晶粒取向磁性片材的生产方法 |
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| 申请号 | CN201080063809.9 | 申请日 | 2010-12-22 | 公开(公告)号 | CN102834528B | 公开(公告)日 | 2015-05-06 |
| 申请人 | 材料开发中心股份公司; | 发明人 | G·阿布鲁泽塞; 斯特凡诺·西卡勒; S·福尔图纳蒂; | ||||
| 摘要 | 本 发明 的目的是一种用于取向晶粒 磁性 片材的工序，该工序提供了 硅 钢 板坯 的特殊 热轧 操作条件，通过该工序有可能在很大程度上包含热轧片材重结晶的异质性。使用这些操作条件允许减小在处于最终厚度的片材的 退火 过程中结晶晶粒的生长趋势，该退火过程在二次取向重结晶之前。同时，根据本发明的热 轧机 特殊操作条件允许从基质中低于常规技术所提供的硫（S）和氮（N）的量开始，获得对控制晶粒生长有用的二次相的精细沉淀，并且其量因此在滚轧之前并且在低于1300℃的 温度 值下的板坯加热之后在金属固体溶液中是可处置的。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种用于生产晶粒取向磁性条带的方法，其中，一种钢板坯在浇注和固化之后进行一种热机械循环，该钢板坯按重量百分比计由以下各项组成：C 0.010％-0.100％；Si |
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| 说明书全文 | 晶粒取向磁性片材的生产方法[0003] 本发明在于一种用于生产所述产品的新颖工序，其中通过对热轧的热机械过程的特殊控制，有利于这些用于控制在最终厚度下定向的二次重结晶现象的条件并且有利于获得具有优异磁性特征并且特别均匀的最终产品。 [0004] 众所周知，有取向的晶粒磁性片材通常被分成两类产品，它们在800As/m的磁场作用下所测的磁感应值（B800）不同：常规取向的晶粒磁性片材（CGO-B800>1800mT）、以及高渗透性的取向晶粒磁性片材（HGO-B800>1900mT）。 [0005] 取向晶粒磁性片材尤其被用于构造沿着电能生产和分配（从电厂到最终用户）的整个循环而使用的电力变压器的核心。除了沿着参照方向（在片材滚轧方向上的磁化曲线）的磁导率之外，这些材料的合格的磁性特征是功率损失，主要以热形式分散，以用于在磁通量流过的相同参考方向上并且在该变压器的工作感应下（典型地测量在1.5和1.7特斯拉的功率损失）的交变电磁场（欧洲为50Hz）。 [0006] 在条带滚轧方向上的优异磁性特征是最终产品的独特多晶结构的 结果，其特征为以下晶体分布，该晶体分布构成了贯穿片材厚度的金属基质并且其结晶学取向是使得几乎所有存在的晶体的晶格方向<001>（根据米勒指数）沿着条带滚轧方向是对齐的。 [0007] 由于结晶学取向<001>是体心立方晶格的最简单的磁化方向，这保证了该多晶体的最佳可能磁导性的实现。单晶方向<001>之间（它们与滚轧方向之间）在角度偏差意义上的相对对准度与产品上可获得的磁导率成正比。最好的产品（HGO度）显示了更大部分的晶体具有在3-4度的角色散锥体内的介质取向丧失（disorientation）。在常规的取向晶粒产品（CGO）的情况下，最大角色散锥体（构成产品的最大晶体部分被布置在该锥体内）平均为7-8度。 [0008] 这样的产品晶体结构在工业生产中是通过控制在处于最终厚度的滚轧片材结晶之后晶粒的连续生长以及随后晶粒的不连续生长（被本领域技术人员称为二次取向重结晶）而获得的。 [0009] 为了生产取向晶粒磁性片材，必须调整第二相颗粒的量和分布的存在，该量和分布关键性地减少了高温下的晶粒边缘移动（晶粒生长抑制剂）并且允许控制二次取向重结晶。 [0010] 颗粒的量（沉淀物的体积分数）是通过潜在地能够形成在高温下与许多元素（例如锰、铜、铬、铝、铌、钒、钛等）足够稳定的硫和/或硒化物以及氮化物（nitrure）的某些元素（如硫和/或硒、氮）的含量来确定的。 [0012] 例如，为了有效控制晶粒生长，重要的是第二相的颗粒是非常小的并且均匀分布在基质中。 [0013] 描述晶粒边缘移动的制动力强度的分析法表示是以下公式(1)： [0014] [0015] 其中fv是二次相的体积分数，并且 是实际二次相尺寸的平均值（表示为等效球半径）。 [0016] 如本领域的技术人员熟知的，控制这些片材中的晶粒生长是很关键的过程阶段是从在处于最终厚度下的冷轧之后在半成品上得到的初次结晶（典型地在连续退火过程中）直到在高温下的最终退火过程中（典型地是静态退火）实现的二次重结晶。该制动力必须是能够在整个基质中均匀工作并且包含具有初次结晶的初始结构的晶粒生长，其中平均晶粒的等效球直径是在例如5-15μm的等级上。 [0017] 通过温度启动的、晶粒边缘迁移的趋势就是由于这样的起始晶体结构，并且因此趋向于生长出从以下表达式(2)可获得的晶粒平均尺寸： [0018]-1 [0019] 其中“DF”（生长驱动力）也可以用cm 表示，并且其中 代表以cm表示的晶粒平均尺寸，并且 是这类分布最大颗粒的尺寸，也用cm表示（对于这二者，通常提及的是该平均以及最大晶粒类别各自的等价球半径）。 和 的值可以容易地通过在光学显微镜下简单观察微结构来评估，在取向晶粒滚轧片材生产的情况下并且在不存在异常的结-1构不均匀性的情况下，它们是使得“DF”位于1000至3000cm 的数值范围内。 [0020] 为了获得这样的生长趋势，这些抑制剂的、在公式(1)中定义的制动力必须通过调整沉淀物的体积分数以及它们的平均尺寸来进行适当平衡。 [0021] 在用于生产取向晶粒片材的常规生产方法中，典型地为了控制晶粒生长和二次取向重结晶而进行适配的、在金属基质中的二次相的体积分数，具有0.001-0.002（0.1%-0.2%）的数量级，这对应于例如按重量计0.030%-0.040%的硫和/或氮的处于精细形式的受控沉淀（例如作为MnS和AlN）。 [0022] 已知在基质中存在适当量值的铝和锰时硫和氮的溶解性，为了使上述第二相均匀地沉淀并且是以精细的形式，则在热轧该固化的材料之前必须在非常高的温度（>1300°C）下加热，以便在板坯固化后缓慢冷却的过程中融化所沉淀的硫和/或氮化物、并且在热轧中并且最终在随后的条带退火中在受控变形的状态下在快速冷却的过程中使它们再次以精细形式沉淀。 [0024] 为了克服这些不便，近来已经提出了不同的替代性生产技术。 [0025] 在WO9846802和WO9848062中，将取向晶粒片材的制造过程描述为：使用薄板坯技术将Mn、S、(S+Se)、Cu、Al、N以及在晶粒生长抑制分布的准备过程中可能涉及的其他元素控制在限定的范围内以便在可行的加热条件限制之内保证浇注冷却过程中的沉淀部分的溶解以及在热轧阶段过程中和/或之后硫和氮化物以精细形式沉淀。 [0026] 在EP0922119和EP0925376中，描述了采用其他化学组合物和后续转化循环，利用它有可能在工业上获得高品质的且具有良好产率的产品，而且通过在固态下采用硝化技术来在二次取向重结晶之前增大晶粒生长抑制剂的体积分数。 [0027] 所提出的不同解决方案显示了在以下方面的独特智慧：为了在对于热轧之前加热/均化该固化的材料而言最大的可行温度的限制下获得控制二次取向重结晶所必须的晶粒生长抑制剂的量值和分布以便获得具有优异磁性特征的产品，从而保证对晶粒生长（非金-1属二次相的分布）的“抑制作用”，在二次重结晶之前在基质中以至少等于或大于1300cm均匀地存在。 [0028] 用于在二次取向重结晶之前和过程中控制晶粒生长的替代方法是以减小晶粒生长趋势（见公式(2)）的方式来操作，例如通过减小不同生产过程阶段中重结晶的异质性。 [0029] 一种在工业条带上获得均匀的初次重结晶结构的方式是强化冷减小速率以便在变形的结构中产生高位错密度，这些位错均匀分布在基质中，即使在起始异质结构的存在下。然而这样的策略意味着必须以成比例的冷轧成本负担以及物理产率的减小（冷轧中断裂个数成比例地大于在更高的减小产率的情况下）来成比例地增加热片材厚度（认为产品最终厚度是固定的）。此外，已知的是在强化所施加的冷减小速率时，初次重结晶的晶粒尺寸成比例地减小。这意味着晶粒生长趋势的强化（由关系(1)可以推导出），这因此要求管理更大量值的晶粒生长抑制剂以便控制产品的最终品质。 [0030] 替代性地，通过使用冷轧方法，有可能回复微结构均质性，从而在 通过中间退火隔开的更多阶段中进行冷轧，但转化的成本增加了。 [0031] 根据本发明的方法的发明人已经对于将在取向晶粒片材生产过程中生产的重结晶的冷轧片材的微结构异质性减少的可能性进行了研究，是通过设定将浇注的板坯转化成条带的模态。特别是，已经确定了以下板坯热轧操作条件，通过这些条件有可能在很大程度上包含热轧条带的重结晶的异质性并随后减小重结晶的晶粒在最终厚度带材的退火中生长的趋势，该退火是在二次取向重结晶之前进行，并且同时导致第二相的最终沉淀，这对于控制晶粒生长是有用的，该晶粒生长是从基质中小于常规技术所提供的硫（S）和氮（N）的量值开始，并且因此在压制之前、在低于1300°C的温度下加热板坯之后在金属固体溶液中是可获得的。 [0032] 在本发明的方法中，Si含量必须高于2%，以便将静态最终退火温度升高到正确开展二次取向重结晶所必须的值而不出现以下现象：铁氧体-奥氏体-铁氧体相转变同时达到，这会损害最终的微结构控制并且因此损害最终产品的磁性特征，特别是就沿着滚轧方向测量的磁导率而言。对于高于4.5%的Si含量，已经注意到了该材料的易延展-易碎的转变温度的关键性增加，这造成了该生产过程的物理产率问题，直到最终产品的工业生长不再适宜。 [0033] 在本发明中，热轧该材料直到获得卷起的条带所必须的板坯加热优选地是在不低于1100°C并且不高于1300°C的温度下进行。 [0034] 低于1100°C的加热温度即使是可能的，也是不适宜的，因为后续的热轧所需的分离力变得太高。低于1300°C的温度不能得到滚轧方法的显著优点，同时导致了与形成表面氧化直至液体或柔软的炉渣（对于高于1300°C的温度）、由于过度延展性造成的在加热炉中的板坯移动、以及因此板坯在支架上的可折叠性有关的不便之处。此外，包含低于1300°C的 工艺温度值允许使用常规类型的加热炉并且允许包含与该工艺相关联的能量消耗。 [0035] 本发明允许控制二次非金属相（硫、氮化物，……）在以明确的密度和尺寸产生的热条带的金属基质中沉淀，这是基于在至少两个不同阶段中通过使用两个不同的热轧机设备进行的热轧过程。这两个热轧阶段互相分隔了一个物理空间，使得在第一粗轧机上进行的第一热轧产生的半成品通过适当的手段（例如像滚轮方式）被转移到第二热精轧，该热精轧将该半成品（棒）转化成具有限定的最终厚度的热轧片材。如此生产的所述热轧带常规地卷成带材形式并且因此被送至本发明提供的后续热机械处理。 [0036] 从第一轧机的粗轧转移到第二轧机必须按如下方式进行：使得在第一轧机处的最终滚轧温度是高于或等于第二轧机的初始温度。为了限制从粗轧机转移到精轧机过程中的冷却作用，这两个轧机之间的空间可以通过绝热被动嵌板进行保护。 [0037] 棒在粗轧终点与精轧起点之间的转移时间必须为至少5秒。这样的最小时间是在金属基质中在第二热轧之前启动静态重结晶现象所必须的。然而，此转移时间不必超过60秒，以便限制第二相颗粒如硫和氮化物的不希望的沉淀以及生长。 [0038] 第一热轧（粗轧）是通过以下粗轧机实现的，该粗轧机可以具有可逆类型和连续类型二者、带有一个或多个滚轧罩，并且被配置成制备具有不高于40mm厚度的滚轧半成品（棒），该半成品在第二滚轧阶段之前被维持在高于950°C的温度下并且因此限制了潜在地能够在金属基质中形成第二非金属相的、分数不高于20%的元素的沉淀作用。 [0039] 重要的是，生产棒的粗轧温度不降低到950°C以下；其实诸位发明人已经出乎意料地发现，通过在规定的温度范围内应用高于75%的快速复杂的减小，粗轧之后的第二非金属相的沉淀作用不会发生，即使是在有利于沉淀物的稳定的热力学条件下。 [0040] 对于低于75%的减小速率，大量的硫和/或氮以硫和/或氮化物的形式沉淀，其尺寸相对太高而不能保证在粗轧结束时以及精轧之前对晶粒生长的正确控制（等效球直径高于0.2μm）。 [0041] 这种行为的一个可能的解释是，对于小于75%的速率并且在高于900°C的温度值下，在热变形过程中产生的晶格缺陷仍以较高量值保持在变形的材料中并且它们没有在该金属性基质中均匀分离，由此形成了用于硫和/或氮化物局部沉淀的核。此外，在相同温度条件下并且在高于75%的变形情况下，同样有利于重结晶现象，这些重结晶现象快速从基质中消除了最大部分的晶格缺陷，从而抑制了硫和/或氮化物颗粒的沉淀。 [0042] 将棒热转化成条带的第二滚轧过程是以如下方式进行的：使得潜在地可沉淀的第二相以扩散形式均匀地并且小尺寸地（优选具有小于0.2μm的等效球直径）沉淀。 [0043] 本发明的诸位发明人已经发现，施加变形时的材料厚度不必高于40mm以便在所述第二滚轧的第一减小步骤过程中实现两个同时的且协同的现象，这些现象是：非常快速地产生了大量均匀分布在整个金属基质中的缺陷，以及快速冷却了变形的材料，这限制了所产生的晶格缺陷的动态恢复并且增加了潜在可沉淀的第二相的热力学稳定性。应用在第一精轧路径过程中实现的、高于或等于40%的厚度减小有利于此类冶金学条件。 [0044] 该第二热轧，即精轧，必须在更多后续的不同步骤中实现，例如在三个不同的顺次步骤中。在执行该第二热轧过程的第一步骤之后（此时几乎全部的第二非金属相都沉淀了），根据本发明的工序提供了至少完成一次热处理以便完成沉淀过程并使这些夹杂物的尺寸分布均匀化，这是借助于溶解过程以及温度所启动的沉淀物生长。 [0045] 本发明的诸位发明人已经发现，在第一步骤与这些后续滚轧步骤的至少一个之间的所述受控热处理（在一个或多个不同阶段中）产生了热的带材的微结构，这些热的带材相对于没有进行类似的中间热处理或比本发明建议的进行时间更短的情况下更多地重结晶。 [0046] 此热处理可以在工业上使用任何适合于该目的的技术来实现，例如位于用于具有更多个笼罩的精轧系列的一个或多个轧机笼罩之间的加热站，以及布置在可逆类型的精轧机的笼罩之前或之后的连续的和/或加热站。该热处理可以用不同的加热技术完成，例如像电磁感应加热或使用插入嵌板或封闭室中的辐射加热元件。 [0047] 本发明的主题是一种用于生产取向晶粒磁性片材的方法，其中，一种钢板坯在浇注和固化之后进行一种热机械循环，该钢板坯按重量百分比计包括：C0.010%-0.100%；Si2.0%-4.5%；Al0.005%-0.050%；N+S≤0.030%；该热机械循环包含以下操作： [0048] a)在1100°C-1300°C范围内的温度下进行退火； [0049] b)在一个第一粗轧机中以至少两个顺次滚轧步骤进行热粗轧，直到获得具有不高于40mm厚度的棒，其中总厚度的减小速率是高于75%并且滚轧温度是高于950°C，[0050] c)将如此生产的棒从该第一粗轧机中在5至60秒范围内的时间内转移到一个第二精轧机中， [0051] d)在一个第二精轧机中以至少两个后续滚轧步骤进行热精轧，第一滚轧步骤的厚度减小是高于40％并且温度在900℃至1100℃的范围内，并且第二滚轧步骤的厚度减小率是低于25％并且温度不高于850℃， [0052] e)在所述热精轧过程中、在该第一步骤与后续滚轧步骤的至少一个之间使该热轧片材至少进行在800℃至1100℃的温度范围内并且在10与900秒之间的时间范围内的热处理。 [0053] 在根据本发明的方法的一个实施方案中，该有待进行热机械循环的钢板坯包含：C0.010％-0.100％；Si2.5％-3.5％；S+(32/79)Se0.005％-0.025％；N0.002％-0.006％； 任选地至少一种在Al、Ti、V、Nb、Zr、B、W之间的元素，其总重量百分比不高于0.035％；任选地至少一种在Mn、Cu系列中的元素，其总重量百分比不高于0.300％；以及可能地至少一种在Sn、As、Sb、P、Bi系列中的元素，其总重量百分比不高于0.150％；剩余部分除了不可避免的杂质之外就是铁。 [0054] 本发明必须的加热时间取决于进行该热处理的温度范围并且是根据以下方案调整的： [0055] t最小＝10s对于加热温度1050℃≤T<1100℃ [0056] t最小＝20s对于加热温度1000℃≤T<1050℃ [0057] t最小＝60s对于加热温度950℃≤T<1000℃ [0058] t最小＝100s对于加热温度900℃≤T<950℃ [0059] t最小＝300s对于加热温度800℃≤T<900℃ [0060] 对于本发明的目的，该热处理可以在热精轧过程中的一个或多个不同阶段中在规定的温度范围内(800℃-1100℃)、在以上限定的温度最小时间中的至少一个之内进行。 [0061] 此外，在高于1000°C的温度下进行加热的情况下，适当的是将热处理时间限制在根据以下方案限定的最大值温度内： [0062] t最大=180s对于加热温度1050°C≤T≤1100°C [0063] t最大=300s对于加热温度1000°C≤T<1050°C [0064] t最大=600s对于加热温度950°C≤T<1000°C [0065] t最大=900s对于加热温度900°C≤T<950°C [0066] t最大=900s对于加热温度800°C≤T<900°C [0067] 其实，对于高于950°C的温度值，在高于上述方案中建议的处理时间过程中，溶解和沉淀颗粒的生长这两个现象都可能出现，这可能难以按可重复的方式控制，并且它们对晶粒生长产生了可变的抑制水平，并且因此产生了最终产品的微结构不稳定性以及磁性不稳定性，不适合工业生产。根据本发明的方法的发明人已经发现，对于低于或高于所提供的极限的处理时间，产品的磁性特征变差，展现出了结果的高度不稳定性。 [0068] 如此制备的热轧条带然后通过一种包含以下方法步骤的处理循环而转化成最终产品： [0069] 条带的可能的连续热退火 [0070] 在一个或多个步骤中在最终厚度下进行冷轧，带有可能的中间退火，[0071] 在固态下的初次重结晶连续退火以及可能的脱碳， [0072] 二次取向重结晶的高温静态退火， [0074] 在该热平滑化退火以及绝缘覆盖层的沉积之后，可以任选地对该条带进行磁域（magnetic dominia）的精化处理，该精化处理优选地在于表面 激光标记。 [0075] 在本发明的一个变体中，产生自冷轧的条带的重结晶退火是在氮化气氛中进行以便将这些条带的平均氮含量增加一个高于0.001%、并且优选地在0.001%与0.030%之间的量。 [0076] 固化的板坯的厚度可以在50至120mm的范围内并且优选地，该精轧是通过可逆类型的轧机进行的。 [0077] 到目前为止，已经给出了对本发明的概括说明。在以下按展示方式而非限制方式给出的实例的帮助下，现在将提供对其实施方案的说明，这些实施方案是为了更好地理解特征、优点、操作模式以及目的。 [0078] 实例1 [0079] 将一个含3.1%的硅、0.058%的碳、0.025%的铝、0.021%的硫以及0.0062%的氮的钢样品以100mm的厚度固化。