專利名稱：方向性電磁鋼板的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及使晶粒集聚在{110}〈001>取向的所謂方向性電磁鋼板的制造方法。
背景技術(shù)：
已知方向性電磁鋼板通過實施二次再結(jié)晶退火使晶粒集聚在{110}〈001〉取向(以下稱為高斯取向)而顯示出優(yōu)良的磁特性(例如參考專利文獻I)。而且，作為磁特性的指標，主要使用磁場的強度800A/m下的磁通密度B8、在勵磁頻率50Hz的交流磁場中磁化至I. 7T時的每Ikg鋼板的鐵損W17/5Q。
作為方向性電磁鋼板的低鐵損化的方法之一，可以列舉使二次再結(jié)晶退火后的晶粒高度集聚在高斯取向的方法。另外，二次再結(jié)晶退火后，為了提高高斯取向的集聚度，重要的是預(yù)先以僅使尖銳的高斯取向晶粒優(yōu)先生長的方式使初次再結(jié)晶板的織構(gòu)形成為預(yù)定組織。在此，作為僅尖銳的高斯取向晶粒能夠優(yōu)先生長的預(yù)定組織，已知{111}〈112〉取向(以下稱為M取向)、{12 4 1}〈014〉取向(以下稱為S取向)的晶粒。通過使這些取向晶粒聞度集聚在初次再結(jié)晶板的基體中，能夠使~■次再結(jié)晶退火后的聞斯取向的晶粒(以下稱為聞斯取向晶粒)聞度集聚。例如，專利文獻2中公開了初次再結(jié)晶退火板中，鋼板的表層附近的織構(gòu)在偏離以邦格(Bunge)的歐拉角表示φ1=0、Φ=15°、φ2=0°的取向10°以內(nèi)或偏離φ1=5°、Φ=20°、φ2=70°的取向10°以內(nèi)具有最大取向且鋼板的中心層的織構(gòu)同樣在偏離以邦格的歐拉角表小·φ!=90°、Φ=60°、φ2=45°的取向5°以內(nèi)具有最大取向的情況下，穩(wěn)定地得到顯示出優(yōu)良的磁特性的二次再結(jié)晶退火板。另外，作為控制初次再結(jié)晶退火板的織構(gòu)的方法之一，可以列舉控制最終冷軋的壓下率的方法。例如，專利文獻3中公開了 將最終冷軋的壓下率設(shè)定為70%以上且91%以下的范圍并且在該范圍中使用普通的冷軋方法來制造方向性電磁鋼板時，穩(wěn)定地得到具有優(yōu)良的磁特性的方向性電磁鋼板。近年來，在節(jié)能化的意向高漲的同時，顯示出低鐵損值的方向性電磁鋼板的需求急劇增大。在非專利文獻I中，作為決定鐵損值的一個因素的渦流損耗顯示出與板厚的平方成比例地變差。即，如果減薄鋼板的板厚，則使鐵損得到大幅改善。即，實現(xiàn)方向性電磁鋼板的低鐵損化可以說實現(xiàn)薄鋼材的穩(wěn)定生產(chǎn)。但是，方向性電磁鋼板用的硅鋼含有大量Si，因此，容易產(chǎn)生熱脆性，在通過熱軋制造薄鋼材時受到限制。基于這樣的背景，作為使最終冷軋的壓下率為上述專利文獻3中記載的優(yōu)選范圍的方法，采用二次冷軋法。迄今為止已開發(fā)了多種在通過二次冷軋法制造方向性電磁鋼板時以僅使尖銳的高斯取向晶粒優(yōu)先生長的方式形成初次再結(jié)晶織構(gòu)的技術(shù)。例如，專利文獻4中公開了一種通過控制中間退火后的冷卻來控制最終冷軋前的碳化物的析出形態(tài)、由此形成優(yōu)良的初次再結(jié)晶板織構(gòu)的方法。現(xiàn)有技術(shù)文獻
專利文獻專利文獻I :日本特公昭40-15644號公報專利文獻2 :日本特開2001-60505號公報專利文獻3 :日本專利第4123653號公報專利文獻4 :日本特開昭63-259024號公報專利文獻5 :日本專利第2648424號公報
非專利文獻非專利文獻I Inst. Elec. Engrs. 95[II] (1948 年)38 頁

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，雖然期望上述M取向和S取向平衡良好且高度集聚，但專利文獻4所記載的二次冷軋法中，對于初次再結(jié)晶板織構(gòu)而言，存在僅上述M取向高度集聚的傾向，從而存在S取向強度減弱的問題。這是因為，通常最終冷軋前的鋼板的結(jié)晶粒徑是微細的，并且M取向的再結(jié)晶晶核生成位點存在于冷軋前的晶界，因此，存在如下傾向結(jié)晶粒徑越微細，M取向的再結(jié)晶晶核生成位點越增加。另外，已知再結(jié)晶粒徑由于軋制中的蓄積應(yīng)變量的增大和不均勻應(yīng)變的導(dǎo)入等而微細化。