專利名稱：：高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及電力用變壓器的鐵芯材料或旋轉機器的鐵芯材料等中使用的磁性、尤其是磁通密度優(yōu)異的方向性硅鋼板的制造方法。
背景技術：
：方向性硅鋼板的制造技術如美國專利第1965559號中所述，開發(fā)出了N.RGoss的兩段冷軋法，其制造原理作為在微細的析出物MnS的存在下的二次再結晶現(xiàn)象已經(jīng)由J.E.May&D.Turnbu11于1958年闡明(T腦,AIME"212(1958)，769)。除此之外，本發(fā)明者利用加Al—段強冷軋法開發(fā)出了有效地利用了微細析出物A1N的方向性電磁鋼板(日本特公昭33-4710號公報、美國專利第3159511號公報)。另一方面，齊藤等開發(fā)了如下技術與析出物不同的固溶的Sb、Nb、Se、S、Mo、Cu、Sn等微量元素具有強的一次再結晶晶粒的生長抑制作用，其會促進二次再結晶(日本金屬學會志、27(1963)，191)。如上所述，在實際的制造技術中利用的二次再結晶現(xiàn)象必須有析出物或固溶的微量元素的存在，而作為完全不存在析出物的狀態(tài)下的二次再結晶現(xiàn)象，在由以一定的晶體取向固定得到的穩(wěn)定的結晶組織形成的基底(TextureInhibition,織構抑制)的存在下的二次再結晶現(xiàn)象已基本由C.G.Dunn闡明(ActaMetallurgica，1(1953)，163)。此外，由本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)的A1N對二次再結晶產生的效果可以明確高磁通密度方向性硅鋼板的制造原理(^無^t，Vol.9，No.2(2004)，52)。即，關于A1N對(110)[OOl]-Goss取向單晶的冷軋再結晶現(xiàn)象的效果，當初始單晶含有少量5nm以下的極微細A1N時，形成{111}<110〉-0取向的一次再結晶生長組織，當含有極大量10nm左右的微細A1N時，通過二次再結晶而再現(xiàn)初始取向(110)，當大量含有l(wèi)nm左右的較大A1N時，同樣通過二次再結晶而出現(xiàn){120}<001>-八取向、{362}<012>-8取向、{111}<110>-<:取向這三種取向的二次再結晶晶粒。這與上述C.G.Dunn得到的完全不含雜質的3%Si硅鋼單晶的研究結果完全一致。從這些研究成果可知在高磁通密度方向性硅鋼板的制造中，在熱軋板的狀態(tài)下確保lOmn左右的A1N是非常重要的。但是，5nm以下的極微細A1N因不會引起二次再結晶，因此應該避免。另外，lpm左右的粗大A1N則沒有存在的意義。目前，為了在熱軋板的狀態(tài)下確保在高磁通密度方向性硅鋼板的制造中必不可缺的10nm左右的A1N，將通過分塊軋制或連續(xù)鑄造得到的鋼坯(厚約200mm以上)再加熱(火焰加熱)至1300°C以上的高溫使A1N暫時完全固溶后，使用連續(xù)熱軋機的粗軋機制成厚20mm70mm的鋼棒(Bar),然后在連續(xù)熱精軋機中軋制制成最終板厚，在約50(TC左右?guī)喨?，但在精軋時鋼被驟冷。但是，在厚200mm左右的厚鋼坯中，當在1350°C以上的高溫下進行火焰加熱時，為了達到鋼坯表面與底面的溫度差大的目標效果，必須極度提高表面溫度，因此出現(xiàn)鋼坯晶粒的異常生長以及硅鋼表面的皮膜溶解并在爐內堆積而引起的作業(yè)上的問題。要解決上述問題非常困難，有作為制造方法之一采用低溫鋼坯加熱法(MaterialScienceForum，204/206，No.Ptl(1996)，143)以及火焰加熱之后最終階段的加熱通過感應加熱來進行從而防止氧化皮膜溶解的方法(例如日本特開平5-117751號公報)等。此外，為了在與熱軋板相同的厚度中確保10nm左右的優(yōu)選的A1N，還發(fā)表了采用數(shù)mm厚的薄壁連續(xù)鑄造法的想法(日本特開平2-258922號公報)，目前的將厚CC鋼坯暫時冷卻后將該冷鋼坯再加熱的方法在生產率以及作業(yè)性上存在問題，希望得到改善。另外，在日本特表2000-500568號公報中公開了通過連續(xù)鑄造來制造厚2080mm的薄鋼坯、采用軋制開始溫度為1100120(TC的熱軋來制造方向性電磁鋼板的方法。但在該方法中，在熱軋中形成粒子尺寸大的A1N，利用普通的處理工序無法得到足夠的磁特性，因此存在需要進行脫碳退火后的氮化處理的問題。
