本發(fā)明涉及一種磁性能優(yōu)異的取向電工鋼板及其制造方法。具體地，本發(fā)明涉及磁性能優(yōu)異的取向電工鋼板；對該電工鋼板的板坯冷軋而成的板實施脫碳滲氮退火的過程中或者之后進行熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬，然后使鋁擴散到鋼板內部，以增加鋼板的鋁含量及電阻率，從而制造磁性能優(yōu)異的取向電工鋼板的方法；以及制造前述的電工鋼板的板坯時，添加規(guī)定含量的sb、sn等偏析元素，從而熱浸鍍鋁硅二元系熔融金屬時可以明顯提高表面濕潤性的方法。
背景技術：
電工鋼板是指用作電動機、各種變壓器及發(fā)電機等電氣設備的鐵芯材料的硅鋼板，主要可以分為取向電工鋼板和無取向電工鋼板。其中，適用于變壓器等的取向電工鋼板是指由具有晶面的取向為{110}面并且軋制方向的晶體取向與<001>軸平行的所謂高斯(goss)集合組織的晶粒構成的鋼板。這種鋼板具有沿軋制方向磁性能優(yōu)異的特征。
為了使鋼板的取向接近高斯取向以制造磁性能非常優(yōu)異的鋼板，需要使所有晶體的取向與所述高斯取向一致。然而，在電工鋼板中，晶體的取向在每個晶體具有不同分布，因此，為了使其與高斯取向接近一致，將會經過再結晶過程，再結晶后只存在接近高斯組織的晶體。這種再結晶稱為第二次再結晶，以便與在先進行的后述的第一次再結晶區(qū)分。
通常第一次再結晶在冷軋之后的脫碳退火后立即進行或者與脫碳退火同時進行，通過所述第一次再結晶會形成均勻且粒度合適的晶粒。對于所述第一次再結晶后的鋼板，此后在適合具有高斯取向的溫度下進行第二次再結晶，從而可以制造成磁性能優(yōu)異的具有高斯取向的鋼板。然而，當所述第一次再結晶后的鋼板中分別具有不同取向的晶粒的大小不同時，即使在適合具有高斯取向的溫度下發(fā)生第二次再結晶，由于所謂的尺寸優(yōu)勢(sizeadvantage)，即大的晶粒比小的晶粒穩(wěn)定的效果，大晶粒生長更占優(yōu)勢的可能性也會變大，這與取向無關，其結果導致脫離高斯取向的晶粒的比率變高。
因此，直至適合的第二次再結晶溫度為止需要抑制晶粒的生長，以免發(fā)生再結晶。在鋼板的內部產生晶粒生長抑制作用是可以通過添加成分的偏析或析出等實現(xiàn)的，產生這種作用的析出物稱為抑制劑(inhibitor)。作為如上的抑制劑，廣泛使用aln或mns，或mnse等析出物。
另外，為了進一步提高電工鋼板的磁性能，除了通過析出物產生晶粒生長抑制力的技術之外，還采用如下技術：添加抑制力效果類似于析出物的合金元素，以使實施第二次再結晶高溫退火后高斯集合組織的分數(shù)進一步增加；在第一次再結晶退火過程中增加第一次再結晶集合組織中高斯集合組織的分數(shù)，以使第二次再結晶高溫退火后高斯集合組織的第二次再結晶顯微組織分數(shù)增加；使第一次再結晶的晶粒的大小分布均勻，以避免因第一次再結晶顯微組織的組織不均勻而對提高磁性能沒有任何用處的集合組織生長。
為了實現(xiàn)用以提高所述的取向電工鋼板的磁性能的各種方案，已經提出了鋼板中添加合金成分的方法。
日本特開平1-283324中提出了添加b、ti的方案，以加強1次強冷軋所導致的結晶生長抑制力的弱化。但是，對于b而言，由于添加量非常微量，在煉鋼步驟中很難進行控制，并且添加后在鋼中容易形成粗大的bn，ti也會形成固溶溫度為1300℃以上的tin或者tic，因而第二次再結晶后一直存在，反而會成為增加鐵損的因素。
日本公開專利jp1994-086631中提出了作為晶粒生長抑制劑添加se和b的方案，以改善磁性能，并且揭示所添加的b只有在素鋼內包含適當?shù)膎時才有效果，n不足10ppm就沒有效果。
如上所述，在現(xiàn)有技術中，為了提高取向電工鋼板的磁性能，在增加硅含量之后，通過溫軋來克服冷軋的限制，或者通過滲硅增加電阻率而降低鐵損，為了提高晶粒生長抑制力而添加b、ti、se等粒界偏析元素。
技術實現(xiàn)要素：
要解決的技術問題
