CN1180754A - 单取向硅钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

开发了在不进行积极的中间氮化的前提下,就能够稳定有利地制造板坯加热温度和普通钢一样低、而且保持良好的磁性能的单取向硅钢板。板坯中的Al、Se和S的各含量[Al]、[Se]和[S](重量%)满足式(1)和式(2)的两式,并且满足式(3)和式(4)的两式或一式:[Al(重量%)]+(5/9){[Se(重量%)]+2.47[S(重量%)]}≤0.027...(1)[Se(重量%)]+2.47[S(重量%)]≤0.025...(2)0.016≤[Al(重量%)]+(5/9){[Se(重量%)]+2.47[S(重量%)]}...(3)0.010≤[Al(重量%)]...(4)在800℃以上、1000℃以下进行热轧板退火。最好用串列式轧机在100℃以上进行冷轧。

Description

单取向硅钢板的制造方法
本发明涉及单取向硅钢板的制造方法，特别是提供生产效率高且裂纹少、能够稳定地制造保持良好的磁性能的通用的单取向硅钢板的方法。
单取向硅钢板主要作为变压器、其他的电机及电器的铁芯材料使用。作为磁性能，磁通密度、铁损值低等是基本重要的。为此，在单取向硅钢板的一般制造方法中，采用如下的复杂工序，即，将厚100-300mm的板坯加热到比普通钢高的高温后，进行热轧，接着将该热轧板进行1次冷轧或者插入中间退火的2次以上的冷轧，轧成最终板厚，脱碳退火后，涂敷退火分离剂，然后进行以二次再结晶和纯化为目的的成品退火。
也就是说，为了提高磁性能，在成品退火工序中的二次再结晶中，使易磁化轴的<001>轴沿轧制方向趋于一致的{110}<001>位向(所谓高斯取向)的晶粒长大是重要的，正是为了得到由沿这种高斯取向高度一致的二次再结晶组织组成的钢板，才采用上述那样的复杂工序。
为了有效地促进这样的二次再结晶，重要的是，首先使抑制高斯取向以外的一次再结晶成长的称做抑制剂的弥散相以均匀且适当的大小弥散在钢中。这样的抑制剂，使用磁化物、硒化物、氮化物等向钢中的溶解度极小的抑制剂，代表性的是MnS、MnSe、AlN及VN等。
为了使上述的硫化物、硒化物和氮化物的主抑制剂的适当的大小细小地弥散，迄今采用在热轧前的板坯加热时，一旦使抑制剂完全固溶后，在热轧时使其析出的方法。这里，用于使抑制剂充分固溶的板坯加热温度是1400℃左右，比普通钢的板坯加热温度高约200℃。这样高的板坯加热，是充分发挥抑制剂的机能所必须的，但相反导致如下的弊病。
(1)用于进行高温加热的能量消耗率高。
(2)易发生熔融氧化皮，或者板坯易产生下陷。
(3)板坯表层产生过脱碳。
在此，为了解决上述(2)、(3)的问题，开发了单取向硅钢专用的感应加热炉，并正用于实际的板坯加热，但是从节能的观点看，反面留下了与能量增大有关的问题。
为了高生产效率地制造单取向硅钢板，希望实现尽可能节能，为此当务之急是削减板坯加热时的能量。另外，姑且不论高级单取向硅钢板，就是在磁性能为中级程度的通用品中，削减制造成本正成为特别重要的课题，因此，削减板坯加热时的能量(即加热温度的低温化)也具有关系到削减制造成本的优点。
为此，必须实现制造单取向硅钢板时的板坯的低温化，到目前为止许多研究者已进行了很大的努力。关于其成果已有许多报导，例如在特公昭54-24685中已揭示使钢中含有As、Bi、Pb、Sb等晶界偏析元素，作为抑制剂而利用，由此将板坯加热温度限定在1050-1350℃的范围的方法。另外，在特开昭57-158322中公开了降低钢中的Mn量，使Mn/S的比率达到2.5以下，由此实行板坯加热低温化，再通过含有Cu使二次再结晶稳定化的技术。再者，在特开昭57-89433中使用除加Mn外还添加S、Se、Sb、Bi、Pb、Sn、B等元素的板坯，通过在该板坯中组合控制板坯的柱状晶率和二次冷轧压下率，实现1000-1250℃的板坯加热低温化。
这些技术是不利用以向钢中的溶解度极小的AlN作为抑制剂的方针的技术。因此，作为结果，抑制剂的抑制力弱，目前磁性能同样不好，或者存在被称做是研究室规模的技术的问题。
另外，在特开昭59-190324中揭示了在一次再结晶退火时进行周期退火的新技术，但是该技术还停留在研究室规模的制造阶段。
其次，在特开昭59-56522中揭示了以下技术：将Mn规定在0.08-0.45％、S规定在0.007％以下，由此实现板坯加热低温化的方法，在该方法中通过添加Cr谋求二次再结晶稳定化，该技术在特昭59-190325中已有描述。这些技术都是以降低S量，实现板坯加热时的MnS固溶为特征。但是，对于重复大的板坯，存在在横向和纵向上磁性能产生偏差的问题。
另一方面，在特开昭57-207114中揭示了将硅钢的极低碳化(C：0.002-0.010％)和板坯加热低温化组合的技术。这是基于如下思想的技术，即，在板坯加热温度低的场合，在从凝固至热轧期间不经由奥氏体相，对以后的二次再结晶是有利的。像这样C量极低对防止冷轧时的破裂也是有利的，然而为了使二次再结晶稳定化，必须在脱碳退火时进行氮化。
上述的特开昭57-207114的技术公布后，以制造工序中途的氮化作为前提的技术开发已成为主流。例如，在特开昭62-70521中已揭示了特别规定成品退火条件，在成品退火时进行中间氮化，可能实现低温板坯加热的技术，再有，在特开昭62-40315中已提示了在板坯加热时使含有不能固溶量的Al、N；通过中间氮化使抑制剂控制在合适状态的方法。
但是，在上述这样的脱碳退火时施行中间氮化的方法，需要新设备，有成本增加的问题，另外也有成品退火中的氮化难以控制的问题。
