專利名稱：：磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及方向性硅鋼板的制造方法，特別是關于低鐵損高磁通密度的單方向性硅鋼板的制造方法。單方向性硅鋼板主要作為變壓器及其它電機的鐵心材料來使用，要求具有優(yōu)良的磁通密度及鐵損值等的磁特性。為制造該單方向硅鋼板，一般采用的方法是，將厚度為100～300mm的板坯在1250℃以上的溫度下加熱以后進行熱軋，將所得到的熱軋板通過1次冷軋或具有中間退火的2次以上的冷軋而形成最終板厚，再進行脫炭退火后，涂敷退火分離劑，之后進行以二次再結晶及純化為目的的最后退火。即，首先，高溫加熱板坯并在完全固溶抑制劑成分后進行熱軋，再對通過1次或2次以上的冷軋及1次或2次以上的退火所得到的一次再結晶粒組織加以控制，然后，在最后退火中通過使該一次再結晶粒在{110}<001>方位的結晶粒上進行二次再結晶來確保必要的磁特性。為有效地促進這樣的二次再結晶，首先，將用于抑制一次再結晶的正常粒成長的、稱之為抑制劑的分散相以均勻且合適的大小分散到鋼中的方式控制其析出狀態(tài)，并且，使一次再結晶粒組織在整個板厚的范圍為適當大小的結晶粒并且成為均勻的分布是重要的。作為這種抑制劑的代表，使用MnS、MnSe、ALN及VN這樣的硫化物、硒化物及氮化物等在鋼中的溶解度極小的物質。此外，也使用Sb、Sn、As、Pb、Ce、Cu及Mo等晶粒邊界偏析型元素作為抑制劑。總之，為得到良好的二次再結晶組織，從在熱軋中的抑制劑的析出，到此后的二次再結晶退火為止的抑制劑的控制都是重要的條件。為確保更優(yōu)良的磁特性，可以說對這種抑制劑的控制的重要性變得越來越重要。在這里，從控制抑制劑的觀點出發(fā)，作為以從熱軋工序的精軋到卷取的溫度滯后為目的的以往技術，已在例如日本持公昭38-14009號公報、特開昭56-33431號公報、特開昭59-50118號公報、特開昭64-73023號公報、特開平2-263924號公報、特開平2-274811號公報、特開平5-295442號公報所記載的內容中得以公知。在特公昭38-14009號公報中，公開了一種晶粒單定向性硅電工鋼的制造方法，它通過將晶粒單定向的硅電工鋼的熱軋帶鋼在790℃及950℃之間的溫度下固溶化處理，把碳作為固溶體來維持并且為防止晶粒邊界碳化物的形成，從此溫度開始急劇地急冷到540℃以下的溫度，保持出現(xiàn)晶粒內晶狀體狀析出物的310～480℃的溫度，在急冷了之后，通過交替地進行出現(xiàn)晶粒單定向性的冷軋及退火，而得到晶粒單定向性硅電工鋼。然而，該技術是一種不以添加抑制劑成分，而是以控制碳化物的析出形態(tài)為主的手法，它是要對在700℃附近的碳化物析出溫度區(qū)的冷卻速度及保持時間加以控制。因此，實際上當該技術適用于含有ALN及MnSe、MnS的單方向性電磁鋼板的制造時，全然不能期待特性改善。在特開昭56-33431號公報中，公開了將卷取溫度控制在700～1000℃的溫度范圍的方法，以及在700～1000℃高溫卷取后將該卷鋼保溫10分鐘-5小時的方法，和在700～1000℃高溫卷取后將該卷鋼急冷的方法。該技術雖然是改善作為抑制劑的ALN的析出分散狀態(tài)的方法，但由于以卷取后的卷取狀自行退火，進行不均勻的脫炭，因而其后冷軋集合組織的形成也變得不穩(wěn)定，產品特性的不良增加。特別是在卷取形狀下的水冷等將導致冷卻速度的不均勻，這是成為產品特性不良的因素。在特開昭59-50118號公報中公開了將熱軋鋼帶在離開最后精軋的機架之后，以7～40℃/秒的冷卻速度冷卻到由以下(1)，(2)式所算出的溫度范圍，之后卷取并自然冷卻的方法，以及將熱軋鋼帶離開最后的精軋機架之后，以7～30℃/秒冷卻到由以下的(3)式所算出的溫度以下以后，再卷取，并進一步水冷該卷取鋼帶的方法。(35×logV＋515)℃......(1)(445×logV-570)℃......(2)(20×logV＋555)℃......