本發(fā)明用于解決所述的現(xiàn)有技術的問題，其目的在于提供一種取向電工鋼板，在制造板坯時添加規(guī)定含量的sb、sn等偏析元素，以適當?shù)乜刂泼撎纪嘶鹬械难趸瘜?，從而具有?yōu)異的磁性能優(yōu)異。
另外，本發(fā)明的目的在于提供一種取向電工鋼板的制造方法，以便能夠解決在熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬時間歇性發(fā)生的未被鍍上的問題。
技術方案
為了達成所述目的，根據(jù)本發(fā)明的一方面，
提供一種取向電工鋼板，包括：鋼板，其由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.4％至5％、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、余量fe及其他不可避免的雜質組成；熱浸鍍層，其形成在所述鋼板的表面，并由鋁或鋁硅合金組成；以及氧化層，其形成在所述熱浸鍍層上，并由氧化鋁或鋁硅合金的氧化物組成。
所述電工鋼板還可以包括sb、sn或該兩個元素，其總含量為0.01％至0.15％。
鋁硅合金中硅含量可為超過0重量％至60重量％。更具體地，鋁硅合金中硅含量可為10重量％至30重量％。
所述熱浸鍍層的末鍍覆率可為15％以下。
根據(jù)本發(fā)明的另一方面，
提供一種取向電工鋼板的制造方法，其特征在于，包括以下步驟：
準備鋼板坯，所述鋼板坯由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.04％以下(0％除外)、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、以及余量fe和其他不可避免的雜質組成；
將所述鋼板坯在1250℃以下的溫度下進行再加熱；
對所述再加熱的板坯進行熱軋、熱軋板退火及冷軋以制造鋼板；
對所述冷軋后的鋼板同時或依次實施脫碳退火及氮化處理；以及
對所述脫碳退火及氮化處理后的鋼板進行最終退火，
還包括以下步驟：在所述脫碳退火及氮化處理步驟中或脫碳退火及氮化處理步驟后進行熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬；以及使熱浸鍍層的表面氧化。
所述板坯還可以包含sb、sn或該兩個元素，其總含量為0.01％至0.15％。
熱浸鍍在所述鋼板上的鋁硅合金中硅含量可為超過0重量％至60重量％。
更具體地，熱浸鍍在所述鋼板上的鋁硅合金中硅含量可為10重量％至30重量％。
所述熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬的步驟可在600℃至900℃的溫度下進行。
在所述熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬的步驟中，熱浸鍍可以控制成熱浸鍍層的末鍍覆率為15％以下。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明的取向電工鋼板，鍍有鋁或鋁硅二元系熔融金屬的脫碳氮化退火板上涂覆常規(guī)高溫退火隔離劑后進行最終第二次再結晶高溫退火，從而可以提供一種具有{110}<001>取向的聚集度非常高及晶粒大小相當微細的高斯集合組織，并且磁性非常優(yōu)異的超低鐵損高磁通密度取向電工鋼板。
另外，根據(jù)本發(fā)明的取向電工鋼板的制造方法，熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬使鋁擴散到鋼板內，從而增加鋼板的鋁含量及電阻率，同時熱浸鍍鋁硅二元系熔融金屬時，可以明顯改善鋼板表面上的表面濕潤性。
附圖說明
圖1為根據(jù)實施例1制造的電工鋼板的截面圖片。
具體實施方式
本發(fā)明可以進行各種變更，并且可以具有各種形態(tài)，下面對特定實施例進行詳細說明。然而，應理解的是，本發(fā)明不限于下述特定的實施形態(tài)，而是包括本發(fā)明的思想及技術范圍內的所有變更、等同物或代替物。