因此，通過重復(fù)軋制-再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒的微細化發(fā)展。特別是，為了改善熱軋組織，在利用了奧氏體-鐵素體相變的高C硅鋼中，由于為雙相(鐵素體+珠光體)組織，因此，在軋制時容易導(dǎo)入大量不均勻的應(yīng)變，從而存在再結(jié)晶晶粒變得更微細且不均質(zhì)的傾向。在此，作為控制最終冷軋前的碳化物的析出形態(tài)的技術(shù)，例如專利文獻5中公開了一種在未再結(jié)晶區(qū)域進行熱軋板退火并且在冷卻中實施碳化物析出處理的技術(shù)。但是，該技術(shù)主要以通過使高密度的應(yīng)變蓄積來破壞{100}纖維組織為目的，因此，再結(jié)晶晶粒反而變得微細。因此，發(fā)明人為了解決上述問題而進行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過控制以往沒有受到關(guān)注的最終冷軋前的鋼板的粒徑、即通過使在作為鋼板組織的第二相的珠光體組織中呈層狀析出的碳化物球形化(形成珠光體組織的球形碳化物)來減少軋制工序中的不均勻的應(yīng)變量，且通過使最終冷軋前的粒徑粗大化來提高初次再結(jié)晶板織構(gòu)的S取向強度比率，從而能夠控制初次再結(jié)晶板的織構(gòu)。用于解決問題的方法本發(fā)明基于上述見解而完成，其目的在于提供奧氏體-鐵素體相變利用型的方向性電磁鋼板的制造方法，其為實施二次冷軋法的方向性電磁鋼板的制造方法，所述制造方法中，在除最終冷軋以外的任一冷軋之前進行預(yù)定的熱處理，由此在二次再結(jié)晶后表現(xiàn)出優(yōu)良的磁特性。S卩，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下。I. 一種方向性電磁鋼板的制造方法，包括如下一系列工序?qū)σ再|(zhì)量％計含有C
O.020%以上且O. 15%以下、Si :2. 5%以上且7. 0%以下、Mn :0. 005%以上且O. 3%以下、酸可溶性Al 0. 01%以上且O. 05%以下和N :0. 002%以上且O. 012%以下，而且含有合計為O. 05%以下的選自S和Se中的I種或2種、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行鋼坯加熱后，進行熱軋，接著在實施或不實施熱軋板退火的情況下實施隔著中間退火的兩次以上的冷軋，由此制成最終板厚，然后，實施初次再結(jié)晶退火，進而實施二次再結(jié)晶退火，所述制造方法的特征在于，在除最終冷軋以外的任一冷軋之前，在500°C以上且750°C以下的溫度范圍內(nèi)進行10分鐘以上且480小時以下的熱處理。2.如上述I所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，上述初次再結(jié)晶退火中的50(T70(TC之間的升溫速度為50°C /s以上。3.如上述I或2所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在上述最終冷軋以后的階段中實施磁疇細化處理。4.如上述3所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，上述磁疇細化處理通過對二次再結(jié)晶退火后的鋼板照射電子束而進行。5.如上述3所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，上述磁疇細化處理通過對二次再結(jié)晶退火后的鋼板照射連續(xù)激光而進行。6.如上述廣5中任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，上述鋼坯以質(zhì)量％計還含有選自Ni :0. 005%以上且I. 5%以下、Sn :0. 005%以上且O. 50%以下、Sb
