晶粒取向的、電工用途的磁性鋼帶或磁性鋼板的制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種制造晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板的方法，在該方法中，將由具有(以重量％示出的)Si：2-6.5％、C：0.02-0.15％、S：0.01-0.1％、cu：0.1-0.5％、其中cu含量比S含量的比例為％Cu／％S>4、Mn：不高于0.1％、其中Mn含量比S含量的比例為％Mn／％S<2.5、以及可選的N、Al、Ni、Cr、Mo、Sn、V、Nb含量的鋼構(gòu)成的薄鋼錠的鋼錠溫度均勻化到1000-1200℃，在該方法中在熱軋起始溫度≤1030℃以及熱軋最終溫度≥710℃時將薄鋼錠熱軋成具有0.5-4.0mm厚度的熱軋鋼帶并且在第一熱變形道次和第二熱變形道次中使厚度降低分別為≥40％的熱軋鋼帶的厚度，冷卻該熱軋鋼帶并且纏卷成卷材，在該方法中將熱軋鋼帶冷軋成具有0.15-0.50mm的最終厚度的冷軋鋼帶，在該方法中將退火分離劑涂敷到經(jīng)退火的冷軋鋼帶上并且在該方法中最終退火具有退火分離劑的冷軋鋼帶以鑄造高斯織構(gòu)。
【專利說明】晶粒取向的、電工用途的磁性鋼帶或磁性鋼板的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種制造晶粒取向的、電工用途的磁性鋼帶或磁性鋼板的方法。這種磁性鋼帶或磁性鋼板具有特別清楚鮮明地形成的{110} < 001 >織構(gòu)，這種織構(gòu)具有平行于軋制方向的輕微磁化方向。以該織構(gòu)的發(fā)現(xiàn)者的名字命名，這種織構(gòu)稱為“高斯織構(gòu)”。
【背景技術(shù)】[0002]通過有選擇的、反常的晶粒生長形成高斯織構(gòu)，該晶粒生長也稱為二次再結(jié)晶。對此，通過晶粒生長抑制劑的存在來抑制金屬基層向晶粒增大的自然傾向，該晶粒生長抑制劑也簡稱為“抑制劑”或“抑制劑相”。
[0003]抑制劑相由非常精細并且盡可能均勻分布的、一個或多個雜質(zhì)相的顆粒構(gòu)成。相關(guān)顆粒在其相對于基層的界面上已經(jīng)具有自然的界面能。通過該界面能阻礙能夠越過其移動的結(jié)晶界限，因為在整個系統(tǒng)中大大降低了界面能的進一步節(jié)省。
[0004]因此，抑制劑相對于高斯織構(gòu)的形成具有重要意義并且隨之對于各個材料的磁性能具有重要意義。在這里非常多非常小的微粒的均勻分布是重要的。因為實際上沒有顯示出析出顆粒的數(shù)量，所以顆粒的大小顯示出其溶解效果。因此認為，抑制劑相的顆粒平均不應(yīng)該明顯大于lOOnm。
[0005]文獻US3，438，820中描述了用于制造具有高斯織構(gòu)的磁性鋼帶或磁性鋼板的最初方法。根據(jù)該方法使用MnS作為抑制劑。對此必須將以傳統(tǒng)方式在鑄錠澆鑄或連續(xù)澆鑄中制造的鋼錠加熱到將近1400°C的溫度。以這種方式將大顆粒的MnS初級析出物再次熔入熔液中并且可以在接下來的熱軋過程中用所需要的方法以精細分散的方式進行沉淀。因為這樣制成的熱軋鋼帶已經(jīng)具有所需的晶粒生長抑制作用，所以人們將這類晶粒生長的控制稱為“固有的抑制作用”。
[0006]這樣限定MnS晶相的抑制晶粒生長的作用，即，從通常的、例如2.3mm的熱軋鋼帶厚度開始，需要至少兩個階段冷軋到鋼帶的使用厚度并且在兩次冷軋之間必須進行能夠再結(jié)晶的中間退火，以得到所需要的性能。但是借助MnS抑制的材料在這個處理過程中僅限定紋理清晰度，在這個過程中高斯層平均偏離標(biāo)準(zhǔn)層7°。該紋理清晰度在800A/m的電場強度時表現(xiàn)在相對低的磁極化強度中，該磁極化強度僅在極少的情況下能夠提高到1.87T以上的值。對于這種材料通常稱為“常規(guī)晶粒取向(Conventional GrainOriented)”,簡稱 “CG0”。
[0007]借助在文獻US3，159,511中所公開的方法可以制造晶粒取向的磁性鋼帶，該磁性鋼帶憑借與標(biāo)準(zhǔn)層大約僅3°的偏差具有明顯更佳的紋理清晰度。這是通過使用A1N作為額外的抑制劑相得到實現(xiàn)的。該額外的抑制劑相補充MnS的抑制作用。在熱軋過程中在鐵素體的范圍中已經(jīng)使A1N抑制劑以其最終成型的方式析出。然而，相對于CG0提高了的C含量提供了使A1N微粒在接下來的熱軋鋼帶退火過程中在奧氏體的范圍中重新溶解并且以精細分散的方式很好受控地進行沉淀的可能性。這可以在技術(shù)上能夠容易實現(xiàn)的溫度下在帶式連續(xù)加熱爐中實現(xiàn)，因為A1N在奧氏體中的、約1100-1150°C的溶解溫度明顯低于在鐵素體中。盡管雙倍地形成抑制劑相A1N，但是這里仍然指固有的抑制作用，因為該抑制劑相已經(jīng)置入在熱軋鋼帶中。由此可以以一個階段的冷軋過程制造高品質(zhì)的、晶粒取向的磁性鋼板。這樣獲得的材料稱為“高導(dǎo)磁晶粒取向”，簡稱“HGO”。
