專利名稱：：磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板及其制造方法
技術(shù)領域：
：本發(fā)明主要涉及制造可作為變壓器等的鐵心使用的取向電磁鋼板的方法。
背景技術(shù)：
：曾經(jīng)提出各種的穩(wěn)定地生產(chǎn)磁通密度B8(800A/m磁場中的磁通密度)超過1.9T的、磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的技術(shù)方案，含有A1作為抑制劑的場合的制造方法，根據(jù)板坯加熱溫度可以分為表l所示的第一第三這三種技術(shù)。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage5</column></row><table>笫一種技術(shù)為完全固溶非氮化型，是將板坯加熱到1350'C至最高為1450。C的超高溫度，且為了將板坯整體一樣地加熱(均熱)而將板坯在該溫度保持充分的時間的方法。這是為了使MnS、A1N等具有抑制劑能力的物質(zhì)完全固溶化，使其作為二次再結(jié)晶所需要的抑制劑而發(fā)揮功能的技術(shù)，該完全固溶化處理，同時也成為消除由板坯部位所引起的抑制劑強度差的手段。從該點來看，對體現(xiàn)穩(wěn)定的二次再結(jié)晶有利。然而，該技術(shù)的場合，用于確保二次再結(jié)晶所需要的抑制劑量的完全固溶化溫度，盡管在熱力學上不太高，但在實際的工業(yè)生產(chǎn)中，為了確保生產(chǎn)率和板坯整體的均勻固溶狀態(tài)，不得不達到超高溫度，雖然正嘗試改善，但在實際生產(chǎn)中包含各種各樣的問題。例如l)根據(jù)部位而難以確保熱軋溫度、不能確保的場合，在板坯內(nèi)產(chǎn)生抑制劑強度的偏差，因此發(fā)生二次再結(jié)晶不良；2)在板坯加熱時容易生成粗大晶粒，該粗大晶粒部分不能進行二次再結(jié)晶，而發(fā)生線狀的二次再結(jié)晶不良區(qū)；3)板坯表層熔融成為熔渣，對加熱爐的維護需要付出很大勞力；4)熱軋后的鋼帶容易發(fā)生巨大的邊緣裂紋，等等。另夕卜，長口ISIJInternational,Vol.43(2003)，No.3,pp.400~409、ActaMetall.，42(1994)，2593、川崎制纟失才支才艮Vol.29(1997)3,129~135所公開的那樣，在該技術(shù)中，為了補充抑制劑，而在脫碳退火后二次再結(jié)晶開始之前進行氮化處理時，眾所周知高斯(Goss)取向集積度降低，另外，熟知當在熔煉時氮少時，發(fā)生二次再結(jié)晶不良。第二種技術(shù)是(充分)析出氮化型，是如特開昭59-56522號//^艮、特開平5-112827號公報、特開平9-118964號公報等所公開的那樣，將板坯在加熱溫度不足1280。C下進行加熱，在脫碳退火后二次再結(jié)晶開始之前進行氮化處理的。在該方法中，例如如特開平2-182866號公報所顯示的那樣，將脫碳退火后的一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑控制在一定范圍，通常控制在18~35jlim的范圍，在使二次再結(jié)晶良好進行上是非常重要的。另外，具有抑制劑能力的物質(zhì)在鋼中的固溶量，對一次再結(jié)晶晶粒生長性有很大影響，因此在該技術(shù)中，為了使鋼板內(nèi)一次再結(jié)晶晶粒的大小均勻，例如特開平5-295443號公報中曾經(jīng)公開了降低板坯加熱時的固溶氮，來控制在后步工序中產(chǎn)生的不均勻析出的方法。但是，該技術(shù)無論如何嚴密地調(diào)整成分，也不能使抑制劑物質(zhì)完全粗大析出，因此存在一次再結(jié)晶粒徑不恒定的傾向。因此，在實際的生產(chǎn)活動中為了得到規(guī)定的一次再結(jié)晶粒徑，按每個鋼巻調(diào)節(jié)一次再結(jié)晶退火的條件(尤其是溫度)。因此，制造工序復雜化，另外，脫碳退火的氧化層形成不一定，所以有時產(chǎn)生玻璃皮膜形成不良。第三種技術(shù)是混合型，如特開2000-199015號公報所顯示的那樣，使板坯加熱溫度為1200-1350。C，與笫二種技術(shù)一樣必須氮化。為了避免第一種技術(shù)中的超過1350。C的超高溫度的板坯加熱溫度，降低板坯加熱溫度。與此相伴，通過氮化處理來補充不足的抑制劑強度。該技術(shù)進而可以分成2種。其一是部分固溶氮化型(部分析出氮化型)，另一種是特開2001-152250號公報所代表的完全固溶氮化型。前者在鋼板(鋼巻)整體中在工業(yè)上使固溶狀態(tài)均勻并不容易。