本发明要解决的第一个课题是开发在积极的冷轧后不施行退火中间的氮化，就能使板坯加热温度与普通钢一样低，并且能稳定而有利地制造保持良好的磁性能的单取向硅钢板的方法。另外若板坯加热温度降低，则有裂纹的发生频度变高，成品率降低的问题。第二课题就是在板坯加热温降低的场合，防止常常频繁产生的冷轧时的破断。这些在要求成本削减的通用的单取向硅钢板的制造中是特别有利而适宜的。
本发明的要点在于单取向硅钢板的制造方法，在加热硅钢板坯后，进行热轧，接着进行热轧板退火，然后通过1次或者2次以上的冷轧，轧成最终板厚后，进行脱碳退火，接着涂敷退火分离剂后进行成品退火的单取向硅钢板的制造方法中，使板坯中的Al、Se和S的各个含量[Al]、[Se]和[S](重量％)满足下列(1)和式(2)两式，并且满足式(3)和式(4)中的两式或者一式：
[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]}≤0.027
                                                       …(1)
[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]≤0.025                    …(2)
0.016≤[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]}…(3)
0.010≤[Al(重量％)]                                    …(4)
并且将该板坯加热到1260℃以下，以及在800℃以上、1000℃以下进行热轧板退火。
并且是为了减少裂纹的发生频度，使板坯中的[Al](重量％)满足式(5)的单取向硅钢板的制造方法。
[Al(重量)]≤0.02                                       …(5)
另外是制造板坯含有C0.015-0.070重量％和Si2.5-4.5重量％的单取向硅钢板的制造方法，以及用串列式轧机、在100℃以上的温度进行冷轧的制造方法，本方法能稳定地制造单取向硅钢板。
附图的简单说明
图1是表示Al量、Se量和S量与磁性能的关系曲线图。
图2是表示Al量、Se量和S量与磁性能的关系曲线图。
图3是表示Al量、Se量和S量与磁性能的关系曲线图。
图4是表示在实验中使用的钢板坯的Al量、Se量和S量的曲线图。
图5是表示冷轧时的轧制温度与磁性能的关系曲线图。
图6是表示在实施例中使用的钢板坯的Al量、Se量和S量的曲线图。
图7是表示钢中Al含量与冷轧时的裂纹发生频度的关系曲线图。
以下具体地说明本发明的解决经过。
在谋求单取向硅钢板坯的加热温度的低温化时，迄今已进行许多在板坯加热时使AlN、MnS、MnSe能充分固溶，减少抑制剂成分的尝试。但是，在减少MnSe、MnS的场合，制造工序中途的氮化是必须条件。这里，发明人考虑，通过变化热轧板退火条件，即使将作为抑制剂的AlN、MnS、MnSe减少某种程度，能否防碍磁性能下降，为此进行了以下试验。
作为抑制剂，以AlN、MnSe、MnS为主，大量变化硅钢板坯的抑制剂成分的含量。关于含量曾试验过将过去分别进行控制的硫化物、硒化物系的抑制剂(主要是MnS、MnSe)和氮化物系的抑制剂(主要是AlN)同时进行控制。将厚度是200mm-260mm的板坯加热到和普通钢一样的1200℃后，热轧至2.3mm，接着照(a)750℃×1分、(b)900℃×1分、(c)1050℃×1分的3种变化热轧板退火条件对热轧板进行退火后，冷轧至0.35mm，进行脱碳退火，涂敷退火分离剂，进行最终成品退火。测定如此得到的钢板的磁通密度，其结果示于图1-3中。图1是热轧板退火条件是(a)的750℃×1分时的测定结果，图2是热轧板退火条件是(b)的900℃×1分时的测定结果，而图3是热轧板退火条件是(c)的1050℃×1分时的测定结果。
在图中，在横轴记录板坯的Al含量，考虑属于同一6B族元素的Se和S的原子量不同(Se/S＝2.47)，在纵轴记录板坯的Se和S的含量含在一起的值。本发明人的新发现是，在控制作为抑制剂而利用的Al、Se、S的量时，想以这样的视点求出合适的范围。
从图1-3可知，在热轧板退火条件是(a)的750℃×1分和(c)的1050℃×1分时，在大部分的钢种，B8是1.80T以下，是1.85T以上的钢种几乎没有，与此相反，热轧板退火条件是(b)的900℃×1分时，包围在图2所示的多边形ZYVVVU范围的成分系，即，板坯中的Al、Se和S的各个含量[Al]、[Se]和[S](重量％)满足式(1)和(2)的两式，并且满足式(3)和式(4)中的两式或一式时，B8是稳定的，成为1.85T以上。
[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]}≤0.027
                                                   …(1)
[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]≤0.025                …(2)
0.016≤[Al(重量)]+(5/9){[Se(重量)]+2.47[S(重量％)]}…(3)
0.010≤[Al(重量％)]                                …(4)
可是，以上述的4个不等式规定的Al、Se、S量比已有技术实施的Al、Se、S量是处于少的范围。再者，虽然目前已有不减少Al量，而像本发明那样使Se、S少的技术，但是必须中间氮化。而且，为了不减弱抑制剂的抑制力也不减少Al量是迄今的见识。即，据认为，若减弱抑制剂的抑制力，则不产生充分的二次再结晶，或者即使发生二次再结晶，也多成为偏离{110}<001>位向的二次晶粒。但是，像已有技术那样，在脱碳退火时进行中间氮化的方法，需要新设备，有成本增加的问题，另外，成品退火中的氮化存在控制困难的问题。