[0008]此外，文獻DE2351141A1闡述了也可以使用SbSe作為固有的抑制劑相。
[0009]上述的、基于已經(jīng)置入在熱軋鋼帶中的固有抑制劑的、已知的每種方法都允許非常高的、高于1350°C的鋼錠加熱溫度。除了巨大的能量消耗和高的技術(shù)成本以外還導(dǎo)致在退火過程中積累了較大量的液態(tài)熔渣。該熔渣大大加重了所使用的各個退火裝置的負擔(dān)并且引起巨大的維護費用。
[0010]為了彌補這些不足，研發(fā)了所謂的“低溫加熱法”。這種方法提供低的、低于1300°C的、典型處于1250°C的鋼錠預(yù)熱溫度并且以此為基礎(chǔ)，即，抑制劑相并不是已經(jīng)形成在熱軋鋼帶中而是在之后的、整體制造過程的階段中才形成。對此，由鋼制造這種磁性鋼帶或磁性鋼板，該鋼在其化學(xué)成份中已經(jīng)具有一定量的A1。然后通過適當(dāng)?shù)牡诶滠埖绞褂煤穸鹊膸w中形成抑制劑相A1N。這種抑制劑相并不是本身已經(jīng)存在熱軋鋼帶中，而是在之后的、冷軋鋼帶進程的步驟中才制造出來。這個過程在術(shù)語中也稱為“獲得的抑制作用”。
[0011]文獻EP0219611B1描述了在獲得的抑制作用的基礎(chǔ)上用于制造磁性鋼板或磁性鋼帶的方法的實例。
[0012]此外，文獻EP0648847B1和文獻EP0947597B1描述了磁性鋼帶或磁性鋼板的制造方法，在這些方法中使用固有的抑制作用和獲得的抑制作用的混合形式。在這些方法中這樣設(shè)置鋼錠加熱溫度，即，該鋼錠加熱溫度高于在低溫加熱法中的溫度、但是低于一個溫度極限，超過這個溫度極限時在退 火過程中形成所不希望的液態(tài)熔渣。隨著退火溫度的降低僅實現(xiàn)了有限的固有的抑制作用，這種固有的抑制作用本身不可能使成品材料實現(xiàn)足夠的磁性能。為了補償這種作用進行額外的氮化處理。由此引起的、額外的獲得的抑制作用與固有的抑制作用相結(jié)合實現(xiàn)了充分的、完全的抑制作用。
[0013]正如在用于獲得的抑制作用上的方法所需要的氮化處理一樣，如果在連續(xù)退火爐中進行氮化處理，那么該氮化處理在技術(shù)上是復(fù)雜的、成本高的并且由于需要非常精確地控制表面反應(yīng)經(jīng)常是非常難以掌控的。其他的、借助提供氮的粘結(jié)保護添加物的氮化處理僅有限地起作用。
[0014]因此需要努力發(fā)展固有的并且同時適用于低溫加熱加工的抑制系統(tǒng)。文獻EP0619376B1公開了一種朝著此方向發(fā)展的方法。根據(jù)該方法僅使用Cu硫化物作為抑制劑相。Cu硫化物具有比MnS、AlN和迄今為止已知的其他抑制劑系統(tǒng)明顯更低的溶解溫度，因此在Cu硫化物的基礎(chǔ)上用于制造磁性鋼帶或磁性鋼板的方法中明顯較低的鋼錠預(yù)熱溫度就足夠。然而必須接受這樣制成的、晶粒取向的鋼板產(chǎn)品經(jīng)常沒有達到HG0材料所預(yù)期的磁性能這個情況。
[0015]前述的、已知的全部方法都是基于使用傳統(tǒng)鑄造的、具有明顯大于150mm的鋼錠厚度的鋼錠作為原材料的情況。在將各個熔體鑄造成鋼錠之后，首先將該鋼錠冷卻到室溫。
[0016]這種缺陷可以通過使用所謂的“鑄軋過程”、簡稱“GWA過程”來避免，在該過程中首先將各個鋼水鑄造成具有相對小的厚度的連鑄坯，然后由該連鑄坯分割成所謂的“薄鋼錠”，該薄鋼錠的厚度通常處于30-80_的范圍中。這種操作步驟的巨大經(jīng)濟優(yōu)勢在于，該薄鋼錠在其制造和其繼續(xù)加工之間不再冷卻到環(huán)境溫度并且之后不再需要再次加熱。換而言之，該薄鋼錠在其制造之后通過與連續(xù)鑄造設(shè)備在一條生產(chǎn)線上的校平爐，在該校平爐中為了使薄鋼錠的溫度分布均勻并且為了設(shè)置接下來完成熱軋過程所需的溫度對薄鋼錠進行校平退火。然后緊接著可以熱軋薄鋼錠。這個工藝流程提供了重要的物流優(yōu)勢和成本優(yōu)勢。
[0017]文獻EP1025268B1描述了使用GWA過程來制造磁性鋼帶或磁性鋼板的方法。在該方法中在豎直放置的鋼錠模中連續(xù)鑄造具有適當(dāng)組分的熔體，其中在槽液面上熔體開始凝固并且這樣形成的連鑄坯經(jīng)過一個圓弧輸送到水平面上并且在此得到冷卻。該連鑄坯僅具有25-100mm、優(yōu)選40_70mm的厚度。該連鑄坯的溫度降到不低于700°C。由這種熱的連鑄坯在一個連續(xù)進行的過程中分割成薄鋼錠，然后引導(dǎo)該薄鋼錠直接通過在一條生產(chǎn)線上的校平爐，該薄鋼錠在該校平爐中停留最長60分鐘，優(yōu)選不超過30分鐘。在通過校平爐的過程中薄鋼錠得到均勻地加熱并且在此達到相對低的、最大1170°C的溫度。緊接著引導(dǎo)薄鋼錠通過又與校平爐位于一條生產(chǎn)線上的多機座熱軋帶材機列，在該多機座熱軋帶材機列上將薄鋼錠連續(xù)熱軋到0.5-3.0mm的熱軋鋼帶厚度。對此優(yōu)選這樣選擇熱軋鋼帶厚度，即，接下來的冷軋過程僅需要進行一個步驟，以使得到的冷軋鋼帶材料達到所需的最終厚度。借助于該冷軋鋼帶材料這樣實施冷軋過程的變形程度，即，取決于能夠以不同方式設(shè)置的各種抑制劑作用。