發(fā)明內容如上所述，目前，在高磁通密度方向性硅鋼板的制造中所必需的微細A1N的分散析出效果可以通過利用厚鋼坯的熱軋均熱爐的高溫再加熱作業(yè)暫時將A1N固溶在硅鋼中后，再利用熱軋的驟冷效果來實現(xiàn)，但是存在因厚鋼坯的高溫加熱的皮膜溶解而產生的問題，而且在數(shù)mm厚的薄壁連續(xù)鑄造法中，存在晶體取向的問題以及鑄造組織脆性的問題，是阻礙實際應用的大問題。此外，在將中間壁厚的連鑄鋼坯在120(TC以下的溫度下幵始熱軋的方法中，在熱軋前，A1N析出，且粗大化，并未達到對于磁性的改善具有充分效果的狀態(tài)。本發(fā)明的目的在于提供如下的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法其利用連續(xù)鑄造法制造中間壁厚鋼坯，將鋼坯保持在可熱軋的最低限以上的溫度，并且使在鋼液的狀態(tài)下已固溶的A1N在進行連續(xù)熱軋之前不析出而保持在鋼中，并利用連續(xù)熱軋時的驟冷效果而使其微細析出，從而能解決在將厚CC鋼坯暫時冷卻后將該鋼坯加熱至135(TC以上的高溫的現(xiàn)有方法中存在的問題，能大幅提高作業(yè)效率和能量轉換效率，而且該高磁通密度方向性硅鋼板與以往相比具有更均一且優(yōu)異的晶體方向性和鐵損。為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的構成如下所述。(1)一種高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，將按質量計含有C:0.0100.075%、Si:2.954.0°/0、酸可溶性Al:0.0100.040%、N:0.00100.0150%、S和Se中的一種或兩種:0.0050.1%、且其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的鋼液連續(xù)鑄造，制造厚2070mm的中間壁厚鋼棒，將該中間壁厚鋼棒在鑄造后保持在超過120(TC的溫度，并使該鋼棒在鑄造結束后500秒以內到達熱精軋機的入口，開始連續(xù)熱軋，經(jīng)該熱軋制成厚1.5mm5mm的熱軋板，進行冷卻并將熱軋結束后至達到600°C為止的冷卻時間控制在150秒以下，然后進行普通的冷軋、中間退火、脫碳退火、精退火等。(2)如(1)所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述鋼液中，還含有在晶界偏析而抑制結晶生長的選自Sb:0.0050.2%、Nb:0.0050.2%、Mo:0.0030.1、Cu:0.020.2%、Sn:0.020.3°/。中的至少1種。(3)如(1)所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，當上述中間壁厚鋼棒保持在125(TC以上的溫度時，最長在500秒以內到達熱精軋機的入口，當上述中間壁厚鋼棒保持在120(TC以上的溫度時，最長在150秒以內到達熱精軋機的入口。(4)如(1)所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，當通過連續(xù)鑄造而制造的中間壁厚鋼棒到達熱精軋機的入口并開始連續(xù)熱軋為止的用時超過200秒時，或當該中間壁厚鋼棒的溫度為IOOO'C這樣的低溫時，使這些中間壁厚鋼棒在用于保持13001350'C的溫度的加熱爐中進行加熱。