(3)其中，V離開最后精軋機架以后到卷取為止時熱軋鋼帶的冷卻速度(℃/秒)但是，該技術的對象是不使用ALN作為抑制劑的情況，因而不能指望有單獨使用ALN，或復合使用ALN與MnSe或與MnS的涉及單方向性電磁鋼板制造的效果。特開昭64-73023號公報公開了在熱軋中、在精軋完成后直到卷取的平均冷卻速度與卷取溫度的范圍在平均冷卻速度為10℃/秒以上、40℃/秒以下時，卷取溫度為600℃以上，750℃以下的方法，以及在平均冷卻速度為40～80℃/秒時，卷取溫度為550～750℃的方法。該技術與特開昭59-50118號公報所公開的技術相同，也是以不使用MnS、MnSe作為抑制劑為特征的、沒有涉及有關使用了ALN的單方向性電磁鋼板的制造法。此外，這些即使都與冷卻速度有關，但也只探明了從精軋終了到卷取的平均冷卻速度。也就是說它沒有涉及任何如本發(fā)明那樣，對以作為抑制劑的ALN的析出狀態(tài)或ALN與MnSe或與MnS的復合析出狀態(tài)有本質影響的精軋終了之后的高溫滯留時間。在特開平2-263924號公報中，公開了將含有重量百分比為C0.02～0.100％、Si2.5～4.5％以及常規(guī)的抑制劑成分、并且其余為Fe及不可避免雜質所構成的硅鋼板坯進行熱軋，不進行熱軋板退火，而緊接著實施壓下率為80％以上的冷軋、脫炭退火、最終退火來制造單方向性電磁鋼板的方法，其中它以熱軋終了溫度為750～1150℃、熱軋終了后至少保持700℃以上的溫度1秒以上，并且卷取溫度為低于700℃的技術。從降低費用的觀點來看，該技術就是在精軋后通過高溫保持，促進再結晶而改善組織，以及省略了熱軋板退火的技術。通過該技術促進了熱軋后的再結晶能使組織得以改善、省略熱軋板退火，但卻并不能導致以往改進而得到良好的抑制劑析出狀態(tài)。此外，該技術由于省略了熱軋板退火，存在著必須對抑制劑的析出控制加以放棄這樣的問題。并且，在特開平2-274811號公報中，將含有重量百分比為C0.021～0.075％、Si常規(guī)為2.5～4.5％、酸可溶性Al0.010～0.060％、N0.0030～0.000130％、S+0.405Se0.014％以下、Mn0.05～0.8％、且其余為Fe及不可避免的雜質所構成的板坯在小于1280℃的溫度加熱以后進行熱軋、接著根據(jù)需要進行熱軋板退火，然后進行壓下率為80％以上的最終冷軋，并根據(jù)需要進行具有中間退火的一次以上的冷軋，之后，實施脫炭退火及最后的退火以制造單方向性電磁鋼板的方法中，公開了熱軋終了溫度為750～1150℃，熱軋終了后至少保持700℃以上的溫度1秒以上，且卷取溫度低于700℃的技術。該技術試圖在實施低溫板坯加熱的制造過程中，通過在精軋后保持高溫，促進再結晶而提高磁特性，并使磁特性穩(wěn)定化。然而，在低溫板坯加熱中ALN可固溶，而MnS、MnSe卻不能充分達到固溶。特別是，在進行高溫板坯加熱、使抑制劑充分固溶的制造法中使用這樣的熱軋冷卻時，由于抑制劑的析出運動不同，不能穩(wěn)定地制造磁特性優(yōu)良的制品。也就是說，由于在進行低溫板坯加熱的工序中，對抑制劑的控制不能奏效，因而存在著不能穩(wěn)定地制造磁特性優(yōu)良的制品的問題。再有，在特開平5-295442號公報中，公開了熱軋后的鋼板在最終冷軋壓下率為80％以上來進行冷軋的方法，其中，該熱軋后的鋼板是在從熱精軋的最后機架出來后，具有從850℃以下到600℃的平均冷卻速度Ta(℃/秒)與Ti含有量的關系為Ta≥30℃/秒、Ti≤0.003重量％時Ta≥-7/3Ti＋1000.003＜Ti≤0.008重量％時Ta≤≤-11/5Ti＋206Ta℃/秒Ti10-4重量％的熱軋后鋼板。但是，在根據(jù)該方法進行制造的情況下，制品中殘留的Ti形成氧化物、氮化物、存在著導致鐵損的時效惡化的問題。以往的技術為了使抑制劑在鋼中均勻且以全合適的大小分散，沒有考慮熱精軋終了后直到卷取這段時間鋼板的熱滯后現(xiàn)象。