[0018]由于薄鋼錠的有限的熱拉強度以及在輥道上輸送薄板坯的必要性，在GWA過程中薄鋼錠的溫度不允許超過1200°C。出于這個原因，對于結(jié)合GWA過程制造晶粒取向的磁性鋼板或磁性鋼帶迄今為止僅通過氮化處理使用獲得的抑制劑來進行。這些方法分別在文獻W02007/014867A1 和 W02007/014868A1 中進行了描述。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0019]以前述現(xiàn)有技術(shù)為基礎(chǔ)，本發(fā)明的目的在于，提供一種方法，使該方法能夠在使用GWA過程的情況下成本低地并且以降低的操作成本制造晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板，該磁性鋼帶或磁性鋼板的磁性能至少與CG0材料的性能相當(dāng)。
[0020]為了實現(xiàn)該目的，本發(fā)明提供一種方法，該方法的工序根據(jù)權(quán)利要求1的說明得以實施。
[0021]本發(fā)明的有利的設(shè)計方案在從屬權(quán)利要求中給出并且在下面詳細闡述本發(fā)明的基本思想。
[0022]因此，根據(jù)本發(fā)明的、用于制造晶粒取向的、電工用途的磁性鋼帶或磁性鋼板的方法包括下面的工序:
[0023]a)提供一種薄鋼錠，該薄鋼錠由鋼構(gòu)成，該鋼除了包含有鐵和不可避免的雜質(zhì)以外，還包含有(以重量 ％ 示出)Si:2-6.5%、C:0.02-0.15%,S:0.01-0.l%、Cu:0.1-0.5%、其中對于Cu含量％Cu比S含量％S的比例％Cu/%S適用:％Cu/%S > 4、Mn:不高于0.1%、其中在Μη存在的情況下對于Μη含量％Μη比S含量％S的比例％Mn/%S適用:%Mn/%S < 2.5、以及分別可選的N:不高于0.003%、可溶酸液的A1含量不高于0.08%、其中在A1存在的情況下對于N含量%N比A1含量%A1的比例%N/%A1適用:%N/%A1 < 0.25、組“N1、Cr、Mo、Sn”中的一個或多個元素含量分別不高于0.2%的、組“V、Nb”中的一個或多個元素含量分別不高于0.1%的，[0024]b)使薄鋼錠的溫度均勻到1000-1200°C的鋼錠溫度，
[0025]c)將薄鋼錠熱軋成具有0.5-4.0mm厚度的熱軋鋼帶，其中，鋼錠的熱軋起始溫度在熱軋開始時低于1030°C并且熱軋最終溫度至少為710°C并且以至少40%的厚度減少量進行第一熱變形道次和第二熱變形道次，
[0026]d)冷卻熱軋鋼帶，
[0027]e)將熱軋鋼帶纏卷成卷材，
[0028]f)將熱軋鋼帶冷軋成具有0.15-0.50mm的最終厚度的冷軋鋼帶，
[0029]g)將退火分離劑涂敷到經(jīng)退火的冷軋鋼帶的表面上，
[0030]h)最終退火具有退火分離劑的冷軋鋼帶以鑄造高斯織構(gòu)。
[0031]在對根據(jù)本發(fā)明制造磁性鋼帶或磁性鋼板有利的鋼合金的測定中，本發(fā)明從對晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板已知的基合金系統(tǒng)開始，該基合金除了包含鐵和不可避免的雜質(zhì)以外，還具有2-6.5重量％、典型地約為3.2重量％的Si含量以及包含用于調(diào)整根據(jù)本發(fā)明制造的磁性鋼帶或磁性鋼板的特性的其他合金元素。這種需要特別注意的合金元素是碳、硫、氮、銅、猛、招以及鉻。
[0032]在這種多成份合金系統(tǒng)上進行熱力學(xué)的模型計算。該特性在這里處于時間上動態(tài)的情況下。該方法是基于這個認知點，即，在中間點上的不是制造磁性鋼板或磁性鋼帶中的平衡狀態(tài)，而是可以呈現(xiàn)在技術(shù)上真實的時間內(nèi)的擴散過程和沉淀過程。根據(jù)模型計算可以看出合金元素彼此之間的相互作用。首先在擴散主導(dǎo)的沉淀過程中可以觀察到凝結(jié)的過程。
[0033]硅在磁性鋼帶或磁性鋼板中引起電阻率的提高從而引起磁滯損耗的降低。在含量低于2重量％時不再能達到對用于晶粒取向的電工鋼帶所需的性質(zhì)。在Si含量處于2.5-4重量％的范圍中時得到最佳的加工性能。在Si含量大于4重量％時鋼帶出現(xiàn)一定程度的脆性，然而在Si含量不高于6.5重量％時引起噪聲的磁致伸縮最小。然而更高的Si含量由于過大地降低飽和極化是沒有意義的。
[0034]碳在一定的范圍中在退火時引起組織均質(zhì)化。對此根據(jù)本發(fā)明加工的鋼具有0.020至0.150重量％的合金含量，其中，在C含量為0.040-0.085重量％時、特別是在0.040-0.065重量％時特別可靠地出現(xiàn)有利的效果。
[0035]根據(jù)本發(fā)明的方法的、特別重要的組成部分在于，在該方法中使用硫化物作為抑制劑，該硫化物在熱變形的過程中沉淀。因為僅通過在變形過程中存在于那里的成核位點可以達到均勻的、精細分散的抑制劑顆粒分布，例如對于有效的晶粒生長抑制作用(即，出現(xiàn)不規(guī)則大小的顆粒)以及良好的磁性能所需要的顆粒分布。
[0036]在本文中，
【發(fā)明者】已確定，在熱處理過程中形成的A1N顆粒無論是在鐵素體還是在奧氏體中都不適合作為能夠使用的抑制劑，因為在鐵素體中和在奧氏體中總是在熱變形開始之前進行沉淀，這導(dǎo)致非常少而且還非常粗大的顆粒，這些顆粒使所得到的磁性鋼帶或磁性鋼板產(chǎn)生不利的性質(zhì)。
[0037]然而，可以使用鋁作為氮的參與物，在之后可選擇進行的氮化處理過程中提供鋁，以形成額外的、A1N形式的抑制劑顆粒。出于該目的，可溶酸液的A1含量在根據(jù)本發(fā)明進行加工的鋼中是不高于0.08重量％，其中，在實踐中已證實0.025-0.040重量％的、可溶酸液的A1含量是適合的。[0038]原則上應(yīng)該將N含量保持盡可能的低并且不超過30ppm。氮與A1化合成A1N。為了留有足夠游離的A1能夠用于可選擇進行的氮化處理，在根據(jù)本發(fā)明進行加工的鋼中在A1有效存在的情況下對于N含量％N比A1含量％A1的比例％N/%A1下式成立:%N/%A1 < 0.25。
[0039]由于鋁的成分，根據(jù)本發(fā)明的方法完全不受鋁存在的影響。在熔體分析的氮含量保持在低的、典型低于30ppm時，在初級再結(jié)晶的并且經(jīng)脫碳的、冷軋成成品鋼帶厚度的帶體中存在有純A1。然后該冷軋鋼帶可以在脫碳退火過程中或者之后進行氮化處理，由此在帶體中形成A1N顆粒,該顆粒作為額外的抑制劑相起作用，從而可以形成較高的高斯紋理清晰度，該高斯紋理清晰度能夠產(chǎn)生磁性能，就像通常在傳統(tǒng)HG0材料中的性能一樣。
[0040]特別實用的應(yīng)用在于，可以在該方法中自由選擇是否需要進行氮化處理。如果沒有進行氮化處理，那么A1以基本形式余留在材料中并且沒有不利的影響。
[0041]MnS也不適合用作根據(jù)本發(fā)明的方法的抑制劑，因為在這里溶解溫度高，以致于MnS每次在熱軋之前就明顯地沉淀出來，即，在再次加熱各個經(jīng)加工的薄鋼錠的過程中或各個經(jīng)加工的薄鋼錠輸送到各個用于熱軋的熱軋設(shè)備的途中就已經(jīng)沉淀。此外，由于錳對硫的強烈化合能力因此在Μη含量較高時，有針對性地設(shè)置在鋼中的硫含量幾乎完全被化合。相應(yīng)地在使用MnS作為抑制劑時幾乎沒有游離的硫用于在熱變形過程中銅硫化物的形成。 [0042]在此基礎(chǔ)上，在根據(jù)本發(fā)明加工的合金中將Μη含量限制在不高于0.1重量％并且同時在Μη存在的情況下對于Μη含量％Μη比S含量％S的比例％Mn/%S設(shè)置下列限制條件:％Mn/%S < 2.5。
[0043]本發(fā)明使用CuS代替MnS作為抑制劑。硫化銅雖然原則上在動態(tài)的情況下表現(xiàn)為低的溶解溫度，以致于硫化銅在現(xiàn)今慣用的化學(xué)成份中在傳統(tǒng)制造晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板時纏卷熱軋鋼帶的溫度下才得到沉淀。但是就像在卷材中不受控制的長時間沉淀是不可避免的一樣，在不受控制的長時間沉淀的過程中就不會達到有針對性的、精細分散的抑制劑沉淀物所追求的目的。
[0044]因此根據(jù)本發(fā)明，通過合金技術(shù)的方法這樣提高硫化銅的溶解溫度，即，可以在熱變形的過程中進行硫化銅的沉淀。
[0045]對此，在根據(jù)本發(fā)明加工的合金中，盡可能降低Μη含量。對此目的在于，達到無效的范圍，因此將Μη的范圍限制在最大0.1重量％，特別是最大0.05重量％。
[0046]此外，與典型的、晶粒取向的磁性鋼帶相比，硫含量提高到0.01重量％并且隨之這樣提高，即，質(zhì)量比％Mn/%S總是< 2.5，特別是< 2。以這種方式確?？偸怯凶銐蚨嘤坞x的硫用于形成硫化銅。通過提高硫含量可以在根據(jù)本發(fā)明加工的鋼中將溶解溫度以及析出溫度提高至少50°C。這里提到的“硫化銅”通常指的是整個的CuxSy化合物組，即使這些化合物可以具有不同的數(shù)量比。
[0047]為了達到所希望的、硫化銅的析出物，對此根據(jù)本發(fā)明加工的鋼具有不少于0.1重量％的Cu。將Cu含量的上限限制在0.5重量％，以避免損害根據(jù)本發(fā)明制造的、晶粒取向的磁性鋼板或磁性鋼帶的表面特性。
[0048]出于同樣的原因并且為了避免由于FeS的存在而在連鑄過程中出現(xiàn)令人擔(dān)心的問題，使根據(jù)本發(fā)明的鋼的S含量最高為0.100重量％。
[0049]除了化學(xué)上的合金成份以外，在根據(jù)本發(fā)明的方法的發(fā)展過程中，根據(jù)需要使用的薄鋼錠-鑄軋技術(shù)將直至最大1200°C的鋼錠加熱溫度以及現(xiàn)今可以使用鑄造機實現(xiàn)的鑄造和凝固、均質(zhì)退火和熱軋之間的時間作為進一步的限制條件。同時這樣調(diào)整在根據(jù)本發(fā)明的方法中所采用的熱軋道次設(shè)計，即，經(jīng)過盡可能多的熱變形道次而軋件溫度處于硫化銅的析出溫度以下。
[0050]在此基礎(chǔ)上，在根據(jù)本發(fā)明的方法的過程中以已知的方式將以根據(jù)本發(fā)明的方式所構(gòu)成的鋼加工成35-100mm、特別是最大80mm厚度的薄鋼錠。這通常是通過傳統(tǒng)的連鑄來進行的。
[0051]由于S含量高、同時Mn含量低并且伴隨FeS的形成需要在將根據(jù)本發(fā)明所構(gòu)成的熔體澆鑄成連鑄坯時相對低地選擇澆鑄速率，然后由該連鑄坯分割成根據(jù)本發(fā)明加工的薄鋼錠，以規(guī)避連鑄坯斷裂的風(fēng)險。在實踐中可以為此目的而在鑄造時將澆鑄速率限制在最大 4.6m/min。
[0052]熔體在澆口盤中優(yōu)選過熱3-50K。特別是在處于25-50K范圍中的過熱溫度下在槽液面上有足夠多的澆鑄粉劑得到熔化，以確保所需的熔渣量用于鑄模和連鑄坯殼之間形成潤滑膜。在設(shè)置了低的、3-25K的過熱溫度的情況下可以通過使用澆鑄粉劑來實現(xiàn)澆鑄，與以高的過熱進行澆鑄相比，該澆鑄粉劑這樣進行了調(diào)整，即，使該澆鑄過程具有提高的熔化率。這可以通過調(diào)整碳載體的數(shù)量和類型并且提高澆鑄粉劑的熔劑份額來實現(xiàn)。以非常低的過熱進行澆鑄的優(yōu)勢在于，在鑄模中連鑄坯殼快速生長和凝固組織的顯著的精細化。
[0053]特別是這樣設(shè)置鑄造之后所進行的熱處理的參數(shù)和在熱軋薄鋼錠過程中的工序的參數(shù)，即，避免由于液態(tài)FeS (鐵硫化物)的出現(xiàn)而可能引起的問題。在根據(jù)本發(fā)明的操作步驟中在硫化銅產(chǎn)生之前在否則牢固地完全凝固的鋼基層中形成液態(tài)的硫化鐵，在該操作步驟中在本來僅少量存在的錳飽和 之后還有游離的硫可供使用。液態(tài)的FeS引起這樣的熱脆性，即，不可能進行熱軋。
[0054]在這里，
【發(fā)明者】已確定，從比例％Mn/%S < 2.5開始，溫度低至約1030°C都有相當(dāng)份額的液態(tài)FeS存在。比例％Mn/%S有利于硫地降低得越多，所產(chǎn)生的液態(tài)FeS所占體積份額越高。因此本發(fā)明設(shè)有，在熱軋之前將薄鋼錠的溫度設(shè)置在1000-1200°C，其中對實踐最佳的溫度范圍處于1020-1060°C。在低于1030°C、特別是低于1010°C的薄鋼錠溫度下進行熱軋的第一個變形道次是至關(guān)重要的。對此需要注意在將薄鋼錠從校平爐輸送向第一熱軋支架時出現(xiàn)一定的溫度損耗，該溫度損耗在實踐中的控制條件下通常不高于70°C。適用于實踐的、第一熱軋道次的溫度在950-1000°C的范圍中并且在第二熱變形道次中的溫度為920-980 O。
[0055]通常使薄鋼錠在校平爐中持續(xù)10-120min進行高溫均質(zhì)化處理。
[0056]以前述方式進行恒溫處理的薄鋼錠進入到分別根據(jù)本發(fā)明所使用的熱軋帶材機列并且在其中熱軋成具有0.5-4.0mm厚度的熱軋鋼帶。
[0057]為了激發(fā)盡可能精細分散的顆粒析出物，需要在形成CuS顆粒的溫度范圍中提供充足數(shù)量的成核位點。這些成核位點由材料中的、在熱變形過程中暫時存在的位錯提供。為了提供足夠多數(shù)量的位錯，需要使在前兩個軋制道次的過程中所達到的熱變形程度分別至少為40%。對此，“變形程度”表示厚度減小量與各個軋制道次之前的軋件厚度之比(變形程度=(軋制道次之前的軋件厚度-軋制道次之后的軋件厚度)/ (軋制道次之前的厚度))。
[0058]熱軋最終溫度(即，所得到的熱軋鋼帶在離開為根據(jù)本發(fā)明的熱軋所使用的熱軋帶材機列的、最后的熱軋支架時的溫度)至少為710°C。在實踐中軋件在最后的軋制道次過程中的溫度通常處于800-870°C的范圍中。
[0059]以根據(jù)本發(fā)明的方式所制造的熱軋鋼帶適用于制造晶粒取向的磁性鋼帶。對此不需要在進行冷加工之前強制進行熱軋鋼帶的退火處理，然而可以有選擇地在950-1150°C的溫度下進行，以擴大熱軋鋼帶的表面附近的、具有有利的織構(gòu)的區(qū)域范圍，從而進一步改善制成的、晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板的磁性能。
[0060]在一個或多個步驟中將熱軋鋼帶冷軋到0.50-0.15mm的使用厚度。在有多個冷軋步驟時，在這些步驟之間進行能夠再結(jié)晶的中間退火。
[0061]在冷軋過程中使變形熱量在帶體上作用幾分鐘(所謂的“時效處理”)可能是有利的。由此可以使溶解的碳擴散到位錯。以這種方式在帶體中提高在冷軋過程中所引入的變形能量(科特雷爾效應(yīng)Cottrell-Effekt)。
[0062]冷加工之后進行能夠再結(jié)晶的并且同時能夠脫碳的退火處理。對此使C含量達到低于30ppm的值，由此在基層中僅存在鐵素體中溶解的碳并且不可能有碳化物析出。
[0063]氮化處理可以在脫碳的退火處理過程中或者之后進行，在氮化處理過程中使帶體在含有NH3的退火環(huán)境下進行退火，以在此提高帶體的N含量。
[0064]最后為了接下來的高溫罩式退火爐退火，用通常由MgO構(gòu)成的退火分離劑涂敷這樣制造的冷軋鋼帶。對此，該退火分離劑可以含有提供氮的添加物，該添加物有助于氮化過程。對此，含有N的、在600到900°C的范圍中進行熱分解的物質(zhì)特別合適。
[0065]用于二次再結(jié)晶的高溫退火處理可以以已知的方式進行。根據(jù)依據(jù)實踐的設(shè)計方案可以將高溫退火處理實施為罩式退火爐退火，其中在400-1100°C之間的范圍中達到10-50K/h的加熱速率。
[0066]最后可以為得到的磁性鋼帶在連續(xù)式帶鋼退火線中設(shè)置表面絕緣層并且進行消除應(yīng)力退火。同樣可以加入以已知的方式進行的磁疇細化處理。
【具體實施方式】
[0067]下面根據(jù)實施例詳細闡述本發(fā)明。
[0068]實例1[0069]將一種熔體鑄造成連鑄坯，該熔體除了具有鐵和不可避免的雜質(zhì)以外，還具有(以重量 ％ 示出的)3.05% 的 Si、0.045% 的 C、0.052% 的Mn、0. 010% 的 Ρ、0. 030% 的 S、0.206% 的Cu,0.067% 的 Cr,0.030% 的 Α1、0.001% 的 Ti,0.003% 的 Ν、0.011% 的 Sn,0.016% 的 Ni，由該連鑄坯分割成具有63_厚度和1100_寬度的薄鋼錠。在自由地、不受控制地冷卻到約900°C之后進行均質(zhì)化退火，在該均質(zhì)化退火過程中將薄鋼錠完全加熱到1050°C。然后將薄鋼錠在包含七個依次相互連續(xù)的熱軋支架的熱軋帶材機列中熱軋成具有2.30mm的熱軋鋼帶厚度的熱軋鋼帶。軋件的溫度在第一軋制道次中處于960-980°C的范圍中，而在第二軋制道次中為930-950°C。熱軋最終溫度在840°C。
[0070]在沒有進行退火處理的情況下對這樣得到的熱軋鋼帶進行酸洗并且在冷軋步驟中冷軋到0.285mm的成品鋼帶厚度。接下來進行能夠再結(jié)晶和脫碳的連續(xù)退火處理，在該連續(xù)退火處理過程中在850°C下在包含有氮氣、氫氣和約10%的NH3的潮濕環(huán)境中對冷軋鋼帶進行180s的退火處理。然后用MgO作為退火分離劑對冷軋鋼帶進行表面涂層。該MgO退火分離劑用作接下來進行的高溫罩式退火爐退火的粘結(jié)保護體，在該高溫罩式退火爐退火的過程中在氫氣的條件下以及以20K/h的加熱速率將冷軋鋼帶加熱到1200°C的溫度，然后在該溫度下保持20小時以上。
[0071]最后用磷酸鹽層涂敷得到的成品鋼帶然后在880°C下進行消除應(yīng)力退火之后均勻地進行冷卻。
[0072]以前述方式制造的、晶粒取向的磁性鋼帶表現(xiàn)出處于商用HGO范圍中的、良好的磁性能。在極化率是1.93T時，在800A/m的場強度下，該磁性鋼帶的磁滯損耗在50Hz和
1.7T的勵磁下為0.980W/kg。
[0073]實例2
[0074]熔化根據(jù)本發(fā)明的熔體A和非根據(jù)本發(fā)明的熔體B，表格I給出這兩種熔體的組成成份。
[0075]以連鑄法將這些熔體鑄造成具有63mm的薄鋼錠厚度的薄鋼錠。熔體在澆口盤中的過熱溫度是25-45K。連鑄過程中的澆鑄速率處于3.5-4.2m/min的范圍中。然后在進入輥底式爐中之前將連鑄坯冷卻到約900°C。
[0076]在校平爐中將由連鑄坯分割成的薄鋼錠再次加熱20分鐘，加熱到1030和1070°C的溫度之間然后輸送到熱軋位置。表格2給出具體設(shè)置的再加熱溫度SRT，還有在熔體A和B的合金中的％Mn/%S和％Cu/%S的比值。
[0077]在從校平爐到第一熱變形道次的途中，薄鋼錠的溫度降到約1000°C的值，對此必須確?？煽康乇３衷诔鲇谝苯鹪虻?、1030°C的臨界值以下。
[0078]這樣安排用于熱 軋薄鋼錠的、包括七個軋制支架的熱軋路徑的道次計劃，即，第一變形道次和第二變形道次在第一熱變形道次中得到約55%的減小率并且在第二熱變形道次中得到約48%的減小率。軋件在兩個第一熱變形道次過程中的溫度在第一道次中處于950-980°C以及在第二道次中處于920-960°C。熱軋最終溫度處于800_860°C的范圍中。熱軋鋼帶厚度在2.0-2.8mm的范圍中。
[0079]將這樣制造的熱軋鋼帶在1080°C、保護氣體下進行退火然后用水加速進行冷卻。接下來在酸洗槽中進行表面除銹。
[0080]接下來的過程包括借助能夠再結(jié)晶的中間退火處理冷軋到0.30mm成品鋼帶額定厚度的、具有兩個步驟的冷軋?zhí)幚怼⒔酉聛淼哪軌蛟俳Y(jié)晶和脫碳的退火、涂敷大體上由MgO構(gòu)成的退火分離劑和用于進行二次再結(jié)晶的高溫罩式退火爐退火以及涂敷絕緣體和最后消除應(yīng)力的矯直退火，對此以現(xiàn)有技術(shù)已知的方式進行這些操作步驟。
[0081]表格3給出磁性能Ph7 (在50Hz和1.7T的勵磁下的磁滯損耗)的平均值、J8tltl (在800A/m的場強度下的極化率)和由熔體A和B以前述方式制造的磁性鋼帶在0.30mm的成品鋼帶額定厚度時的磁退化的比例。
[0082]實例3
[0083]就像熔體A和B —樣，以前述方式鑄造具有表格4給出的組成成份的、根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成的熔體C和非根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成的熔體D并且加工成熱軋鋼帶。接著同樣以前述的、由鋼A和B制造熱軋鋼帶的方式進行熱軋鋼帶退火和快速冷卻。
[0084]通過以一個步驟冷軋到0.23mm成品鋼帶額定厚度和之后進行能夠再結(jié)晶和脫碳的退火處理來進行接下來的過程，其中在脫碳處理的過程中通過加入15%NH3用作退火氣體同時進行氮化處理。然后涂敷大體上由MgO構(gòu)成的退火分離劑作為粘結(jié)保護體并且以高溫罩式退火爐退火進行二次再結(jié)晶。然后涂敷絕緣層并且進行消除應(yīng)力的矯直退火。最后通過激光處理為成品鋼帶進行磁疇精細處理。就像在實例2中一樣，在這里將熱軋鋼帶加工成經(jīng)冷軋的HGO磁性鋼帶的步驟也是以現(xiàn)有技術(shù)已知的方式進行的。
[0085]表格5給出在加工由熔體C和D制造的薄鋼錠時所設(shè)置的再加熱溫度SRT以及％Mn/%S和％Cu/%S的比值。
[0086]表格6給出對于由熔體C和D以前述方式制造的磁性鋼帶在磁滯損耗P1J的不同范圍中以％示出的、屬于各個范圍中的磁性鋼帶的份額。磁滯損耗P1.7越低，相關(guān)磁性鋼帶的品質(zhì)越好。具有大于0.95ff/kg的磁滯損耗P1J的磁性鋼帶不再滿足現(xiàn)今對晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板的相應(yīng)要求。
[0087]實例4
[0088]以與根據(jù)本發(fā)明的規(guī)定有偏差的參數(shù)熱軋由熔體C制成的薄鋼錠。實際上是在前兩個道次中改變熱變形的溫度。這可以通過在開始時將校平爐的溫度設(shè)置較高一些并且通過快速的操作方式在較高的溫度下開始熱變形。然后將校平爐溫度降到所提供設(shè)備的、通常的目標(biāo)值并且通過不同的、時間上的延遲來改變熱變形起始溫度。
[0089]接下來進行的、使熱軋鋼帶冷軋成0.23mm額定厚度的成品鋼帶的過程與前面實例3所述的過程相一致。
[0090]表格7給出對于試驗I至18在其進行時分別所設(shè)置的工作溫度“再加熱溫度SRT”、“第一變形道次中軋件的溫度評1”、“第二變形道次中軋件的溫度腫2”以及以％示出的、在這些試驗中屬于各個磁滯損耗Pu的范圍中所制造的磁性鋼板的份額。
[0091]根據(jù)本發(fā)明進行的試驗I至13以高的可靠性通常得到好至非常好的電磁性能，而在非根據(jù)本發(fā)明的試驗14-18中通常出現(xiàn)明顯較差的性能(試驗16、17和18)或者在相關(guān)試驗中設(shè)置的條件下完全不能制造磁性鋼帶(試驗14和15)。
[0092]因此，借助本發(fā)明提供一種制造晶粒取向的磁性鋼帶或磁性鋼板的方法，一般來說，在該方法中，將由具有(以重量％示出的)S1:2-6.5%、C:0.02-0.15%,S:0.01-0.l%、Cu:
0.1-0.5%、其中Cu含量比S含量的比例為%Cu/%S > 4、Mn:不高于0.1%、其中Mn含量比S含量的比例為％Mn/%S < 2.5、以及可選的N、Al、N1、Cr、Mo、Sn、V、Nb”含量的鋼構(gòu)成的薄鋼錠的鋼錠溫度均勻化到1000-1200°C，在該方法中在熱軋起始溫度≤1030°C以及熱軋最終溫度≥710°C時將薄鋼錠熱軋成具有0.5-4.0mm厚度的熱軋鋼帶并且在第一熱變形道次和第二熱變形道次中使厚度降低分別為≥ 40%的熱軋鋼帶的厚度，冷卻該熱軋鋼帶并且纏卷成卷材，在該方法中將熱軋鋼帶冷軋成具有0.15-0.50mm的最終厚度的冷軋鋼帶，在該方法中將退火分離劑涂敷到經(jīng)退火的冷軋鋼帶上并且在該方法中最終退火具有退火分離劑的冷軋鋼帶以鑄造高斯織構(gòu)。
【權(quán)利要求】
1.一種制造晶粒取向的、電工用途的磁性鋼帶或磁性鋼板的方法，所述方法包括下面的工序:a)提供薄鋼錠，所述薄鋼錠由鋼構(gòu)成，該鋼除了包含有鐵和不可避免的雜質(zhì)以外，還包含有(以重量％示出)Si:2-6.5%、C:0.02-0.15%、s:0.01-0.1%、Cu:0.1-0.5%、其中對于Cu含量％Cu比S含量％S的比例％Cu/%S適用:％Cu/%S > 4、Μη:不高于0.1%、其中在Μη存在的情況下對于Μη含量%Μη比S含量％S的比例％Mn/%S適用:%Mn/%S<2.5、以及分別可選的N:不高于0.003%、可溶酸液的A1含量不高于0.08%、其中在A1存在的情況下對于N含量％N比A1含量％A1的比例 ％N/%A1 適用:％N/%A1 < 0.25、含量分別不高于0.2%的、組“N1、Cr、Mo、Sn”中的一個或多個元素、含量分別不高于0.1%的、組“V、Nb”中的一個或多個元素，b)使所述薄鋼錠的溫度均勻到1000-1200°C的鋼錠溫度，c)將所述薄鋼錠熱軋成具有0.5-4.0mm厚度的熱軋鋼帶，其中，所述鋼錠的熱軋起始溫度在熱軋開始時低于1030°C并且熱軋最終溫度至少為710°C并且以至少40%的厚度減少量進行第一熱變形道次和第二熱變形道次，d)冷卻所述熱軋鋼帶，e)將所述熱軋鋼帶纏卷成卷材，f )將所述熱軋鋼帶冷軋成具有0.15-0.50mm的最終厚度的冷軋鋼帶，g)將退火分離劑涂敷到經(jīng)退火的冷軋鋼帶的表面上，h)最終退火具有退火分離劑的冷軋鋼帶以鑄造高斯織構(gòu)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于，所述薄鋼錠的厚度最高為100mm。
3.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，在鑄造分割成薄鋼錠的連鑄坯時，澆鑄速率最大為4.6m/min。
4.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，熔體在澆口盤中的過熱溫度為3-50K。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，所述熔體在澆口盤中的過熱溫度為25-50K。
6.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，所述薄鋼錠的Si含量為2.5-4.0 重量 ％。
7.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，所述薄鋼錠的C含量為0.040-0.085 重量 ％。
8.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，所述薄鋼錠的、可溶酸液的A1含量為0.020-0.040重量％。
9.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，在第一熱變形道次中的溫度為 950-1000°C。
10.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，在第二熱變形道次中的溫度為 920-980°C。
11.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，使所述熱軋鋼帶在950-1150°C下進行熱軋鋼帶退火處理。
12.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，以兩個或多個步驟進行冷車L。
13.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，使冷軋鋼帶進行能夠脫碳的退火處理。
14.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，使冷軋鋼帶在含有NH3的環(huán)境下進行氮化退火。
15.根據(jù)前述權(quán)利要求的任意一項所述的方法，其特征在于，對經(jīng)最終退火的磁性鋼帶或磁性鋼板進行磁疇細化處理`。
【文檔編號】C22C38/04GK103635596SQ201280021491
【公開日】2014年3月12日 申請日期:2012年9月20日 優(yōu)先權(quán)日:2011年9月28日
【發(fā)明者】安德烈亞斯·波切爾, 盧德格爾·拉恩, 格哈德·因頓, 埃伯哈德·索卡 申請人:蒂森克虜伯鋼鐵歐洲股份公司, 蒂森克虜伯電工鋼有限公司