冶金处理后，除了铁(Fe)和不可避免的杂质之外，含有Si：2.50-4.00wt％、C：0.030-0.100wt％、Mn：0.160-0.300wt％、Cu：0.100-0.300wt％、Alsl：0.020-0.040wt％、Sn：0.050-0.150wt％、S：<100ppm、N：<100ppm、以及一种或多种选自由Cr、V、Ni、Mo和Nb构成的组中的元素，
b)在不将连铸流暴露于惰性气体的情况下通过薄板坯连续铸造来连续地铸造所述熔体以形成厚度为50-120mm的连铸流，并将所述连铸流分成薄板坯，
c)进行包括以下步骤的均匀化退火：
c')将优选在线性炉中的薄板坯加热到高于1050℃的温度，并使所述板坯在最高为1250℃、优选最高为1200℃、特别是最高为1150℃的温度下进行退火，
以及
d)将所述薄板坯供给到感应加热装置，特别是高频感应加热装置，在该感应加热装置中所述薄板坯、特别是在通过时紧接在第一热轧道次之前被加热几秒钟至1350℃-1380℃、优选1355℃-1370℃、尤其是1360℃的温度，该温度高于先前的工艺步骤c')的均匀化的温度，
e)在优选线性的、多机架热轧机列中对所述薄板坯进行连续热轧以形成厚度为1.8mm-3.0mm的热轧带材，
f)在低于650℃的卷取温度下冷却和卷取所述热轧带材以形成卷，
g)在卷取后并在随后的冷轧步骤之前，在920℃与1150℃之间的温度下对热轧带材进行退火，
h)在单一工艺步骤中以多于三个的道次优选在可逆机架上将所述热轧带材冷轧为最终厚度为0.15mm-0.40mm的冷轧带材，
i)对得到的冷轧带材进行再结晶、脱碳和氮化退火，
j)将特别是主要含有MgO的退火分隔部(不粘层)施加到已经经历再结晶、脱碳和氮化退火的冷轧带材的带材表面，
k)使已经涂覆有所述退火分隔部的冷轧带材在钟形炉中在>1150℃的温度下通过高温退火进行二次再结晶退火，形成具有显著高斯织构的成品钢带，
l)用电绝缘层对已经经历二次再结晶退火的成品钢带进行涂覆，然后对涂覆了的成品钢带进行去应力退火或应力消除退火，
其中，
在工艺步骤i)中所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括
脱碳退火阶段，其在820℃-890℃的带材温度范围下进行最长时间为150秒，使用特别是湿的气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其水蒸气/氢气的分压比pH2O/pH2为0.30至0.60，
并且所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括随后的氮化退火阶段，其在850℃-920℃的温度范围下进行最长时间为50秒，使用气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其具有0.03-0.07的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括在所述脱碳退火阶段和所述氮化退火阶段之间进行的中间还原退火阶段，该中间还原退火阶段在820℃-890℃的温度范围下进行最长时间为40秒，使用特别是干燥的气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其具有小于0.10的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且其中获得冷轧带材，其初次再结晶的晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。
2.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤i)中所述氮化退火阶段期间的退火气氛中单独地加入特别是参照总气体流量的、至少2wt％至最多12wt％的氨气(NH3)，并将所述氨气吹送到所述冷轧带材的两个相对的大面积的带材表面上。
3.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在包括脱碳退火阶段、中间还原退火阶段和氮化退火阶段的工艺步骤i)中的退火期间，所述冷轧带材被退火，使得在退火后冷轧带材的总氮含量为至少200ppm、优选至少280ppm、特别是至少400ppm。
4.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤i)中的再结晶退火的起始，以大于100K/s的加热速率加热所述冷轧带材。
5.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤a)中的熔体中，锰(Mn)与硫(S)的比例大于6、优选大于20，铝(Al)与氮(N)的比例大于4、优选大于10。
6.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤b)中的铸造期间，所述熔体在铸造期间的过热温度小于40K、优选小于20K、特别是小于12K，根据“液芯压下”方法将连铸流的厚度刚好减小到金属模具以下，而所述连铸流的内部具有液体芯。
7.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在以下情况执行工艺步骤e)中的热轧：在第一加工道次期间的初始轧制温度大于1150℃、优选大于1200℃，最终轧制温度范围为850℃-980℃，最终轧制速度小于12m/s、优选小于10m/s。
8.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤g)中的热轧带材的退火期间，退火的热轧带材在退火后以大于25K/s、优选大于30K/s、特别是大于40K/s的冷却速率、特别优选为范围在25K/s-52K/s的冷却速率淬火。
9.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在加工步骤h)中的热轧带材的冷轧期间进行加工，使得在最后三个道次中的至少一个或多个期间，所述热轧带材达到由轧制期间的加工热量产生的至少180℃至最高260℃的温度至少五分钟的时间。