本發(fā)明中提出的取向電工鋼板，其特征在于必需包括以下工藝：熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬使鋁擴散到鋼板內，從而增加鋼板的鋁含量及電阻率，同時熱浸鍍鋁硅二元系熔融金屬時，可以明顯改善鋼板表面上的表面濕潤性。
本發(fā)明的取向電工鋼板，包括：鋼板，所述鋼板由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.04％至5％、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、以及余量fe和其他不可避免的雜質組成；熱浸鍍層，所述熱浸鍍層形成在所述鋼板上，并由鋁或鋁硅合金組成；以及氧化層，所述氧化層形成在所述熱浸鍍層上，并由氧化鋁或鋁硅合金氧化物組成。
下面進一步詳細說明本發(fā)明的取向電工鋼板。
本發(fā)明的對象，即取向電工鋼板是指一種由具有晶面的取向為{110}面并且軋制方向的晶體取向與<001>軸平行的所謂高斯(goss)取向或高斯集合組織的晶粒構成的鋼板。
為了使取向電工鋼板的取向接近高斯取向以制造磁性能非常優(yōu)異的鋼板，有必要使所有晶體的取向與所述高斯取向一致。然而，對于通過軋制板坯來制造的電工鋼板，由于其制造過程只能具有多晶組織，其結果晶體的取向在每個晶體具有不同分布，因此需要采用特殊的操作，以使晶體取向接近高斯取向。
即，雖然軋制后具有多晶組織的鋼板中也包括部分接近高斯取向的晶體，但是大部分晶體具有明顯脫離高斯取向的取向。因此，如果直接使用此種鋼板，難以獲得鐵損等磁性能優(yōu)異的電工鋼板。因此，通常進行再結晶過程，以使所述多晶組織的鋼板再結晶化而只存在接近高斯組織的晶體。
所述再結晶化時，優(yōu)先生長的晶體的取向取決于再結晶溫度。因此，如果再結晶溫度控制得好，就可以使接近高斯取向的晶體優(yōu)先生長。
在再結晶化之前，接近高斯取向的晶體的分數(shù)非常小，但是完成再結晶化之后，大部分是接近高斯取向的晶體。為了與在先進行的后述的第一次再結晶區(qū)分，這種再結晶稱為第二次再結晶。
在所述第二次再結晶化之前進行第一次再結晶，所述第一次再結晶使晶體以均勻的大小分布。通常所述第一次再結晶在冷軋之后的脫碳退火后立即進行或者與脫碳退火同時進行，通過所述第一次再結晶會形成均勻且適合的粒度的晶粒。當然，所述晶粒取向分散得較為均勻，因此在取向電工鋼板中最終希望獲得的高斯取向的比例非常低。
如上所述，對于所述第一次再結晶后的鋼板，此后在適合具有高斯取向的溫度下進行第二次再結晶，從而可以制造成磁性能優(yōu)異的具有高斯取向的鋼板。
然而，當所述第一次再結晶后的鋼板中分別具有不同取向的晶粒的大小不同時，即使在適合具有高斯取向的溫度下發(fā)生第二次再結晶，由于所謂的尺寸優(yōu)勢(sizeadvantage)，即大的晶粒比小的晶粒穩(wěn)定的效果，大晶粒生長更占優(yōu)勢的可能性也會變大，這與取向無關，其結果導致脫離高斯取向的晶粒的比率變高。
因此，當?shù)谝淮卧俳Y晶時，晶粒應以合適的大小均勻分布。如果晶粒過于微細，就會使晶界面積增加，導致界面能增加，晶粒有可能變得不穩(wěn)定。這樣的情況下可能導致不好的結果，即第二次再結晶在過于低的溫度下發(fā)生，從而會生成大量的不具有高斯取向的晶粒。
因此，直至適合的第二次再結晶溫度為止需要抑制晶粒的生長，以免發(fā)生再結晶。在鋼板的內部產生晶粒生長抑制作用是可以通過添加成分的偏析或析出等實現(xiàn)的，產生這種作用的析出物稱為抑制劑(inhibitor)。
所述抑制劑的作用如下：直至達到適合的第二次再結晶溫度為止，所述抑制劑以析出物或偏析形式存在于晶界附近，從而抑制晶粒不再生長，當達到適合溫度(第二次再結晶溫度)，所述抑制劑就會被溶解或分解，從而促進晶粒的自由生長。
