專利名稱：制造晶粒取向電工鋼帶材的方法及由此制得的晶粒取向電工鋼的制作方法
制造晶粒取向電エ鋼帶材的方法及由此制得的晶粒取向電ェ鋼本發(fā)明涉及制造晶粒取向電エ鋼帶材的方法，其中通過一系列步驟將熔融合金凝固并立即熱軋，以便在該熱軋帶材的金屬基質中獲得再結晶晶粒與第二相顆粒的非常均勻的分布，并在獲得極佳磁性能的同時簡化生產エ藝。晶粒取向電エ鋼(GOES)是用作電機(如變壓器、發(fā)電機和其它電氣設備)的核心材料的ー類產品。相比于其它電エ鋼等級，GOES表現(xiàn)出芯部損耗的降低和磁導率的改善。這種改善是由于產品鋒銳(sharp)的晶體織構(“戈斯織構”或“邊緣立方”)，其中bcc晶格的易磁化方向〈001〉沿產品的軋制方向排列。通過適當?shù)厍懈罨蚓砝@該材料以便使變壓器芯部中的設計磁通量方向符合該產品的軋制方向，由此充分利用GOES帶材的磁性的這 種各向異性特性。定義GOES材料的磁特性是沿基準方向(在軋制方向上的磁化曲線)的磁導率和歸因于使用交流電的主要以熱形式散逸的功率損耗。通常在I. 5和I. 7特斯拉下測量該功率損耗。功率損耗與產品的厚度成正比。該合金的化學組成、軋制型材的厚度、顯微組織和晶體織構決定了可以用這些產品獲得的優(yōu)異的磁性能。GOES制造的每種現(xiàn)有エ業(yè)路線的目的均在于在最終產品中獲得鋒銳的戈斯織構。通過在最終退火期間的選擇性二次再結晶獲得戈斯織構的鋒銳度和相關的磁行為。必須保持初生組織(primary structure)中晶粒尺寸分布與第二相顆粒分布(晶粒生長抑制劑)之間的復雜平衡。初生組織的晶體織構在該エ藝中起著重要的作用，因為存在于該初生組織中的極少的戈斯晶粒充當了最終顯微組織中大的戈斯晶粒的晶核。隨后的冷軋步驟中的冷軋速率越高，最終的戈斯織構越鋒銳。在傳統(tǒng)加工路線中，在冷軋之前析出晶粒生長抑制劑并控制其尺寸，并且需要非常高溫的板坯再加熱處理以便溶解有待以期望尺寸分布再次析出的元素。這種高的板坯再加熱溫度從成本、環(huán)境和エ藝的角度來看是不合意的。由薄的鋳造板坯(即厚度小于100毫米的板坯)開始的GOES制造面臨凝固顯微組織(柱狀晶粒，稱為“難熔”晶粒)的強繼承性的問題，這不利于在最后的高溫退火開始前控制所需織構和均勻的晶粒組織。由于難熔晶粒相對大的尺寸和熱軋期間的高溫，難熔晶粒傾向于通過變形和恢復而延長?？朔搯栴}的ー種方法是通過使用相對高的碳含量以便在熱軋期間激活奧氏體-鉄素體轉變(由相變引發(fā)的再結晶)。遺憾的是，在鋳造期間發(fā)生偏析現(xiàn)象以及對通過最終厚度帶材的脫碳退火以消除帶材中較高碳量的需要導致了較高的生產成本。已知的是，由于通過在線(in-line)加工薄板坯能夠進行溫度的有利控制，薄板坯連鑄機適于生產磁性鋼片材。JP 2002212639A描述了ー種制造晶粒取向磁性鋼片材的方法，其中將硅鋼熔體形成為厚度為30-140毫米的薄鋼板坯。在DE19745445中，制造硅鋼熔體，將其連鑄成厚度為25-100毫米的鑄坯(strand)。該鑄坯在凝固過程期間冷卻至不低于700°C的溫度并分成薄板坯。該薄板坯隨后于在線均勻化爐中均勻化。以此類方式加熱的薄板坯隨后在多機架熱軋機中連續(xù)軋制從而形成厚度<=3. O毫米的熱軋帶材。