圖1是表示連續(xù)鑄造-熱軋連續(xù)設備的一個例子的示意圖。圖2是表示連續(xù)鑄造-熱軋連續(xù)設備的其它例子的示意圖。圖3是表示A1N固溶處理后的保持溫度及時間對磁特性的影響(3.20%Si)的圖。圖4是表示A1N固溶處理后的熱軋中的典型熱過程曲線(3.10%Si)的圖。圖5是表示A1N固溶處理后的熱軋中的驟冷(串列式軋制)開始溫度與磁特性之間的關系(3.10%Si)的圖。圖6是表示Si量對A1N固溶處理后的冷卻曲線與A1N析出的影響的圖。具體實施例方式以下詳細^^朋本發(fā)明。首先，對本發(fā)明的鋼液中含有的各成分的限定理由進行說明C是根據(jù)Si量使熱軋中產生一定的y相變所必需的元素，若不足0.010%，則無法穩(wěn)定地生成二次再結晶。若超過0.075%，則脫碳退火時間延長，不利于生產，因此將其含量定為0.0100.075%。Si若不足2.95%，則作為高級高磁通密度方向性硅鋼板，得不到優(yōu)異的鐵損值。此外，若添加超過4M的Si，則因脆性而導致在冷軋時產生破裂等，因而不優(yōu)選，將其含量定為2.954.0%。酸可溶性A1和N是生成適合作為抑制劑(inhibitor)的A1N所必需的元素，且為此作為足夠的量，將其設定在0.0100.040%、0.00100.0150%的范圍。S、Se與Mn形成MnS、MnSe，作為二次再結晶用的析出分散相起作用。因此，以0.005%0.015%的量含有它們中的一種或兩種。此外，根據(jù)需要，可以含有選自Sb:0.0050.2%、Nb:0.0050.2%、Mo:0.0030.1、Cu:0.020.2%、Sn:0.020.3%中的至少1種以增強抑制劑。在制造本發(fā)明的高磁通密度方向性硅鋼板時，必須在熱軋板的狀態(tài)下存在10nm左右(550nm)的A1N，為此，用連續(xù)鑄造等手段制造2070mm的中間壁厚鋼棒，利用該鋼棒的潛勢熱或防止保熱爐等的溫度下降的加熱手段來保持A1N的固溶狀態(tài)的同時，當鋼棒溫度為120(TC以上時，從保熱爐抽出后最多在150秒以內轉移至熱軋機入口，當鋼棒溫度為1250i:以上時，最多在500秒以內轉移至熱軋機入口，通過熱軋制成厚1.5mm5mm的熱軋板，將熱軋結束后至達到600'C為止的冷卻時間控制在150秒以下，從而析出10nm左右(5500nm)的微細A1N。本發(fā)明之所以將鋼棒的厚度限定為2070mm的中間壁厚，是因為若不足20mm，則需要大型設備來保持熱量，若超過70mm，則僅用精軋機無法得到熱軋板，需要有粗軋機，不能實現(xiàn)經(jīng)濟型生產。對制造厚2070mm的鋼棒并軋制的手段沒有特殊限制。圖1和圖2示意性地表示了公知的連續(xù)鑄造-熱軋連續(xù)設備的例子。圖1中，將從鑄型1抽出的中間壁厚鋼坯2連續(xù)鑄造，將切斷后的鋼坯3裝入用于保持一定溫度的保熱爐4后，立即用連續(xù)熱精軋機5軋制，巻取薄熱軋帶鋼6。此外，圖2表示如下的裝—置其將中間壁厚鋼坯2連續(xù)鑄造后，巻取成巻-7，將該巻裝入巻盒8并使溫度均一后，用連續(xù)熱精軋機5軋制并巻取。接著，用圖3和圖4對中間壁厚鋼棒的處理條件進行說明。將按質量％計含有0.045%C、3.20%Si、0.025%A1、其余部分為Fe以及不可避免的雜質的硅鋼鋼塊軋制而制成厚40mm的鋼棒作為初始材料，將其分成4份進行以下實驗。將它們在鋼棒加熱爐中于130(TC下保持3小時使A1N完全固溶于鐵素體中后放冷，當該4種鋼棒達到1250°C、1210°C、UOO。C、IOO(TC的溫度時，立即各自裝入溫度保持在1250°C、1210°C、1100。C、100(TC的爐中，分別地在125(TC下保持480秒(從鋼棒加熱爐抽出后共計5O0秒)、在1210'C下保持120秒(從鋼棒加熱爐抽出后共計150秒)、在110(TC下保持50秒(從鋼棒加熱爐抽出后共計保持100秒)、在IOO(TC下保持20秒(從鋼棒加熱爐抽出后共計保持50秒)后熱軋，軋制結束后在大氣中放冷。