与这样的以往见识和技术相反，图1-3的试验结果表明，即使不特别进行积极的中间氮化，通过适当地控制Al、Se、S量，使热轧板退火条件合适化，以和普通钢一样的低温板坯加热过程也能制造保持良好的磁性能的单取向硅钢板。
所谓上述的合适的热轧板退火条件，其特征是比通常的单取向硅钢的热轧板退火条件的温度低，而且时间短。这对于削减制造成本是极好的试验结果。另外，减少Al量，与以往认为磁性劣化相反，实际上某种程度的减少，取得了磁性良好的惊人结果。
如上所述，最合适的热轧板退火温度移向低温、短时间侧的理由认为如下。板坯加热温度越低，热轧板组织越细。因此，在Al、Se、S量少，抑制剂能力弱的条件下，当热轧板退火时，表层部的晶粒长大变得活泼，容易形成表层粗大晶粒。该表层粗大晶粒在后来的二次再结晶时阻碍二次再结晶晶粒的长大。因而，为了磁性能，热轧板退火的退火温度需要达到不形成表层粗大晶粒化的程度，比以往降低。另外，若降低板坯加热温度，则热轧板组织变细，因此不需要用于组织均匀化的退火。但是，上述的(a)750℃×1分的热轧板退火，温度过低，抑制剂的细小析出不充分，所以是不合适的。
基于上述认识，为了谋求磁性能的更加改进，本发明人着眼于冷轧温度，调查了轧制温度对产品的碳性能的影响。在该试验中所用板坯的化学组成(重量％)是以下的5种：
(A)Si：3.15、C：0.033、Al：0.014、Se：0.0110、S：0.002
(B)Si：3.08、C：0.052、Al：0.017、Se：0.0070、S：0.001
(C)Si：3.19、C：0.038、Al：0.012、Se：0.0015、S：0.001
(D)Si：2.90、C：0.029、Al：0.025、Se：0.0080、S：0.007
(E)Si：3.26、C：0.041、Al：0.005、Se：0.0060、S：0.002这样的Al量、Se量、S量记录在横轴，在纵轴记录Se和S量进行图示时，相当于图4的位置。这些板坯加热到1200℃后，热轧至2.3mm，进行900℃×1分的热轧板退火后，冷轧至0.35mm厚。该冷轧使用串列式轧机进行，其轧制温度在串列式轧机能实施的范围内变化。然后，进行脱碳退火，接着涂敷退火分离剂后，进行最终成品退火。对如此得到的试料测定磁通密度。其结果示于图5中。
从图5可知，原材料(D)是以串列式轧机能实施范围内的温轧，磁通密度不怎么提高，而原材料(A)、(B)、(C)和(E)进行100℃以上的温轧，磁通密度明显提高。
可是，为了提高磁性能，实施温轧的技术迄今是公知的，认为轧制时的动应变时效、道次间的静应变时效有助于磁性能的提高。这样，从提高轧制温度，促进道次间的时效的观点出发，森吉米尔式多辊轧机比串列式轧机更有利。另一方面，当制造通用的单取向硅钢板时，从削减制造成本的观点看，用串列式轧机进行冷轧比用森吉米尔式多辊轧机进行冷轧更有利。这次，在抑制剂成分按照较少的本发明的成分系中，即使是用串列式轧机容易实施的100℃左右的温轧，也看到磁性能充分提高的惊人效果。这在通用的单取向硅钢板的制造中是划时代的。
关于以像这样较低温度(以串列式轧机能容易实施的100℃左右)的温轧提高磁性能的原因，认为是如下。即，在本发明中使用含有通常程度例如0.0085％(重量)N的板坯，但是，作为AlN，在N量是上述0.0085％(重量)时与N在原子上当量的Al量是0.0164％(重量)。其中，在利用以Al作为主抑制剂的普通单取向硅钢中，与N原子数相比，成为Al原子数大幅度过剩那样的Al量，但是在本发明的成分范围中，Al原子数与N原子数相比是相同程度或者是其以上。因此，与Al不结合而成为游离的N原子变为固溶状态，这促进温轧时的时效。其结果，与仅利用由固溶碳引起时效的高Al材的温轧相比，在本发明中有固溶碳、固溶氮两者的贡献，因此认为即使以较低温度的温轧也提高磁性能。
这样，在本发明中的温轧，由于适用于成为本发明的成分系的板坯，所以即使在串列式轧机能容易实施的100℃左右的温度，也能改善磁性能。
以下说明关于本发明单取向硅钢板的制造方法的限定理由。
首先，说明板坯的成分组成范围的限定理由。
Si：2.5-4.5％(重量)
Si对提高钢的电阻，降低铁损是有用的，为此，必须达到2.5％(重量)以上。但是，当超过4.5％(重量)，则轧制性恶化，因此，以2.5-4.5％(重量)的范围为佳。
C：0.015-0.07％(重量)
C对改善热轧组织，进行二次再结晶是有用的。为此，必须达到至少0.015％(重量)。但是，若过剩地含有C，则产生轧制性恶化、利用脱碳退火去除碳变得困难、使制品的磁性能劣化等不良情况，因此，限定在0.07％(重量)以下。
板坯中的Al、Se和S的各含量[Al]、[Se]和[S](重量％)规定满足式(1)和式(2)的两式的范围，并且满足式(3)和式(4)的两式或一式的范围：
[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量)]}≤0.027…(1)
[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]≤0.025                  …(2)
0.016≤[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量)]}…(3)
0.010≤[Al(重量％)]                                  …(4)
这些成分作为AlN、MnSe、MnS担当抑制剂任务。遍及全工序控制这些抑制剂的析出状况，是单取向硅钢板制造的核心技术，根据工序条件必须将板坯的Al、Se、S的含量控制在合适的范围。本发明基于上述的试验结果，作为得到良好磁性能的范围，规定了限定范围。
