CN1109112C - 铁损低的晶粒取向电工钢板的制造方法 - Google Patents

铁损低的晶粒取向电工钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明是晶粒取向电磁钢板的制造方法，该电磁钢板的制造方法由对钢坯进行热轧～最终成品退火的一系列工序构成在该方法中：(1)钢坯中的氧含量被限制在30ppm以下；(2)最终成品退火前的包含氧化物被膜的整个钢板中，杂质元素中至少Al的含量限制在100ppm以下，B、V、Nb、Se、S和N含量分别被限制在50ppm以下；(3)最终成品退火中，至少在850-950℃的温度范围内，钢中的N含量被限制在6-80ppm的范围。

Description

铁损低的晶粒取向电工钢板的制造方法
本发明是关于主要适合用于电力变压器或转子的铁芯材料的、铁损低的晶粒取向电工钢板。
在制造晶粒取向电工钢板时，一般是使用被称为抑制剂的析出物，使最终成品退火中产生高斯取向({110}<001>)的二次再结晶晶粒。
作为有代表性的技术，例如特公昭40-15644中公布了使用AlN、MnS的方法，另外，特公昭51-13469中公布了使用MnS、MnSe的方法，这些方法在工业生产中已经实际使用。
与此不同，特公昭58-42244中公布了添加CuSe和BN的方法，另外，特公昭46-40855中公布了使用Ti、Zr、V等的氮化物的方法。此外还知道许多其它的方法。
使用这些抑制剂的方法可以稳定地形成二次再结晶晶粒。但是，由于必须使析出物微细分散，因而热轧前的板坯加热温度必须在1300℃以上的高温。板坯的高温加热导致设备成本增大，此外，热轧时产生的氧化皮量也增多了。因此，不仅产品的收得率降低，而且设备的维护更加复杂，存在许多问题。
使用抑制剂的方法还有一个问题是，在最终成品退火后如果这些抑制剂成分残留下来，就会导致磁性能恶化。因此，为了从钢中除去Al、N、B、Se和S等抑制剂成分，在二次再结晶结束后，接着在1100℃以上的氢气氛中进行纯化退火几个小时。由于在这样高的温度下进行纯化退火，导致钢板的机械强度降低，板卷下部压曲，制品的合格率显著降低。
另外，通过上述高温纯化退火，可以确保钢中的Al、N、B、Se、S等的含量分别降低到50ppm以下。但是，这些成分往往在镁橄榄石被膜中富集，在被膜与铁基体的界面上作为单体或形成化合物而不可避免地残留下来。这些物质的存在阻碍了磁畴壁的移动，致使铁损增大。此外，这些存在于被膜/铁基体界面上的物质抑制了被膜下面附近的晶粒的晶界移动。结果，在表层下面附近往往存在没有完全被二次再结晶晶粒蚕食的细小晶粒。这些细小晶粒的存在也会导致磁性能恶化。另外，即使采用高温纯化退火，Nb、Ti、V等依然难以除去，同样会导致铁损恶化。
如上所述，使用抑制剂的晶粒取向电工钢板的制造方法存在生产成本高的问题，铁损降低也很有限。为了避免这个问题，人们考虑不使用抑制剂的方法。
作为不使用抑制剂的晶粒取向电工钢板的制造方法，目前已经知道例如特开昭64-55339、特开平2-57635、特开平7-76732和特开平7-197126中公布的技术。这些技术共同的特点是，以表面能作为驱动力，使具有{110}面的晶粒优先长大。
为了有效地利用表面能差，增大表面的作用，必然要求减小板厚。例如，特开昭64-55339中公开的技术，钢板厚度是0.2mm以下，另外，特开平2-57635中公开的技术，钢板厚度限制在0.15mm以下。在特开平7-76732公开的技术中，虽然对板厚没有作特别的限制，但根据该专利的实施例1，板厚为0.30mm的场合，磁通密度B8是1.700T以下，取向集合度极差。另外，在实施例中，获得良好磁通密度的板厚被限定为0.10mm。在特开平7-197126公开的技术中对板厚也没有限制，但该技术进行了50-75％的三次冷轧，因此板厚必然很薄，在该专利的实施例中，板厚是0.10mm。
另一方面，目前使用的晶粒取向电工钢板的板厚几乎都在0.20mm以上。也就是说，上述利用表面能的方法很难得到通常使用的制品。
为了利用表面能，必须在抑制表面氧化物生成的状态下进行高温的最终成品退火。例如，特开昭64-55339中公开的技术，是在1180℃以上的温度下，并且退火气氛为真空或惰性气体，或者是氢气或氢气与氮气的混合气体。另外，特开平2-57635中公开的技术，是在950-1100℃的温度下，在惰性气体气氛或者氢气或氢气与惰性气体的混合气氛中进行，而且这些气氛最好是减压状态。此外，特开平7-197126公开的技术中记载了在1000-1300℃的温度下，在氧分压为0.5Pa以下的非氧化性气氛中或真空中进行最终成品退火。
如上所述，要想利用表面能获得良好的磁性能，最终成品退火的气氛必须是惰性气体或者氢气，另外，作为推荐的条件，要求采用真空。但是，高温和真空兼备的设备很难制造，而且成本很高。
再有，在利用表面能的场合，从原理上说只能选择{110}面。即，与利用抑制剂的二次再结晶不同，不能选择<001>方向与轧制方向一致的高斯晶粒的长大。晶粒取向电工钢板，只有当易磁化轴<001>与轧制方向一致时，磁性能才能提高。从原理上说，只选择{110}面还不能得到良好的磁性能。也就是说，在利用表面能的方法中，只有在极其有限的轧制条件和退火条件下才能得到良好的磁性能。因此，利用表面能的方法得到的钢板的磁性能必然是极不稳定的。
另外，在利用表面能的方法中，必须在抑制表面氧化层形成的条件下进行最终成品退火。即，例如不能涂布MgO之类的退火分离剂进行退火。因此，在最终成品退火之后，不能形成与利用抑制剂的通常的晶粒取向电工钢板同样的氧化物被膜。例如，镁橄榄石被膜是涂布以MgO为主要成分的退火分离剂时在利用抑制剂的通常的晶粒取向电工钢板表面上形成的氧化物被膜。镁橄榄石被膜不仅给钢板表面提供了张力，而且可以确保在镁橄榄石被膜上进一步涂布后烘烤的、以磷酸盐为主体的绝缘张力涂层的附着力。因此，在没有镁橄榄石被膜的场合，铁损大幅度恶化。
即，作为不使用抑制剂的晶粒取向电工钢板制造技术，目前已经知道的利用表面能的方法存在着钢板板厚受到限制，二次再结晶取向集合恶化，由于没有表面氧化被膜致使铁损恶化等问题。
发明概述
本发明是不使用抑制剂的制造技术，该制造技术避免了使用抑制剂的场合热轧前高温板坯加热和二次再结晶后的高温纯化退火所带来的问题。本发明的目的是，不使用抑制剂，解决利用表面能的方法必然带来的一些问题，即，钢板板厚有一定限制，二次再结晶取向集合差，由于没有表面氧化被膜而使得铁损恶化等。也就是说，本发明的目的是，提供一种晶粒取向电工钢板，即使在不使用抑制剂的情况下，钢板的板厚也没有限制，二次再结晶取向的集合不会恶化，而且形成表面氧化被膜，有效地改善铁损。另外，本发明还提出了有效地达到上述目的的二次再结晶组织和二次再结晶退火条件。本发明的方法是，作为二次再结晶组织，使得在粗大的二次再结晶晶粒中生成适量的超细晶粒，作为二次再结晶退火条件，利用温度梯度。
即，本发明是晶粒取向电工钢板的制造方法，该方法包括下述工艺步骤：热轧一含有0.12重量％或以下的碳、1.0-8.0重量％的硅、0.005-3.0重量％的锰的钢板坯，然后根据需要对所得到的热轧板进行退火，接着对所得到的板进行一次冷轧或者带有中间退火的二次或多次冷轧，加工成最终的板厚，然后根据需要进行脱碳退火，根据需要涂布退火分离剂，然后进行最终成品退火，其特征在于：
(1)钢板坯中的氧含量被限制在30ppm以下；
(2)最终成品退火之前，含氧化物被膜的整个钢板的杂质中，至少Al的含量被限制在100ppm以下，B、V、Nb、Se、S和N的含量分别被限制在50ppm以下；
(3)最终成品退火中，至少在850-950℃的温度范围内，钢中的N含量被限制在6-80ppm的范围。
另外，本发明是晶粒取向电工钢板的制造方法，其特征是，在最终成品退火中，控制钢中N含量的方法是下述的任一种或多种处理：
(a)在最终成品退火中，至少在850-950℃的温度范围内提高气氛中的氮分压；
(b)在退火分离剂中加入氮化促进剂。
此外，本发明是铁损低的晶粒取向电工钢板，其特征是，含有Si：1.0-8.0％(重量)，钢板表面上具有以镁橄榄石(Mg2SiO4)为主体的氧化物被膜，并且包括该氧化物被膜在内的钢板整体的Al、B、Se和S的含量分别在50ppm以下。
附图的简要说明
图1是表示成品退火前的取向差角为20-45°的晶界相对于各取向晶粒的存在频度(％)的图。
图2是表示成品退火中的钢中氮含量与成品退火后的磁通密度的关系的曲线图。
图3是表示各杂质元素的含量与磁通密度的关系的曲线图。
图4是表示各元素添加量与铁损的关系的曲线图。
图5是表示带有被膜的电工钢板中的微量成分对于铁损的影响的曲线图。
图6是表示最终成品退火的最高温度与制品钢板的铁损的关系的曲线图。
图7是表示二次再结晶晶粒中存在的、粒径为0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒的存在频度与制品钢板的铁损的关系的曲线图。
图8是表示最终成品退火中的温度梯度与制品钢板的轧制方向的磁通密度的关系的图。
优选的实施方式
下面说明本发明的研制过程。
在此之前，本发明人对对高斯取向晶粒发生二次再结晶的机理反复进行了深入的研究，结果发现，一次再结晶组织中的取向差角为20-45°的晶界起到重要作用，并报导了这一研究成果(Acta Material vol.45(1997)，p85)。本发明人分析了晶粒取向电工钢板在二次再结晶之前是的状态下的一次再结晶组织，对于具有各种不同晶体取向的各个晶粒周围的晶界调查了晶界取向差角为20-45度的晶界相对于全体晶界的比例(％)，结果示于图1中。在图1中，晶体取向空间用欧拉角(φ1、φ、φ2)的φ2＝45°断面表示，示意地表示出高斯取向等主要的取向。由图1可以看出，在高斯取向晶粒周围，取向差角为20-45°的晶界的存在频度最高(约80％)。