起到這種作用的典型的抑制劑有氮化物抑制劑。對于所述氮化物抑制劑，通過常規(guī)過程制造冷軋板之后，在脫碳退火的同時或者脫碳退火之后，將所述冷軋板置于氮氛氛中以形成氮易于滲透到鋼板內部的條件，滲透的氮與鋼板中的氮化物形成元素進行反應而形成氮化物，所述氮化物起到抑制劑的作用。所述氮化物可以例舉aln、(al、si)n等析出物。
在本發(fā)明中，通過使這種起到抑制劑作用的(al、si、mn)n、aln等氮化物大量析出，并且在脫碳氮化退火結束前夕或結束之后，在還原性氣氛下將存在于脫碳氮化退火板的外部氧化層的部分或全部氧化層進行還原，然后將如此處理的脫碳氮化退火板在鋁或鋁硅二元系熔融金屬中進行熱浸鍍。此時，為了明顯改善熱浸鍍的金屬層對鋼板表面的濕潤性，從板坯的煉鋼步驟開始以規(guī)定含量添加sb、sn的單一元素或混合添加sb和sn兩種元素，使得在脫碳退火中sb、sn單獨或sn和sn同時擴散到表面而產生表面偏析，以抑制表面上生成的sio2或其它有可能使?jié)駶櫺宰儾畹难趸瘜拥男纬?，進而可以改善對鋼板表面的熔融金屬的濕潤性。即，為了明顯改善熱浸鍍后的金屬層對鋼板表面的濕潤性，從前述的電工鋼板的板坯的煉鋼步驟開始以規(guī)定含量單獨添加sb、sn或混合添加該兩種元素，使得在脫碳退火中sb、sn單獨或sn和sn同時擴散到表面而產生表面偏析，以抑制表面上生成的sio2或其它有可能使?jié)駶櫺宰儾畹难趸瘜拥男纬?，進而可以改善對鋼板表面的熔融金屬的濕潤性。
此后，將鍍有鋁或鋁硅二元系熔融金屬的熱浸鍍層進行氧化，從而在熱浸鍍層上形成由氧化鋁或鋁硅合金的氧化物組成的氧化層以用作高溫退火板退火隔離劑，并實施最終第二次再結晶高溫退火，從而可以獲得具有{110}<001>取向的聚集度非常高及晶粒大小相當微細的高斯集合組織，并且磁性非常優(yōu)異的超低鐵損高磁通密度取向電工鋼板。
sb和sn不僅具有增加第一次再結晶集合組織中具有{110}<001>取向的晶粒的分數(shù)的效果，而且具有使析出硫化物均勻析出的效果。此外，sb和sn的添加量達到一定程度以上時，可以得到抑制脫碳退火時的氧化反應的效果，因此可使脫碳退火時的溫度進一步上升，其結果，可以有利于形成取向電工鋼板的第一次覆膜。
此外，這些元素可在晶界上析出而抑制晶粒生長，因此具有能使第二次再結晶粒徑變小的優(yōu)點。因此，也可以獲得基于第二次再結晶晶粒細化的磁疇細化效果。
在本發(fā)明中，取向電工鋼板的成分中單獨包含所述sn、sb或者sn、sb兩者都包括，并將它們的含量控制在特定范圍，從而提高末鍍覆率及磁性能。
下面對本發(fā)明的構成詳細分類后進行說明。
本發(fā)明的取向電工鋼板的成分限定理由如下：
si作為電工鋼板的基本成分，起到提高材料的電阻率以降低鐵損(coreloss)的作用。如果si的含量少于2.0重量％，則電阻率降低而增加渦流損耗，導致鐵損特性變差，而且高溫退火時鐵素體和奧氏體之間發(fā)生相變，不僅導致第二次再結晶不穩(wěn)定，還會導致集合組織嚴重受損。另外，當si的含量超過6.5重量％而過量含有時，磁致伸縮性能和導磁率會明顯變差，從而導致磁性能嚴重受損。因此，si的含量優(yōu)選被限制在2.0重量％至4.0重量％。
al除了在熱軋和熱軋板退火時微量析出的aln之外，在冷軋后的退火工藝中由氨氣引入的的氮離子與以固溶狀態(tài)存在于鋼中的al、si、mn結合而形成(al、si、mn)n及aln氮化物，由此起到強力的晶粒生長抑制劑的作用。然而，al的含量過于高時，形成粗大的氮化物而導致晶粒生長抑制力下降。因此，板坯內的al含量優(yōu)選限定為0.04重量％以下(但，0重量％除外)。另外，當形成熱浸鍍層并進行熱處理時，熱浸鍍層中的al會擴散或滲透到鋼板內，從而增加鋼板內的al含量。因熱處理而擴散或滲透到鋼板內的al含量具體可為0.4重量％至5重量％。更具體地，鋼板內的al含量可為1重量％至3重量％。更具體地，鋼板內的al含量可為2重量％至2.5重量％。
