的晶粒尺寸。 Sn的濃度至少應(yīng)為0. 005%以有效地避免在高溫退火過程中過度的晶粒生長，并由此降低 錳的損耗。當(dāng)錫的濃度超過0.03%時(shí)，再結(jié)晶變得不規(guī)則。因此，Sn的含量應(yīng)限制為最大 值0. 03%。在優(yōu)選實(shí)施方案中錫含量為0. 010%至0. 022%之間以作為晶界偏析元素，其降 低晶界迀移。晶粒生長將因此受阻。錫可以由鉬或銻取代。
[0057] 錳和錫的比例（Mn/Sn)應(yīng)小于或等于40從而控制經(jīng)過再結(jié)晶的晶粒尺寸分布，在 優(yōu)選實(shí)施方案中：Mn/Sn < 20。
[0058] 初次平均晶粒尺寸的目標(biāo)為小于16微米，優(yōu)選小于10微米。
[0059] 在鋼中添加范圍為0.001 %至0.04%的鋁以便與氮析出，形成在二次再結(jié)晶過程 中作為晶粒生長抑制劑的A1N。鋁的量指的是酸溶鋁，其是未與氧結(jié)合的鋁的含量。為獲得 合適量的A1N，鋁必須低于0. 04%，因?yàn)楦哂诖宋龀鰟恿W(xué)的控制變得越來越困難。A1含量 必須高于〇. 001 %以具有足夠的A1N。
[0060] 氮必須在0. 005%至0. 02%的范圍內(nèi)以形成足夠的A1N析出物。由于形成不期望 的鐵-氮化物或碳-氮化物，氮的含量不能高于〇. 02%，低于0. 005 %則A1N的量過低。
[0061] 鋁和氮的重量比例應(yīng)該大于或等于1. 20 (A1/N彡1. 20)以具有對于A1N析出動力 學(xué)和A1N數(shù)量有利的A1和N的原子比。相對于鋁的低氮量導(dǎo)致形成更細(xì)小的析出物，這有 助于抑制作用。優(yōu)選地，A1/N的比率為以下值:A1/N彡1. 5。
[0062] 在一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案中，熱軋帶中低于60%的酸溶鋁為A1N的析出形式，所述析 出結(jié)構(gòu)完全不含尺寸在5nm至150nm之間的A1N析出相。
[0063] 關(guān)于碳含量，已證實(shí)在熱軋步驟中，C濃度通過控制熱軋過程中奧氏體的量而顯著 影響熱軋帶顯微組織和晶體學(xué)織構(gòu)。碳的濃度還影響抑制劑的形成，因其在熱軋過程中阻 止早期和粗的A1N的析出。C含量應(yīng)大于0.025%以形成足夠的奧氏體以保持固溶體中的析 出物并控制熱軋帶的顯微組織和織構(gòu)。存在〇. 05%的限值使其不會具有太長的脫碳步驟， 該脫碳步驟因其減緩生產(chǎn)效率將是經(jīng)濟(jì)上不利的。優(yōu)選地，碳含量在〇. 025 %至0. 032 %的 范圍內(nèi)，該濃度已被證實(shí)在最終產(chǎn)品中產(chǎn)生最高的J800值。
[0064] 碳和氮的比例應(yīng)該在2至5之間（2彡C/N彡5)以確保J800的值大于1. 870。如 果C/N比例小于2,則在熱軋階段的奧氏體含量將會不足。相比鐵素體更容易溶解進(jìn)入奧 氏體的氮會擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體且最終不會均勻分布在熱軋顯微組織中，損害其與鋁的有效析 出。另一方面，如果C/N比例超過5,如果氮含量過低，在高碳含量或A1N形成不足的情況 下，除碳工藝將會時(shí)間長且困難。優(yōu)選地，C/N的比例為：3彡C/N彡5。
[0065] 微量合金化元素，如鈦、鈮、釩和硼是受限的，且這些微量合金化元素的總和不超 過0. 02 %。事實(shí)上，這些元素是氮化物形成劑，其消耗如上所述形成氮化鋁抑制劑所需的 氮，因此其含量應(yīng)與雜質(zhì)水平一致。
[0066]其他雜質(zhì)為48、卩13、211、21'、〇3、0、？、0、附、(：〇、513、8、和211。