根据C.G.Dunn等人的试验数据(AIME Transaction vol.188(1949)，p368)，取向差角为20-45°的晶界是高能量晶界。这种高能量的晶界，其晶界内的自由空间很大，形成杂乱的结构，因此原子容易移动。也就是说，高能量的晶界，原子移动通过晶界的过程即晶界扩散速度较快。
现已知道，二次再结晶是伴随着被称为抑制剂的析出物的长大而发生的。该析出物的长大是受扩散定律的支配而进行的。在成品退火过程中，高能量晶界上的析出物优先长大，因而高能量晶界的固锁优先被解脱，高能量晶界首先开始移动。
根据以上所述，本发明人认定，在晶粒取向电工钢板中，相对于容易移动的高能量晶界来说存在频度高的高斯晶粒发生二次再结晶。
本发明人经过进一步研究发现，高斯取向晶粒的二次再结晶的主要决定因素是一次再结晶组织中的高能量晶界的分布状态，并且还发现，抑制剂的作用只不过是使高能量晶界与其它晶界产生移动速度差别。因此认为，即使不使用抑制剂，只要使晶界产生移动速度差，就可以进行二次再结晶。
钢中存在的杂质元素容易在晶界特别是高能量晶界上偏析。因此，在杂质元素含量较多的场合，高能量晶界与其它晶界的移动速度不存在差别。另一方面，只要使材料高纯度化，排除上述杂质元素的影响，就可以使依赖于高能量晶界结构的、高能量晶界与其它晶界的移动速度差明显地显现出来，使高斯取向晶粒的二次再结晶成为可能。
基于上述考虑，本发明人进行了深入的研究，结果发现，在不含有抑制剂成分的成分系中，通过原材料的高纯度化和微量氮的作用，可以发生二次再结晶，从而完成了本发明。本发明的技术，在排除晶界上的析出物和杂质这一点上与以往的二次再结晶方法的构思完全不同。另外，与利用表面能的技术也不相同，即使在钢板表面上存在氧化物也能使其良好地进行二次再结晶。
下面说明导致本发明研制成功的实验结果。
【实验1】
采用连续铸造分别制成下列板坯：
含有C：0.070％(重量)、Si：3.22％(重量)、Mn：0.070％(重量)，杂质元素中Al减少到10ppm，N减少到30ppm，O减少到15ppm，其它杂质元素分别在50ppm以下的钢A的板坯；含有C：0.065％(重量)、Si：3.32％(重量)、Mn：0.070％(重量)、Al：0.025％(重量)、N：30ppm，其它杂质元素分别在50ppm以下的钢B的板坯；以及，含有C：0.055％(重量)、Si：3.25％(重量)、Mn：0.070％(重量)，杂质元素中，Al减少到10ppm，N减少到30ppm，O减少到60ppm，其它杂质元素分别减少到50ppm以下的钢C的板坯。接着，都加热到1100℃，然后热轧成2.6mm厚的热轧板。将各热轧板在1000℃的氮气氛中均热1分钟后急冷，然后冷轧成0.34mm的最终板厚。接着在氢：75％、氮：25％、露点65℃的气氛中及840℃的温度下脱碳退火120秒，将C含量降低到0.0020％(重量)。另外，对其它成分在成品退火之前进行成分分析时，钢A、钢B和钢C中的C以外的成分含量几乎没有变化，杂质元素中含量超过50ppm者不复存在。
随后，涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。最终成品退火是在氮气氛中以20℃/小时的速度加热至1050℃后结束。作为比较，在Ar气氛中进行同样的最终成品退火。
结果，钢A在氮气氛中进行最终成品退火的场合发生了二次再结晶，而在Ar气氛中没有发生二次再结晶。与此相对，钢B和钢C无论在哪一种气氛中都没有发生二次再结晶。另外，用发生了二次再结晶的钢A制成的制品，其磁通密度是1.87T，完全可以满足晶粒取向电工钢板的磁性能要求。
由这一实验可以看出，对于完全不含有抑制剂成分并且Al和O含量减少的高纯度钢，通过在特定的退火气氛中进行成品退火，可以使之发生二次再结晶。
另外，在1050℃成品退火后的钢A的氮含量，在氮气氛中进行成品退火的场合是35ppm，在Ar气氛中进行成品退火的场合是3ppm。即，在退火气氛与氮含量之间存在相互关联的关系。
基于这一见解，经过进一步实验，结果表明，成品退火中温度在850℃以上时，到二次再结晶结束为止退火过程中的钢中氮含量对二次再结晶的发生有很大影响。在追加实验中，通过改变板坯材料中的氮含量以及改变成品退火气氛中的氮分压来调节钢中的氮含量。钢中的氮含量是采用在以20℃/小时的升温速度进行的最终成品退火过程中取出试样进行分析的方法测定的。另外，最终成品退火在1050℃结束，测定磁通密度。所得到的结果经整理后示于图2中。
如图2所示，只要成品退火前钢中的氮含量较少并且从二次再结晶开始的850℃到950℃的钢中氮含量在6-80ppm范围内，就能发生良好的二次再结晶。与此相对，在成品退火前N含量较高的场合以及成品退火中氮含量较低的场合，没有发生二次再结晶，磁通密度低下。
其次，为了分析和研究最终成品退火前材料中所含的微量成分(Al、B、V、Nb、Se、S、Ni、O、N、Sn、Sb、Cu、Mo、Cr)的影响，进一步进行了追加实验。作为钢水的基本成分，将C量固定为0.06％(重量)，Mn量固定为0.06％(重量)，Si量固定为3.3％(重量)，按照与上述实验相同的程序进行处理，调查磁性能。最终成品退火是在氮气氛中进行。
在图3中汇总表示出Al、B、V、Nb、Se、S、Ni、O和N的添加量对于磁通密度的影响。如图3所示，所有这些元素的含量增加时，磁通密度降低，二次再结晶难以进行。特别是氮化物形成元素Al超过100ppm时，磁通密度极端低下，明显地阻碍二次再结晶的发生。另外，B、V、Nb、N超过30ppm时，磁性能开始恶化，超过50ppm时，明显地阻碍了二次再结晶的发生。Se和S也具有与B同样的倾向。特别是O超过30ppm时，磁性能急剧恶化。Ni是一个例外，添加Ni时发现磁通密度提高。其原因据认为是，通过添加Ni促进了α→γ相变，改善了晶体结构。另外，Ni不形成氮化物等析出物，它也不是晶界偏析元素，因此对于二次再结晶的发生没有什么损害。而且，Ni是铁磁性元素，这也有助于提高磁通密度。
另外，图4中示出Sn、Sb、Cu、Mo和Cr的添加对于制品钢板的铁损的影响的调查结果。如图4所示，适量含有这些元素可以减小铁损。据认为，这是由于添加这些元素使二次再结晶晶粒细化的缘故。为了改善铁损，这些元素的添加量范围必须是Sn：0.02-0.50％(重量)、Sb：0.01-0.50％(重量)、Cu：0.01-0.50％(重量)、Mo：0.01-0.50％(重量)、Cr：0.01-0.50％(重量)。添加量过多时，不发生二次再结晶，铁损恶化。
【实验2】
接着，本发明人对于最终成品退火后钢板中残留的微量成分的影响进行了分析和研究。使用C含量固定为0.07％(重量)、Si含量固定为3.3％(重量)、Mn含量固定为0.06％(重量)，改变Al、B、Se和S含量的板坯，在1400℃加热30分钟，然后热轧成2.3mm厚的热轧板。接着，在1100℃将热轧板退火60秒，然后冷轧成0.35mm的最终板厚。随后，在氢：50％、氮：50％、露点：60℃的气氛中及850℃温度下脱碳退火3分钟，然后以10g/m2的比例涂布退火分离剂MgO，在氢气氛中以15℃/小时的速度升温至1200℃，进行最终成品退火，制成晶粒取向电工钢板。
调查所得到的带有镁橄榄石被膜的整个电工钢板中的Al、B、Se和S含量与磁性能之间的关系。
另外，在除去镁橄榄石被膜的铁基体中，Al、B、Se和S各成分都降低到5ppm以下，带有镁橄榄石被膜的钢板整体的分析值随着材料中所含有的Al、B、Se和S的种类和数量而改变。图5中汇总示出对于磁通密度相同的制品各成分的分析值与铁损值的关系。在图5中，除了添加量改变的成分以外，全都降低到5ppm以下，图5中分别独立地显示出各成分的影响。
由图5可以看出，Al、B、Se和S中任一种元素含量超过20ppm时，铁损开始恶化，尤其是超过50ppm时，铁损显著恶化。也就是说，即使从钢中除去杂质，如果氧化被膜中还残留有Al或B、Se、S等，铁损仍会显著恶化。反之，采用原材料中不使用抑制剂成分的制造方法，可以有效地降低氧化被膜中的Al、B、Se和S的含量，只要这些元素的含量分别降低到20ppm以下，就能得到良好的铁损。
由以上实验可以看出，在不含有抑制剂成分的成分系中，通过原材料的高纯度化以及微量氮的作用，发生二次再结晶，可以得到高的磁通密度。
其原因目前尚不十分清楚，本发明人认为是由于下述原因。
在本发明的不含有抑制剂的高纯度材料中，晶界移动的难易程度反映了晶界的结构。由于杂质元素容易优先在晶界、特别是高能量晶界上偏析，因而在杂质元素含量较多的场合，高能量晶界与其它晶界的移动速度没有差别。通过提高材料的纯度，排除这些杂质元素的影响，使高能量晶界的移动速度的优越性显示出来，可以进行高斯取向晶粒的二次再结晶。
另外，氮的影响可以解释如下。
在本发明中，起作用的氮的存在形式被认为是固溶氮。其依据可以举出，在含有Al、B、Nb等氮化物形成元素时不发生二次再结晶，以及对于发生二次再结晶有效的氮量是可以固溶的氮量以下。
首先，由于是通过提高材料的纯度来促进晶界移动，因而与存在抑制剂的场合相比，一次再结晶后的粒径是其10倍，即100μm。但是，在不含有固溶氮的场合，由于成品退火过程中引起晶粒进一步长大，因而作为二次再结晶的驱动力的晶界能量往往不足，二次再结晶不能进行。相比之下，在含有固溶氮的场合，固溶氮抑制了成品退火过程中的晶粒长大，具有确保二次再结晶驱动力的效果。
另外，固溶氮的抑制晶粒长大的作用在下述方面与氮化物不同。