DE19745445中的關鍵之處在于避免了在1000°c附近的變形以防止軋制期間的熱延性問題。盡管現(xiàn)有技術中記載了對于實際應用的廣泛建議，但使用鋳造機(其中典型鋳造厚度通常為40-100毫米的鑄坯井隨后分成薄板坯)用于制造晶粒取向磁性鋼片材仍然是例外情形，因為存在特殊的要求，這些要求起因干與熔融金屬組成和加工控制相關的磁性鋼片材的制造。本發(fā)明的ー個目的是提供基于薄板坯鑄造技術的制造具有優(yōu)異磁性能的晶粒取向電エ鋼帶材的低成本方法。本發(fā)明的目的還在于提供基于薄板坯鑄造技術的制造具有優(yōu)異且一致的磁性能的晶粒取向電エ鋼帶材的方法。通過如權利要求I所述的方法實現(xiàn)了這些目的中的ー個或多個。
該方法基于由熔融的硅合金鋼開始制造厚度為O. 7至4. O毫米的熱軋帶材，所述硅合金鋼在連鑄設備中鑄造成厚度為50至100毫米并具有指定組成的板坯。以最終固體鑄坯的厚度通過連鑄板坯來獲得快速凝固，所述最終固體鑄坯具有50至100毫米的厚度。該鑄坯優(yōu)選在少于300秒內快速凝固。如果凝固時間太長，例如，長于300秒，則發(fā)生諸如Si、C、S、Mn、Cu的元素的偏析現(xiàn)象，這導致化學組成和晶體結構的不合意的局部不均勻。鑄坯的厚度必須不低于50毫米以保證熱軋期間足夠的變形潛力。為了制造具有優(yōu)異的磁性能的最終產品GOES，熔融合金必須具有如權利要求I所規(guī)定的化學組成。増加Si的加入量提高了電阻，改善了芯部損耗性質。但是，如果加入更多，則冷軋變得非常困難，并且鋼材在軋制期間開裂。至多4. 5%的Si用于本發(fā)明的生產。如果該量小于2. 1%，則在最終退火期間發(fā)生□_轉變，這損害晶體織構。C是控制一次再結晶結構的有效元素，但是也對磁性能具有不利影響，因此，有必要在最終退火之前進行脫碳。如果存在超過O. I %的C，脫碳退火時間提高，由此降低生產率。在本發(fā)明中，酸可溶性的Al是必要元素，因為其與N以(Al，Si)N的形式結合從而充當抑制劑。允許的最大值為O. 07%，其穩(wěn)定二次再結晶。合適的最小量為O. 01%。如果存在超過O. 015%的N，在冷軋期間在鋼片材中產生泡疤，因此要避免超過O. 015%的N。為了使其充當抑制劑，需要至多O. 010。如果該量超過O. 008%，則析出物的分散狀態(tài)會變得不均勻，產生二次再結晶不穩(wěn)定性。因此，氮量優(yōu)選為最多O. 008%。如果存在少于O. 02%的Mn，在熱軋期間更容易發(fā)生開裂。以MnS和MnSe的形式，Mn也充當抑制劑。如果錳含量超過O. 50%，則析出物的分散會變得不均勻，產生二次再結晶不穩(wěn)定性。優(yōu)選的最大值為O. 35%。與Mn結合，S和Se充當抑制劑。如果S和/或Se含量超過O. 04%，則析出物的分散更容易變得不均勻，從而產生二次再結晶不穩(wěn)定性。還加入Cu作為抑制劑組成元素。Cu與S或Se形成析出物，由此充當抑制劑。如果存在少于O. 01 %，則抑制劑作用降低。如果加入的量超過O. 3%，則析出物的分散更容易變得不均勻，產生芯部損耗降低效果的飽和。除了上述成分外，如果需要的話，本發(fā)明的板坯材料還可含有ー種或多種氮化物形成元素Ti、V、B、W、Zr和Nb。此外，其還可以含有元素Sn、Sb和As中的一種或多種至最大總量為O. 