[0067] 根據(jù)本發(fā)明的方法縮短了從液相鋼到成品熱軋鋼帶的生產(chǎn)流程。完整的生產(chǎn)流程 以連續(xù)方式實(shí)施并且可獲得的帶厚度范圍在1毫米至80毫米之間。
[0068] 按照本發(fā)明的方法提供了作為主要材料在顯微組織穩(wěn)定性、熱軋卷材的整個(gè)長度 和寬度范圍內(nèi)的織構(gòu)及析出物的方面具有優(yōu)異的品質(zhì)的熱軋鋼帶。此外，由于熱軋帶優(yōu)異 品質(zhì)避免了熱軋帶的退火處理。
[0069] 事實(shí)上，本發(fā)明的方法使得板坯厚度小于傳統(tǒng)板坯厚度的1/5。最大板坯厚度為 80mm〇
[0070] 避免板坯的表面冷卻至低于850°C超過5分鐘的時(shí)間至關(guān)重要，其為了避免過早 的A1N析出。這樣的析出物會阻礙A1N作為抑制劑的能力，因?yàn)槠湓诠に囘^程中會變粗且 在生產(chǎn)過程冶金工藝路線中變得無效。在這種情況下，將需要另一熱處理工藝來溶解所述 析出物并使如例如氮的析出元素重新進(jìn)入固溶體中。該操作將需要高的溫度并保持較長時(shí) 間以用于均勻化，這會降低生產(chǎn)率并增加生產(chǎn)成本。為達(dá)此目的，一個(gè)解決方案是選擇4 米/分鐘的最低鑄造速度。同樣為本發(fā)明的一個(gè)重要特征是使板坯嚴(yán)格地在低于1250°C、 甚至低于1200°C下再加熱，這是本發(fā)明的一個(gè)有力的節(jié)約成本的特征。
[0071] 之后，將板坯在1080°C的最低溫度下再加熱保持至少20分鐘。在1080°C以下，熱 軋步驟可能導(dǎo)致FRT (終軋溫度）在950°C以下，在此時(shí)會開始產(chǎn)生A1N析出物。這種早期 的析出物將造成對高斯晶粒取向有利的織構(gòu)減少并造成抑制力的減少。抑制力是整體的 晶界齊納釘扎力（Zener pinning force)，其由晶界上細(xì)小分布的析出物產(chǎn)生，以阻止其變 粗。再加熱用于使板坯中的溫度均勻化從而在板坯的每一個(gè)點(diǎn)處都具有相同的溫度并且溶 解潛在存在的析出物。
[0072] 在熱軋磨機(jī)中，最初減薄軋制溫度的入口應(yīng)高于1060°C以避免FRT跌至低于 950°C，因?yàn)閺娜肟谥聊┘埽╨ast stand)的整個(gè)熱軋階段沒有熱能的輸入。如果FRT低于 950°C，織構(gòu)不會受到很大影響但析出物的抑制力將會太弱，并且以本發(fā)明的化學(xué)組成和工 藝路線無法實(shí)現(xiàn)1. 870T的J800的目標(biāo)。在終軋步驟之后，開始熱軋帶冷卻之前，設(shè)定10 秒的最高時(shí)間框。該冷卻的目的是避免粗鋁氮化物的析出，這些析出應(yīng)該在低溫下形成。
[0073] 理想狀態(tài)下，F(xiàn)RT高于980°C以使抑制力最大化，抑制力將被儲存在基體中并在以 下的制備路線中被用來引發(fā)再結(jié)晶和抑制析出物。
[0074] 卷取溫度發(fā)生在500°C至600°C之間，因?yàn)樵谶@個(gè)范圍之外，本發(fā)明含有A1N的目 標(biāo)析出物將不具有合適的分布和尺寸。
[0075] 在該階段獲得熱軋帶。本發(fā)明另一個(gè)有益于能耗的特征是，在冷軋步驟之前，避免 了實(shí)施用于晶粒取向電工鋼生產(chǎn)的傳統(tǒng)熱軋帶的退火工藝。熱軋步驟導(dǎo)致具有以下顯微組 織特征的熱軋帶：
[0076] 包含軋制方向的熱軋帶的任何全厚度的截?cái)嗝骘@示出三個(gè)相等的部分：兩個(gè)包括 等軸鐵素體晶粒的外部對稱區(qū)域和覆蓋三分之一厚度的一個(gè)內(nèi)部區(qū)域，該內(nèi)部區(qū)域包括小 的等軸晶粒和更大扁平晶粒的混合物。
[0077] 熱軋帶其他特別的特征是，在兩個(gè)外部區(qū)域中剪切變形織構(gòu)（例如G纖維（110) [x，y，z]和Cu(112) [_1，_1，1])為主導(dǎo)，而在內(nèi)部的第三區(qū)域中，? (001) [x，y，z]和a (u， v，w)[l，-l，0]纖維是最主要的組分。