而后者為了抑制劑元素能夠固溶而減少了其含量，因此難以產(chǎn)生抑制劑的不均勻狀態(tài)，是非常合理的有效技術(shù)。該第三種技術(shù)，將抑制劑區(qū)別為決定一次再結(jié)晶粒徑的一次抑制劑、和可使之進行二次再結(jié)晶的二次抑制劑。一次抑制劑當然對二次再結(jié)晶也有貢獻。由于一次抑制劑的存在，一次再結(jié)晶后的粒徑波動變小。尤其是對于后者的完全固溶型而言，一次再結(jié)晶粒徑在通常的溫度范圍不變化，因此不需要為了調(diào)整粒徑而變更一次再結(jié)晶退火條件，玻璃皮膜的形成極為穩(wěn)定。作為一次抑制劑，主要使用在第一種技術(shù)中使用的抑制劑物質(zhì)(例如A1N、MnS、MnSe、Cu-S,Sn，Sb等)。但是，為了降低板坯加熱溫度，要求其含量少。二次抑制劑是這些一次抑制劑和脫碳退火后二次再結(jié)晶開始之前被氮化而形成的A1N。另外，上述特開2001-152250號公報中，作為一次抑制劑，除此以外還記載有BN，但N也與A1結(jié)合，因此實際上同時含有A1和B時，有時二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。作為與上述三種技術(shù)共通的課題，可以列舉需要的抑制劑物質(zhì)(尤其是A1和N)的含量的適宜范圍，與煉鋼中的熔煉時的工藝能力相比很窄。因此，歷來將由酸可溶性Al(以下稱為solAl)扣除N當量的AlR作為指標來調(diào)節(jié)制造條件的方法在第一種和第二種技術(shù)中公開。對于第一種技術(shù)而言，例如在特開昭60-177131號公報中規(guī)定了，根據(jù)AlR值，除了調(diào)節(jié)最終冷軋前退火的均熱時間或者冷卻速度以外，還調(diào)節(jié)一系列的工藝條件中的任意的條件。另外，對于第二種技術(shù)而言，特開平7-305116號公根中根據(jù)A1r的式子規(guī)定了最終退火時的氣氛中的N2的比例。在特開平8-253815號公報中，添加Bi，并且根據(jù)A1R的式子規(guī)定了最終冷軋前退火溫度。在特開平8-279408號公報中，使其含有Ti，并根據(jù)考慮了TiN的A1R的式子規(guī)定了氮化量。
發(fā)明內(nèi)容在第三種技術(shù)的場合，一次再結(jié)晶粒徑的對一次再結(jié)晶退火溫度的依賴性是可以忽略的程度，但是抑制劑成分，特別是A1、N,以及對A1N的形成造成影響的Ti的含量發(fā)生波動時，有時二次再結(jié)晶性變得不穩(wěn)定。在AlR大的場合，為了確保磁特性，需要增多后工序中的氮化量。其原因現(xiàn)在考慮如下。在AlR大時，最終冷軋前退火之后，A1N析出得大，一次粒徑增大，但一次抑制劑的作為二次抑制劑的效果增強，所以二次再結(jié)晶開始溫度變高。在該狀態(tài)下，對于高溫化，抑制劑強度本質(zhì)上不充分，粒徑與抑制劑的平衡被破壞，變得二次再結(jié)晶不良。因此，需要通過應與變高的二次再結(jié)晶溫度相當?shù)牡瘉砑訌姸我种苿a(chǎn)生增加氮化量的必要。即可以認為，當二次再結(jié)晶溫度提高時，需要加強抑制劑強度，并且，由于抑制劑強度變化的程度增大(在高溫度下抑制劑的強度變化急劇)，因此需要粗大的抑制劑。但是，當增大氮化量時，在玻璃皮膜上發(fā)生露出金屬的缺陷，缺陷率顯著增加。另一方面，當AlR小時，在最終冷軋前退火后，A1N很細小地析出，一次粒徑變小，因此二次再結(jié)晶開始溫度不變高，氮化量少即可，但當A1R過小時，如非專利文獻l所述那樣，二次再結(jié)晶晶核發(fā)生位置擴展到板厚整體，不僅僅表層近旁的尖銳的高斯取向，中心層的晶粒也發(fā)生二次再結(jié)晶，磁特性劣化。這樣，當AlR變化時，二次再結(jié)晶性、進而高斯取向的尖銳性發(fā)生變化。但是，在熔煉階段，將A1、N、Ti的成分范圍控制在窄的范圍是困難的，所以迫切希望緩和這些成分波動的影響的對策。眾所周知，取向電磁鋼板在熱軋后經(jīng)過很多的工序而生產(chǎn)。但在本發(fā)明中，不使板坯加熱溫度極端地高也不使其極端地低，可采用通常的熱軋機生產(chǎn)，另外不需要特別的板坯加熱裝置，即使成分不可避免地波動，在熱軋以后的工序中也能將抑制劑強度保持為一定，能夠制造磁特性極為良好的取向電磁鋼板。本發(fā)明提出了以A1N作為二次再結(jié)晶的主要的抑制劑的、采用高溫板坯加熱的取向電磁鋼板的制造方法，其中，通過有效地充分采用以往因為磁特性劣化而不可進行的、在后工序中的氮化處理，來獲得磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板。