該熱過程一并示于圖4。在該圖中，曲線(A)是從鋼棒加熱爐抽出后立即進行軋制的情況的冷卻曲線，(B)、(C)、(D)、(E)的冷卻曲線分別如上所述。將該熱軋板進行冷軋、脫碳、精退火后制成最終產品，測定該產品的磁特性(BIO)，該特性與熱過程(從鋼棒加熱爐抽出后、包含保熱爐的爐內時間在內至到達精軋機入口為止的總時間)的關系如圖3所示。由圖3可知當進行圖4(A)的冷卻曲線所示的熱軋時，由于保持時間為0，因此磁特性如圖3的黑圈1所示，顯示出最優(yōu)異的B10特性，進行圖4(B)的在100(TC下保持20秒后進行熱軋時的磁特性則如圖3的白圈2所示，盡管保持時間短，B10特性也嚴重劣化，若超過100秒，則二次再結晶本身也變得不穩(wěn)定。此外，進行圖4(C)的在110(TC下保持50秒后進行熱軋時的磁特性如圖3的半黑圈3所示，雖然保持時間長，但由于溫度高而略有改善。另外，進行圖4(D)的在高于1200'C下保持120秒后進行熱軋時的磁特性如圖3的黑圈4所示，雖然保持時間長，但通過提高溫度，顯示出接近最佳值的值。最后，進行圖4(E)的在125(TC下保持480秒后進行熱軋時的磁特性如圖3的小黑圈5所示，雖然保持時間非常長，但顯示出略遜于最佳值的程度的值。由此可知鋼棒溫度的下降對于B10特性而言是致命的，但若確保超過120(TC的高溫，則能延長保持時間，可以得到優(yōu)異的特性。當進行圖4(B)、(C)的冷卻曲線所示的熱軋時，從圖3可知，軋制前的保持溫度不充分，在這些情況下均會使A1N析出而導致磁性變差。另夕卜，在圖4(C)的冷卻曲線的情況下，若能在極短時間內到達熱軋機入口，則能確保一定程度的磁性，但從制造現(xiàn)場的條件來判斷，至少采用沿圖4(D)或圖4(E)的冷卻曲線的熱過程才能進行生產作業(yè)。在作為高磁通密度方向性硅鋼板重視鐵損值的3.04.0%Si的情況下，與Si量低而不足3%的情況相比，如上所述，處理條件相當嚴格，生產作業(yè)上允許的時間較短。其原因在于，在低Si的情況下，Y相變使A1N的固溶度增加，因而能防止析出。因此，在高Si量的情況下，作為防止析出的手段，唯有利用溫度。也就是說，由于A1N的析出隨著溫度的提高而迅速變慢，因此當需要花費時間到達熱精軋機的入口時，可以考慮提高保持溫度。即，如技術方案4所述，當通過連續(xù)鑄造而制造的中間壁厚鋼棒到達熱精軋機入口并開始連續(xù)熱軋為止的用時超過200秒時，采用將該鋼棒通過用于保持1250135(TC的溫度的加熱爐的方法，或當該鋼棒的溫度為1000。C這樣的低溫時，也將該鋼棒通過用于保持12501350。C的溫度的加熱爐的手段，就能防止A1N的析出。將由0.046%C、3.10%Si、0.029%A1、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼塊軋制而制成厚40mm的鋼棒，在135(TC下加熱30分鐘后立即軋制，在約1000。C下精加工成厚3.5的熱軋板，將其在熱軋結束后的立即進行的冷卻過程中進行水冷，制作5軋道的熱軋板，冷軋，脫碳，精退火，制成最終產品，圖5是表示制得該最終產品時的磁特性與上述熱過程的關系的圖。圖中，粗線表示熱軋后的冷卻(水冷)起始點，細線表示磁特性(BIO)。從該結果可知熱軋結束后的材料必須盡早進行驟冷處理，目卩熱軋結束后在不超過150秒的范圍內，不像a那樣緩慢冷卻(大氣中放冷)，而必須如b、c、d、e那樣從高溫以盡量快的速度進行冷卻，以得到磁特性。例如，在e的情況下，得到B1(N1.95T這樣的高值。在不超過150秒的范圍內冷卻的溫度至少為60(TC。通常，熱軋鋼板在600"C以下時被巻取，緩慢冷卻，因此A1N的析出停止。圖6表示熱軋冷卻循環(huán)與A1N析出量的關系。作為參考，一并示出了低Si(1.12%Si、2.17%Si)情況下的析出曲線，與其比較可知，當Si量為3.10%時，在1250"C左右A1N開始析出，在120(TC以下則迅速析出，與此相對，當Si為l.l。/。時，至1000。