[0078] 所述熱乳帶品質(zhì)進(jìn)一步的特殊性在于在熱乳、冷卻和卷取步驟中形成的A1N析 出物的存在。上述A1N中酸溶鋁的部分析出呈現(xiàn)出特別的特征：在一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案中，析 出物結(jié)構(gòu)中不含尺寸在5nm至150nm之間的氮化鋁（A1N)析出物。在該范圍內(nèi)的析出物在 接下來的加工路徑中變粗太多，當(dāng)這些析出物變粗后其具有很差的抑制能力，J800值會降 低并可能低于1.870T。
[0079] 采用酸洗工藝或任何替代工藝清洗熱帶表面以除去任何氧化物層或任意類型的 其他二級氧化皮殘留物。
[0080] 接下來，實(shí)施第一冷軋工藝；其使用60%的最低冷軋率，應(yīng)用至少兩道次步驟，得 到小于1毫米的中間厚度。更低的變形程度將不能保證足夠的儲存能量來激活和達(dá)到即將 到來的晶粒生長需要的再結(jié)晶和析出水平。
[0081] 第一冷軋步驟之后是中間退火（在本發(fā)明中也稱作初次退火或脫碳退火），其 作為單一或多步驟的工藝，提供了初次再結(jié)晶和材料脫碳。在脫碳之后，碳含量優(yōu)選低于 0.0025%。元素（例如碳）和碳化物作為磁疇壁的釘扎位置。此外，初次退火后的晶粒平 均尺寸必須小于16微米，因?yàn)槿绻谶@一步驟的晶粒變粗（即大于16 ym)，則繼承現(xiàn)象 (inheritage phenomenon)將導(dǎo)致由大小晶粒構(gòu)成的具有顯著異質(zhì)顯微組織的更粗的晶 粒。對于初次再結(jié)晶結(jié)構(gòu)鐵芯損耗也會隨晶粒尺寸大于16 ym顯著增加。
[0082] 該中間退火(也被稱作初次退火）在780°C至920°C之間實(shí)施并保持最少2分鐘 的均熱時(shí)間^。退火的微氧化性氣氛為氫氣、氮?dú)夂退羝M合的混合物，用來將鋼中的碳 含量降低至小于〇.〇〇4wt%并保持初次晶粒尺寸小于16微米。在本發(fā)明的優(yōu)選的實(shí)踐中， 在該階段，碳含量保持在小于〇. 0025%，且鐵素體晶粒尺寸保持在小于10微米。在本發(fā)明 的化學(xué)組成和工藝路線下，這樣的組合改善了初次織構(gòu)，其被進(jìn)一步冷軋來得到最佳的高 斯織構(gòu)，以達(dá)到高于1. 870特斯拉的J800。
[0083] 此后，所述材料應(yīng)用至少兩道次步驟經(jīng)歷最小冷軋率為50%的第二冷軋步驟。通 常在第二冷乳之后的厚度在0. 21mm至0. 35mm之間。
[0084] 下一步驟為沉積絕緣隔離物覆層（例如MgO基覆層）。這樣的隔離物被施加于第 二冷軋電工鋼的表面上，之后對所述鋼帶進(jìn)行卷取。
[0085] 接下來，在氫氣和氮?dú)饣旌衔飿?gòu)成的氣氛中實(shí)施并進(jìn)行高溫退火（HTA，也被稱為 二次退火）。加熱速率在400°C至1150°C之間低于15°C /s。一旦達(dá)到1150°C的最低均熱 溫度T2，就實(shí)施最少10小時(shí)的保溫時(shí)間t2。在保溫后，實(shí)施緩慢的冷卻以使得二次退火的 總時(shí)間超過120小時(shí)。一旦完成二次退火，基體中硫和氮含量分別低于0. 001%，且鋼的平 均晶粒尺寸小于15_。在一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案中，在二次退火之后，平均晶粒尺寸小于10毫 米。這種平均晶粒尺寸使鐵芯損耗最小化，因?yàn)樵摵穸认嚓P(guān)的參數(shù)隨晶粒尺寸急劇增加。
[0086] 在二次退火之后，將絕緣張力覆層施加于鋼的表面。其基于膠態(tài)二氧化硅乳液并 保證最佳張力同時(shí)提高鋼的電阻率。
[0087] 按本發(fā)明的所謂的接近高（near hig