另外，本发明人调查了冷轧时的裂纹发生频度与板坯的成分组成的关系。其结果已清楚，裂纹的发生频度与钢中的Al含量存在强烈的关系。图7是表示将Al含量不同、厚200mm的硅钢板坯加热到1200℃后，热轧至2.2mm，在1000℃进行120秒的热轧板退火后，冷轧至0.35mm时的裂纹发生频度的曲线。并且，与迄今已知的和裂纹发生频度强烈相关的Si量、C量分别与Si2.95-3.05％(重量)、C0.029-0.031％(重量)一致。从该图7可知，在Al含量是0.020％(重量)以下的条件下，裂纹的发生频度低。
Mn：0.04-2.0％(重量)
Mn与Se、S形成化合物MnSe、MnS，作为抑制剂起作用，除此之外，对防止热轧时的脆化是有用的，为此目的，必须达到0.04％(重量)以上，但是，若超过2.0％(重量)，则对脱碳带来障碍，因此，以0.04-2.0％(重量)的范围为佳。
N：0.003-0.010％(重量)
N和Al同样是AlN的构成成分，为此，必须是0.003％(重量)以上，但是，若超过0.010％(重量)，则在制品的表面容易发生起泡，因此，以0.003-0.01％(重量)的范围为佳。
再者，不特别限定其他成分，但是作为抑制剂，也可以添加除AlN、MnSe、MnS以外的Cu、Cr、Sb、Nb、Sn等。
下面说明本发明的制造工序。
在最初制造调整为上述合适成分组成范围的板坯时，可以利用连铸进行制造，也可以从钢锭经过开坯进行制造。
接着，将板坯加热到1260℃以下后，进行由粗轧、精轧组成的热轧，轧成热轧板卷。板坯加热温度，从降低能量消耗率、与普通钢一样的目的以及防止大量发生熔融氧化皮的目的出发，达到1260℃以下。再者，近年来，已揭示不进行板坯加热的连铸后直接热轧的方法，但是，该方法在谋求低温板坯加热化的本申请中也能适当地实施。
热轧板卷，为了控制抑制剂的析出状态进行热轧板退火。通过抑制剂在热轧板退火的升温过程中细小地渐出，发挥控制晶粒长大的效果。关于热轧板退火的温度，从试验结果看，作为得到良好磁性能的范围，控制在800℃以上、1000℃以下。之所以控制在800℃以上，是因为在800℃以下时抑制剂的细小析出是不充分的。另一方面，在高于1000℃时，在热轧板退火时表层部的晶粒长大变得活泼，容易生成表层粗大晶粒，该表层粗大晶粒在以后的二次再结晶时，阻碍二次晶粒的长大。因此，热轧板退火温度必须控制在不发生表层粗大化的1000℃以下。
热轧板退火后，进行酸洗，以一次或者夹有中间退火的二次轧制轧成最终板厚。轧机可以是串列式轧机，也可以是森吉米尔式多辊轧机。在用串列式轧机进行冷轧的场合，希望在100℃以上的温度进行轧制。不特别指定轧制温度的上限，但认为只要是用串列式轧机能实施的温度范围。则提高磁性能的效果像高温一样大。不言而喻，即使在以森吉米尔式多辊轧机进行冷轧的场合，若进行温轧，则对磁性能提高也是有效的。但是为了降低制造成本，串列式轧机是有利的。
按照本发明的方法，即使是低温的温轧，也得到磁性能格外改善的效果，因此，即使在串列式轧机上也是容易实施的。
实施例1
化学组成如表1中所示，将由余量为Fe和不可避免的杂质组成的a-m的13种200mm厚的板坯(各板坯的Al、Se、S量相当于图6中所示的位置)在1200℃加热后，热轧至2.2mm厚。这些热轧板在750℃、800℃、850℃、900℃、950℃、1000℃和1050℃的各温度进行保持60秒的热轧板退火后，进行酸洗，用串列式轧机在常温进行冷轧，轧成0.34mm厚，然后在840℃进行保持120秒的脱碳退火。在得到的脱碳退火板上涂敷退火分离剂，进行最终成品退火。制品的磁通量和铁损示于表2中。
在本发明范围内的a-i板坯中，热轧板退火温度是800-1000℃者，作为B8≥1..845T、W17/50≤1.360W/kg的通用品，显示良好的磁性能。
                                表1
板坯记号                    化         学       成        分                重量％或ppm(重量)
  Si(％)   C(ppm)   Al(％)   N(ppm) Mn(％) Se(％)     S(％)     Sb(％)
    a   3.23   485   0.005     85     0.07     0.022     0.001     0.012
    b   3.21   501   0.013     81     0.07     0.020     0.002     0.013
    c   3.19   311   0.015     78     0.07     0.010     0.001     0.010
    d   3.22   502   0.017     90     0.07     0.001     0.001     0.015
    e   3.20   408   0.024     84     0.07     0.001     0.001     0.012
    f   3.20   402   0.007     83     0.08     0.001     0.009     0.013
    g   3.19   295   0.013     86     0.07     0.001     0.009     0.012
    h   3.35   475   0.011     75     0.06     0.002     0.002     0.020