O.005%以上且O. 50%以下、Cu :0. 005%以上且I. 5%以下和P :0. 005%以上且O. 50%以下中 的I種或2種以上。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明的方向性電磁鋼板的制造方法，以高度集聚在高斯取向的方式形成初次再結(jié)晶板織構(gòu)，因此，能夠制造在二次再結(jié)晶退火后具有比以往更優(yōu)良的磁特性的方向性電磁鋼板。特別是，即使是不易制造的板厚為O. 23mm的薄鋼板，也能夠?qū)崿F(xiàn)二次再結(jié)晶退火后的鐵損W17/5(l為O. 85ff/kg以下的優(yōu)良的鐵損特性。


圖I是表示對鋼板實施熱處理時的均熱時間與鐵損的關(guān)系的圖。圖2是表示熱處理的均熱溫度與鐵損的關(guān)系的圖。圖3是表示熱處理的均熱時間和溫度與鐵損的關(guān)系的圖。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明進行具體說明。需要說明的是，在沒有特別說明的情況下，涉及鋼板成分的“％”是指質(zhì)量％。C 0. 020% 以上且 O. 15% 以下C是用于通過在熱軋和熱軋板退火的均熱時利用奧氏體-鐵素體相變來改善熱軋組織所需的元素。在此，C含量超過O. 15%時，不僅脫碳處理的負荷增大，而且脫碳本身不完全而成為使成品板產(chǎn)生磁時效的原因。另一方面，C含量低于O. 020%時，熱軋組織的改善效果減小，難以得到期望的初次再結(jié)晶織構(gòu)。因此，使C為O. 020%以上且O. 15%以下。Si 2. 5% 以上且 7. 0% 以下Si是對增大鋼的電阻、降低構(gòu)成鐵損的一部分的渦流損耗極其有效的元素。在鋼板中添加有Si的情況下，含量為11%以下時，電阻單調(diào)增加，但在含量超過7. 0%時，會使加工性顯著降低。另一方面，含量低于2. 5%時，電阻減小而無法得到良好的鐵損特性。因此，使Si為2. 5%以上且7. 0%以下。為了穩(wěn)定地確保加工性，Si的優(yōu)選上限為4. 0%。Mn 0. 005% 以上且 O. 3% 以下在二次再結(jié)晶退火的升溫過程中，MnS和MnSe在抑制正常晶粒生長的方面發(fā)揮抑制劑的作用，因此，對于方向性電磁鋼板而言，Mn是重要的兀素。但是,Mn含量低于O. 005%時，抑制劑的絕對量不足，因此，正常晶粒生長的抑制力不足。另一方面，Mn含量超過O. 3%時，在熱軋前的鋼坯加熱過程中，為了使Mn完全固溶而需要高溫的鋼坯加熱。而且，抑制劑發(fā)生粗大析出，因此，正常晶粒生長的抑制力不足。因此，使Mn為O. 005%以上且O. 3%以下。酸可溶性Al 0. 01%以上且O. 05%以下
在二次再結(jié)晶退火的升溫過程中，AlN在抑制正常晶粒生長的方面發(fā)揮抑制劑的作用，因此，對于方向性電磁鋼板而言，酸可溶性Al是重要的元素。但是，酸可溶性Al的含量低于O. 01%時，抑制劑的絕對量不足，因此，正常晶粒生長的抑制力不足。另一方面，酸可溶性Al的含量超過O. 05%時，AlN發(fā)生粗大析出，因此，正常晶粒生長的抑制力仍然不足。因此，使酸可溶性Al為O. 01%以上且O. 05%以下。N 0. 002% 以上且 O. 012% 以下N與Al結(jié)合而形成抑制劑，但含量低于O. 002%時，抑制劑的絕對量不足，正常晶粒生長的抑制力不足。另一方面，含量超過O. 012%時，冷軋時產(chǎn)生稱為起泡的空穴，從而使鋼板的外觀變差。因此，使N為O. 002%以上且O. 012%以下。選自S和Se中的I種或2種的合計0. 05%以下S和Se與Mn結(jié)合而形成抑制劑，但含量超過O. 05%時，在二次再結(jié)晶退火中脫S、脫Se不完全，因此引起鐵損變差。因此，使選自S和Se中的I種或2種以合計量計為O. 05%以下。此外，這些元素的含有不是必需的，對其下限沒有特別限制，為了發(fā)揮其添加效果，優(yōu)選為約O. 01%。本發(fā)明的基本成分如上所述，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。作為這種不可避免的雜質(zhì)，可以列舉從原料、制造設(shè)備等不可避免地混入的雜質(zhì)。以上對本發(fā)明的基本成分進行了說明，但本發(fā)明中，除此以外，還可以根據(jù)需要適當(dāng)含有如下所示的元素。Ni 0. 005% 以上且 I. 5% 以下Ni是奧氏體生成元素，因此是對通過利用奧氏體相變來改善熱軋板組織、從而提高磁特性有用的元素。但是，含量低于O. 005%時，磁特性的提高效果小，另一方面，含量超過I. 5%時，加工性降低，因此，除了通板性變差以外，二次再結(jié)晶也變得不穩(wěn)定，從而使磁特性變差。因此，使Ni為O. 005 I. 5%的范圍。Sn 0. 005% 以上且 O. 50% 以下、Sb :0· 005% 以上且 O. 50% 以下、Cu :0· 005% 以上且