15%，其可以含有P和/或Bi至最大總量為O. 03%。P是提高比電阻和降低芯部損耗的有效元素。添加超過O. 03%會導致冷軋問題。Sn、As和Sb是公知的晶界偏析元素，這些元素防止鋼中的鋁的氧化，為此可以加入至多O. 15%的總量。Bi穩(wěn)定硫化物等的析出物，由此強化抑制劑的作用。但是，添加超過O. 03%具有不利影響從而應當避免。最終產品片材的金屬基質優(yōu)選必須包括盡可能少量的諸如碳、氮、硫、氧的元素，這些元素能夠形成小的析出物，所述析出物在磁化循環(huán)期間與磁疇壁的移動相互作用，由此提聞了損耗。優(yōu)選地，除去與不可避免的雜質一致的水平外，本發(fā)明的鋼不含有鎳、鉻和/或鑰。按照本發(fā)明，重要的是，鑄坯的芯部溫度在開始熱軋前保持高于900°C，以便在金屬基質中以固溶體形式保持一定量的硫和/或硒和氮，以便可用于在軋制期間的微細析出。如果芯部溫度降低至低于900°C，那么這些元素會過早地在鑄坯中析出，并且由于熱力學和動力學原因，在熱軋前在隧道爐中需要非理想的長時間和高溫度以便使析出物再溶解。在本發(fā)明的上下文中，鑄坯的芯部定義為在鋳造后的冷卻過程期間最后凝固的并占鑄造物質的約50%。鑄坯溫度的均勻化是必須的，以便能夠在板坯的長度、寬度和厚度上實現(xiàn)均勻的熱變形。在該溫度均勻化后，在粗軋(roughing)階段中以兩個或更多個軋制步驟對板坯施以至少60%的首次軋制壓下量以獲得中間坯(transfer bar)，其中該粗軋階段由至少兩個單向和連續(xù)的軋制機架組成，其中在第一軋制機架中的壓下量小于40%，并且其中在粗軋階段中的相繼的軋制道次之間的時間小于20秒；術語單向用于闡明待軋制材料的軋制方向不會逆轉，從而確保該材料的每一部分經(jīng)受就變形-時間-溫度參數(shù)而言相同的熱機械處理。這意味著本發(fā)明的方法在粗軋機中是不可能的，所述粗軋機依賴于使用以可逆轉模式使用的可逆式軋機。該方法規(guī)定在兩個不同階段中的熱軋。在第一軋制階段(粗軋階段)中，鑄坯在粗軋階段中以兩個或更多個軋制步驟經(jīng)受至少60%的鑄坯第一軋制壓下量以獲得中間坯，其中該粗軋階段由至少兩個單向且連續(xù)的軋制機架組成，其中在第一軋制機架中的壓下量小于40%。較低的變形水平不能保證激活所需量的再結晶和可用于后繼晶粒生長過程的非金屬二次相(如硫化物和氮化物)的析出所需的晶格能的濃度。第一軋壓步驟優(yōu)選必須低于第二軋壓步驟以便在離開粗軋階段的最后軋制機架前保持該材料的厚度始終相對較高，以便在該階段限制該材料在粗軋期間的冷卻。這用以優(yōu)化施加的變形加工與材料由粗軋階段最后機架離開的出ロ溫度之間的平衡?？紤]到在將該材料由粗軋過程末端轉移至精軋過程開始所需的時間期間所發(fā)生的由溫度激活的期望的材料顯微組織改變，這種平衡變得重要。此外，必須以連續(xù)方式施加該變形，即不逆轉軋制方向(例如，通過使用可逆式軋 機機架來逆轉軋制方向)以確保在軋制期間沿該材料長度具有基本相同的熱機械條件。在エ藝期間可逆性粗軋一次或多次不適于本發(fā)明，因為在逆轉軋制期間，沿軋制方向的不同材料部分經(jīng)歷不同的熱機械處理，如在不同溫度下的變形，在依次的變形之間存在不同的等待時間。
溫度為950至1250°C的中間坯隨后轉移到精軋階段，其中在離開粗軋階段和進入精軋階段之間的轉移時間為至少15秒且至多60秒。該轉移時間對于激活變形材料中的再結晶過程是重要的。必須嚴格控制由粗軋階段向精軋階段的轉移期間的時間與材料溫度。溫度必須保持不低于(即高于)950°C，持續(xù)至少15秒以便在該階段實現(xiàn)所需程度的再結晶分數(shù)。轉移時間不應超過60秒，因為在這種情況下，析出的顆粒(氮化物、硫化物、...)的溶解和/或尺寸生長可開始對后續(xù)退火期間直到生產過程的降低再結晶均勻性和晶粒生長過程是重要的。在該中間階段后，在精軋階段中以ー個或多個單向輥軋步驟將中間坯軋壓至最終的熱軋帶材厚度。術語單向具有與上文所述相同的含義。在精軋階段后，將最終的熱軋帶材冷卻井隨后卷曲。在精軋階段之后并且在卷曲最終熱軋帶材之前，可以用飛剪機等切割該帶材以便由單個中間坯和/或鑄造板坯提供兩個或更多個分離的單個卷材。最終的熱軋帶材隨后經(jīng)受包含下列步驟的序列-在1150°C的最高溫度下將該熱軋帶材連續(xù)退火；-通過單冷軋或通過具有中間連續(xù)退火的雙冷軋將退火的帶材冷軋至O.15至O. 5毫米的最終冷軋厚度；-通過調節(jié)退火氣氛的化學組成連續(xù)退火該冷軋帶材以引發(fā)一次再結晶和任選的脫碳和/或滲氮；-用退火隔離劑涂覆退火的帶材，并卷曲退火的帶材；-將卷曲的帶材退火以引發(fā)二次再結晶；-退火的帶材的連續(xù)熱矯平退火；-涂覆該退火的帶材以實現(xiàn)電絕緣。將熱軋帶材退火的ー個重要目的是在精軋階段后完成該材料的再結晶，以便充分利用快速冷卻之后和卷曲最終的熱軋帶材之前儲存在該帶材中的變形能。為了獲得具有優(yōu)異磁性能的最終產品GOES，最終的熱軋帶材必須在不超過1150°C的最高溫度下連續(xù)退火。由500°C至該最高溫度的加熱時間優(yōu)選不超過60秒。帶材必須優(yōu)選快速達到該最大退火溫度以便相比恢復而言有利于再結晶。在退火處理中超過1150°C是不方便的，因為這不會在再結晶中帶來進一歩的益處，并且析出顆粒的溶解和生長開始變得明顯。退火步驟隨后是在通過單冷軋或通過具有中間連續(xù)退火的雙冷軋的方法冷軋至O. 15至O. 5毫米的最終冷軋厚度。隨后，通過調節(jié)退火氣氛的化學組成將冷軋材料連續(xù)退火以便引發(fā)材料中的一次再結晶和(如果需要的話)脫碳和/或滲氮。當最終的熱軋帶材的碳含量低于50ppm吋，再結晶退火期間的脫碳并非必要。如果需要脫碳時，隨即將退火氣氛調節(jié)至略微氧化。為此目的的典型氧化性氣氛是H2、N2和H2O蒸氣的混合物?？梢圆捎谜{節(jié)晶粒生長抑制劑的量以進ー步提高最終產品的磁穩(wěn)定性。在這種情況下可以通過從表面將氮原子注入帶材中來實現(xiàn)向金屬基質中添加晶粒生長抑制劑。這可以在連續(xù)退火期間通過向退火氣氛中添加滲氮劑如NH3來實現(xiàn)。可以采用在溫度、時間、氣氛組成方面的許多不同條件來注入額外的所需量的氮，并且如果也采用了脫碳，滲氮可以與脫碳一起進行或在脫碳之后進行。在本發(fā)明的方法中，在專用于再結晶的退火處理后在相同的連續(xù)退火生產線中進行滲氮處理，并最后采用包含NH3的專用受控氣氛在750-850°C的溫度下進行脫碳。最后，通過用退火隔離劑(s印arator)涂覆退火的帶材。該退火隔離劑可以是主要由MgO構成的常規(guī)退火隔離劑，但是也可以使用替代性的退火隔離劑。然后將涂覆的帶材卷曲并進行卷曲退火以便在該材料中引發(fā)二次再結晶，和進行連續(xù)熱矯平退火，并最終任選地涂覆以實現(xiàn)電絕緣。在一種實施方案中，脫碳可以在與滲氮溫度不同的溫度下進行(參見例如實施例3)，其中脫碳甚至可以在750-850°C的范圍之外進行，但是滲氮處理必須在750-850°C的溫度范圍內進行。在本發(fā)明的一種實施方案中，熔融鋼合金包含2. 5至3. 5 %的硅和/或最多O. 35%的錳和/或最多O. 05%的鋁。如果錳含量超過O. 35%，則析出物的分散變得不均勻的風險提高。2. 5至3. 5%的硅值提供了在提高的電阻與晶體織構穩(wěn)定性之間的最佳兼顧。
在本發(fā)明的一種實施方案中，在所述連續(xù)熱軋步驟的序列期間在離開粗軋階段和進入精軋階段之間將中間坯再加熱以便使中間坯的芯部溫度提高至少30°C。中間坯的這種再加熱減少了在中間坯的長度和/或寬度上的任何溫度波動，由此使再結晶均勻化。在本發(fā)明的一種實施方案中，第一粗軋階段由兩個單向且相繼的軋制機架組成，其中在第一軋制機架中的壓下量小于40%。這種雙粗軋構造已經(jīng)證明在壓下量分布和維持高粗軋溫度的能力方面是有利的，由此促進粗軋與精軋之間的再結晶。在本發(fā)明的一種實施方案中，在第二軋制機架中的壓下量高于50%。這種方式使粗軋與精軋之間的再結晶的驅動カ最大化。在本發(fā)明的一種實施方案中，粗軋階段中相繼的軋制道次之間的時間小于20秒。在本發(fā)明中，優(yōu)選在少于20秒內但是更優(yōu)選在少于15秒內施加全部的粗軋壓下量。優(yōu)選應避免粗軋期間的動態(tài)恢復和再結晶現(xiàn)象。通過減少粗軋時間，降低了再結晶的風險。在本發(fā)明的一種實施方案中，軋制機架之間的變形的分布由板坯軋制過程開始時的起始分布變?yōu)樽罱K分布，其中在第二機架中的變形在起始分布中低于50%并且在最終分布中高于50%。這種方法克服了新板坯軋制開始期間對軋制機架的咬入角的任何限制。該材料在粗軋機架中安全咬合運行之后即刻，將粗軋機架之間變形的再分配由板坯軋制過程開始時的起始分布調節(jié)至最終分布。保持該最終分布，直到該鑄坯向中間坯的軋制完成。在本發(fā)明的一種實施方案中，在軋制前將該鑄坯分為多卷板坯，其在熱軋后在飛剪機上切割以便由各個多卷板坯制造期望尺寸的兩卷或更多卷的最終熱軋帶材。在該實施方案中，將鑄坯鑄成薄板坯，并任選地切割至一定長度，使得可以由所述單ー板坯制造多個最終熱軋帶材的卷。以這種方式實施軋制過程，以便盡可能減少與板坯與棒的頭和尾的軋制相關的溫度與變形不連續(xù)性在該過程期間的實際發(fā)生。這種不連續(xù)性導致形狀問題和不均勻的內部結構，這可以通過本實施方案得以避免。在一種實施方案中，鑄坯的均勻化發(fā)生在1000-1200°C的溫度下和/或其中在轉移期間中間坯具有950-1150°C的溫度以刺激再結晶。在本發(fā)明的一種實施方案中，在卷曲帶材之前以至少100°C /秒的冷卻速率將最終熱軋帶材冷卻。在該實施方案中，冷卻速率必須不低于100°c /秒以抑制熱軋顯微組織的恢復并且提高來自于熱變形過程的儲存的晶格能。