    i   3.09   446   0.011     86     0.08     0.001     0.001     0.021
j 3.19 506 0.005 88 0.07 0.002 0.002 0.013
    k   3.18   298   0.024     81     0.08     0.015     0.001     0.014
    l   3.21   412   0.004     85     0.07     0.010     0.003     0.011
    m   3.21   398   0.019     85     0.08     0.015     0.004     0.012
                                     表2(1)
板坯记号                        热轧板退火温度(℃)
  750   800   850   900   950   1000   1050
    a   1.7131.691    1.851 1.338    1.858 1.319    1.855 1.333    1.850 1.345    1.851 1.346   1.8051.579
    b   1.6121.804    1.849 1.346    1.855 1.346    1.863 1.311    1.870 1.304    1.858 1.313   1.7141.729
    c   1.8011.574    1.835 1.340    1.863 1.315    1.880 1.290    1.869 1.301    1.861 1.309   1.8331.420
    d   1.7851.696    1.855 1.318    1.860 1.288    1.873 1.279    1.878 1.270    1.875 1.272   1.8311.411
    e   1.6471.856    1.850 1.320    1.857 1.305    1.860 1.295    1.865 1.280    1.865 1.286   1.8221.398
    f   1.6991.705    1.853 1.359    1.852 1.349    1.856 1.335    1.858 1.335    1.850 1.351   1.7771.644
    g   1.6691.829    1.851 1.346    1.858 1.331    1.860 1.327    1.853 1.338    1.854 1.340   1.7151.771
    h   1.6501.804    1.850 1.340    1.857 1.325    1.857 1.326    1.863 1.295    1.860 1.302   1.7251.621
    i   1.6441.839    1.852 1.344    1.855 1.327    1.856 1.319    1.863 1.288    1.856 1.310   1.7751.608
冷轧后0.34mm    上行B8(T)   下行W17/50(W/kg)数字下划线者是本发明例，其他是比较例表2(2)
板坯记号                          热轧板退火温度(℃)
 750  800  850   900  950  1000  1050
j 1.7241.845 1.7511.807 1.7331.800 1.7751.796 1.7031.815 1.6151.880 1.5581.921
    k  1.5641.955  1.5811.899  1.6011.881   1.6951.850  1.7141.841  1.7051.847  1.5871.902
    l  1.6351.884  1.7401.801  1.7481.799   1.7301.830  1.6951.859  1.5841.893  1.5841.898
    m  1.5711.890  1.5931.877  1.6601.841   1.6931.792  1.6951.805  1.6791.818  1.6851.826
冷轧后0.34mm      上行B8(T)      下行W17/50(W/kg)数字下划线为本发明例，其他是比较例
实施例2
在以实施例1得到良好磁性能的条件(在表2中属于本发明范围的成分、热轧板退火温度)下，为了进一步提高磁性能，用串列式轧机在120℃的温度进行冷轧。在此板坯记号也对应表1和图6，板坯厚度是200mm，板坯加热温度是1200℃，热轧板的厚度是2.2mm。热轧板退火后，进行酸洗，用串列式轧机轧成0.34mm厚，在840℃进行保持120秒的脱碳退火后，涂覆敷退火分离剂，进行最终成品退火。制品的磁通密度和铁损示于表3中。
比较表3和表1已知，磁性能在B8有0.02-0.04T在W17/50有0.01-0.05W/kg的提高。表3
板坯记号            热轧板退火温度(℃)
  800   850   900   950   1000
    a   1.8841.300   1.8961.291   1.8911.298   1.8851.316   1.8811.309
    b   1.8821.309   1.8961.305   1.9021.276   1.9061.271   1.8981.287