即，固溶氮抑制晶界移动的作用与利用抑制剂将晶界锚固的效果不同，它是在晶界上偏析，产生阻碍晶界移动的作用，即所谓的dragging作用。在存在氮化物形成元素的场合，最终成品退火时如果混入氮，氮从气氛中进入扩散速度快的晶界，优先在晶界上析出氮化物。而且，越是晶界内的自由空间较多的高能量晶界，扩散速度越大，优先析出，因而优先抑制高能量晶界的移动，结果，高斯取向晶粒的二次再结晶不会发生。
即使在成品退火之前存在50ppm以上氮的场合，二次再结晶也受到阻碍。其原因尚不十分清楚，据认为是形成了粗大的氮化硅，致使固溶氮量减少所致。
另外，在存在S和Se等固溶型的杂质元素的场合，它们优先在晶界内自由空间较多的高能量晶界上偏析，大大减缓了高能量晶界的移动速度。结果，二次再结晶不能进行。因此，一般地说，固溶元素没有单独使用的，都是与抑制剂复合使用。
与此相对，氮在二次再结晶温度范围内的扩散速度非常大，固溶氮可以追随晶界移动。因此，dragging作用比其它杂质元素要弱。但是，与晶界结构无关，具有大致同样地使晶界移动速度降低的作用。利用固溶氮的这种作用，可以保持高能量晶界相对于其它晶界的晶界移动优越性，同时抑制晶粒长大，因此可以确保二次再结晶所需要的驱动力。
而且，即使制品钢板中残留有固溶氮，与氮化物析出物不同，不会妨碍磁畴壁的移动。因此，在成品退火中不需要进行高温的纯化退火以除去残留的n。所以，在本发明中，可以在二次再结晶结束或者镁橄榄石被膜形成时结束最终成品退火，提高了生产率并简化了设备，还可以防止高温退火时板卷下部压曲。
本发明的技术，与利用表面能的技术相比，在下列方面具有优越性。
首先，由于是以晶界能量作为驱动力的二次再结晶，对板厚没有限制。例如，板厚在1mm以上的场合也可以发生二次再结晶，这样厚的制品，虽然铁损值较差，但导磁率高，因而可以用作磁屏蔽材料。
另外，在生成表面氧化物的状态下，在850-950℃的一般热处理温度下可以二次再结晶。退火气氛不需要使用真空或昂贵的惰性气体，可以使用最常用的廉价的氮为主体进行。在材料中含有较多氮的场合，为了使氮量保持适量，可以混合氢或Ar等，也可以单独使用这些气氛。
下面说明本发明中对于成分的限定依据。
C：0.12％(重量)以下
C可以改善组织，具有提高磁性能的作用，但是必须在脱碳退火中将其除去。其含量超过0.12％(重量)时，在脱碳退火中难以除去，因而将其上限限定为0.12％(重量)。至于下限，即使不含有C的材料也可以发生二次再结晶，因此不作特别限定。特别是在材料阶段将C减少到30ppm以下时，可以省略脱碳退火，有利于降低生产成本。因此，在制造低级品时也可以使用减少C的原材料。另外，在使用本发明的晶粒取向电工钢板作为只要求导磁率的磁屏蔽材料的场合，镁橄榄石被膜不是特别必要，因此可以使用降低C含量的原材料，冷轧后不进行脱碳退火，直接进行成品退火。
Si：1.0-8.0％(重量)
Si可以提高电阻，有效地降低铁损，因此至少必须含有1.0％(重量)。另一方面，其含量超过8.0％(重量)时，不仅磁通密度低下，而且制品的二次加工性显著恶化。因此，其含量限定为1.0-8.0％(重量)，优选的是2.0-4.5％(重量)。
Mn：0.005-3.0％(重量)
Mn是改善热加工性所必不可少的元素。其含量低于0.005％(重量)时，这一效果不明显；反之，超过3.0％(重量)时，二次再结晶难以进行。因此，其含量限定为0.005-3.0％(重量)。
O：30ppm以下
在本发明中，在板坯阶段将O含量降低到30ppm以下，这一点致关重要。这是因为，O大大阻碍二次再结晶的进行，而且难以在高温纯化退火中将其去除。
另外，在本发明中，为了改善磁性能可以适当含有下列元素。
Ni：0.005-1.50％(重量)
Ni可以改善组织，具有提高磁性能的作用，可根据需要添加。其含量低于0.005％(重量)时，改善磁性能的作用很小；反之，超过1.50％(重量)时，二次再结晶变得不稳定，磁性能恶化。因此，Ni含量限定为0.005-1.50％(重量)。
Sn：0.02-0.50％(重量)、Sb：0.01-0.50％(重量)、Cu：0.01-0.50％(重量)、Mo：0.01-0.50％(重量)、Cr：0.01-0.50％(重量)
这些元素都是具有改善铁损作用的成分，可以根据需要单独添加或复合添加。含量低于下限时，改善铁损的效果不足，超过上限时，二次再结晶不能进行。因此，各元素的添加量限定为上述范围。
在本发明中，应尽量减少杂质元素含量，特别是不仅对二次再结晶晶粒的形成有害，而且残留在铁基体中使铁损恶化的氮化物形成元素Al应降低到100ppm以下，B、V、Nb以及S、Se、N等元素应降低到50ppm以下，最好是30ppm以下。但是，不一定非要在原材料阶段将这些元素含量减少到上述范围，只要在最终成品退火之前将其减少到50ppm以下就可以。虽说如此，但在纯化退火等工序中将它们除去比较困难，因此最好还是在原材料阶段尽量减少其含量。另外，这些杂质元素含量的限制，不仅是指铁基体，也是包括表面氧化物被膜在内的钢板整体的值。这里所说的表面氧化物被膜，是指次生氧化层以及氧化膜。
下面说明本发明的制造工艺。
首先，由调整为上述适宜成分的钢水制成板坯，该板坯采用常规的铸锭-开坯法或连续铸造法制造。另外，100mm以下厚度的薄板坯也可以用直接铸造法制造。
板坯通常经过加热后进行热轧，也可以在铸造后不经过加热直接热轧。在薄板坯的场合，也可以省略热轧。
至于板坯的加热温度，由于原材料中不含有抑制剂成分，热轧在可能的最低限的1100℃下进行就可以。
随后，根据需要进行热轧板退火，然后进行一次冷轧或者带有中间退火的二次以上的冷轧，必要时进行脱碳退火，然后涂布以MgO为主体的退火分离剂，进行最终成品退火。
进行热轧板退火有利于提高磁性能。另外，在冷轧之间进行中间退火也有利于使磁性能保持稳定。但这些退火使生产成本提高，因此应从经济角度考虑是否进行热轧板退火和中间退火。
此外，热轧板退火和中间退火的适宜温度范围是700℃以上、1200℃以下。退火温度不足700℃时，退火时不发生再结晶，因而上述效果很小；反之，超过1200℃时，钢板强度降低，板材穿过退火炉有困难。
在使用不含有C的原材料的场合，脱碳退火没有特别的必要。另外，钢板表面的氧化是在最终成品退火时由退火分离剂中的氧化物或氢氧化物形成的，因此，最终成品退火之前的氧化不是必须的。
此外，在最终成品退火之前，还可以采用渗硅法在冷轧结束后提高Si量。
在本发明中，在最终成品退火前的包含氧化物被膜在内的整个钢板中，Al的含量限制在100ppm以下，B、V、Nb、Se、S和N等各元素量限制在50ppm以下，优选的是30ppm以下。这是发生二次再结晶所必须具备的条件。
另外，在本发明中，在最终成品退火过程中至少850-950℃的温度范围内将钢中的N含量限制在6-80ppm的范围内，这一点致关重要。氮量低于6ppm时，二次再结晶不会发生，不能改善磁性能；反之，超过80ppm时，取向差的晶粒发生再结晶，导致磁性能恶化。在该温度区间内，特别优选的N含量是20-50ppm。
钢中的N量可以用下述方法控制。
(a)在最终成品退火中，至少在850-950℃温度范围提高气氛中的氮分压。在这种场合，根据材料的成分改变气氛中的氮分压。
(b)使退火分离剂中含有氮化促进剂。所述的氮化剂是在最终成品退火中分解而具有使钢板氮化作用的Tin、FeN和MnN等，退火分离剂中含有0.1-10％(重量)的上述氮化剂即可。
另外，希望在上述最终成品退火后，包含氧化物被膜在内的整个钢板中的Al含量减少到100ppm以下，B、V、Nb、Se、S、N等的含量分别减少到50ppm以下，优选的是30ppm以下。为此，在原材料阶段充分减少这些元素含量是十分重要的。另外，在退火分离剂中不含有这些元素也非常重要。
最终成品退火的最高温度希望在1120℃以下。该温度超过1120℃时，粒径0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒被粗大的二次再结晶晶粒吞食，铁损的改善不充分。
另外，为了防止钢板过度氧化，退火气氛最好是采用非氧化性气氛。
在本发明中，使用MgO作为退火分离剂的场合，可以制造具有以镁橄榄石为主体的氧化膜的通常的晶粒取向电工钢板。另外，在钢板表面上涂布绝缘涂层也是有效的。为此目的，可以形成由2种以上被膜构成的多层膜。也可以根据用途涂布将树脂等混合而成的涂层。
另一方面，在不使用MgO作为退火分离剂的场合，可以制造没有镁橄榄石的高磁通密度的晶粒取向电工钢板。此外，采用电解抛光、化学抛光或者通过高温退火的热腐蚀等使表面形成镜面、然后蒸镀TiN、Si3N4等张力被膜的方法，电镀铬的方法，涂布铝溶胶的方法等，可以赋予钢板以张力，大幅度降低铁损。在使用抑制剂的电工钢板的场合，为了使表面形成镜面，必须采用除去镁橄榄石被膜的工艺或者使用特殊的退火分离剂使之不形成镁橄榄石的技术。而在本发明中，可以容易地制得没有镁橄榄石的制品，因此可以以较低的成本降低铁损。为了进一步改善铁损，使钢板表面上产生张力被膜是有效的。为此目的，可以采用由2种以上被膜构成的多层膜结构。另外，还可根据用途涂布将树脂等混合而形成的涂层。
此外，为了获得良好的铁损，可以采用磁畴细分化技术。可以采用的磁畴细分化方法有：特公昭57-2252中公开的向制品钢板上照射脉冲激光的方法；特开昭62-96617中公开的向制品钢板上喷射等离子弧焰的方法；以及特公平3-69968中公开的在脱碳退火之前利用腐蚀产生细沟的方法等。
另外，希望在粗大的二次再结晶晶粒内部残留有微细的晶粒。
下面说明调查采用不使用抑制剂的晶粒取向电工钢板制造方法改善制品铁损时有益的二次再结晶组织的实验。