10.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，工艺步骤h)中的冷轧以两个阶段进行，其中热轧带材在第一冷轧阶段之前的酸洗步骤中被酸洗，一旦所述第一冷轧阶段完成，则根据工艺步骤g)对所述热轧钢带进行退火。
11.根据权利要求10所述的工艺，其特征在于，在所述第二冷轧阶段中，所述热轧带材的厚度减少至少85％。
12.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤k)中进行二次再结晶退火，使得在钟形炉中的高温退火的加热阶段期间，气态退火气氛中氮气(N2)的以原子百分比计的量大于氢气(H2)的以原子百分比计的量。
13.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在工艺步骤I)之后，特别是可选地执行对涂覆的成品钢带进行磁畴细化的工艺步骤。
14.一种通过包括以下步骤的工艺获得的晶粒取向电工钢带：
a)用熔体熔炼钢，该熔体特别是在二次冶金处理后，除了铁(Fe)和不可避免的杂质之外，含有Si：2.50-4.00wt％、C：0.030-0.100wt％、Mn：0.160-0.300wt％、Cu：0.100-0.300wt％、Alsl：0.020-0.040wt％、Sn：0.050-0.150wt％、S：<100ppm、N：<100ppm、以及一种或多种选自由Cr、V、Ni、Mo和Nb构成的组中的元素，
b)在不将连铸流暴露于惰性气体的情况下通过薄板坯连续铸造来连续地铸造所述熔体以形成厚度为50-120mm的连铸流，并将所述连铸流分成薄板坯，
c)进行包括以下步骤的均匀化退火：
c')将优选在线性炉中的薄板坯加热到高于1050℃的温度，并使所述板坯在最高为1250℃、优选最高为1200℃、特别是最高为1150℃的温度下进行退火，
以及
d)将所述薄板坯供给到感应加热装置，特别是高频感应加热装置，在该感应加热装置中所述薄板坯、特别是在通过时紧接在第一热轧道次之前被加热几秒钟至1350℃-1380℃、优选1355℃-1370℃、尤其是1360℃的温度，该温度高于先前的工艺步骤c')的均匀化的温度，
e)在优选线性的、多机架热轧机列中对所述薄板坯进行连续热轧以形成厚度为1.8mm-3.0mm的热轧带材，
f)在低于650℃的卷取温度下冷却和卷取所述热轧带材以形成卷，
g)在卷取后并在随后的冷轧步骤之前，在920℃与1150℃之间的温度下对热轧带材进行退火，
h)在单一工艺步骤中以多于三个的道次优选在可逆机架上将所述热轧带材冷轧为最终厚度为0.15mm-0.40mm的冷轧带材，
i)对得到的冷轧带材进行再结晶、脱碳和氮化退火，
j)将特别是主要含有MgO的退火分隔部(不粘层)施加到已经经历再结晶、脱碳和氮化退火的冷轧带材的带材表面，
k)使已经涂覆有所述退火分隔部的冷轧带材在钟形炉中在>1150℃的温度下通过高温退火进行二次再结晶退火，形成具有显著高斯织构的成品钢带，
l)用电绝缘层对已经经历二次再结晶退火的成品钢带进行涂覆，然后对涂覆了的成品钢带进行去应力退火或应力消除退火，
其中，
在工艺步骤i)中所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括
脱碳退火阶段，其在820℃-890℃的带材温度范围下进行最长时间为150秒，使用特别是湿的气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其水蒸气/氢气的分压比pH2O/pH2为0.30至0.60，
并且所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括随后的氮化退火阶段，其在850℃-920℃的温度范围下进行最长时间为50秒，使用气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其具有0.03-0.07的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且所述冷轧带材的再结晶、脱碳和氮化退火包括在所述脱碳退火阶段和所述氮化退火阶段之间进行的中间还原退火阶段，该中间还原退火阶段在820℃-890℃的温度范围下进行最长时间为40秒，使用特别是干燥的气态退火气氛，其含有氮气(N2)和氢气(H2)并且作用在冷轧带材上，并且其具有小于0.10的水蒸气/氢气分压比pH2O/pH2，并且其中获得冷轧带材，其初次再结晶的晶粒的圆当量平均尺寸(直径)在22μm和25μm之间。
CN201580065454.XA 2014-10-15 2015-10-14 用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的晶粒取向电工钢带 Active CN107002157B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14/514,620 2014-10-15
US14/514,620 US20160108494A1 (en) 2014-10-15 2014-10-15 Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
US14/638,338 US11239012B2 (en) 2014-10-15 2015-03-04 Process for producing grain-oriented electrical steel strip
US14/638,338 2015-03-04
PCT/EP2015/073757 WO2016059099A1 (en) 2014-10-15 2015-10-14 Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107002157A true CN107002157A (zh) 2017-08-01
CN107002157B CN107002157B (zh) 2019-01-22