I.5%以下和P :0. 005%以上且O. 50%以下Sn、Sb、Cu和P是對提高磁特性有用的元素，但各自的含量低于上述范圍的下限值時，磁特性的改善效果不足，另一方面，各自的含量超過上述范圍的上限值時，二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定，從而使磁特性變差。因此，可以以Sn :0. 005%以上且O. 50%以下、Sb :0. 005%以上且O. 50%以下、Cu :0. 005%以上且I. 5%以下和P :0. 005%以上且O. 50%以下的范圍分別含有。此外，在制造方向性電磁鋼板的工序中，一般而言，單獨進行脫碳退火或者與初次再結(jié)晶退火一起兼帶進行脫碳退火，另外，單獨進行純化退火或者與二次再結(jié)晶退火一起兼帶進行純化退火。脫碳退火、純化退火的結(jié)果是，以下的元素減少，將純化退火后賦予在鋼板表面的張力被膜除去后，成為下述的鋼板組成。即，C :0. 0035%以下、N :0. 0035%以下、選自S和Se中的I種或2種的合計:0. 0020%以下。對具有上述組成的鋼坯進行鋼坯加熱后，進行熱軋，根據(jù)需要(例如為了進一步提高磁特性而要消除未再結(jié)晶部的情況等)進行熱軋板退火，由此進行熱軋板組織的改善。此時的熱軋板退火優(yōu)選在均熱溫度為800°C以上且1200°C以下、均熱時間為2s以上且300s以下的條件下進行。 熱軋板退火的均熱溫度低于800°C時，熱軋板組織的改善不完全而使未再結(jié)晶部殘留，因此，可能無法得到期望的組織。另一方面，從得到更良好的二次再結(jié)晶的性能的觀點出發(fā)，優(yōu)選以成為抑制劑的AlN、MnSe和MnS的再溶解以及奧斯特瓦爾德生長不急劇發(fā)展的1200°C以下作為均熱溫度。因此，優(yōu)選使熱軋板退火的均熱溫度為800°C以上且1200°C以下。另外，均熱時間少于2s時，高溫保持時間短，因此，使未再結(jié)晶部殘留，可能無法得到期望的組織。另一方面，從得到更良好的二次再結(jié)晶的性能的觀點出發(fā)，優(yōu)選在成為抑制劑的AIN、MnSe和MnS的再溶解以及奧斯特瓦爾德生長不急劇發(fā)展的300s以下進行均熱。因此，熱軋板退火的均熱時間優(yōu)選設(shè)定為2s以上且300s以下。此外，上述的熱軋板退火優(yōu)選通過通常進行的連續(xù)退火來進行。在熱軋板退火后或者在不進行熱軋板退火的情況下通過隔著中間退火的兩次以上的冷軋將鋼板軋制至最終精軋厚度，由此，能夠得到本發(fā)明的方向性電磁鋼板。在此，本發(fā)明的顯著特征在于，在除最終冷軋以外的任一冷軋之前，在500°C以上且750°C以下的溫度范圍內(nèi)實施10分鐘以上且480小時以下的熱處理。首先，進行用于確認實施本發(fā)明的熱處理時的均熱時間的范圍的實驗。對達到本發(fā)明的成分組成的鋼坯在1350°C的溫度下進行加熱后，熱軋至2. 2mm的厚度。然后，實施1050°C、40s的熱軋板退火。接著，在第一次冷軋前，在干燥氮氣氣氛中在圖I所示的條件下實施熱處理。然后，冷軋至I. 5mm的厚度，實施1080°C、80s的中間退火。進而，冷軋至O. 23mm的厚度，在800°C下實施120s的兼作脫碳退火的初次再結(jié)晶退火。然后，在鋼板表面上涂布以MgO作為主要成分的退火分離劑，在1150°C下進行50小時的兼作純化退火的二次再結(jié)晶退火，得到各條件下的試驗片。圖I中示出了對上述試驗片的磁特性進行測定而得到的結(jié)果。對于第一次冷軋前的熱處理中的均熱溫度為700°C的試驗片而言，得到了能夠大致實現(xiàn)低鐵損化的結(jié)果，但在均熱時間少于10分鐘的情況下，鐵損沒有得到改善。這是由于，在均熱時間少于10分鐘時，珠光體組織未形成球形碳化物，而在第一次冷軋中使鋼板大量蓄積不均勻的應(yīng)變，因此，不會引起中間退火板的粒徑、即最終冷軋前的粒徑的粗大化。另外，圖I中，對于第一次冷軋前的熱處理中的均熱溫度為400°C的試驗片而言，鐵損均沒有得到改善。