用连续铸造法制造含有C：0.070％(重量)、Si：3.22％(重量)、Mn：0.070％(重量)，Al、N、O分别限制为Al：30ppm、N：10ppm、O：15ppm，并且其它杂质元素分别限制为30ppm以下的钢板坯，加热至1100℃后热轧成2.6mm厚。接着，在氮气氛中及1000℃下进行热轧板退火1分钟，快速冷却，然后冷轧成0.35mm的最终板厚。随后，在氢：75％、氮：25％、露点：65℃的气氛中和840℃温度下脱碳退火120秒，将钢中的C量减少到0.0020％(重量)。然后，涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。改变升温速度和到达温度，在氮气氛中进行最终成品退火。图6中示出对于制品板的铁损与最终成品退火的最高到达温度的关系调查的结果。
由图6可以看出，最高到达温度在1100℃以下时得到了良好的铁损。
另外，本发明人对二次再结晶晶粒中存在的超细晶粒的存在频度与磁性能的关系进行了调查。图7中示出在上述实验中制品板的铁损与二次再结晶晶粒中存在的粒径为0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒的存在频度的关系。由图中可以看出，粗大的二次再结晶晶粒中存在的粒径为0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒的个数在3个/mm2-200个/mm2、特别是5个/mm2-100个/mm2的范围时，可以得到良好的铁损。
另外，还可以看出，在最终成品退火的到达温度在1120℃以下的场合可以实现上述超细晶粒的配置。其原因据认为是，最终成品退火温度超过1120℃时，粒径在0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒被粗大的二次再结晶晶粒所蚕食。
通过在粗大的二次再结晶晶粒内部残留一些细小晶粒可以获得较低的铁损，其原因尚不十分清楚，本发明人认为可能是由于下列原因。即，粗大的二次再结晶晶粒内部残留有细小的晶粒时，在粗大的二次再结晶晶粒与细小的晶粒的晶界上产生磁极，使磁畴细分化，从而可以降低铁损。本发明中的粒径在0.03-0.30mm范围的超细晶粒，与粒径超过0.30mm的晶粒相比，不阻断磁通量的流动，可以产生磁极。因此，不降低磁通密度，可以改善铁损。
制品钢板的晶粒直径，以投影面积当量直径计粒径1mm以下的晶粒除外而计算得到的平均晶粒粒径(投影面积当量直径)最好是在3mm以上。
这是因为，晶粒直径不到3mm时，磁通密度降低。粒径的上限对于铁损特性没有影响，因此不作特别限定。
设每单位面积(S)的晶粒个数为n，所述的投影面积当量直径(D)可以按下式求出：
             D＝2(S/nπ)1/2
在规定晶粒直径时将粒径1mm以下的晶粒除外的原因，是因为这样的细小晶粒的个数比通常的1mm以上的二次再结晶晶粒多得多，如果连这些细小晶粒都包括在内，平均粒径的数值将会有很大变动。
另外，希望在板厚方向的断面上存在的粒径为0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒为3个/mm2以上、200个/mm2以下。
细小晶粒的粒径小于0.03mm时，产生磁极的效果不足，因而铁损没有改善；反之，粒径超过0.30mm时，磁通密度降低。因此将细小晶粒的粒径限制在0.03mm以上、0.30mm以下。此外，如图7所示，这样的细小晶粒的存在频度少于3个/mm2时，磁极的生成量较少，因而铁损的改善不充分；反之，超过200个/mm2时，磁通密度低下。因此，其存在频度限制在3个/mm2以上、200个/mm2以下。特别优选的存在频度是5个/mm2以上、100个/mm2以下。
为了获得高的磁通密度，最好是在最终成品退火中、至少850℃以上到二次再结晶结束为止的温度区间内，升温时使钢板中形成1.0℃/cm以上、10℃/cm以下的温度梯度。
下面说明调查采用不使用抑制剂的晶粒取向电工钢板制造方法改善制品铁损时的适宜的成品退火条件的实验。
用连续铸造法制造含有C：0.070％(重量)、Si：3.22％(重量)、Mn：0.070％(重量)和Al：0.0030％(重量)作为基本成分，相对于这些基本成分还含有Se：5ppm、S：6ppm、N：5ppm和O：15ppm的板坯。加热至1100℃，然后热轧成2.6mm的板厚。将该热轧板在1000℃下及氮气氛中均热1分钟后急冷，然后冷轧成0.34mm的最终板厚。在氢：75％、氮：25％和露点65℃的气氛中及840℃下均热120秒进行脱碳退火，使C降低到0.0020％(重量)。然后，涂布退火分离剂MgO，在氢气氛中进行最终成品退火，调查最终成品退火对于磁通密度的影响。
首先进行在最终成品退火中不产生温度梯度，以20℃/小时升温的实验。此时，二次再结晶在900℃开始，在1030℃结束。该实验得到的制品的磁通密度B8＝1.883T。
接下来，进行以20℃/小时的速度升温至1050℃、形成各种温度梯度的最终成品退火。该退火采用下述二种方法进行。一种方法是，使试样的一端升温至二次再结晶开始温度区域的900℃，使试样中产生温度梯度，保持该温度梯度，以20℃/小时的速度开始升温。另一种方法是，将试样的一端升温至开始二次再结晶的温度以下的850℃，使试样中产生温度梯度，保持该温度梯度，以20℃/小时的速度升温。
图8中示出温度梯度对于磁通密度的影响。由图8可以看出，随着温度梯度和产生温度梯度的温度区间的不同，磁通密度变化很大。即，在从二次再结晶温度以下的850℃开始产生温度梯度的方法中，温度梯度在1.5-10℃/cm的范围时可以得到高的磁通密度，而在从开始二次再结晶的温度900℃开始产生温度梯度的方法中，只得到了与不存在温度梯度的均热退火的场合同等的磁通密度。
开始产生温度梯度的温度超过850℃的场合，或者在二次再结晶结束前停止形成温度梯度的场合，磁通密度低下。因此，至少应当在850℃以上到二次再结晶完了的温度区间形成温度梯度。另外，开始形成温度梯度的下限温度对磁通密度没有影响，因此从常温开始形成温度梯度也是可以的。但是，在至少850℃以上到二次再结晶完了的温度范围内必须持续不断地形成温度梯度。另外，在产生温度梯度的温度区间内的升温速度超过50℃/小时时，产生取向差的二次再结晶晶粒，磁通密度降低。因此，升温速度应在50℃/小时以下。在钢板上产生的温度梯度的方向可以是任意的。温度梯度在1.0℃/cm以上、10℃/cm以下的范围内即可，不要求是一定的。作为产生温度梯度的方法，推荐采用使板卷在炉温形成梯度的退火炉内移动的方法，或者板卷本身固定不动，控制各加热区的炉温进行升温的方法等。
在特公昭58-50925中公开了在一次再结晶区域与二次再结晶区域的边界上产生温度梯度、与此同时进行二次再结晶的技术。该技术是，在一次再结晶区域与二次再结晶区域的边界区域中形成温度梯度，利用温度梯度使在高温下形核的二次再结晶晶粒向低温一侧长大的技术。在该技术中，即使在二次再结晶开始前的一次再结晶组织的状态下，也产生温度梯度，在二次再结晶完了为止一面形成温度梯度一面升温。但是，对于不使用抑制剂的成分系采用该方法时，二次再结晶晶粒容易长大而变得粗大，磁通密度未必能提高。相比之下，将本发明的在二次再结晶开始之前的一次再结晶组织的状态下形成温度梯度，保持该温度梯度进行升温的方法用于不使用抑制剂的成分系时，磁通密度提高了。在不使用抑制剂的场合，二次再结晶开始温度以下的晶粒长大容易进行，在二次再结晶晶粒生核之前的阶段产生很大的组织变化。此时如果有温度梯度存在，由于晶粒长大而进行适当的组织变化，从而使磁通密度提高。另外，二次再结晶结束的温度随着工艺条件而有一些变化，推荐采用900-1050℃的范围。
【实施例】
实施例1
用连续铸造法制造表1中所示成分的钢坯，将各钢坯在1050℃加热20分钟，热轧成2.5mm厚的热轧板。然后，在1000℃、60秒的条件下进行热轧板退火，随后冷轧成0.34mm的最终板厚。接着，在氢：75％、氮：25％、露点：60℃的气氛中及830℃温度下脱碳退火120秒，使钢中的C减少到0.0020％(重量)。然后涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。为了进行比较，使用硼砂作为退火分离剂的一部分。最终成品退火是在表2所示的气氛中、以15℃/小时的速度加热至1050℃。
在上述制造过程中，在带有被膜的情况下分析最终成品退火前的钢板，调查Al、B、V、Nb、Se和S量。测定最终成品退火后的钢板的磁通密度B8和铁损W17/50。在最终成品退火过程中，在850℃、900℃、950℃各温度下从板卷的外卷部切取试样，分析钢中的氮含量。
此外，在带有氧化被膜的情况下分析最终成品退火后的钢板，调查Al、B、V、Nb、Se和S量。所得到的结果经整理后示于表2中。
由表2可以看出，如同本发明的钢No.1-11那样，凡是符合下列情况者，全都可以得到具有良好磁性能的制品。即，使用不含有抑制剂成分并且钢中的O量控制在30ppm以下的钢坯，最终成品退火之前的带有氧化被膜的钢板中的Al含量减少到100ppm以下，B、V、Nb、Se、P和N量分别减少到50ppm以下，同时，在最终成品退火中、850-950℃温度范围内的氮量控制在6-80ppm范围内。
实施例2
用直接铸造法制造含有C：7ppm、Si：3.4％(重量)、Mn：0.15％(重量)、N：29ppm、O：10ppm、Al：19ppm、B：3ppm、V：10ppm、Nb：20ppm、Se：10ppm、S：10ppm，余量基本由Fe组成的板厚为4.5mm的薄板坯。然后冷轧成0.90mm的最终板厚。