并且，盡管有對熱精軋終了后直到卷取的冷卻速度加以規(guī)定的技術(例如特開昭59-50118號公報所公開)，但它不以對抑制劑的控制為目的，而是把微細碳化物的析出作為目標。此外，規(guī)定上述熱精軋終了后直到卷取的冷卻速度的技術不過是規(guī)定了平均冷卻速度，特別是在熱精軋終了之后不久的冷卻并沒有關注。以上這些以往技術不能實現(xiàn)良好的抑制劑析出控制，因此，不能制造磁通密度及鐵損值兩方面都優(yōu)良的單方向性硅鋼板。因此，本發(fā)明的目的是提供在單獨使用ALN作為抑制劑以及復合使用ALN與MnS或與MnSe作為抑制劑的情況下的磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造技術。本發(fā)明者為實現(xiàn)本發(fā)明前述目的，通過針對熱軋工序中各種因素的詳細研究結果，對熱精軋終了后的冷卻滯后加以控制而得到了良好的抑制劑分布，從而能減輕制品的二次再結晶不良率，得以實現(xiàn)本發(fā)明高磁通密度及低鐵損。即，本發(fā)明(第1發(fā)明)是磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法，它是將含有C0.01～0.10wt％Si2.5～4.5wt％Mn0.02～0.12wt％Al0.005～0.10wt％N0.004～0.015wt％的硅鋼板坯加熱到1280℃以上之后，通過熱軋形成熱軋鋼板，之后根據(jù)需要實施熱軋板退火，再實施一次冷軋或具有中間退火的2次以上的冷軋，形成冷軋鋼板，再將該冷軋鋼板經過脫碳退火及實施最后退火的工序而制造單方向性硅鋼板，其特征是，使該熱軋的精軋終了溫度在900～1100℃的范圍，從該熱精軋終了開始用(1)式所確定范圍的經過時間t后的鋼板溫度T(t)(℃)以滿足(2)式的方式進行處理。2秒≤t≤6秒......(1)T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t......(2)其中FDT熱精軋終了溫度(℃)。并且，本發(fā)明的磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法(第2發(fā)明)的特征是，上述第1發(fā)明的硅鋼板坯進一步含有從Se0.005～0.06wt％及S0.005～0.06wt％中所選取的1種或2種成分。在上述第2發(fā)明中，最好是熱精軋終了后6秒到卷取鋼板的冷卻速度在25℃/秒以下。以下對根據(jù)本發(fā)明所得出的實驗結果進行描述。圖1是表示實驗1中熱精軋終了溫度及軋制后保持時間與磁特性關系的圖形。圖2是表示實驗2中熱精軋終了后的鋼板溫度滯后的圖形。圖3是表示實驗2中熱精軋終了溫度及從熱軋終了2秒后的鋼板溫度(T1)與磁特性關系的圖形。圖4是表示實驗3中熱精軋終了后的鋼板溫度滯后的圖形。圖5是表示實驗3中熱精軋終了后，從T1到達冷卻終了時的溫度(T2)的時間Δt及T2與磁特性關系的圖形。圖6是表示實驗3中熱精軋終了后，從T1到達冷卻終了時的溫度(T2)的時間Δt及T2與磁特性關系的圖形。圖7是表示實驗3中熱精軋終了后，從T1到達冷卻終了時的溫度(T2)的時間Δt及T2與磁特性關系的圖形。圖8是表示實驗4中熱精軋終了后的鋼板溫度滯后的圖形。圖9是表示實驗4中熱精軋終了后的鋼板溫度滯后的圖形。圖10是表示實驗4中熱精軋終了后的鋼板溫度滯后的圖形。圖11是表示熱精軋后的鋼板熱滯后對抑制劑析出狀態(tài)影響的模式圖。圖12是表示在實驗6中以鋼4作為試樣鋼，從熱精軋終了到6秒的溫度滯后以及從熱精軋終了6秒后的冷卻速度與磁特性關系的圖形。圖13是表示在實驗6中以鋼5作為試樣鋼，從熱精軋終了到6秒的溫度滯后以及從熱精軋終了6秒后的冷卻速度與磁特性關系的圖形。圖14是表示在實驗6中以鋼4作為試樣鋼，從熱精軋終了到6秒的溫度滯后以及從熱精軋終了6秒后的冷卻速度與磁特性關系的圖形。