這是由于，珠光體組織未形成球形碳化物，而在第一次冷軋中使鋼板大量蓄積不均勻的應(yīng)變，由此，不會引起中間退火板的粒徑、即最終冷軋前的粒徑的粗大化。另外，圖I中，對于第一次冷軋前的熱處理中的均熱溫度為800°C的試驗片而言，鐵損也都沒有得到改善。這是由于，均熱溫度超過A1相變溫度，因此，一部分珠光體相向奧氏體相發(fā)生相變，不進行C的擴散，因此，在冷卻過程中再次出現(xiàn)珠光體相，在第一次冷軋中使鋼板大量蓄積不均勻的應(yīng)變，從而不會引起中間退火板的粒徑、即最終冷軋前的粒徑的粗大化。因此，在第一次冷軋前的均熱溫度為700°C的情況下，通過實施均熱時間為10分鐘以上的熱處理，能夠使中間退火板的粒徑、即最終冷軋前的粒徑發(fā)生粗大化，從而能夠得到期望的初次再結(jié)晶板織構(gòu)。其結(jié)果可知，能夠得到優(yōu)良的磁特性。 然后，進行用于確認實施本發(fā)明的熱處理時的均熱時間的范圍的實驗。對達到本發(fā)明的成分組成的鋼坯在1350°C的溫度下進行加熱后，熱軋至2. Omm的厚度，實施1000°C、40s的熱軋板退火。接著，在第一次冷軋前，在干燥氮氣氣氛中在圖2所示的條件下實施熱處理。然后，冷軋至1.3_的厚度，實施1100°C、80s的中間退火。進而冷軋至O. 23mm的厚度，在800°C下實施120s的兼作脫碳退火的初次再結(jié)晶退火。然后，在鋼板表面上涂布以MgO作為主要成分的退火分離劑，在1150°C下進行50小時的兼作純化退火的二次再結(jié)晶退火，得到各條件下的試驗片。圖2中示出了對上述試驗片的磁特性進行測定而得到的結(jié)果。由該圖可知，對于第一次冷軋前的熱處理中的均熱時間為24小時的試驗片而言，在均熱溫度為500°C以上且750°C以下的范圍內(nèi)，鋼板的鐵損得到改善。即，在將均熱溫度設(shè)定為500°C以上且750°C以下的情況下，通過確保充分的均熱時間，能夠使珠光體組織中的層狀碳化物(滲碳體)的球形化充分進行，另外，固溶在晶粒內(nèi)的C擴散至晶界，能夠在晶界以粗大的球形碳化物(滲碳體)的形式析出。因此，對于上述鋼板而言，形成了與鐵素體單相接近的組織，因此，使軋制時產(chǎn)生的不均勻的應(yīng)變量減少，從而能夠使中間退火板的粒徑即最終冷軋前的粒徑發(fā)生粗大化。結(jié)果，能夠得到期望的初次再結(jié)晶板的織構(gòu)。另一方面，對于均熱時間為5分鐘的試驗片而言，即使在圖2所示的優(yōu)選溫度的范圍內(nèi)實施熱處理，也未能得到鐵損改善效果。即，如上所述，可知為了使珠光體組織中的層狀碳化物球形化以及使晶粒內(nèi)的固溶C向晶界的球形碳化物擴散，本發(fā)明的熱處理需要一定的時間。因此可知，通過在第一次冷軋前在將均熱溫度設(shè)定為500°C以上且750°C以下的條件下實施均熱時間為24小時的熱處理，能夠使中間退火板的粒徑、即最終冷軋前的粒徑發(fā)生粗大化，從而能夠得到期望的初次再結(jié)晶板的織構(gòu)。進而，進行用于確認上述熱處理的溫度和時間的范圍的實驗。對含有C 0. 04%、Si 3. 1%、Mn 0. 13%、酸可溶性 Al 0. 01%、N 0. 007%、S 0. 003%和Se :0. 03%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯在1350°C的溫度下進行加熱，熱軋至2. Omm的厚度。
接著，在實施1000°C、40s的退火后，在進行第一次冷軋前，在干燥氮氣氣氛中以各種溫度、時間實施熱處理，并進行爐冷。然后，冷軋至I. 5mm的厚度，實施1080°C、80s的中間退火。接著，冷軋至O. 23mm的厚度，在800°C下實施120s的兼作脫碳退火的初次再結(jié)晶退火。然后，在鋼板表面上涂布以MgO作為主要成分的退火分離劑，在1150°C下實施50小時的兼作純化退火的二次再結(jié)晶退火，得到方向性電磁鋼板。將對該方向性電磁鋼板的鐵損值W17/5(l進行調(diào)查的結(jié)果以與在第一次冷軋前進行的熱處理的均熱溫度和均熱時間的關(guān)系示于圖3中。由該圖表明，通過在將均熱溫度設(shè)定為500°C以上且750°C以下且將均熱時間設(shè)定為10分鐘以上的范圍的條件下進行第一次冷軋前的熱處理，顯示出二次再結(jié)晶板的鐵損W1775C1為O. 85ff/kg以下的優(yōu)良的鐵損值。