Family

ID=54325538

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580065454.XA Active CN107002157B (zh) 2014-10-15 2015-10-14 用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的晶粒取向电工钢带

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11239012B2 (zh)
JP (1) JP2017538859A (zh)
KR (1) KR101988011B1 (zh)
CN (1) CN107002157B (zh)
RU (1) RU2671033C1 (zh)
WO (1) WO2016059099A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108642245A (zh) * 2018-05-29 2018-10-12 武汉钢铁有限公司 一种提高高温高磁感取向硅钢附着性的方法
CN110284079A (zh) * 2019-07-27 2019-09-27 广东金辉刀剪股份有限公司 一种可与食品接触的新型不锈钢材料制备工艺
CN114729413A (zh) * 2019-11-12 2022-07-08 斯佩拉有限公司 经调节的箔材热处理

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103695619B (zh) * 2012-09-27 2016-02-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感普通取向硅钢的制造方法
US20170283903A1 (en) * 2014-10-15 2017-10-05 Sms Group Gmbh Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
JP6350398B2 (ja) 2015-06-09 2018-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN106001108B (zh) * 2016-05-23 2018-03-30 华北理工大学 一种低成本取向硅钢的轧制方法
CN110616307A (zh) * 2018-06-19 2019-12-27 宝钢湛江钢铁有限公司 一种热轧带钢热处理线
US10879777B2 (en) 2017-12-11 2020-12-29 Ford Global Technologies, Llc Rapid stress relief annealing of a stator
RU2701599C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали
WO2021038108A1 (de) 2019-08-30 2021-03-04 Sms Group Gmbh Verfahren zur wärmebehandlung eines stahlvorproduktes
CN112670072B (zh) * 2020-12-23 2022-11-29 德阳帛汉电子有限公司 一种双列直插封装工艺
EP4202066A1 (de) * 2021-12-21 2023-06-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum erzeugen eines kornorientierten elektrobands, kaltgewalztes stahlband und kornorientiertes elektroband
CN116583039A (zh) * 2023-05-29 2023-08-11 深圳市时利达科技有限公司 一种电路板屏蔽结构的连接工艺