mn與si一樣具有提高電阻率降低渦流損耗而降低整體鐵損的效果，并且mn與si一起與因氮化處理而引入的氮進行反應而形成(al、si、mn)n析出物，由此抑制第一次再結晶晶粒的生長，從而對引發(fā)第二次再結晶起到重要作用。然而，添加量超過0.20重量％時，鋼板表面上除了形成fe2sio4以外，還會大量形成(fe、mn)及mn氧化物，從而阻礙高溫退火中形成基底涂層，導致表面質量下降，并且在高溫退火工藝中會引發(fā)鐵素體和奧氏體之間的相變，因此集合組織嚴重受損，從而導致磁性能明顯變差。因此，mn的含量限制為0.20重量％(但，0重量％除外)。
n為與al和b反應而形成aln和bn的重要元素，因此在煉鋼步驟中添加量優(yōu)選為0.01重量％以下。當添加量超過01重量％，熱軋后的工藝中會導致氮擴散引起的被稱為鼓泡的表面缺陷，而且在板坯狀態(tài)下形成太多的氮化物，因此軋制變得困難，導致后續(xù)工藝復雜且制造費用上升。因此，n的含量限制在0.01重量％以下(但，0重量％除外)。此外，為了形成(al、si、mn)n、aln、(b、si、mn)n、(al、b)n、bn等氮化物額外需要n，這些n在冷軋后的退火工藝中利用氨氣實施氮化處理補充到鋼中。
c是引起鐵素體和奧氏體之間的相變而使晶粒細化并提高伸長率的元素，而且是用于提高因脆性強軋制性差的電工鋼板的軋制性所必須的元素。然而，當殘留在最終產品時，因磁時效效果而形成的碳化物會在產品板內部析出，從而導致磁性能變差，因此優(yōu)選控制在適當?shù)暮?。在所述的si含量范圍內，當c的含量不足0.04重量％時，鐵素體和奧氏體之間的相變不會正常發(fā)揮作用，因此會導致板坯及熱軋顯微組織不均勻。因此，c的最少含量優(yōu)選為0.04重量％以上。另外，熱軋板退火熱處理后殘留在鋼板內的殘留炭會激活冷軋中位錯鎖定而增加剪切變形區(qū)(shearzone)，從而增加高斯核的生成場所，進而增加第一次再結晶顯微組織的高斯晶粒分數(shù)。由此看來，c越多越有益處，但是在所述的si含量的范圍內，當c含量超過0.12重量％時，除非增加額外的工藝或設備，在脫碳退火工藝中不僅無法充分脫碳，而且由此導致的相變現(xiàn)象會使第二次再結晶集合組織嚴重受損，進而將最終產品適用于電力設備時會因磁時效而導致磁性能變差的現(xiàn)象。因此，c的最大含量優(yōu)選為0.12重量％以下。
當s的含量超過0.01重量％時，板坯內形成mns析出物而抑制晶粒生長，并且鑄造時會偏析在板坯中心部，從而導致在后續(xù)工藝中難以控制顯微組織。此外，在本發(fā)明中，將mns不會作為晶粒生長抑制劑來使用，因此優(yōu)先s的添加量超過不可避免被加入的含量，以避免析出。因此，s的含量優(yōu)選為0.010重量％以下(但，0重量％除外)。
p可以偏析在晶界而阻礙晶界遷移，同時可以起到抑制晶粒生長的輔助作用,而且對顯微組織而言具有改善{110}<001>集合組織的效果。如果p的含量不足0.005重量％，就沒有添加效果，如果添加量超過0.05重量％，就會增加脆性導致軋制性明顯變差，因此優(yōu)選限制在0.005重量％至0.05重量％。
sb和sn作為晶界偏析元素具有抑制晶粒生長的效果，還具有改善鐵損的效果。另外，由于sb的熔點低，在脫碳退火步驟中向表面方向發(fā)生擴散，從而具有抑制表面氧化層的形成的效果。然而，如果sb或sn的添加量過于高，就會導致發(fā)生作為基底涂層的基礎的第一次再結晶退火中形成的表面氧化層形成過于少的現(xiàn)象，并且不僅會阻礙脫碳的順利進行，還會導致晶粒生長抑制力過于高，從而生長出與高斯集合組織無關的其它集合組織，進而損害第二次再結晶集合組織，甚至妨礙磁性能。
本發(fā)明的發(fā)明人通過研究結果發(fā)現(xiàn)，添加sb、sn或這兩個元素的總含量為0.01重量％以上時，不僅能夠適當控制表面氧化層，而且出現(xiàn)抑制晶粒生長的效果,當總含量超過0.15重量％時，表面氧化層會急速劣化，這不僅得不到穩(wěn)定的基底涂層，而且脫碳行為變差及抑制晶粒生長的效果過大而得不到穩(wěn)定的第二次再結晶顯微組織。因此，sb、sn或這兩個元素的總含量的范圍優(yōu)選為0.01重量％以上至0.15重量％以下。