圖15是表示在實驗6中以鋼4作為試樣鋼，從熱精軋終了到6秒的溫度滯后以及從熱精軋終了6秒后的冷卻速度與磁特性關系的圖形。(實驗1)最初，為弄清楚熱精軋終了之后不久的鋼板溫度滯后對抑制劑析出的影響而進行了實驗。將含有C0.07wt，Si3.05wt％，Mn0.06wt％，Al0.020wt％，N0.0090wt％的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度40mm的鋼板。由此采用厚度40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃加熱、使抑制劑成分固熔化之后，熱軋成板厚為2.3mm。熱精軋終了溫度(FDT)為700℃～1200℃的各個溫度，在該溫度下保持1～7秒的時間。之后急冷，在500℃的爐中保持了1小時后空冷到室溫。在將這些熱軋板進行了熱軋板退火之后，進門行一次冷軋，再進行中間退火，通過二次冷軋最終制成0.23mm厚的板。此后，在濕氫氣雰圍中進行850℃2分鐘的脫碳退火，并在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑以后，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃10小時的最后退火。對如此所得到的制品的磁特性進行了調查，圖1示出了結果。以橫軸為熱精軋終了后的保持時間，縱軸為熱精軋終了溫度，與各個條件相對應的制品的磁性用符號0×表示。0表示B81.88T以上、×表示B81.88T以下所得到的磁性。從實驗1的結果中，可以判明為實現(xiàn)微細抑制劑析出、得到良好的磁性，在熱精軋終了之后的鋼板溫度滯后中，熱精軋終了溫度在900℃以上。并且，可以判明在熱精軋終了后直到進行2秒種的高溫保持也不會對抑制劑的析出產生特別不好的影響。其次，為弄清熱精軋終了后2秒以后的鋼板溫度滯后的影響，進行了以下的實驗。(實驗2)將含有C0.08wt％，Si3.20wt％，Mn0.05wt％，Al0.025wt％，N0.0085wt％的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度40mm的鋼板。由此采用厚度為40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃下加熱，使抑制劑成分固熔化之后，熱軋成板厚為2.3mm。熱精軋終了溫度(FDT)為900℃、1000℃，1100℃，2秒鐘后在低于各個熱精軋終了溫度下冷卻到800℃以上的各個溫度(T1)。此后急冷，在500℃的爐中保持1小時后冷卻至室溫。該溫度滯后在圖2中示出。這些熱軋板在進行了熱軋板退火之后，進行一次冷軋，接著實施中間退火，通過2次冷軋達到0.23mm的厚度。之后，在濕氫氣圍的環(huán)境中進行850℃、2分鐘的脫碳退火，在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑之后，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃、10小時的最后退火。針對如此所得到的制品進行了調查，結果在圖3中示出。根據(jù)熱精軋終了溫度來改變形成良好磁性的最高溫度(T1c)。如圖3中點線所示T1c滿足式(1)T1c＝2/3×FDT＋700/3......(1)(實驗3)將含有C0.04wt％，Si3.00wt％，Mn0.06wt％，Al0.03wt％，N0.0090wt％的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度為40mm的鋼板。由此采用厚度40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃下加熱，并使抑制劑成分固溶化以后，熱軋成板厚為2.3mm。