C為止，A1N幾乎不析出，在1000'C以下才開始析出。這是因為材料的a-Y相變區(qū)域因C含量和Si含量而增減，A1N的析出行為與該Y相變的量密切相關。—綜上所述，利用A1N的結晶生長抑制效果來制造優(yōu)異的高磁通密度方向性硅鋼板時的熱軋條件，如下所述。(1)對在含有2.954%Si的硅鋼材中將A1N完全固溶而得到的中間壁厚鋼棒進行熱軋時，將該鋼棒在鑄造后或從加熱爐抽出后，對應其保持溫度，當在125(TC以上時，最長在500秒以內使其到達熱精軋機的入口，開始熱軋；當超過1200'C時優(yōu)選在150秒以內使其到達熱精軋機的入口，開始熱軋。(2)關于上述熱軋結束后的冷卻，冷卻到600'C為止的時間最久不超過150秒。雖然通過從高溫冷卻而析出A1N，但若此時花時間慢慢冷卻，則伴隨著時間的推移，A1N粗大化，在極端的情況下，尺寸成為lnm左右，則成為對于本發(fā)明目的毫無意義的形態(tài)。若完全固溶的狀態(tài)的A1N在不超過150秒的時間內冷卻到60(TC，則析出尺寸為約10nm左右，是本發(fā)明的優(yōu)選狀態(tài)。實施例將按質量％計含有0.045%C、3.05%Si、0.032%A1以及其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用連續(xù)鑄造機(以下稱為CC機)制成厚60mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為3.0mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1210'C、尾部1205'C。熱軋板的C量為0.041%，略有脫碳。將其首先進行壓下率為30%的冷軋，使厚度為2.1mm，然后在IIO(TC下在氮中退火2分鐘后，吹拂噴射氣流進行冷卻。冷卻速度為從IIO(TC到850"C約用18秒，從85(TC到40(TC約用27秒。分析得出該退火后的A1N為0.0055%(NasAlN)。接著，將其在83.3%的軋制率下進行冷卻，使厚度為0.35mm，然后在800'C下在氫中脫碳3分鐘后，在120(TC下退火20小時。產品的軋制方向的B10特性為1.93T，W17/50為1.15W/kg。將與實施例1成分相同的鋼棒在熱精軋機入口前放置約40秒后，開始熱精軋。此時的鋼棒的精軋開始溫度為鋼棒頭部115(TC、尾部112(TC。然后，與實施例1同樣處理，分析最終產品的二次再結晶率發(fā)生率，結果約為50%，未形成成品。[實施例2]將按質量％計含有0.048%(:、3.13%Si、0.10%Mn、0.029%A1、0.029%S以及其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚50mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為2.8mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1210。C、尾部120(TC，分別在10秒后、50秒后結束熱軋，此時的溫度為1010°C、IOOO'C。在約75秒后結束巻取。分析得出熱軋后的C為0.040%、A1N為0.0040%(NasAlN)。將該熱軋板酸洗后，在87.5%的軋制率下進行冷軋，制成厚0.35mm的最終規(guī)格，在850'C下在濕氫中脫碳3分鐘后，在120(TC下退火15小時。產品的軋制方向的B10特性分別為1.92T，W17/50為1.05W/kg。將按質量％計含有0.050%C、3.18%Si、0.075%Mn、0.021%A1、0.035%S以及其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚40mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為3.0mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1210。