對于這種本發(fā)明的取向電工鋼板，可以由同樣包括如上所述的元素的鋼板坯，即由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.04％以下(0％除外)、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、sb、sn或這兩個元素：總含量為0.01％％至0.15％、余量fe及其他不可避免的雜質組成的鋼板坯來制造。此時，除了al之外，其余成分的含量與前述的鋼板的含量相同，因此重復的說明將被省略。
除了所述的成分之外，取向電工鋼板中所包含的各種成分可以作為本發(fā)明的電工鋼板的合金成分，這是本發(fā)明所屬技術領域的普通技術人員可以理解的。通常已知的成分的組合及其作用當然屬于本發(fā)明的權利要求書范圍。
根據(jù)本發(fā)明的一實施例，所述取向電工鋼板的第二次再結晶晶粒，即高斯取向的晶粒的平均大小可以約1cm至3cm左右。
另外，為了確保優(yōu)異的鐵損，形成所述取向電工鋼板的晶粒中脫離高斯取向的程度優(yōu)選為約3度以內。
下面說明根據(jù)本發(fā)明的一實施例的取向電工鋼板的制造工藝。
根據(jù)本發(fā)明的一實施例,提供一種取向電工鋼板的制造方法，其特征在于，包括以下步驟：
對鋼板坯實施熱軋、熱軋板退火及冷軋以制造鋼板，所述鋼板坯由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.04％以下(0％除外)、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、sb、sn或這兩個元素：總含量為0.01％至0.15％、余量fe及其他不可避免的雜質組成；
對所述冷軋后的鋼板同時或依次實施脫碳退火及氮化退火；以及
對所述脫碳退火及氮化退火后的鋼板進行最終退火,
其中，在所述脫碳退火步驟中或脫碳退火步驟后進行熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬，然后使熱浸鍍層的表面氧化。
下面，進一步詳細說明所述的本發(fā)明的取向電工鋼板的制造方法。下面的條件是以常規(guī)條件為準，除非有特別說明的條件。
根據(jù)本發(fā)明的取向電工鋼板，首先準備鋼板坯，所述鋼板坯如上所述由以重量％計si:2.0％至6.5％、酸可溶性al:0.04％以下(0％除外)、mn:0.20％以下(0％除外)、n:0.010％以下(0％除外)、s:0.010％以下(0％除外)、p:0.005％至0.05％、c:0.04％至0.12％、sb、sn或這兩個元素：總含量為0.01％至0.15％、余量fe及其他不可避免的雜質組成。
對所述鋼板坯所包含的元素及含量的更詳細的說明與所述取向電工鋼板相同。
然后對準備好的板坯進行再加熱。此時，優(yōu)選的是，對板坯進行再加熱的工藝是在固溶的n和s不完全溶體化的特定的溫度范圍內進行。如果n和s完全溶體化，后續(xù)的熱軋板退火熱處理之后，會大量形成細微的氮化物或硫化物，導致無法進行后續(xù)工藝，即一次冷軋，因此需要額外的工藝，這將導致制造成本增加的問題，并且由于第一次再結晶晶粒大小相當細微，有可能無法表征合適的第二次再結晶。
根據(jù)本發(fā)明的發(fā)明人的研究結果，控制因板坯的再加熱而再固溶的n的固溶量比控制素鋼內包含的n的總量更重要。即，在脫碳氮化退火工藝中形成的額外的aln的大小和量取決于再固溶的n，當aln的大小相同時，如果aln的量過于多，則晶粒生長抑制力將增加，從而不能得到由高斯集合組織構成的適合的第二次再結晶顯微組織。相反，如果aln量過于少，則第一次再結晶顯微組織的晶粒生長驅動力將增加，從而與如上所述的現(xiàn)象類似，不能得到合適的第二次再結晶顯微組織。通過板坯的再加熱，素鋼內再固溶的n的含量優(yōu)選為20ppm至50ppm。再固溶的n的含量需要考慮素鋼內所包含的al的含量，這是因為用作晶粒生長抑制劑的氮化物為(al、si、mn)n及aln。關于純3％硅鋼板的al與n的固溶度，iwayama提出如下相關關系式：