熱軋帶材中的此類儲存能量將是由熱軋帶材退火所激活的相繼的再結晶的必要驅動力。為了避免儲存能量的過快降低的相同目的，卷曲溫度應當優(yōu)選為500至780°C。有利的是將卷曲溫度限制到至多650°C。更高的溫度會導致不合意的粗大析出，且另一方面將降低酸洗能力。為了使用超過700°C的更高的卷曲溫度，可取的是使用緊隨在緊湊型冷卻區(qū)之后的卷取機。在本發(fā)明的一種實施方案中，對脫碳后的冷軋帶材在滲氮氣氛中施以連續(xù)退火，其中帶材溫度保持在750°C至850°C的范圍內。在本發(fā)明的一種實施方案中，最終的熱軋帶材卷具有至少I. O毫米和/或至多3. O毫米的厚度。按照第二方面，提供一種晶粒取向電エ鋼，該電エ鋼按照本發(fā)明制得，并且其中最終產品表現(xiàn)出在800A/m下大于或等于I. 80特斯拉、優(yōu)選大于或等于I. 9特斯拉的峰值感應水平。
在所要求的條件下進行操作允許生產者能夠可靠地獲得所需重量和長度的熱軋帶材卷以優(yōu)化實際產率(physical yield)，具有在晶粒組織和織構方面非常均勻的顯微組織，并且特別適于在最終厚度下在冷軋后控制選擇性二次再結晶。在圖I中顯示了非本發(fā)明的方法(空心方塊，□)和本發(fā)明的方法(空心菱形， )之間的差異。可以清楚地看到，在本發(fā)明的方法中在R2與Fl之間的轉移更長，且板坯溫度保持在更高溫度下持續(xù)更長的時間。板坯保持高于950°C的時間(這對于變形的板坯的再結晶來說是重要的)長了超過50%。表I :按照和不按照本發(fā)明的軋制的某些エ藝結果
權利要求
1.制造晶粒取向電エ鋼(GOES)帶材的方法，其中將熔融的硅合金鋼連鑄成厚度為50至100毫米的鑄坯，其中所述熔融的鋼合金包含 -2. 1%至最多4. 5%的硅； -至多O. 1%的碳； -O. 02%至最多O. 5%的錳; -O. 01%至最多O. 3%的銅； -至多O. 04%的硫和/或硒； -至多O. 07%的鋁； -至多O. 015%的氮； -任選地選自下組a-c中的ー種或多種元素 〇最大總量為O. 05%的欽、f凡、砸、鶴、錯、銀，和 O最大總量為O. 15%的錫、銻、神，和 〇最大總量為O. 03%的憐、秘； -余量為鐵和不可避免的雜質；其中在多個單向軋制機架中通過包含下述步驟的序列熱軋凝固的鑄坯以制造厚度為O. 7至4. O毫米的最終熱軋帶材卷； -將凝固鑄坯冷卻至芯部溫度不低于900°C ； -鑄坯在1000至1300°C的溫度下均勻化； -在粗軋階段中以兩個或更多個軋制步驟的至少60%的鑄坯首次軋制壓下量以獲得中間坯，其中粗軋階段由至少兩個單向且相繼的軋制機架組成，并且其中在第一軋制機架中的壓下量低于40%并且其中在粗軋階段中在相繼的軋制道次之間的時間小于20秒；-將溫度為950至1250°C的中間坯轉移到精軋階段，其中離開粗軋階段和進入精軋階段之間的轉移時間為至少15秒且最多60秒以激活變形材料中的再結晶過程； -以ー個或多個單向軋制步驟在精軋階段中以第二軋制壓下量將中間坯軋壓至最終熱軋帶材厚度； -在精軋階段和卷曲站之間冷卻最終熱軋帶材； -在500至780°C的卷曲溫度下卷曲最終熱軋帶材； 接下來進行包含下述步驟的序列 -在1150°C的最高溫度下將熱軋帶材連續(xù)退火； -通過單冷軋或通過具有中間連續(xù)退火的雙冷軋將退火的帶材冷軋至O. 15至O. 5毫米的最終冷軋厚度； -在750至850°C的溫度下通過調節(jié)退火氣氛的化學組成將冷軋帶材連續(xù)退火以引發(fā)一次再結晶，和任選的脫碳和/或滲氮； -用退火隔離劑涂覆退火帶材并卷曲該退火帶材； -將卷曲的帶材退火以引發(fā)二次再結晶； -退火帶材的連續(xù)熱矯平退火； -涂覆退火帶材以便電絕緣。