分析最终成品退火前的冷轧板中的Al、B、V、Nb、Se、S和N量，各元素都减少到50ppm以下。
涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后进行最终成品退火。最终成品退火是在表3所示的气氛中以15℃/小时的速度加热至950℃。测定所得到的晶粒取向电工钢板的磁通密度B8和最大导磁率μmax。另外，在最终成品退火中，在850℃、900℃、950℃温度下从板卷的外卷部上切取试样，分析钢中的氮量，结果示于表3中。
如表3中的No.1-4所示，使用降低C含量并且不含有抑制剂成分的高纯度成分系的薄板坯作为原料时，即使省略脱碳退火，通过将最终成品退火前的带有氧化被膜的钢板中的Al、B、V、Nb、Se、S和N量分别减少到50ppm以下，并且在最终成品退火中将850-950℃温度范围内的氮量控制在6-80ppm范围内，仍然可以得到具有高导磁率的制品。
实施例3
用连续铸造法制造表4中所示成分的钢坯，将各钢坯在1250℃加热20分钟，热轧成2.8mm厚的热轧板。然后，在1000℃、60秒的条件下进行热轧板退火，随后冷轧成0.29mm的最终板厚。接着，在氢：75％、氮：25％、露点：40℃的气氛中及850℃温度下脱碳退火120秒，使钢中的C减少到0.0020％(重量)。然后涂布以表5中所示的成分为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。最终成品退火是在氮：50％、氢：50％的混合气氛中、以20℃/小时的速度升温至1100℃，在该温度下及氢气氛中保持5小时。
对所得到的各制品钢板测定磁通密度B8和铁损W17/50。另外，在带有被膜的情况下对最终成品退火后的钢板进行成分分析，调查Al、B、Se和S量，所得结果一并示于表5中。
由该表可以看出，采用本发明，在将最终成品退火后的带有被膜的电工钢板中的Al、B、Se和S量分别减少到20ppm以下的场合，可以得到具有良好铁损的制品。
实施例4
用连续铸造法制造表6中所示成分的钢坯，将各钢坯在1100℃加热20分钟，热轧成2.4mm厚的热轧板。然后，冷轧成1.8mm的中间厚度，随后在1100℃下中间退火30秒，然后在200℃下轧制成0.22mm的最终板厚。接着，在氢：75％、氮：25％、露点：60℃的气氛中及880℃温度下脱碳退火100秒，使钢中的C减少到0.0020％(重量)。然后涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。最终成品退火是在氮：50％、氢：50％的混合气氛中、以20℃/小时的速度升温至1100℃。最终成品退火后涂布含有50％胶体二氧化硅的磷酸镁，在800℃下进行平面化退火兼烘烤2分钟。烘烤后在与轧制方向成直角的方向上，以15mm的间隔照射脉冲激光，进行磁畴细分化处理。
对所得到的各制品钢板测定磁通密度B8和铁损W17/50。另外，在带有被膜的情况下对最终成品退火后的钢板进行成分分析，调查Al、B、Se和S量，所得结果一并示于表6中。
如表6所示，在将最终成品退火后的带有被膜的电工钢板中的Al、B、Se和S量分别减少到20ppm以下的场合，可以得到具有良好铁损的制品。
实施例5
用连续铸造法制造含有C：0.005％(重量)、Si：3.45％(重量)、Mn：0.15％(重量)、Ni：0.30％(重量)、Al：50ppm、N：15ppm和O：10ppm，余量基本由Fe组成的钢坯，在1050℃加热20分钟后热轧成2.5mm厚的热轧板。接着在1000℃、60秒的条件下进行热轧板退火，然后冷轧成0.34mm的最终板厚。接着，在氢：75％、氮：25％、露点：40℃的气氛中及900℃温度下脱碳退火10秒，使钢中的C减少到0.0020％(重量)，涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。最终成品退火是按表7所示的条件进行。
对所得到的各制品钢板测定磁通密度B8和铁损W17/50。另外，对将粒径：1mm以下的晶粒除外计算的二次再结晶晶粒的平均粒径和板厚方向断面上存在的粒径0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒的存在频度进行了调查，所得结果一并示于表7中。
由表7可以看出，二次再结晶晶粒的平均晶粒直径(投影面积当量直径)是3mm以上并且板厚方向断面上的粒径为0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒的存在频度在5个/mm2以上、100个/mm2以下的范围时，得到了良好的铁损特性。
实施例6
用连续铸造法制造含有C：40ppm、Si：3.23％(重量)、Mn：0.20％(重量)、Al：0.0030％(重量)、Se：5ppm、S：6ppm、N：13ppm和O：12ppm，余量基本上由Fe构成的板坯。将该板坯在1050℃加热20分钟，热轧成2.5mm厚。然后在1000℃下进行热轧板退火60秒，随后冷轧成0.34mm的最终板厚。接着，在氢75％、氮25％和露点60℃的气氛中及830℃温度下均热20秒，进行脱碳退火，使C降低到10ppm，然后涂布退火分离剂MgO，进行最终成品退火。最终成品退火是按表8中所示的条件在板卷的上下方向上产生温度梯度，升温至1050℃。对所得到的钢板测定磁通密度B8和铁损W17/50，结果一并示于表8中。
由表8可以看出，使用将Se、S、N和O量分别减少到30ppm以下的、不使用抑制剂的成分系的板坯，在最终成品退火中的850-1050℃的温度范围形成1.0-10℃/cm的温度梯度，可以得到高磁通密度的制品。
实施例7
将表9所示成分的板坯，不经过再加热直接热轧，加工成4.0mm厚，然后按表9所示的条件进行热轧板退火，再冷轧成1.8mm厚，在950℃下均热60秒进行中间退火。冷轧成0.22mm的最终板厚，然后在氢75％、氮25％和露点60℃的气氛中及830℃下均热120秒进行脱碳退火，使C降低到0.0020％(重量)，在钢板表面上涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，进行最终成品退火。最终成品退火是在800℃以上的温度区间、在板卷的上下方向上形成2.5℃/cm的温度梯度，以15℃/小时的速度、在氮25％和氢75％的混合气氛中加热至1000℃后结束。对所得到的钢板测定磁通密度B8和铁损W17/50。结果一并示于表9中。
由表9可以看出，在进行了中间退火的场合，使用将Se、S、N和O减少到30ppm以下、不使用抑制剂的高纯度成分系的板坯，在800-1000℃温度范围中形成温度梯度进行最终成品退火，也可以得到高磁通密度的制品。
发明的效果
按照本发明，使用不含有抑制剂成分的高纯度成分系的钢坯，将最终成品退火前的带有氧化被膜的钢板中的Al含量减少到100ppm以下，B、V、Nb、Se、S和N量分别减少到50ppm以下，同时在最终成品退火中将850-950℃温度范围中的氮量控制在6-80ppm范围，可以得到具有良好磁性能的制品。另外，为了得到更好的铁损特性，优选的是，晶粒组织为，以投影面积当量直径计将粒径在1mm以下的晶粒除外计算的平均晶粒粒径(投影面积当量直径)3mm以上并且板厚方向断面的粒径在0.03mm以上、0.30mm以下的超细晶粒存在频度为3个/mm2以上、200个/mm2以下，或者，在成品退火中使钢板产生温度梯度。
另外，采用本发明，不需要进行板坯的高温加热和去除杂质的高温纯化退火，因而经济效益极大。而且，本发明在不需要镁橄榄石被膜的用途，使用不含有C的原料，可以省略脱碳退火。
表1
  No.                                                               板坯的化学成分(wt％)
    C     Si     Mn     Nppm     Oppm     Alppm     Bppm     Vppm     Nbppm     Seppm     Sppm      Ni     Sn     Sb      Cu     Mo     Cr
  1   0.076     3.2     0.17     5     24     10     3     20     20     20     15     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  2   0.071     3.3     0.13     11     8     8     2     20     10     20     4     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  3   0.042     3.2     0.01     40     35     32     4     30     20     10     11     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  4   0.003     3.3     0.15     21     21     75     16     20     10     20     15     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  5   0.040     3.9     1.41     32     20     45     4     10     20     10     9     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  6   0.095     3.5     0.17     35     11     31     9     40     20     10     11     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  7   0.065     3.6     0.15     9     14     21     2     10     10     10     5     0.05     0.01     微量     0.01     微量     微量