将如此生产的材料的三个样品在下述条件下进行热轧： [0080] 在1150°C下退火，在该处理温度下的加热炉中持续20分钟的持续时间； [0081] 以从100mm直到12mm的厚度减小进行第一热粗轧，并且进行到使得最后一个减小步骤在1020°C的温度下进行； [0082] 以从12mm直至2.3mm的厚度减小进行第二热精轧，在粗轧之后30秒进行并且使得利用第一滚轧步骤，厚度从12mm变为5mm并且在继续精轧到2.3mm的最终厚度之前，将这些工件在1040°C下对每个测试样品维持不同的时间并且分别是10秒（A）、120秒（B）以及480秒（C）； [0083] 然后将如此生产的热轧片材在1080°C退火20秒、在单一阶段中冷轧到厚度为0.30mm、随后在850°C的温度值下在脱碳气氛中重结晶120 秒并且最后在含氮气氛中进行静态退火直至850°C的温度值，以便增加约150ppm的氮含量。 [0084] 将这些滚轧片材在含氢气氛中进行静态退火直至1200°C的温度值，以便形成二次重结晶并且从金属基质中去除初始存在于材料中的氮以及硫。在该过程结束时，将在这三个不同条件下生产的这些片材进行磁性测量。测量结果综合显示在表1中。 [0085] 表1 [0086] [0087] (*)在本发明范围之外的对比实例 [0088] 实例2 [0089] 生产五种具有不同硫、氮以及铝浓度的不同的钢，用于对比试验。在表2中示出了所生产的五种合金的化学组成。 [0090] 表2 [0091]元素 钢1 钢2 钢3 钢4 钢5 %p/p %p/p %p/p %p/p %p/p Si 3.500 3.450 3.450 3.410 3.430 C 0.075 0.070 0.073 0.069 0.071 Al 0.230 0.120 0.235 0.004 0.220 Mn 0.058 0.061 0.060 0.061 0.059 Cu 0.100 0.110 0.100 0.100 0.095 Ti 0.003 0.002 0.004 0.003 0.003 Sn 0.090 0.090 0.090 0.089 0.085 S 0.006 0.014 0.025 0.014 0.035 N 0.009 0.007 0.010 0.007 0.005 [0092] 所生产的五种钢固化成为200mm厚度的板坯并且然后根据以下循环进行热轧： [0093] 在1280°C下退火，在该处理温度下的加热炉中持续15分钟的持续时间； [0094] 以从200mm直到23mm的厚度减小进行第一粗轧，并且进行到使得最后一个减小步骤在1150°C的温度下进行； [0095] 以从23mm直至2.1mm的厚度减小进行第二热精轧，在粗轧之后30秒进行并且使得利用第一滚轧步骤，厚度从23mm变为13mm并且在继续精轧到2.1mm的最终厚度之前，将这些工件在1090°C下维持120秒； [0096] 然后将如此生产的热轧片材在1050°C退火20秒、在单一阶段中冷轧到厚度为0.27mm、随后在850°C的温度值下在脱碳气氛中重结晶180秒并且最后在含氢气氛中进行静态退火直至1200°C的温度值，以便形成二次重结晶并且从基质中去除初始存在于材料中的氮以及硫。 [0097] 在该过程结束时，将从这五种不同合金开始生产的这些片材进行磁性测量。测量结果综合显示在表3中。 [0098] 表3 [0099] [0100] (*)在本发明范围之外的对比实例 [0101] 实例3 [0102] 将一个含3.2%的硅、0.065%的碳、0.029%的铝、0.008%的硫以及0.007%的氮的钢样品以200mm的厚度固化。在固化之后，将浇注的材料的不同部分根据不同的热机械循环进行热轧，从在1200°C的温度值下的加热炉中加热一个持续时间开始，在该加热温度下加热15分钟。