C、尾部1205。C，分別在12秒后、53秒后結束熱軋，此時的溫度分別為1020。C、990°C。在約80秒后結束巻取。將其在IIO(TC下在氮氣氛中連續(xù)退火1分鐘后，利用位于爐出口的氮氣吹拂裝置，強制冷卻成93(TC，然后利用層流裝置驟冷至20(TC。分析得出此時的C為0.045%、A1N為0.0040%(NasAlN)。將其酸洗后，在88.3%的軋制率下進行冷軋，制成厚0.35mm的最終規(guī)格，在85(TC下，在濕氫中脫碳3分鐘后，在氫中于1200'C下退火15小時。產品的軋制方向的磁特性B10為1.92T，W17/50為1.05W/kg。將與實施例3成分相同的鋼棒在熱精軋機入口前放置約150秒后，開始熱精軋。此時的鋼棒的精軋開始溫度為鋼棒頭部95(TC、—尾部93(TC。然后，在與上述實施例3相同的條件下處理得到最終產品，分析二次再結晶率發(fā)生率，結果為20%，未形成成品。將按質量％計含有0.050%C、3.12%Si、0.041%A1、0.030%S、0.050%Se、0.030°/。Te、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚60mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為3.0mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1230°C、尾部1210'C，分別在15秒后、60秒后結束熱軋，此時的溫度分別為1050°C、1020°C。在約90秒后結束巻取。將其在1100'C下在氮氣氛中連續(xù)退火2分鐘后，進行50%冷軋，接著進行1分鐘退火以進行一次再結晶，進而在84.7%的軋制率下制成厚0.23mm，將其脫碳退火后，在1200'C下進行20小時的伴隨脫Se、脫Te、脫S的精退火。產品的磁特性BIO為1.93T，W17/50為1.05W/kg。將按質量％計含有0.046%C、3.20%Si、0.031%A1、0.025%S、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚50mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為2.5mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1220°C、尾部1205°C，分別在12秒后、50秒后結束熱軋。此時的溫度分別為1005°C、990°C。在約85秒后結束巻取。將其在113(TC下連續(xù)退火2分鐘后，酸洗，冷軋至最終板厚為0.23mm后，在85(TC下在濕氫中脫碳退火2分鐘。在該鋼板中，按重量計相對于MgO:100摻入Ti02:10、Mn02:5，_然后在區(qū)別地涂布添加了0.13°/。的硼酸的退火分離劑和未添加硼酸的退火分離劑后，在1200'C下在氫中退火20小時。如表1所示，通過向該MgO添加硼酸使B10特性提高的同時，鐵損值下降，且各自的偏差也變小，作為方向性硅鋼板而言非常重要的玻璃膜的性狀變得良好。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>將按質量％計含有0.04%C、3.30%Si、0.029%A1、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚60mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為2.3mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1230'C、尾部1205°C，分別在12秒后、45秒后結束熱軋。此時的溫度分別為IOI(TC、995°C。在約85秒后結束巻取。將該熱軋板在115(TC下連續(xù)退火2分鐘后，驟冷后酸洗，冷軋至最終板厚為0.27mm，然后在85(TC下在氫中進行脫碳退火，在120(TC下進行最終退火。在進行冷軋時，一邊進行5軋道不同溫度的時效處理，一邊在相同道次規(guī)程(1,6mm、1.2mm、l.Omm、0.8mm、0.6mm、0.45mm的6道次)下通板。即，其條件和磁特性的關系如表2所示。由此可知20(TC左右的道次間時效是有效的。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>[實施例7]將按質量％計含有0.085%C、3.20%Si、0,073%Mn、0.025%S、0.025%酸可溶性Al、0.0085%N、0.08%Sn、0.07%Cu、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機制成厚60mm的鋼棒，立即進行熱精軋，使厚度為2.0mm。熱精軋入口溫度為鋼棒頭部1220'C、尾部1201°C，分別在15秒后、55秒后結束熱軋。此時的溫度分別為990°C、985°C。在約90秒后結束巻取。將該熱軋板在1130。C下連續(xù)退火2分鐘后，在100。C的開水中驟冷來進行析出熱處理，酸洗，然后一邊實施250。CX5分鐘的道次間時效處理，一邊冷軋至最終板厚0.22mm。接著在850。C下在Craced-NH3中，在露點為62。C的氣氛中脫碳退火2分鐘，然后涂布混合了MgO和Ti02的退火分離劑，在120(TC下進行最終退火。在最終退火后，實施張力涂布。關于產品的磁特性和結晶粒度，B10=1.92(T)，W17/50=0.88W/kg，為ASTMNo.5。在不添加Sn禾BCu的情況下，B10=1.92(T)，Wl7/5=0.95W/kg，為ASTMNo.3。將按質量％計含有0.05%C、3.05%Si、0.07%Mn、0.03%S、0.026%酸可溶性A1、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機鑄造成厚40mm的鋼棒。鑄造后切成單個鋼棒，此時的鋼棒溫度為1255°C。將其利用加熱裝置保持溫度以防止溫度降至1250°C以下，同時在約300秒內到達熱精軋機的入口，立即開始熱軋，使厚度為30mm。熱精軋入口溫度為12201230°C，熱軋板的頂端和后端分別在15秒、60秒后結束熱軋。此時的溫度分別為1030°C、1020°C，在約70秒后結束巻取。將該熱軋板在113(TC下連續(xù)退火3分鐘后，進入位于爐出口的裝有沸水的槽中強制冷卻后，酸洗，以90%的壓下率冷軋，使厚度為0.3mm。將其脫碳退火后，在120(TC下在H2中進行約20小時最終退火。關于產品的軋制方向的磁特性，B10=1.93(T)，W17/50=1.01W/kg。作為比較例，鑄造與上述實施例8成分相同的鋼棒后，未經(jīng)加熱裝置進行溫度保持而運送到熱精軋機入口的鋼棒的溫度下降至IIO(TC，對其立即進行熱精軋，將得到的熱軋板在與上述實施例3相同的條件下處理得到最終產品，分析二次再結晶率發(fā)生率后，巻整體中為30%以下，未形成成n叫o將按質量％計含有0.055%C、3.20%Si、0.025%S、0.30%酸可溶性Al、其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的硅鋼鋼液，用該CC機鑄造成厚30mm的鋼棒。鑄造后切成單個鋼棒，此時的鋼棒溫度為U5(TC。將該鋼棒立即插入加熱至133(TC的加熱爐中，使側面A1N固溶后，從爐中抽出，使其在約120秒到達熱精軋機的入口，立即開始熱軋，使厚度為25mm。熱精軋入口溫度為12101220°C，熱軋板的頂端和后端分別在16秒、50秒后結束熱軋。此時的溫度分別為1010°C、998°C，在約70秒后結束巻取。將該熱軋板在113(TC下連續(xù)退火2分鐘后，用位于爐出口的噴霧裝置進行強制冷卻，酸洗，冷軋成厚0.3mm，然后在835'C下在濕氫中脫碳退火3分鐘。