  8   0.055     3.1     0.14     21     19     11     2     10     10     10     8     0.01     0.05     微量     0.01     微量     微量
  9   0.069     3.6     0.16     21     14     11     2     10     10     10     9     0.01     0.01     0.05     0.01     微量     微量
  10   0.075     3.5     0.12     31     14     11     2     10     10     10     5     0.01     0.01     0.01     0.05     微量     微量
  11   0.045     3.3     0.18     30     10     9     3     10     10     10     5     0.01     0.01     微量     0.01     0.05     微量
  12   0.052     3.3     0.18     15     34     9     5     20     20     20     6     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  13   0.031     3.4     0.16     80     22     22     8     20     30     10     7     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  14   0.074     3.3     0.15     39     24     130     5     30     40     10     16     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
15 0.068 3.3 0.15 33 23 170 2 20 10 10 6 0.01 0.01 微量 0.01 微量 微量
  16   0.083     3.4     0.24     33     16     10     60     30     10     10     8     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  17   0.043     3.3     0.17     24     38     18     7     100     10     10     6     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  18   0.033     3.2     0.16     39     22     8     11     30     70     10     14     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  19   0.065     3.1     0.07     43     16     22     3     20     20     140     15     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  20   0.054     3.3     0.07     9     13     14     5     20     30     20     11     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  21   0.055     3.4     0.19     17     25     43     7     30     20     10     4     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  22   0.040     3.3     0.17     21     64     15     7     30     30     10     6     0.01     0.01     微量     0.01     微量     微量
  23   0.028     3.1     0.25     24     11     95     3     10     20     10     13     0.01     0.01     微量     0.01     微量     0.30
[表2]
    No. 在最终成品退火之前和之后Al、B、V、Nb、Se和S的含量(仅超过50ppm) 退火分离剂 最终成品退火过程中气氛中的氮浓度(％)     最终成品退火中钢中的氮含量(wtppm)  磁通密度B8(T)    铁损W17/50(w/kg)       备注
之前(wt ppm) 之后(wt ppm)     850℃    900℃   950℃
    1   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     25     48     49     1.88     1.21     发明实施例
    2   全部＜50   全部＜50   氧化镁     40     16     25     13     1.86     1.23     发明实施例
    3   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     38     35     30     1.89     1.21     发明实施例
    4   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     35     45     43     1.84     1.30     发明实施例
    5   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     46     60     70     1.79     1.27     发明实施例
    6   全部＜50   全部＜50   氧化镁     0     65     53     32     1.87     1.20     发明实施例
    7   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     23     28     31     1.90     1.18     发明实施例
    8   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     33     48     43     1.84     1.15     发明实施例
    9   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     23     38     45     1.87     1.15     发明实施例
    10   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     43     39     42     1.85     1.16     发明实施例
    11   全部＜50   全部＜50   氧化镁     25     33     38     41     1.85     1.15     发明实施例
    12   全部＜50   全部＜50   氧化镁     0     13     3     3     1.51     3.89     比较例
    13   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     91     106     110     1.71     1.59     比较例
    14   Al：120   Al：100   氧化镁     100     53     74     85     1.49     4.03     比较例