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08176666A (ja) * 1994-12-27 1996-07-09 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
CN101238226A (zh) * 2005-08-03 2008-08-06 蒂森克虏伯钢铁公司 生产晶粒取向的电工带钢的方法
CN101454465A (zh) * 2006-05-24 2009-06-10 新日本制铁株式会社 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
CN101778956A (zh) * 2007-04-18 2010-07-14 材料开发中心股份公司 晶粒取向磁性带材的制造方法
CN102686751A (zh) * 2009-11-25 2012-09-19 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 制造晶粒取向电工钢带材的方法及由此制得的晶粒取向电工钢
DE102012224531A1 (de) * 2012-07-27 2014-01-30 Sms Siemag Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Silizium-Stählen
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
CN103668005A (zh) * 2013-12-12 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种用中温板坯加热温度生产的HiB钢及其生产方法
CN103667881A (zh) * 2013-12-19 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 高磁感取向硅钢的生产方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0387315A (ja) 1989-08-30 1991-04-12 Kawasaki Steel Corp 磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2826903B2 (ja) 1990-11-19 1998-11-18 新日本製鐵株式会社 グラス被膜の良好な高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP3061491B2 (ja) 1992-12-08 2000-07-10 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた厚い板厚のグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3133855B2 (ja) 1993-03-17 2001-02-13 川崎製鉄株式会社 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JP3716432B2 (ja) 1993-10-28 2005-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板用スラブの加熱方法
JP2888324B2 (ja) 1994-03-31 1999-05-10 川崎製鉄株式会社 磁束密度が高い方向性電磁薄鋼板の製造方法
US6039818A (en) * 1996-10-21 2000-03-21 Kawasaki Steel Corporation Grain-oriented electromagnetic steel sheet and process for producing the same
JP3456869B2 (ja) 1997-08-04 2003-10-14 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板の製造方法
DE19745445C1 (de) * 1997-10-15 1999-07-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation
IT1299137B1 (it) 1998-03-10 2000-02-29 Acciai Speciali Terni Spa Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato
US6280534B1 (en) * 1998-05-15 2001-08-28 Kawasaki Steel Corporation Grain oriented electromagnetic steel sheet and manufacturing thereof
JPH11335737A (ja) 1998-05-26 1999-12-07 Kawasaki Steel Corp 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
IT1396714B1 (it) 2008-11-18 2012-12-14 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile.
PL2418294T3 (pl) * 2009-04-06 2020-06-01 Nippon Steel Corporation Sposób obróbki stali na blachę cienką ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych i sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych
RU2407809C1 (ru) 2009-08-03 2010-12-27 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокими магнитными свойствами
CN102453837B (zh) 2010-10-25 2013-07-17 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感无取向硅钢的制造方法
DE102011107304A1 (de) * 2011-07-06 2013-01-10 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrostahlflachprodukts
JP5360272B2 (ja) * 2011-08-18 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08176666A (ja) * 1994-12-27 1996-07-09 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
CN101238226A (zh) * 2005-08-03 2008-08-06 蒂森克虏伯钢铁公司 生产晶粒取向的电工带钢的方法
CN101454465A (zh) * 2006-05-24 2009-06-10 新日本制铁株式会社 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
CN101778956A (zh) * 2007-04-18 2010-07-14 材料开发中心股份公司 晶粒取向磁性带材的制造方法
CN102686751A (zh) * 2009-11-25 2012-09-19 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 制造晶粒取向电工钢带材的方法及由此制得的晶粒取向电工钢
DE102012224531A1 (de) * 2012-07-27 2014-01-30 Sms Siemag Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Silizium-Stählen
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
CN103668005A (zh) * 2013-12-12 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种用中温板坯加热温度生产的HiB钢及其生产方法
CN103667881A (zh) * 2013-12-19 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 高磁感取向硅钢的生产方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108642245A (zh) * 2018-05-29 2018-10-12 武汉钢铁有限公司 一种提高高温高磁感取向硅钢附着性的方法
CN110284079A (zh) * 2019-07-27 2019-09-27 广东金辉刀剪股份有限公司 一种可与食品接触的新型不锈钢材料制备工艺
CN114729413A (zh) * 2019-11-12 2022-07-08 斯佩拉有限公司 经调节的箔材热处理

Also Published As

Publication number Publication date
KR101988011B1 (ko) 2019-06-11
RU2671033C1 (ru) 2018-10-29
US20160111190A1 (en) 2016-04-21
CN107002157B (zh) 2019-01-22
JP2017538859A (ja) 2017-12-28
US11239012B2 (en) 2022-02-01
KR20170070170A (ko) 2017-06-21
WO2016059099A1 (en) 2016-04-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107002157B (zh) 用于制造晶粒取向电工钢带的工艺以及根据所述工艺获得的晶粒取向电工钢带
JP7171636B2 (ja) 方向性ケイ素鋼板を製造する方法、方向性電磁鋼板およびこれらの使用
WO2016059101A1 (en) Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process related applications
US20170283903A1 (en) Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
EP2470679B1 (en) Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip
RU2378393C1 (ru) Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с исключительно высокими магнитными свойствами
KR101365652B1 (ko) 방향성 전자 강 스트립 제조 방법
JP2782086B2 (ja) 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
KR101988142B1 (ko) 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 질화 처리 설비
JP2009503265A (ja) 方向性電磁鋼ストリップの製造方法
JP2015501370A (ja) 電気工学用途を意図した方向性電気鋼ストリップ又はシートの製造方法
JP5564571B2 (ja) 低鉄損高磁束密度方向性電磁鋼板及びその製造方法
US20160108493A1 (en) Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
KR20090057010A (ko) 고자속 밀도 방향성 규소 강판의 제조 방법
JP2001152250A (ja) 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
US20160108494A1 (en) Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
KR100831756B1 (ko) 그레인 방향성 전기 강 스트립의 제조시 억제제 분포를조절하는 방법
KR100360101B1 (ko) 피막특성이 우수한 저온슬라브 가열방식의 방향성 전기강판 제조방법
KR20110075373A (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판과 그 제조방법 및 여기에 사용되는 방향성 전기강판 슬라브
JPH02159319A (ja) 表面性状および磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
JP2653948B2 (ja) 熱鋼帯焼なましなしの標準結晶粒配向珪素鋼の製法
JPH03229823A (ja) 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
KR19980014708A (ko) 철손특성이 우수한 극박일반방향성 전기강판 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant