晶粒取向硅钢片的制造工艺 【发明领域】
本发明涉及晶粒取向硅钢片的制造工艺，更准确地讲涉及一种工艺，通过能够控制抑制剂的存在和类型、因而控制初次再结晶晶粒尺寸以及二次再结晶条件的适当处理和某些元素的组成含量的特定选择之间的适当协同结合，能使传统类型的晶粒取向硅钢带的制造最佳化。
已有技术
硅钢片主要是用于电气变压器铁心的制造。
硅钢由彼此相邻的许多具有体心立方晶格的晶粒组成，其中对应于立方晶胞的棱、晶向为[100]的晶轴构成易磁化方向。
已知：
(i)变压器铁心的结构由硅钢带制成的磁性叠片的堆叠构成，其中平行于轧制钢带长度切割硅钢带并且组合形成环形；
(ii)变压器本身的工作模式，其中在初级绕组流过的电流在铁心中感应出分布在铁心本身的磁通量。
显然使磁通量传播所必需的功是其所遇阻力地函数，因此显然晶轴[100]必须平行于钢带的轧制方向，所以平行于其长度。
此外，明显不可能使全部晶粒均按上述最佳方式准确取向，因此必须尽最大努力减少晶粒的混乱取向程度。
而且，必须使这种晶粒的数量和尺寸保持在一定限度内，这是本领域的技术人员所熟知的。
只有遵循这些通常的条件，才可以获得具有良好磁化特性的材料，其中磁导率表示为由一定值的磁场在铁心中产生的磁通密度，工作中消耗的能量通常称为在一定频率和磁导率下的铁心损耗，表示为W/kg。
在称为二次再结晶退火的热处理过程中获得最终产品中的晶粒正确取向，其中可以仅生长原本具有要求的取向的晶体。最终晶粒的数量和取向在一定程度上依赖于对应初始值。
通过加热激活晶粒生长过程，这是由于特定的晶粒由于动力学或能量的原因比其它的晶粒更为“被激励”，所以在低于其它晶粒被激活的温度的温度下，在相邻晶粒被消耗的同时开始生长，于是较早达到了能使它们在生长过程中居支配地位的临界尺寸。
但是，众所周知，晶粒取向硅钢片的制造工艺涉及大量的高温下的加热循环，在其中的某些过程中可能会发生晶粒生长，如果不能以适当的方式或时间发生晶粒生长，则将不能获得要求的最终产品。
利用某些化合物例如硫化锰、硒化锰、氮化铝等来控制二次再结晶，上述化合物在钢中适当地析出时，可抑制晶粒生长直到它们被溶解，于是能产生二次再结晶。这些化合物(也称为抑制剂)的溶解温度越高，其控制晶粒生长的能力就越好，最终产品的质量就越好。用于电气用途的晶粒取向硅钢通常分为两类，基本不同之处在于在800安培-匝/m的磁场作用下测量的磁感值的水平，表示为mT，标记为B800：传统晶粒取向硅钢的等级，通称为OG，B800值最高到约1880mT，超取向晶粒硅钢的B800值超过1900mT。
产生于三十年代的传统晶粒取向硅钢基本使用硫化锰和/或硒化锰作为抑制剂，而超取向晶粒硅钢基本使用铝基氮化物，还含有其它元素例如硅。为了简化表述，以下将把这些抑制剂称为氮化铝。
使用氮化铝能够实现极高质量的产品，但是还存在一定的制造问题，因为对以下方面有很大程度上的要求：
-较高的碳含量；
-较高的冷轧压下速率；
-采取必需的措施，在从热轧状态到最终二次再结晶退火状态，同时使两类抑制剂、亦即硫化物和氮化铝并使之保持最佳尺寸和分布，以便实现期望的结果。
而且在传统晶粒取向硅钢的制造中，难以控制抑制剂的尺寸和分布，即使其困难程度比高质量产品的情形相比不那么极端也是如此。
但是，高质量的晶粒取向硅钢片的制造是复杂和昂贵的，显然需要尽可能特别精细地采用所有可能的技术来降低制造成本。
因此，在传统的晶粒取向硅钢片的制造中，不使用被认为对产品磁性能有不利影响的铝，因为铝形成不期望的氧化物析出物，由此在工艺中产生的复杂性把处理成本提高到绝对不可接受的程度。
作为电气用途的钢的欧洲领先生产者之一的本发明人，长时间以来在超取向晶粒硅钢和传统的晶粒取向硅钢两方面，已经研究了旨在晶粒取向硅钢的制造和质量优化的解决办法，特别是对后者类型的产品，本发明人已经研究了用于消除或者任何情况均可减少制造工艺的苛刻要求的方法。
在先前的专利申请中，已经提出的工艺是对硅钢进行连铸，形成一般厚40-70mm的扁平薄钢坯，利用有利于凝固的结构，该结构呈现数量占多的单向小尺寸晶粒和第二相、即抑制晶粒生长的析出物的细小及弥散分布的结构。此外，已经采用了在大量的日本专利中表达的概念，据此从工艺初始状态获得微小及弥散分布的析出物的必需性可以完全忽略；相反在钢凝固过程中获得的析出物必须尽可能地保持粗糙，而在二次再结晶之前的慢速加热状态中有利于获得控制二次再结晶处理所必需的析出物。
但是，本发明人已经注意到按此方式，在大多数工艺中必须以特定控制方式进行处理，防止晶粒的异常生长，因为实际上不存在适当的抑制剂。因此，本发明人提出了一种基本的改进，其内容是在钢坯的加热过程中，达到一定限量但并不特别多的抑制剂量的加溶所要求的温度，这些量的抑制剂对于使各种热处理能够以不过分控制方式进行是严格必需的，通过特定处理将产生新的抑制剂，这比已有技术所熟知的方式更为简单和直接。本发明的目的是在传统的晶粒取向硅钢片的制造中能够使用上述概念，使制造周期合理化以及产品质量优化。
发明概述
根据本发明，在某些元素的组成含量的特定选择和适当处理之间采取协同关系的适当结合，以便控制抑制剂的存在和类型，从而控制初次再结晶晶粒尺寸以及二次再结晶条件。
具体地，本发明涉及晶粒取向硅钢带的制备工艺，其中制造熔融状态的具有期望组成的钢，连铸形成钢坯，在高温的中间加热之后把钢坯送至热轧工段，然后进行热轧获得要求厚度的钢带，卷绕钢带，接着使钢带卷开卷，并且冷轧到要求的最终厚度，如此获得的冷轧钢带随后进行最终处理，包括初次再结晶退火和二次再结晶退火，所述工艺的特征在于以协同关系组合以下操作：
a)对具有以下组成的钢坯进行连铸：2.5％-3.5wt％的Si，50-500ppm的C，250-450ppm的Al可溶，小于120ppm的N，500-3000ppm的Cu，500-1500ppm的Sn，余量是铁和少量杂质；
b)使钢坯加热到1200-1320℃之间；
c)在如上述加热后对钢坯热轧到1.8-2.5mm的厚度，使来自精轧机的钢带在1000℃-900℃的温度，保证至少4秒的暴露于空气的时间，并且在550℃-700℃的温度卷绕钢带；
d)对钢带进行单级冷轧到最终厚度；
e)在湿性氮氢气氛中，于850℃-950℃的温度进行20-150秒的连续脱碳退火，随后在每公斤钢带含1-35、最好是1-9当量升体积的NH3、并且含0.5-100g/m3的水蒸气的氮-氢气氛中，于900℃-1050℃的温度再进行连续渗氮退火。钢的组成最好包括100-300ppm的C，300-350ppm的Al可溶，60-90ppm的N。
在随后的二次再结晶过程中，在700℃-1200℃之间对钢带加热至少2小时，最好加热2-10小时。
重要的是应注意根据本发明的工艺能够使不以特别严格的方式控制微量元素的含量成为可能，于是可以使用更为便宜的原材料。特别是，根据本发明，可以存在总量不超过3500ppm的元素例如铬、镍和钼。
钢坯的加热温度最好在1250℃-1300℃之间。此外，在热轧钢带离开精轧台之后，从4-12秒开始用水冷却热轧钢带。
以下将通过多个实施例说明本发明，但是这仅是示例性的，并不限制发明本身应用的可能性和范围。
实施例1
把钢坯(具有如下重量组成：Si，3.12％；C，230ppm；Mn，730ppm；S，80ppm；Al可溶，320ppm；N，82ppm；Cu，1000ppm；Sn，530ppm；Cr，200ppm；Mo，100ppm；Ni，400ppm；P，100ppm；Ti，20ppm；余量是铁和少量杂质)加热到1260℃的温度然后热轧到2.2mm的厚度。
一半钢带在其离开精轧台之后的2秒以内开始进行水冷，而其余钢带在其离开最后精轧台之后从大约6秒开始进行延迟冷却。每种情况下钢带的卷绕温度均保持在650-670℃的范围内。
热轧钢带首先进行喷沙和酸洗，然后冷轧到0.30-0.23mm的厚度。接着在露点为68℃的氮-氢气氛中，于800℃进行90秒的连续脱碳退火，随后在露点为15℃的含NH3的氮-氢气氛中，于960℃进行15秒的渗氮退火，目的在于在钢带中根据厚度引入含量在80-140ppm之间的氮。
用MgO基退火分离剂涂敷如此获得的钢带并且卷绕；接着快速加热到700℃进行箱式退火，在此温度保持15小时，然后以30℃/小时的速率加热到1200℃，最后自由冷却。
以下表1展示了获得的结果。表1冷却延迟 最终厚度 B800 P17 P15(秒) (mm) (mT) (W/kg) (W/kg)＜2 0.29 1855 1.25 0.87＜2 0.26 1840 1.21 0.82＜2 0.23 1795 1.43 0.868 0.29 1870 1.18 0.858 0.26 1875 1.16 0.798 0.22 1870 0.99 0.67实施例2制备具有不同组成的多种铸锭，如表2所示。表2铸锭 Si C Mn S Cu Al可溶 N Cr Ni Mo Sn Ti ％ ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppmA 3.1 130 1300 70 300 230 80 100 400 100 200 20B 3.2 200 700 80 1500 290 70 500 400 200 700 10C 3.0 250 850 70 2300 310 80 400 300 200 1000 10D 3.3 190 1000 100 100 300 90 300 500 300 300 10E 2.9 90 1200 80 2000 320 80 500 600 100 900 20F 3.1 230 900 120 1200 260 100 400 400 200 1200 20G 3.2 270 1200 70 2800 300 80 1800 2500 1500 1500 20
钢坯加热到1250℃的温度，初轧到40mm，热轧到2.2-2.3mm。然后钢带冷轧到0.26mm的厚度。接着冷轧钢带在870℃进行脱碳并且在1000℃进行渗氮。通过用MgO基退火分离剂涂敷钢带，快速加热到700℃保持10小时，在氮30％-氢气中以40℃/小时的速率加热到1210℃，然后在纯氢气中保持15小时，以进行最终静态退火，最后冷却，完成处理周期。获得结果如表3所示。 表3 铸锭 B800 P17 P15
(mT) (W/kg) (W/kg)
A 1710 1.66 0.97
B 1875 1.15 0.78
C 1880 1.08 0.76
D 1845 1.26 0.83
E 1870 1.13 0.78
F 1690 1.78 1.03
G 1595 2.08 1.33
实施例3
具有如下组成的铸锭按实施例1的方式进行热轧：Si 3.25wt％，C100ppm，Mn850ppm，S70ppm，Cu1500ppm，Al可溶310ppm，Cr+Ni+Mo1200ppm，钢带从精轧台移出的8秒之后使所得钢带开始冷却。然后钢带冷轧到0.22mm的厚度。
对钢带之一试验不同的脱碳和渗氮条件；在如下的静态退火之后：快速升温到650℃、保持15小时，再在氮25％-氢气中以100℃/小时的速率提高加热到1200℃、在氢气中保持20小时，并且冷却，测量获得的结果。
表4给出了实验条件和获得的结果。表4脱碳温度 渗氮温度 磁感强度(℃) (℃) B800pH2O/H2＝0.58 pH2O/H2＝0.05 (mT)820 750 1673820 900 1751820 1000 1832870 750 1595870 900 1849870 1000 1870930 750 1630930 900 1860930 1000 1850970 750 1579970 900 1820970 1000 1810
其余钢带根据以下循环进行处理：(i)在露点为41℃的含氮25％-氢气中，于870℃的温度进行100秒的连续脱碳，(ii)在露点为10℃并且NH3浓度可变的氮-氢气氛中，于980℃的温度进行20秒的连续渗氮。
用MgO基退火分离剂涂敷并且进行箱式退火之后获得的结果如下表5所示。 表5 钢带号 供入的氮气 B800 P17 P15
(ppm) (mT) (W/kg) (W/kg)
1 54 1860 1.06 0.72
2 48 1840 1.14 0.73
3 142 1870 1.03 0.68
4 156 1868 1.01 0.64
5 148 1872 1.05 0.70
6 345 1860 1.12 0.72
7 352 1855 1.09 0.72