熱精軋終了溫度為900℃、1000℃、1100℃，2秒種后連續(xù)冷卻到與熱精軋終了溫度相對應的T1c、再在Δt秒時連續(xù)冷卻至T2℃。之后急冷，在500℃的爐中保持1小時后空冷到室溫。該溫度滯后在圖4中示出。在這些熱軋板進行了熱軋板退火之后，實施一次冷軋，再進行中間退火，通過2次冷軋達到0.23mm的厚度。之后，在濕氫氣雰圍的環(huán)境中進行850℃、2分鐘的脫碳退火，在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑之后，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃10小時的最后退火。針對如此所得到的制品的磁特性進行了調查，其結果如圖5-7所示。圖5-圖7都是示出在熱精軋終了后，鋼板溫度從圖4所示的T1c達到T2的時間Δt，及鋼板溫度T2與磁特性的關系的示意圖。圖5是FDT＝900℃、T1c＝833℃的情況，圖6是FDT＝1000℃、T1c＝900℃的情況，圖7是FDT＝1100℃、T1c＝966℃的情況。并且，在圖5-圖7中，0是顯示B81.88以上，×是B81.88以下所得到磁性的情況。從圖5-圖7中可知，在與FDT無關、且Δt≤4秒(熱精軋終了后6秒)的情況下，若T2≤700℃，則可得到良好的磁特性。從實驗2，3中可得出的結論是，在熱精軋終了后2秒的情況下為T1c以下以及在熱精軋終了后6秒鐘時為700℃以下是必要條件。其次，研究了在熱精軋終了后從2秒到6秒之間對于冷卻方式的影響。(實驗4)將含有C0.05wt％，Si2.95wt％，Mn0.061wt％，Al0.023wt％，N0.0085wt％的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度為40mm的鋼材。由此采用厚度40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃下加熱并使抑制劑成分固溶之后，熱軋成板厚為2.3mm。圖8-圖10示出了熱精軋終了溫度(FDT)為1000℃時，從熱精軋終了開始到6秒鐘時的冷卻條件。并且，將熱精軋終了的點、熱精軋終了后2秒鐘時T1c℃的點，以及熱精軋終了后6秒鐘時700℃的點相連接的連線用粗線示出。該粗線用(2)式表示。T(t)＝FDT-(FDT-700)/6×t......(2)t從熱精軋終了開始的經過時間(秒)T(t)在t秒時的鋼板溫度此后急冷，并在500℃的爐中保持1小時后空冷至室溫。這些熱軋板在進行了熱軋板退火以后，實施一次冷軋，接著實施中間退火，通過2次冷軋最終達到0.23mm的厚度。之后，在濕氫氣雰圍的環(huán)境中，進行850℃、2分鐘的脫碳退火，在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑之后，在氫氣雰圍的環(huán)境中實施1200℃、10小時的最后退火。針對如此所得到的制品的磁特性進行了調查，表1示出了結果。并且，所謂二次再結晶不良發(fā)生面積率，就是在最后退火后的制品板中、直徑為2mm以下的結晶粒所占有的面積率。從實驗4的結果中可以判定，在熱精軋終了后2～6秒間若滿足T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t則可得到良好的磁特性。表1該理由的推定如下。圖11以模式的方式示出了熱精軋后的鋼板熱滯后對抑制劑的析出狀況的影響。抑制劑在熱精軋終了后，經過某些潛伏時間后發(fā)生粗大化。壓下率越大，或在同一壓下率的情況下熱精軋終了溫度越低，則該潛伏期越短。并且，溫度越高，粗大化越加速進行。因此，粗大抑制劑形成的區(qū)域，是圖11所示的影線部區(qū)域。當鋼板取圖中X所示的熱滯后、且通過影線部時，粗大抑制劑的形成變得很顯著。其結果，2次再結晶變得不穩(wěn)定，磁特性不良。在圖中Y所示的熱滯后中，由于不經過抑制劑粗大化區(qū)域，抑制劑不粗大化，因而可得到良好的磁特性。