    c   1.8911.301   1.9001.277   1.9211.261   1.9051.275   1.8921.280
    d   1.8881.266   1.8941.251   1.9141.236   1.9131.239   1.9051.245
    e   1.8891.279   1.8931.264   1.8991.253   1.9011.247   1.9051.243
    f   1.8791.324   1.8811.315   1.8951.297   1.8911.299   1.8871.314
    g   1.8841.308   1.8961.291   1.8901.289   1.8891.301   1.8831.306
    h   1.8811.309   1.8951.290   1.8921.285   1.8951.281   1.8881.293
    i   1.8751.291   1.8781.289   1.8871.279   1.8931.276   1.8851.290
冷轧后0.34mm     上行B8(T)轧制温度120℃    下行W17/50(W/kg)   全部本发明
实施例3
表1的13种板坯(板坯厚200mm)在1200℃加热后，热轧至1.6mm，热轧板在750℃、800℃、850℃、900℃、950℃、1000℃和1050℃的各温度进行保持60秒的热轧板退火后，进行酸洗，用串列式轧机在常温冷轧成0.22mm厚，在840℃进行保持120秒的脱碳退火。在得到的脱碳退火板上涂敷退火分离剂。然后进行最终成品退火。制品的磁通密度和铁损示于表4中。
在本发明范围内的a-i板坯中，热轧板退火温度是800-1000℃者，作为B8≥1.845T、W17/50≤1.010w/kg的通用品，显示良好的磁性能。
                                表4(1)
板坯记号                        热轧板退火温度(℃)
   750   800   850   900   950   1000   1050
    a    1.6901.393    1.855 1.001    1.857 0.984    1.860 0.983    1.852 0.995    1.850 0.995   1.7841.254
    b    1.6351.471    1.852 0.999    1.856 0.991    1.861 0.980    1.868 0.970    1.854 0.983   1.6811.394
    c    1.8111.229    1.853 1.004    1.866 0.973    1.878 0.948    1.871 0.960    1.856 0.972   1.8071.231
    d    1.7911.346    1.857 0.971    1.851 0.973    1.875 0.943    1.880 0.936    1.864 0.945   1.8201.068
    e    1.6351.522    1.848 0.981    1.850 0.979    1.857 0.972    1.857 0.974    1.851 0.997   1.8091.088
    f    1.7111.359    1.855 1.007    1.860 1.004    1.866 0.995    1.861 0.996    1.857 1.000   1.7841.289
    g    1.6731.505    1.854 0.996    1.858 0.983    1.858 0.981    1.857 0.985    1.850 0.990   1.7011.495
    h    1.6551.496    1.853 0.992    1.856 0.985    1.860 0.982    1.863 0.979    1.859 0.991   1.7601.308
    i    1.6611.511    1.852 1.002    1.853 0.995    1.859 0.984    1.865 0.976    1.862 0.980   1.7701.298
冷轧后0.22mm       上行B8(T)     下行W17/50(W/kg)数字下划线者是本发明例，其他是比较例表4(2)
板坯记号                        热轧板退火温度(℃)
  750   800   850   900   950   1000   1050
j 1.7181.503 1.7401.481 1.7451.478 1.7851.446 1.7211.496 1.6341.549 1.6031.587
    k   1.5571.617   1.5711.570   1.6151.533   1.7031.499   1.7251.481   1.6971.510   1.5611.622
    l   1.6261.551   1.7111.489   1.7541.463   1.7291.476   1.7021.495   1.6311.550   1.5701.608
    m   1.5251.621   1.5581.607   1.6341.565   1.6881.517   1.6541.531   1.6091.577   1.5481.619
冷轧后0.22mm        上行B8(T)     下行W17/50(W/kg)数字下划线者是本发明例，其他是比较例