另外，由該圖可以確認，均熱時間為480小時以內(nèi)時，顯示出優(yōu)良的鐵損值。因此，在本發(fā)明中，從生產(chǎn)率和成本等觀點出發(fā)，將均熱時間的上限設(shè)定為480小時。另外，在顯示出低鐵損的上述條件中，對于二次再結(jié)晶退火板的磁通密度B8而言，也顯示出優(yōu)良的值。因此，通過實施上述熱處理，推定為二次再結(jié)晶板的高斯取向晶粒的集 聚度增高。由圖f 3所示的實驗結(jié)果可知，通過對達到本發(fā)明的成分組成的鋼板實施預(yù)定的熱處理，使二次再結(jié)晶板的鐵損值為O. 85ff/kg以下，從而得到顯示出優(yōu)良的鐵損值的鋼板。另外可知，需要在除最終冷軋以外的任一冷軋前在500°C以上且750°C以下的溫度范圍內(nèi)進行10分鐘以上且480小時以下的范圍的上述熱處理。需要說明的是，在上述實驗中，示出了第一次冷軋前的熱處理，但確認了只要是在除最終冷軋以外的任一冷軋之前進行熱處理，就具有與上述磁特性的結(jié)果相同的效果。另夕卜，從確保上述處理時間的觀點出發(fā)，優(yōu)選通過分批退火進行上述熱處理。本發(fā)明中，中間退火的條件根據(jù)以往公知的條件即可，優(yōu)選設(shè)定為均熱溫度800°C以上且1200°C以下、均熱時間2s以上且300s以下，對于中間退火后的冷卻過程而言，優(yōu)選使在80(T40(TC區(qū)間內(nèi)的冷卻速度為10°C /s以上且200°C /s以下的急冷處理。該條件特別適合最終冷軋前的中間退火。S卩，從使冷軋后的組織充分再結(jié)晶而改善初次再結(jié)晶板的整粒組織、進一步促進二次再結(jié)晶晶粒生長的觀點出發(fā)，優(yōu)選將均熱溫度設(shè)定為800°C以上。另一方面，從得到更良好的二次再結(jié)晶的性能的觀點出發(fā)，優(yōu)選在成為抑制劑的AlN、MnSe和MnS的再溶解以及奧斯特瓦爾德生長不急劇發(fā)展的1200°C以下進行均熱。因此，中間退火的均熱溫度優(yōu)選設(shè)定為800°C以上且1200°C以下。另外，從使冷軋后的組織充分再結(jié)晶的觀點出發(fā)，優(yōu)選將均熱時間設(shè)定為2s以上。另一方面，從得到更良好的二次再結(jié)晶的性能的觀點出發(fā)，優(yōu)選在成為抑制劑的A1N、MnSe和MnS的再溶解以及奧斯特瓦爾德生長不急劇發(fā)展的300s以下進行均熱。因此，中間退火的均熱時間優(yōu)選設(shè)定為2s以上且300s以下。進而，在中間退火后的冷卻過程中，從抑制碳化物的粗大化、進一步提高后續(xù)的冷軋-初次再結(jié)晶退火中的織構(gòu)的改善效果的觀點出發(fā)，優(yōu)選將80(T40(TC下的冷卻速度設(shè)定為10°C /s以上。另一方面，從避免生成硬質(zhì)的馬氏體相、改善初次再結(jié)晶板組織而進一步改善磁特性的觀點出發(fā)，優(yōu)選將80(T40(TC下的冷卻速度設(shè)定為200°C /s以下。因此，中間退火后的冷卻過程中的80(T40(TC下的冷卻速度優(yōu)選設(shè)定為10°C /s以上且200°C /s以下。此外，上述中間退火優(yōu)選以通常進行的方式通過連續(xù)退火進行。最終冷軋的壓下率沒有特別限定，為了得到良好的初次再結(jié)晶板織構(gòu)，將最終冷軋的壓下率設(shè)定為60%以上且92%以下是優(yōu)選的范圍。優(yōu)選在700°C以上且1000°C以下的均熱溫度下對通過最終冷軋軋制至最終板厚的鋼板實施初次再結(jié)晶退火。另外，初次再結(jié)晶退火在例如在濕氫氣氛中進行時，也可以兼帶進行鋼板的脫碳。在此，從使冷軋后的組織充分再結(jié)晶的觀點出發(fā)，優(yōu)選將初次再結(jié)晶退火中的均熱溫度設(shè)定為700°C以上。另一方面，從抑制該時刻的高斯取向晶粒的二次再結(jié)晶的觀點出發(fā)，優(yōu)選均熱溫度為1000°C以下。因此，初次再結(jié)晶退火優(yōu)選設(shè)定為700°C以上且1000°C以下。