2.如前述權利要求所述的方法，其中熔融的鋼合金包含 -2. 5%至3. 5%的硅，和/或 -至多O. 35%的錳，和/或-至多O. 05%的鋁。
3.如前述權利要求任一項所述的方法，其特征在于在連續(xù)熱軋的步驟序列期間，在離開粗軋階段和進入精軋階段之間將中間坯再加熱以便將中間坯的芯部溫度提高至少30°C。
4.如前述權利要求任一項所述的方法，其中第一粗軋階段由兩個單向且相繼的軋制機架組成，并且其中在第一軋制機架中的壓下量低于40%。
5.如前述權利要求任一項所述的方法，其中在第二軋制機架中的壓下量高于50%。
6.如前述權利要求任一項所述的方法，其中粗軋階段中相繼的軋制道次之間的時間小于20秒。
7.如前述權利要求任一項所述的方法，其中在軋制機架之間的變形分布從板坯的軋制過程開始時的起始分布變?yōu)樽罱K分布，其中在第二機架中的變形在起始分布中低于50%，并且在最終分布中高于50%。
8.如前述權利要求任一項所述的方法，其中將所述鑄坯在軋制前分為多卷板坯，其在熱軋后在飛剪機上切割以便由各個多卷板坯產生所需尺寸的最終熱軋帶材的兩個或更多個卷。
9.如前述權利要求任一項所述的方法，其中鑄坯的均勻化發(fā)生在1000至1200°C的溫度下和/或其中在轉移期間所述中間坯具有950至1150°C的溫度。
10.如前述權利要求任一項所述的方法，其中在卷曲最終熱軋帶材之前以至少100°C/秒的冷卻速率冷卻該最終熱軋帶材。
11.如前述權利要求任一項所述的方法，其中在滲氮氣氛下對脫碳后的冷軋帶材進行連續(xù)退火，其中帶材溫度保持為750°C至850°C。
12.如前述權利要求任一項所述的方法，其中最終熱軋帶材卷具有至少I.O毫米和/或最多3. O毫米的厚度。
13.按照權利要求I至12任一項制得的晶粒取向電エ鋼，其中最終產品表現(xiàn)出在800A/m下大于或等于I. 80特斯拉、優(yōu)選大于或等于I. 9特斯拉的峰值感應水平。
全文摘要
本發(fā)明涉及制造晶粒取向電工鋼(GOES)帶材的方法，其中將熔融的硅合金鋼連續(xù)鑄造成厚度為50至100毫米的鑄坯，并在多個單向軋制機架中進行熱軋以制造厚度為0.7至4.0毫米的最終熱軋帶材卷，隨后將熱軋帶材連續(xù)退火、冷軋，將冷軋帶材連續(xù)退火以引發(fā)一次再結晶，和任選的脫碳和/或滲氮，涂覆退火帶材，將卷曲的帶材退火以引發(fā)二次再結晶，將退火的帶材連續(xù)熱矯平退火，并涂覆退火帶材以實現(xiàn)電絕緣，還涉及由此制得的產品。
文檔編號C21D9/52GK102686751SQ201080059998
公開日2012年9月19日 申請日期2010年11月24日 優(yōu)先權日2009年11月25日
發(fā)明者G·阿布魯澤塞, L·布拉克, S·福爾圖納蒂 申請人:塔塔鋼鐵艾默伊登有限責任公司