实施例4
在以实施例3得到良好磁性能的条件(在表4中属于本发明范围的成分、热轧板退火温度)下，为了进一步提高磁性能，用串列式轧机在120℃的温度进行冷轧。板坯记号对应于表1和图6，板坯厚是200mm，板坯加热温度是1200℃，热轧板厚度是1.6mm。热轧板退火后，进行酸洗，用串列式轧机轧成0.22mm厚，在840℃进行保持120秒的脱碳退火后，涂敷退火分离剂，进行最终成品退火。制品的磁通密度和铁损示于表5中。
比较表5和表4可知，磁性能在B8有0.02-0.04下、在W17/50有0.01-0.04w/kg的提高。表5
板坯记号            热轧板退火温度(℃)
  800   850   900   950   1000
    a   1.8850.964   1.8930.951   1.8970.946   1.8870.959   1.8820.965
    b   1.8800.967   1.8910.956   1.8940.948   1.9050.931   1.8900.950
    c   1.8890.970   1.9030.936   1.9180.911   1.9150.916   1.8950.961
    d   1.8950.936   1.8950.931   1.9160.902   1.9200.895   1.9000.922
    e   1.8850.945   1.8880.941   1.8960.931   1.8980.929   1.8870.933
    f   1.8930.969   1.8990.960   1.9020.953   1.9000.959   1.8950.965
    g   1.8950.960   1.9030.949   1.9050.944   1.9010.946   1.8890.969
    h   1.8890.961   1.8930.958   1.9040.950   1.9000.952   1.8860.970
    i   1.8910.960   1.8950.957   1.9060.948   1.9010.955   1.8950.952
冷轧后0.22mm      上行B8(T)轧制温度120℃     下行W17/50(W/kg)用串列式轧机在120℃进行冷轧时的制品板的磁性能(全部本发明)
发明的效果
按照本发明能够稳定地制造保持良好磁性能的通用的单取向硅钢板。

Claims (4)

1、一种单取向硅钢板的制造方法，所述方法包括，将硅钢板坯进行加热、之后进行热轧、接着进行热轧板退火、其后通过一次或两次以上的冷轧使之达到最终板厚、然后进行脱碳退火、随后涂布退火分离剂、然后进行成品退火，以此制成单取向硅钢板，
所述方法的特征在于，
板坯中Al、Se和S的各个含量[Al(重量％)]、[Se(重量％)]和[S(重量％)]均需同时满足(1)式和(2)式、此外还需满足(3)式和(4)式或此二式中之一式，
[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]}≤0.027
                                                     …(1)
[Se(重量％)]+2.47[S(重量％)]≤0.025                …(2)
0.016≤[Al(重量％)]+(5/9){[Se(重量％)]+2.47[S(重量)]}…(3)
0.010≤[Al(重量％)]                                  …(4)
将所述板坯加热至1260℃以下，以及，
在800℃以上1000℃以下进行热轧板退火。
2、根据权利要求1所述的单取向硅钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯中的Al含量[Al(重量％)]必需满足(5)式，
[Al(重量％)]≤0.020                                  …(5)
3、根据权利要求1或2所述的单取向硅钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯中含有0.015-0.070重量％的C和2.5-4.5重量％的Si。
4、根据权利要求1或2所述的单取向性硅钢板的制造方法，其特征在于，用串列式轧机在100℃以上的温度进行冷轧。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100413980C (zh) * 2001-04-23 2008-08-27 新日本制铁株式会社 没有无机矿物皮膜的晶粒取向性硅钢板的制造方法
CN102378819A (zh) * 2009-04-06 2012-03-14 新日本制铁株式会社 方向性电磁钢板用钢的处理方法及方向性电磁钢板的制造方法
CN104741409A (zh) * 2015-03-18 2015-07-01 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种连续退火无取向硅钢横折印的控制方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6200395B1 (en) 1997-11-17 2001-03-13 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic
EP1728885B1 (en) * 1998-03-11 2012-06-13 Nippon Steel Corporation Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet
US6206983B1 (en) 1999-05-26 2001-03-27 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability
EP1162280B1 (en) * 2000-06-05 2013-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5472521A (en) * 1933-10-19 1995-12-05 Nippon Steel Corporation Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics
US3556873A (en) * 1968-04-12 1971-01-19 Allegheny Ludlum Steel Silicon steels containing selenium
SE8107844L (sv) * 1981-03-19 1982-09-20 Allegheny Ludlum Steel Sett att framstella kornorienterat kiselstal
JPS57207114A (en) * 1981-06-16 1982-12-18 Nippon Steel Corp Manufacture of anisotropic electric steel plate
GB2130241B (en) * 1982-09-24 1986-01-15 Nippon Steel Corp Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density
JPS5956522A (ja) * 1982-09-24 1984-04-02 Nippon Steel Corp 鉄損の良い一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6240315A (ja) * 1985-08-15 1987-02-21 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS6270521A (ja) * 1985-09-21 1987-04-01 Nippon Steel Corp 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0713266B2 (ja) * 1987-11-10 1995-02-15 新日本製鐵株式会社 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
US4992114A (en) * 1988-03-18 1991-02-12 Nippon Steel Corporation Process for producing grain-oriented thin electrical steel sheet having high magnetic flux density by one-stage cold-rolling method
JPH0753886B2 (ja) * 1989-05-13 1995-06-07 新日本製鐵株式会社 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0730397B2 (ja) * 1990-04-13 1995-04-05 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0730400B2 (ja) * 1990-11-01 1995-04-05 川崎製鉄株式会社 磁束密度の極めて高い方向性けい素鋼板の製造方法
JPH08143964A (ja) * 1994-11-28 1996-06-04 Kawasaki Steel Corp 方向性けい素鋼板の製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100413980C (zh) * 2001-04-23 2008-08-27 新日本制铁株式会社 没有无机矿物皮膜的晶粒取向性硅钢板的制造方法
CN102378819A (zh) * 2009-04-06 2012-03-14 新日本制铁株式会社 方向性电磁钢板用钢的处理方法及方向性电磁钢板的制造方法
CN102378819B (zh) * 2009-04-06 2013-07-24 新日铁住金株式会社 方向性电磁钢板用钢的处理方法及方向性电磁钢板的制造方法
CN104741409A (zh) * 2015-03-18 2015-07-01 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种连续退火无取向硅钢横折印的控制方法
CN104741409B (zh) * 2015-03-18 2017-01-04 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种连续退火无取向硅钢横折印的控制方法

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Publication number Publication date
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