為了得到如上所述的織構(gòu)改善效果，優(yōu)選實施滿足以上的均熱條件的初次再結(jié)晶退火。但是，從使S取向集聚的觀點出發(fā)，升溫階段更重要。具體而言，通過實施50(T70(TC之間的升溫速度為50°C /s以上的初次再結(jié)晶退火，能夠進一步提高初次再結(jié)晶板織構(gòu)的S取向強度比率、高斯取向強度比率，能夠在提高二次再結(jié)晶后的磁通密度的同時使二次再結(jié)晶粒徑微細化，從而能夠改善鐵損特性。本發(fā)明是通過在除最終冷軋以外的任一冷軋之前實施預(yù)定的熱處理而使最終冷軋前的粒徑粗大化、從而提高初次再結(jié)晶板織構(gòu)的S取向強度比率的技術(shù)，但在初次再結(jié)晶退火的升溫過程中將該溫度范圍的升溫速度設(shè)定為50°C /s以上的情況下，雖然使初次再結(jié)晶板織構(gòu)的M取向強度比率稍稍降低，但能夠提高S取向強度比率、進而提高高斯取向強度比率。即，使二次再結(jié)晶取向在高斯取向上的尖銳性提高的S取向強度比率增高，并且成為二次再結(jié)晶晶粒的晶核的高斯取向強度比率也增高，因此，能夠高度維持最終成品的磁通密度，并且使二次再結(jié)晶晶粒成為細粒，因而也能夠同時得到低鐵損。對于控制升溫速度的溫度范圍而言，由于是為了在與冷軋后的組織的恢復(fù)相當(dāng)?shù)臏囟确秶鷥?nèi)進行快速加熱而使其再結(jié)晶，因此，重要的是在與組織的恢復(fù)相當(dāng)?shù)?0(T70(TC之間的升溫速度。在此，升溫速度小于50°C /s時，不能充分抑制組織上述溫度范圍內(nèi)的恢復(fù)，因此，優(yōu)選升溫速度為50°C /s以上。此外，無需對升溫速度特別設(shè)置上限，但在使升溫速度超出上限太多時，需要設(shè)備的大型化等，因此，優(yōu)選為約400°C /s以下。另外，初次再結(jié)晶退火通常多兼作脫碳退火，退火時優(yōu)選在對脫碳有利的氧化性氣氛(例如ΡΗ2()/ΡΗ2>0. I)中實施。關(guān)于要求高升溫速度的50(T70(TC之間，考慮到由于設(shè)備等的限制而難以導(dǎo)入氧化性氣氛的情況，但從脫碳的觀點出發(fā)，重要的是主要在800°C附近的氧化性氣氛，因此，該溫度范圍也可以為ΡΗ2()/ΡΗ2<0. I的范圍。此外，也可以與初次再結(jié)晶退火不同地另行實施脫碳退火。進而，也可以在從初次再結(jié)晶退火后至二次再結(jié)晶退火開始之間實施使鋼中含有15(T250ppm的范圍的N的氮化處理。因此，可以在在初次再結(jié)晶退火后分別應(yīng)用在NH3氣氛中進行熱處理、或者使退火分離劑中含有氮化物、或者將二次再結(jié)晶退火氣氛設(shè)定為氮化氣氛的公知技術(shù)。然后，根據(jù)需要在鋼板表面上涂布以MgO作為主要成分的退火分離劑后，進行二次再結(jié)晶退火。對于該二次再結(jié)晶退火的退火條件，也沒有特別制限，在以往公知的退火條件下進行即可。此外，在將此時的退火氣氛設(shè)定為氫氣氣氛時，也可以兼作純化退火來進行。然后，經(jīng)過絕緣被膜涂布工序和平坦化退火工序而得到期望的方向性電磁鋼板。此時的絕緣被膜涂布工序和平坦化退火工序的制造條件沒有特別限定，只要根據(jù)常規(guī)方法即可。通過以上步驟制造的方向性電磁鋼板在二次再結(jié)晶后具有極高的磁通密度，并且具有優(yōu)良的鐵損特性。在此，具有高的磁通密度是指在二次再結(jié)晶過程中僅是成為與高斯取向極靠近的取向的晶粒優(yōu)先生長。已知晶粒越靠近高斯取向，二次再結(jié)晶晶粒的生長速度越快，因此，進行高磁通密度化是指二次再結(jié)晶粒徑潛在性地粗大化，從降低磁滯損耗的觀點出發(fā)是有利的，但從降低渦流損耗的觀點出發(fā)是不利的。因此，為了解決如上所述的與本發(fā)明的降低鐵損的最終目標相反的現(xiàn)象并進一步提高鐵損降低效果，優(yōu)選實施磁疇細化處理。本發(fā)明中，通過實施適當(dāng)?shù)拇女牸毣幚?，使因二次再結(jié)晶粒徑的粗大化而變得不利的渦流損耗降低，從而能夠?qū)崿F(xiàn)本發(fā)明的主要效果即磁滯損耗的降低效果，并且進一步實現(xiàn)低的鐵損。本發(fā)明中，可以在上述最終冷軋以后的階段中應(yīng)用公知的所有耐熱型 (heat-proof)或非耐熱型的磁疇細化處理,對二次再結(jié)晶后的鋼板表面實施電子束或連續(xù)激光的照射時，能夠使磁疇細化效果滲透至鋼板板厚內(nèi)部，與蝕刻法等其他磁疇細化處理相比，能夠得到極低的鐵損。