例如，假設酸可溶性鋁為0.028重量％、n為0.0050重量％時，根據(jù)iwayama式的理論固溶溫度為1258℃，為了加熱如上電工鋼板的板坯，應以1300℃進行加熱。如果將板坯加熱至1280℃以上，鋼板上會生成低熔點硅和基底金屬，即鐵的化合物鐵橄欖石(fayalite)，從而鋼板的表面熔化導致熱軋操作變得非常困難，并且熔化的金屬所引起的加熱導致維修增加。因為如上理由，即為了加熱后不完全溶體化，可以進行維修及冷軋和適合地控制第一次再結晶集合組織，優(yōu)選在1250℃以下的溫度下對板坯進行再加熱。
接著說明對再加熱的板坯進行熱軋并制造冷軋后的鋼板的工藝。即，對再加熱后的板坯進行熱軋后，進行熱軋板退火，此后實施冷軋過程，對于酸洗等常規(guī)的電工鋼板的熱軋及冷軋過程中所需的附加工藝，可從本發(fā)明所屬的技術領域中公知的方法中選擇適當?shù)囊环N，如果需要可以適當?shù)淖冃魏髮嵤?/p>
下面進一步詳細說明熱軋后制成的熱軋板的退火工藝。
熱軋后的熱軋板中存在因應力而沿軋制方向延伸的變形組織，并且在熱軋中會析出aln或mns等。因此，為了具有均勻的再結晶顯微組織和細微的aln的析出物分布，重要的是在冷軋前將熱軋板再次加熱至板坯加熱溫度以下，以使變形的組織再結晶，并確保充分的奧氏體相，從而促進aln及mns等晶粒生長抑制劑的固溶。因此，對于熱軋板退火溫度，為了使奧氏體分數(shù)最大，優(yōu)選的方法為加熱至900℃至1200℃，并實施均熱處理后進行冷卻。適用所述的熱處理模式后，進行熱軋板退火熱處理后，鋼帶(strip)中存在的析出物平均大小為
熱軋板退火后利用可逆式(reverse)軋制機或串列式(tandem)軋制機冷軋成厚度為0.10mm以上且0.50mm以下，最優(yōu)選的是中間不進行變形組織的退火(
通過1次強冷軋，{110}<001>取向的聚集度低的取向旋轉成變形取向，只有以{110}<001>取向排列最好的高斯晶粒存在于冷軋板。因此，在2次以上的軋制方法中，聚集度低的取向也存在于冷軋板，從而在最終高溫退火時進行第二次再結晶，進而獲得磁通密度和鐵損低的特性。因此,最優(yōu)選的是通過1次強冷軋進行冷軋率為87％以上的軋制。
對如此冷軋的鋼板進行脫碳退火和變形組織的再結晶及使用氨氣的氮化處理。另外，使用氨氣向鋼板引入氮離子以析出抑制劑即(al、si、mn)n、aln等時,在結束脫碳退火及再結晶后，使用氨氣進行氮化處理，或者脫碳退火的同時使用氨氣以同時進行氮化處理，這些方法均對發(fā)揮本發(fā)明的效果不成問題。
脫碳退火和再結晶及氮化處理時，對鋼板的退火溫度，優(yōu)選在800℃至950℃的范圍內進行熱處理。如果鋼板的退火溫度低于800℃，脫碳所需時間很長，如果加熱溫度超過950℃，則再結晶晶粒生長得粗大導致結晶生長驅動力下降，從而不會形成穩(wěn)定的第二次再結晶。此外，退火時間對于發(fā)揮本發(fā)明的效果不會影響太大，但是考慮到生產性，通常優(yōu)選在5分鐘以內處理。
此外，根據(jù)本發(fā)明的制造方法，鋁或鋁硅二元系熔融金屬易于擴散到電工鋼板內部(與有無外部氧化層無關)，因此具有可以省略去除外部氧化層的步驟的優(yōu)點。
然而，對于脫碳氮化退火后的鋼板，可以根據(jù)需要，在脫碳氮化退火熱處理結束前夕或結束之后，將退火爐的氣氛控制成還原性氣氛，并通過還原去除存在于脫碳氮化退火后的鋼板表面上形成的外部氧化層的部分或全部氧化層。
然后，對鋼板進行熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬。熱浸鍍鋁或鋁硅熔融金屬時，溫度優(yōu)選為600℃以上且900℃以下。在低于600℃的溫度下進行熱浸鍍時，由于熱浸鍍金屬熔融不均勻而使熱浸鍍品質變差，超過900℃時，熔融金屬與脫碳氮化處理后的鋼板的表面濕潤性變差導致熱浸鍍品質降低。