    15   Al：140   Al：120   氧化镁     100     93     109     139     1.43     4.23     比较例
    16   B：60   B：60   氧化镁     100     64     78     103     1.45     4.09     比较例
    17   V：100   V：90   氧化镁     100     75     88     109     1.51     3.89     比较例
    18   Nb：70   Nb：70   氧化镁     100     45     56     76     1.56     3.56     比较例
    19   Se：140   Se：130   氧化镁     100     43     45     55     1.65     3.02     比较例
    20   S：120   S：120   氧化镁     100     9     54     65     1.63     3.13     比较例
    21   全部＜50   B：80   硼砂     100     39     44     56     1.75     1.93     比较例
    22   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     44     50     45     1.69     2.35     比较例
    23   全部＜50   全部＜50   氧化镁     100     29     41     38     1.84     1.18     发明实施例
[表3]
Figure C9912543500261
[表4]
  No.                                              钢坯的化学成分
    C(wtppm)      Si(wt％)      Mn(wt％)      Ni(wt％)     O(wtppm)     N(wtppm)     Al(wtppm)      B(wtppm)    Se(wtppm)     S(wtppm)
    1     300     3.23     0.12     0.01     17     11     23     微量   微量     13
    2     30     3.47     0.15     0.01     15     9     50     微量   微量     8
    3     730     3.77     0.25     0.01     10     11     15     微量   微量     7
    4     330     3.01     0.92     0.01     19     10     13     微量   微量     10
    5     190     3.31     0.13     0.01     13     25     33     微量   微量     10
    6     310     3.33     0.10     0.01     19     80     230     微量   微量     230
    7     370     3.25     0.07     0.01     19     30     12     微量   180     21
    8     410     3.41     0.12     0.01     19     70     10     73   微量     11
    9     510     3.34     0.10     0.01     19     66     190     微量   微量     13
    10     10     3.44     0.14     0.01     29     10     21     微量   微量     10
    11     30     3.21     0.12     0.01     19     21     30     微量   微量     5
[表5]
    No. 退火分离剂的主要成分           最终成品退火后的分析值     铁损W17/50(w/kg)   磁通密度B8(T)     备注
Al B Se S
    1     MgO     8     微量     微量     11     1.11     1.89   发明实施例
    2     MgO     15     微量     微量     6     1.13     1.87   发明实施例
    3     MgO     6     微量     微量     5     1.13     1.87   发明实施例
    4     MgO     8     微量     微量     9     1.15     1.87   发明实施例
    5     MgO     4     微量     微量     10     1.08     1.90   发明实施例
    6     MgO     110     微量     微量     80     1.28     1.89   比较例
    7     MgO     10     微量     70     9     1.35     1.87   比较例
    8     MgO     5     55     微量     8     1.27     1.86   比较例
    9     MgO     10     微量     微量     7     1.38     1.86   比较例
    10     Al2O3     70     微量     微量     10     1.48     1.87   比较例
    11     MgO·Al2O4     80     微量     微量     5     1.41     1.87   比较例
[表6]
   No     钢坯的化学成分   最终成品退火后的分析值    铁损W17/50(w/kg)     磁通密度B8(T)     备注
     C(wtppm)      Si(wt％)     Mn(wt％)      Ni(wt％)     O(wtppm)     N(wtppm)     Al(wtppm)   B(wtppm)     Se(wtppm)     S(wtppm)     Al     B     Se     S
    1     580     3.33     0.12     0.40     13     9     23   微量     微量     19     7     微量     微量     10     0.70     1.93     发明实施例
    2     30     3.57     0.15     0.33     15     9     63   微量     微量     9     5     微量     微量     5     0.71     1.92     发明实施例
    3     730     3.47     0.25     0.21     9     11     15   微量     微量     13     3     微量     微量     5     0.71     1.92     发明实施例
    4     330     3.31     0.92     0.01     19     10     13   微量     微量     16     4     微量     微量     6     0.73     1.91     发明实施例
    5     390     3.31     0.13     0.01     13     85     220   微量     微量     11     105     微量     微量     5     0.79     1.91     比较例
[表7]
   No.               最终成品退火条件   制品钢板二次再结晶晶粒     制品钢板的磁性能     备注
 加热速度(℃/h)   退火气氛 最高到达温度(℃) 平均晶粒度 细晶粒的数目(个/mm2)   磁通密度(T)     铁损(w/kg)
    1     10   N2＝100％     1025     26     12.3     1.90     1.15   发明实施例
    2     20   N2＝100％     1030     33     32.4     1.89     1.19   发明实施例
    3     5   N2＝100％     1000     9     62.5     1.88     1.19   发明实施例
    4     10   N2＝50％H2＝50％     1100     11     22.3     1.90     1.16   发明实施例