再有，在實驗2中2秒后的鋼板溫度T(2)要滿中T(2)≤2/3×FDT＋700/3，并且，在實驗3中到達6秒后冷卻到700℃以下不通過圖中的影線區(qū)域是必要的。這些通過實驗4得以確認。以下，針對ALN以外的、對含有MnSe及MnS作為抑制劑的情況進行討論。(實驗5)將表2所示成分的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度為40mm的鋼板。由此采用厚度40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃下加熱、并使抑制劑成分固溶化以后，熱軋成板厚為2.3mm。熱精軋終了溫度為1100～900℃，且從熱精軋終了到6秒時的冷卻條件與從圖8到圖10中所示的冷卻圖形的一部分相同。此后急冷，在500℃的爐中保持1小時以后空冷至室溫。這些熱軋板在進行了熱軋板退火之后，實施一次冷軋，接著實施中間退火，通過2次冷軋最終達到厚度為0.23mm。之后，在濕氫氣雰圍的環(huán)境中進行850℃、2分鐘的脫碳退火，在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑以后，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃、10小時的最后退火。表2針對如此所得到的制品的磁特性進行調查，如果如表3所示。并且，在表3中，同時記載了用與實驗4同一冷卻圖形所得到的結果的差(ΔB，ΔW)。通過表3的結果可以判定，在含有Se、S或同時含有Se與S的情況下，也與實驗4的結果同樣地，即若在熱精軋終了后2秒～6秒之間時滿足T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t，則可得到良好的磁特性。這是因為除了ALN以外，MnSe或MnS具有作為抑制劑性能的緣故。表3</tables>其次，調查了從熱精軋終了后到卷取之間的過程中后半冷卻速度的影響。(實驗6)將表4所示成分的鋼通過真空熔化進行熔煉，澆鑄后再加熱到1200℃，軋制成厚度為40mm的鋼板。并且鋼7與實驗4為同一成分。由此采用厚度40mm×寬度300mm×長度400mm的試料，在1300℃下加熱、并使抑制劑成分固溶化以后，實施板厚為2.3mm的熱軋。熱精軋終了溫度為1100～900℃，且從熱精軋終了到6秒時的冷卻條件與從圖8到圖10中所示的冷卻圖的一部分相同。此后用10～35℃/sec的冷卻速度冷卻到500℃。之后在500℃的爐中保持1小時后空冷到室溫。這些熱軋板在進行了熱軋板退火之后，實施一次冷軋，接著實施中間退火，通過2次冷軋最終達到厚度為0.23mm。之后在濕氫氣雰圍的環(huán)境中進行850℃、2分鐘的脫碳退火，在涂敷了以MgO為主要成分的退火分離劑以后，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃、10小時的最后退火。表4</tables>針對如此所得到的制品進行了調查。圖12是表示鋼4中，從熱精軋終了到6秒后的冷卻速度對磁特性影響的圖形。并且，在從熱精軋終了到6秒時的冷卻圖中，0與圖10中的I、Δ與圖8中的B、□與圖9中的F是相同的。圖13是表示鋼5中，從熱精軋終了到6秒以后的冷卻速度對磁特性影響的圖形。并且，在從熱精軋終了到6秒以后的冷卻圖中，0與圖10中的I、Δ與圖8中的B、□與圖9中的F是相同的。圖14是表示鋼6中，從熱精軋終了6秒以后的冷卻速度對磁特性影響的圖形。并且，在從熱精軋終了到6秒時的冷卻圖中，0與圖8中的C、Δ與圖9中的F、□與圖8中的B是相同的。圖15是表示鋼7中，從熱精軋終了6秒以后的冷卻速度對磁特性影響的圖形。并且，在從熱精軋終了到6秒時的冷卻圖中，0與圖10中的I、Δ與圖8中的B、□與圖9中的F是相同的。