實施例[實施例I]對含有C 0. 06%、Si 3. 2%, Mn 0. 12%、酸可溶性 Al 0. 01%、N 0. 005%、S 0. 0030%和Se :0. 03%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯在1350°C的溫度下進行加熱后，熱軋至2. 2mm的厚度。然后，實施1050°C、40s的熱軋板退火。接著，在進行第一次冷軋前，在干燥氮氣氣氛中在表I所示的條件下實施熱處理。然后，冷軋至I. 5mm的厚度，實施1080°C、80s的中間退火。進而冷軋至O. 23mm的厚度，在800°C下實施120s的兼作脫碳退火的初次再結(jié)晶退火。在此，在使初次再結(jié)晶退火中的50(T70(TC之間的升溫速度為20°C /s的條件下進行。然后，在鋼板表面上涂布以MgO作為主要成分的退火分離劑，在1150°C下進行50小時的兼作純化退火的二次再結(jié)晶退火，得到各條件下的試驗片。表I中一并記載了上述試驗片的鐵損的測定結(jié)果。表I
權(quán)利要求
1.一種方向性電磁鋼板的制造方法，包括如下一系列工序?qū)σ再|(zhì)量％計含有C O. 020%以上且O. 15%以下、Si :2. 5%以上且7. 0%以下、Mn :0. 005%以上且O. 3%以下、酸可溶性Al :0. 01%以上且O. 05%以下和N :0. 002%以上且O. 012%以下，而且含有合計為O. 05%以下的選自S和Se中的I種或2種、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行鋼坯加熱后，進行熱軋，接著在實施或不實施熱軋板退火的情況下實施隔著中間退火的兩次以上的冷軋，由此制成最終板厚，然后，實施初次再結(jié)晶退火，進而實施二次再結(jié)晶退火，所述制造方法的特征在于，在除最終冷軋以外的任一冷軋之前，在500°C以上且750°C以下的溫度范圍內(nèi)進行10分鐘以上且480小時以下的熱處理。
2.如權(quán)利要求I所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，所述初次再結(jié)晶退火中的50(T70(TC之間的升溫速度為50°C /s以上。
3.如權(quán)利要求I或2所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在所述最終冷軋以后的階段中實施磁疇細化處理。
4.如權(quán)利要求3所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其中，所述磁疇細化處理通過對二次再結(jié)晶退火后的鋼板照射電子束而進行。
5.如權(quán)利要求3所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其中，所述磁疇細化處理通過對二次再結(jié)晶退火后的鋼板照射連續(xù)激光而進行。
6.如權(quán)利要求廣5中任一項所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計還含有選自Ni :0. 005%以上且I. 5%以下、Sn :0. 005%以上且O. 50%以下、Sb O. 005%以上且O. 50%以下、Cu :0. 005%以上且I. 5%以下和P :0. 005%以上且O. 50%以下中的I種或2種以上。
全文摘要
根據(jù)本發(fā)明，提供一種方向性電磁鋼板，通過如下方法利用兩次以上的冷軋來制造在以達到預(yù)定成分組成的鋼坯作為原材料并利用兩次以上的冷軋來制造方向性電磁鋼板時，在除最終冷軋以外的任一冷軋之前，在500℃以上且750℃以下的溫度范圍內(nèi)進行10分鐘以上且480小時以下的熱處理。對于上述方向性電磁鋼板而言，通過利用奧氏體-鐵素體相變，能夠在二次再結(jié)晶后顯示出優(yōu)良的磁特性。
文檔編號H01F1/16GK102947471SQ20118003016
公開日2013年2月27日 申請日期2011年6月17日 優(yōu)先權(quán)日2010年6月18日
發(fā)明者竹中雅紀, 高島稔, 高宮俊人 申請人:杰富意鋼鐵株式會社