將含有800ppm的B的MgO制成漿料而涂布在該鋼板上，巻成巻，在120(TC下在氫中退火20小時。關于產品的軋制方向的磁特性，B10=1.92(T)，W17/50=0.89W/kg。作為比較例，鑄造與上述實施例8成分相同的鋼棒后，立即運送到熱精軋機入口的鋼棒的溫度進一步下降至1080°C。對其立即進行熱精軋，將得到的熱軋板在與上述實施例3相同的條件下處理得到最終產品，分析二次再結晶率發(fā)生率，僅為20%，未形成成品。根據(jù)本發(fā)明，從在經(jīng)連續(xù)鑄造制得的中間壁厚鑄片中完全固溶的狀態(tài)，通過熱軋精軋機(串列式軋機)的驟冷而得到的A1N均一且微細地分散，足以生成具有優(yōu)異的晶體取向的一次再結晶晶核，同時具有足夠的結晶生長抑制效果，并且通過鑄造得到的結晶組織因熱軋而破壞，因此沒有目前因高溫加熱引起的鋼坯的異常生長晶粒的不良影響，在最終退火中形成均一且完整的二次再結晶晶粒，能夠得到具有磁通密度B10^1.90T這一優(yōu)異特性的高磁通密度方向性硅鋼板。而且，完全不需要目前用鋼坯加熱爐進行的135(TC這樣的高溫再加熱作業(yè)，鋼片的潛勢熱得到充分利用，因此能量效率顯著提高，還能解決現(xiàn)有方法中的難點即鋼坯高溫加熱引起的作業(yè)上的一大技術問題。權利要求1、一種高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，將按質量計含有C0.010～0.075％、Si2.95～4.0％、酸可溶性A10.010～0.040％、N0.0010～0.0150％、S和Se中的一種或兩種0.005～0.1％、且其余部分由Fe和不可避免的雜質構成的鋼液連續(xù)鑄造，制造厚20～70mm的中間壁厚鋼棒，將該鋼棒在鑄造后保持在超過1200℃的溫度，并使該鋼棒在鑄造結束后500秒以內到達熱精軋機的入口，開始連續(xù)熱軋，經(jīng)該熱軋制成厚1.5mm～5mm的熱軋板，進行冷卻并將熱軋結束后至達到600℃為止的冷卻時間控制在150秒以下，然后進行普通的冷軋、中間退火、脫碳退火、精退火等。2、根據(jù)權利要求l所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述鋼液中，還含有在晶界偏析而抑制結晶生長的選自Sb:0.0050.2%、Nb:0.0050.2%、Mo:0.0030.1、Cu:0.020.2%、Sn:0.020.3%中的至少1種。3、根據(jù)權利要求l所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，當所述中間壁厚鋼棒保持在1250'C以上的溫度時，最長在500秒以內到達熱精軋機的入口，當所述中間壁厚鋼棒保持在120(TC以上的溫度時，最長在150秒以內到達熱精軋機的入口。4、根據(jù)權利要求l所述的高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，其特征在于，當通過連續(xù)鑄造而制造的中間壁厚鋼棒到達熱精軋機的入口并開始連續(xù)熱軋為止的用時超過200秒時，或當該鋼棒的溫度為IOO(TC這樣的低溫時，使這些鋼棒通過用于保持13001350'C的溫度的加熱爐。全文摘要本發(fā)明涉及一種高磁通密度方向性硅鋼板的制造方法，該方法利用連續(xù)鑄造-熱軋連續(xù)設備來鑄造中間壁厚鋼棒，該鋼棒在超過使AlN保持固溶狀態(tài)的1200℃的溫度期間到達熱精軋入口，將該鋼棒熱軋，驟冷，由此析出微細的AlN，完全不必進行這些鋼棒的高溫加熱，就可以有效并廉價地制造高磁通密度方向性硅鋼板。文檔編號C21D8/12GK101516537SQ200780034060公開日2009年8月26日申請日期2007年6月11日優(yōu)先權日2006年9月13日發(fā)明者坂倉昭,武智弘申請人:新日本制鐵株式會社;坂倉昭;武智弘