    5     10   N2＝50％Ar＝50％     1020     33     5.3     1.90     1.18   发明实施例
    6     10   H2＝100％     1020     19     72.3     1.88     1.19   发明实施例
    7     10   Ar＝100％     1040     20     12.9     1.89     1.18   发明实施例
    8     10   N2＝100％     1050     23     29.5     1.90     1.14   发明实施例
    9     10   N2＝100％     1020     25     82.3     1.88     1.19   发明实施例
    10     3   H2＝100％     1130     2     222.0     1.82     1.65   比较例
    11     50   N2＝100％     1150     53     1.5     1.85     1.55   比较例
[表8]
产生温度梯度时的起始温度(℃)   温度梯度(℃/cm)  加热速度(℃/h)    磁通密度B8(T)     铁损W17/50(w/kg)     备注
    1     850     1.0     15     1.955     1.16   发明实施例
    2     850     2.0     25     1.974     1.10   发明实施例
    3     850     5.0     15     1.965     1.15   发明实施例
    4     850     8.0     25     1.954     1.19   发明实施例
    5     850     2.0     20     1.970     1.13   发明实施例
    6     850     2.0     5     1.985     1.06   发明实施例
    7     850     2.0     3.5     1.975     1.13   发明实施例
    8     900     2.0     5     1.885     1.36   比较例
    9     850     0.5     15     1.880     1.38   比较例
    10     900     12.0     5     1.875     1.39   比较例
[表9]
   钢序号               钢水化学成分(wt％)(对于0，N，Al和Se是wtppm)   磁通密度B8(T)    铁损W17/50(W/Kg)     备注
C Si Mn Ni Sn Sb Cu Mo Cr O N Al Se S
    1     520   3.35     0.12   0.30   微量     微量   微量     微量   微量     12     10     35     微量     18     1.99     0.79     发明实施例
    2     340   3.52     0.13   0.13   微量     微量   微量     微量   微量     13     15     43     微量     8     1.98     0.80     发明实施例
    3     630   3.57     0.25   微量   微量     微量   微量     微量   微量     13     13     21     微量     15     1.97     0.82     发明实施例
    4     30   3.42     0.25   微量   0.03     微量   微量     微量   微量     12     12     39     微量     17     1.96     0.77     发明实施例
    5     30   2.17     0.20   微量   微量     0.03   微量     微量   微量     11     11     13     微量     10     1.96     0.78     发明实施例
    6     520   3.22     0.02   微量   微量     微量   0.03     微量   微量     19     8     79     微量     13     1.97     0.80     发明实施例
    7     430   3.59     0.35   微量   微量     微量   微量     0.03   微量     10     10     15     微量     11     1.96     0.80     发明实施例
    8     330   3.35     0.05   微量   微量     微量   微量     微量   0.21     9     11     15     微量     13     1.96     0.80     发明实施例
    9     430   3.33     0.90   微量   微量     微量   微量     微量   微量     19     20     153     微量     16     1.70     1.59     比较例
    10     520   3.23     0.13   微量   微量     微量   微量     微量   微量     13     15     20     85     11     1.61     1.80     比较例
    11     420   3.36     0.13   微量   微量     微量   微量     微量   微量     10     19     24     微量     81     1.61     1.85     比较例
    12     530   3.30     0.10   微量   微量     微量   微量     微量   微量     15     64     21     微量     15     1.73     1.78     比较例
    13     350   3.20     0.08   微量   微量     微量   微量     微量   微量     54     14     23     微量     18     1.70     1.83     比较例

Claims (10)

1.晶粒取向的电工钢板的制备方法，该方法包括下列一系列工艺步骤：热轧含有0.12重量％或以下的碳、1.0-8.0重量％的硅、0.005-3.0重量％的锰的钢板，然后任选对所得的热轧板进行退火，对所得的板进行一次或包括中间退火的2次或多次冷轧而得到最后板厚，任选进行脱碳退火，任选涂布退火分离剂，然后进行最后退火，其特征在于：
(1)钢板中的氧含量被限制在30ppm或以下；
(2)最后退火前，含氧化物被膜的整个钢板的至少少量的杂质中，Al含量被限制在100ppm或以下，B、V、Nb、Se、S和N含量各自被限制在50ppm或以下；
(3)最后退火期间，至少在850-950℃的温度范围内，钢中的N含量被限制在6-80ppm的范围。
2.权利要求1的制备方法，其特征在于，在最后退火期间，控制钢中N含量的步骤包括下列一种或多种操作：
(a)最后退火期间，至少在850-950℃的温度范围内，增加环境气氛中的氮分压；
(b)在退火分离剂中加入氮化促进剂。
3.权利要求1的制备方法，其特征在于，最后退火中的最高温度为1120℃或以下。
4.权利要求1的制备方法，其特征在于，至少在最后退火中的850℃至完成第二次再结晶的温度范围中，赋予钢板1.0℃/cm至10℃/cm的温度梯度并以50℃/小时或以下的速度升温。
5.权利要求1的制备方法，其特征在于，在铸造后不需要加热，直接对钢板进行热轧。
6.权利要求1的制备方法，其特征在于，用通过直接浇铸法由钢水制得的、厚度为100mm或以下的、薄的铸片进行热轧，或者其中薄的铸片被用作热轧钢板材料。
7.权利要求1的制备方法，其特征在于，钢板的组成中还含有选自下述的一种或多种成分：
Ni：0.005-1.50重量％；
Sn：0.02-0.50重量％；
Sb：0.01-0.50重量％；
Cu：0.01-0.50重量％；
Mo：0.01-0.50重量％；和
Cr：0.01-0.50重量％。
8.铁损耗很低的晶粒取向的电工钢板，其特征在于，该钢板的组成中含有1.0-8.0重量％的硅，且钢板表面含有的氧化物被膜主要包括镁橄榄石，其中含有该氧化物被膜的整个钢板中Al、B、Se和S的含量各自为50ppm或以下。
9.权利要求8的钢板，其特征在于，晶粒组织中，排除转化成圆形直径后的粒径为1mm或以下的细微粒子，计算得到的转化成圆形直径后的平均粒径为3mm或以上，其中钢板板厚方向的横断面中粒径为0.03mm或以上和0.30mm或以下的超细晶粒的存在频率为3个/mm2或以上和200个/mm2或以下。
10.权利要求8的钢板，其特征在于，含有所述氧化物被膜的整个钢板中Al、B、Se和S的含量各自为20ppm或以下。
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