通過圖12-圖14的結果可以判定，在含有Se或S以及同時含有Se與S的情況下，在達到700℃～500℃時，冷卻速度為10～25℃/sec的情況下，磁通密度提高。另一方面，通過圖15的結果，不能特別地認定ALN單獨添加時冷卻速度的效果。即使在除ALN以外，含有Se或S的情況下，或同時含有Se及S的情況下使磁特性提高，也考慮如下。MnSe及MnS在熱精軋前段時析出。在熱精軋終了后，ALN在已經析出的MnSe或MnS上優(yōu)先地析出，形成復合析出物。由于該情況下的冷卻速度慢及復合析出物變得穩(wěn)定，從而形成強力抑制劑。在ALN單獨的情況下，不能確定這樣的效果。在本發(fā)明中，除上述的條件以外，在熱軋、熱軋板退火、酸洗、中間退火、冷軋、脫碳退火、涂敷退火分離劑以及最后退火等的各個工序中的制造條件可以用各種公知的方法進行。作為該發(fā)明坯料的含硅鋼，適合于單獨添加ALN作為抑制劑，以及復合添加ALN與MnSe或MnS作為抑制劑。若列舉其成分組成，可按如下的規(guī)定。C0.01～0.10wt％C不僅是對熱軋、冷軋中組成的均勻微細化有用的元素，而且是對ゴス(戈斯)方位的發(fā)展有用的元素，至少使其含有0.01wt％是有必要的。然而，當C的含有量超過0.10wt％時，由于脫碳變得困難，加之ゴス(戈斯)方位產生混亂，因而其上限為0.10wt％。并且，最佳的C含有量為0.03～0.08wt％。Si2.5～4.5wt％Si有助于提高鋼板的電阻率以及降低鐵損。Si的含有量低于2.5wt％時鐵損減低效果不明顯，并且在為純化及2次再結晶所進行的高溫下的最后退火中，由于α-γ變態(tài)會產生結晶方位的無規(guī)則化從而不會得到好的磁特性。另一方面，當Si超過4.5％時損害冷軋性，并使制造變得困難。固此，Si的含有量為2.5～4.5wt％。并且，最好Si在3.0～3.5wt％的范圍。Mn0.02～0.12wt％Mn是為防止因過燒而產生熱軋時裂紋的有效元素，在Mn低于0.02wt％時不能得到該效果。另一方面，當添加Si超過0.12wt％時使磁特性變差。因此，Mn的含有量為0.02～0.12wt％。并且，最好Mn的范圍為0.05～0.10wt％。Al0.005～0.10wt％。Al是形成ALN、并用作為抑制劑的元素。AL的含有量在低于0.005wt％時不能有效地確保抑制力，另一方面，當Al超過0.10wt％時，會損害其效果，因而，Al為0.005～0.10wt％。并且，最佳范圍為0.01～0.05wt％。N0.004～0.015wt％N是形成ALN、并用作為抑制劑的元素。N的含有量在低于0.004wt％時不能有效地確保抑制力，另一方面，當N超0.015wt％時，會損害其效果，因而，N為0.004～0.015wt％.并且，最佳范圍為0.006～0.010wt％.Se0.005～0.06wt％Se是形成MnSe、并用作為抑制劑的有效元素。Se的含有量在低于0.005wt％時不能有效地確保其效果，另一方面，當Se超過0.06wt％時破壞了該效果。因此，無論是單獨添加還是復合添加時Se都應為0.005～0.06wt％的范圍。并且，最佳范圍為0.010～0.030wt％。S0.005～0.06wt％S是形成MnS、并用作為抑制劑的用效元素。S的含有量低于0.005wt％時不能有效地確保抑制力，另一方面，S在超于0.06wt％時，會破壞該效果，因而無論單獨添加還是復合添合S，其范圍都是0.05～0.06wt％。并且，最佳范圍為0.015～0.035wt％。再有，在本發(fā)明中，除上述的S、Se、Al作為抑制劑外，由于Cu、Sn、Sb、Mo、Te、及Bi等也分別起到有利的作用，因而可以添加上述各種成分。這些成分的最佳添加范圍分別是Cu、Sn0.01～0.015wt％，Sb、Mo、Te、Bi0.005～0.1wt％。并且，對于這些各個抑制劑成分，單獨使用以及復合使用都可以。將具有表5所示化學成分的、其余部分實質上為Fe所組成的厚度為200mm、寬度為1000mm的硅鋼連續(xù)鑄造板坯在通用的氣體加熱爐及誘導式加熱爐中加熱到1430℃，使抑制劑成分固溶化，在熱粗軋后，進行表5所示的熱精軋終了溫度的熱軋，再以表5所示的溫度滯后控制冷卻，在550℃進行卷取。在該熱軋板上進行了熱軋板退火、酸洗之后，并在經過了達到中間板厚的冷軋及中間退火之后，進行最終板厚(0.23mm)的冷軋。其次，將所得到的冷軋板在濕氫氣雰圍的環(huán)境中進行850℃、2分鐘的脫碳退火，并涂敷以MgO為主要成分的退火分離劑，在氫氣雰圍的環(huán)境中進行1200℃、10小時的最后退火成為成品。針對這樣的成品進行磁特性及2次再結晶不良率的測定，其結果一并記錄在表5中。從表5中可知，按照本發(fā)明的方法，顯示出高磁通密度及低鐵損都優(yōu)良的磁特性，2次再結晶也穩(wěn)定。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的比較例中，可知磁特性及2次再結晶穩(wěn)定性都較差。如上所述，根據(jù)本發(fā)明的方法，在單獨使用ALN作為抑制劑制造單方向性電磁鋼板以及復合使用ALN與MnSe或MnS作為抑制劑制造單方向性電磁鋼板中，消除了以往方法所存在的問題，使磁特性優(yōu)良的單方向性電磁鋼板的制造成為了可能。進一步地，根據(jù)本發(fā)明的方法，在單獨使用ALN作為抑制劑制造單方向性電磁鋼板以及復合使用ALN與MnSe或MnS制造單方向性電磁鋼板中，促進了有助于有效提高磁特性的二次再結晶組織的發(fā)展，因而，制造具有高磁通密度以及低鐵損特性的磁特性優(yōu)良的單方向性電磁鋼板成為了可能。表5</tables>權利要求1.一種磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法，在將含有C0.01～0.10wt％、Si2.5～4.5wt％、Mn0.02～0.12wt％、Al0.005～0.10wt％、N0.004～0.015wt％的硅鋼板坯加熱到1280℃以上之后，通過熱軋成為熱軋鋼板，此后根據(jù)需要進行熱軋板退火，接著進行一次冷軋或具有中間退火的2次以上的冷軋，形成冷軋鋼板，該冷軋鋼板經過實施脫碳退火及最后退火的工序而制造成單方向性硅鋼板，其特征在于該熱軋的精軋終了溫度為900～1100℃的范圍，從該熱精軋終了到由(1)式所確定范圍的經過時間t后的鋼板溫度T(t)(℃)以滿足(2)式的方式進行處理。2秒≤t≤6秒...(1)T(t)≤FDT-(FDT-700)/6×t...(2)其中FDT熱精軋終了溫度(℃)2.按照權利要求1所述的磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于硅鋼板坯還含有從Se0.005～0.06wt％及S0.005～0.06wt％中選取的1種或2種成分。3.按照權利要求2所述的磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于熱精軋終了6秒至卷取的鋼板冷卻速度為25℃/秒以下。全文摘要磁特性優(yōu)良的單方向性硅鋼板的制造方法，在將含有的wt％為C0.01-0.10、Si2.5-4.5、Mn0.02-0.12、Al0.005-0.10、N0.04-0.015的硅鋼板坯加熱到1280℃以上后熱軋成為熱軋鋼板；按需進行退火；接著進行一次或具中間退火的2次以上冷軋，形成冷軋鋼板；經脫碳退火及最后退火制成單方向性硅鋼板。該熱精軋終了溫度為900-1100℃，從該熱精軋終了到經過時間t(2秒≤t≤6秒)后的鋼板溫度T(t)(℃)經處理滿足T(t)≤FDT-FDT-700)/6×t，其中FDT為熱精軋終了溫度(℃)。文檔編號H01F1/147GK1160915SQ96108920公開日1997年10月1日申請日期1996年3月30日優(yōu)先權日1996年3月30日發(fā)明者尾崎芳宏,藤田明男,村木峰男申請人:川崎制鐵株式會社