将第一组工件以从200mm至55mm的厚度减小进行粗轧（A组），对于第二组，厚度减小是从200mm到45mm（B组），对于第三组，厚度减小是从200mm到35mm（C组），并且对于第四组，厚度减小是从200mm到20mm（D组）。所有粗轧都进行到使得最后的减小步骤是在1050°C与950°C之间的温度范围内进行。然后将所有工件在50秒时间内进行随后第二热精轧，其中厚度减小分别是55mm、45mm、35mm和20mm直到2.3mm厚度的热轧片材。在55mm的粗轧片材的情况下，第一滚轧步骤之后的厚度是在25-28mm的范围内；在45mm的粗轧片材的情况下，第一滚轧步骤之后的厚度是在20-22mm的范围内；在35mm的粗轧片材的情况下，第一滚轧步骤之后的厚度是在13-15mm的范围内；而在20mm的粗轧片材的情况下，第一滚轧步骤之后的厚度是在8-9mm的范围内。在继续精轧到2.3mm的最终厚度（对于所有样品都相同）之前，将每个测试件在980°C温度的加热炉中处理一个持续时间，在这个温度值下持续300秒。 [0103] 将如此生产的热轧片材在1.2mm的厚度下冷轧一个第一时间、在1000°C退火40秒并且在0.23mm的厚度下冷轧一个第二时间。 [0104] 然后将处于最终厚度下的冷轧片材在860°C的温度值下在脱碳气氛中退火90秒并且随后在相同温度下但在氮化气氛中退火以便增加150-200ppm的氮含量，并且最后在1200°C的最大温度值下进行10小时的静态退火。 [0105] 在该过程结束时，将用这些不同条件下生产的片材进行磁性测量。测量结果综合显示在表4中。 [0106] 表4 [0107] [0108] (*)在本发明范围之外的对比实例 [0109] 实例4 [0110] 将一个含3.2%的硅、0.032%的碳、0.015%的铝、0.068%的锰、0.085%的铜、0.0140%的硫以及0.0080%的氮的钢样品以70mm的厚度固化。在约1290°C的加热炉中下在该处理温度下加热一个15分钟的持续时间之后，将生产的材料在不同条件下进行热轧。 [0111] 在900°C的最终滚轧温度下以三个减小步骤从70mm至15mm运行第一粗轧来热轧材料的第一部分（A），并且40秒之后以三个减小步骤从15mm至2.3mm进行第二精轧；在第一与第二步骤的所述精轧之间以及第二与第三步骤的所述精轧之间，将滚轧下的半成品加热并在第一与第二步骤之间在940°C的温度下维持90秒，并且在第二与第三步骤之间在910°C的温度下维持90秒。 [0112] 在1050°C的最终滚轧温度下以三个减小步骤从70mm至15mm运行第一粗轧来热轧材料的第二部分（B），并且40秒之后以三个减小步骤从15mm至2.3mm进行第二精轧；在第一与第二步骤的所述精轧之间以及第二与第三步骤的所述精轧之间，将滚轧下的半成品加热并在第一与第二步骤之间在940°C的温度下维持30秒，并且在第二与第三步骤之间在910°C的温度下维持30秒。 [0113] 在900°C的最终滚轧温度下以三个减小步骤从70mm至15mm运行第一粗轧来热轧材料的第三部分（C），并且40秒之后以三个减小步骤从15mm至2.0mm进行第二精轧；在第一与第二步骤的所述精轧之间以及第二与第三步骤的所述精轧之间，将滚轧下的半成品加热并在第一与第二步骤之间在940°C的温度下维持90秒，并且在第二与第三步骤之间在910°C的温度下维持90秒。 [0114] 然后将如此生产的热轧片材在1000°C退火30秒、在单一步骤中冷轧到厚度为0.35mm、随后在850°C的温度下在脱碳气氛中重结晶90秒并且在含氢气氛中进行静态退火直至1200°C的温度。 |
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