作為所述熔融金屬使用鋁硅二元系金屬時，所述鋁硅二元系金屬中硅含量為超過0重量％至60重量％，優(yōu)選包括10重量％至30重量％。原因是鋁硅二元系合金中必然生成初晶硅相，然而硅含量超過60重量％時，初晶硅相過于形成而導致熱浸鍍層不容易擴散到電工鋼板內部。
對鋼板進行熱浸鍍鋁或鋁硅二元系熔融金屬時，鋼板上的熱浸鍍層的未鍍覆率為15％以下，優(yōu)選為5％以下。未鍍覆率超過15％時,鋼板中會發(fā)生局部的鋁組分之差,從而導致熱浸鍍層的鋁擴散到鋼板內部的效果下降。
之后，通過使鍍有鋁或鋁硅二元系熔融金屬的熔融金屬層的表面氧化而形成由氧化鋁或鋁硅合金的氧化物組成的氧化層。更具體地，氧化層可以由sio2、fe2sio4、(fe、mn)sio4、al2o3、或(al、si)o2等組成。
最后，通常進行長時間的最終退火在取向電工鋼板引發(fā)第二次再結晶，從而形成鋼板的{110}面與軋制面平行且<001>方向與軋制方向平行的{110}<001>集合組織，并且熱浸鍍后的鋁擴散及滲透至鋼板內部增加鋼板的鋁含量，從而制造出電阻率增加的磁性能優(yōu)異的取向電工鋼板。最終退火的目的從大的層面來看是形成基于第二次再結晶的{110}<001>集合組織、通過形成基于外部氧化層的氧化反應的玻璃質覆膜來附加絕緣性、使鋁從熱浸鍍層擴散及滲透到鋼板內部、除去對磁性能不利的雜質。作為最終退火的方法，在發(fā)生第二次再結晶之前的升溫區(qū)段，維持氮氣和氫氣的混合氣體以保護晶粒生長抑制劑即氮化物，使得第二次再結晶順利地發(fā)達，并且結束第二次再結晶之后，在100％氫氣氛下保持長時間以去除雜質。
根據(jù)如上制造工藝制造的取向電工鋼板，通過基于鋁或鋁硅二元系熔融金屬的熱浸鍍，鋁會擴散至電工鋼板內部，使得在最終產品中包括特定含量的鋁，并且最終產品的鋁含量可為0.4重量％至5重量％。
在實施例中更具體說明發(fā)明。但是，下面實施例僅僅用于例示本發(fā)明，本發(fā)明的內容并不限定于下面實施例。
<實施例>
實施例1
對含有si:3.2wt％、c:0.055wt％、mn:0.099wt％、s:0.0045wt％、n:0.0043wt％、sol-al:0.028wt％、p:0.028wt％，余量為fe和其他不可避免的雜質的取向電工鋼板，在真空溶解之前添加sb和sn，其總含量為0.04重量％，在真空溶解后制成錠塊，接著在1150℃的溫度下進行加熱后，熱軋成厚度為2.5mm。對制成的熱軋板在1070℃的溫度下進行加熱后，在920℃的溫度下保持160秒并在水中進行急速冷卻。
對熱軋后退火的板材進行酸洗后進行1次強冷軋，冷軋成厚度為0.27mm，冷軋后的板在860℃的溫度下、在濕潤的氫氣和氮氣及氨氣的混合氣氛下保持200秒，并進行同時脫碳氮化退火熱處理直至氮含量達到180ppm。
如表1所示，對該鋼板進行熱浸鍍鋁熔融金屬后進行最終退火。最終退火時，1200℃為止是在25％氮氣+75％氫氣的混合氣氛下進行，達到1200℃后是在100％氫氣氛下保持10小時以上，然后進行爐冷。最終退火后分析鋼板內的al量并顯示在表1。
另外將根據(jù)實施例1制造的電工鋼板的截面圖片顯示在圖1。
如圖1所示，可以發(fā)現(xiàn)依次形成有鋼板-熱浸鍍層-氧化層。
實施例2至9
除了熱浸鍍金屬使用鋁硅二元系或者改變sb和sn的總含量之外，通過與實施例1相同的方法制造了取向電工鋼板。
比較例1至5
除了改變熔融金屬或sb和sn的總含量之外，通過與實施例1相同的方法制造了取向電工鋼板。
針對所述實施例及比較例每個詳細工藝條件，測定了末鍍覆率及磁性能并顯示在下表1。
【表1】
※末鍍覆率測定方法：10cm*10cm面積中熱浸鍍層脫落部位的面積百分數(shù)(％)
如表1所示，將sb和sn以規(guī)定含量添加并熱浸鍍鋁或鋁硅合金的實施例與比較例相比，末鍍覆率明顯得到改善。另外sb和sn的總含量超過0.15重量％的比較例5中，雖然末鍍覆率優(yōu)異，但是磁性能較差。
以上，參照實施例對本發(fā)明進行了說明，但本發(fā)明所屬的技術領域的技術人員可以理解，在不改變技術思想或必要特征的情況下，本發(fā)明可由其他具體形式實施。