本發(fā)明包括以下構(gòu)成。(1)一種磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，是將按質(zhì)量％計，含有C:0.025~0.10%、Si:2.5~4.0%、Mn:0.04~0.15%、solAl:0.020~0.035%、N:0.002~0.007%、S和Se:按Seq(S當量)=S+0.406xSe計為0.010~0.035%、Ti:<0.007%，其余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的板坯，在1280。C以上并且抑制劑物質(zhì)的固溶溫度以上進行再加熱，實施熱軋制而制成熱軋鋼帶，進行熱軋板退火、和l次的或夾設中間退火的2次以上的冷軋，或者省略熱軋板退火而進行夾設中間退火的2次以上的冷軋，進行脫碳退火，在脫碳退火后在鋼帶(帶鋼)行走狀態(tài)下在氫、氮及氨的混合氣體中進行氮化處理，涂布以MgO為主成分的退火分離劑，實施最終退火的取向電磁鋼板的制造方法，熱軋后的鋼帶中所含有的N之中作為A1N的析出率為20%以下，脫碳退火結(jié)束后一次再結(jié)晶晶粒的圓相當平均粒徑(直徑)為7um以上但小于20jnm，氮化處理中的氮增量AN(質(zhì)量％)規(guī)定為式(1)的范圍內(nèi)，并且，鋼板的單側(cè)表面20。/。厚度部分的氮含量crNl、aN2(分別為表部的和背部的，質(zhì)量%)規(guī)定為式(2)的范圍內(nèi)。0.007-([N畫14/48x[Ti)<AN<[solAlx14/27-([N國14/48x[Ti)+0.0025…式(1)式中，[表示成分的含量(質(zhì)量％)，IaNl-aN2|/AN<0.35…式(2)。(2)根據(jù)(1)所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將熱軋板退火或中間退火中最后的退火(以下稱為最終冷軋前退火)的最高溫度記為T1('C)，根據(jù)由solAl、N、Ti含量采用式(3)所規(guī)定的A1NR，將最終冷軋前退火的溫度Tl(。C)規(guī)定為950。C以上、并且為式(4)所示的范圍。AlNR=[solAl-27/14x[N+27/48x[Ti)…式(3)3850/3-4/3xA1NRx10000<Tl(。C)《4370/3-4/3xA1NRx10000…式(4)(3)根據(jù)(2)所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將最終冷軋前退火的溫度規(guī)定為1個階段(梯段)，將該溫度在上述式(4)所示的T1(。C)的范圍保持20360秒鐘。其特征在于，將最終冷軋前退火的溫度規(guī)定為2個階段，第1階段將溫度在上述式(4)所示的Tl(。C)的范圍保持5~120秒鐘，第2階段將溫度在850~IOOO'C的范圍保持10~240秒鐘。(5)根據(jù)(1)~(4)的任一項所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使最終冷軋前退火的冷卻中的從700'C到300。C的冷卻速度為10'C/秒以上。(6)根據(jù)(1)~(5)的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含0.05~0.30質(zhì)量％的Cu。(7)根據(jù)(1)~(6)的任一項所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含按質(zhì)量。/。的合計量計為0.02~0.30%的Sn、Sb、P中的至少l種。(8)根據(jù)(1)~(7)的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含0.02~0.30質(zhì)量％的Cr。(9)根據(jù)(1)~(8)的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使最終冷軋中的壓下率(壓延率)為80~92%。(10)根據(jù)(1)~(9)的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在最終冷軋的至少一個道次中，將鋼帶在100~300。C的溫度范圍保持1分鐘以上。(11)根據(jù)(1)~(10)的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使脫碳退火中的從升溫開始到650'C的加熱速度為100'C/秒以上。(12)—種取向電磁鋼板，其特征在于，是采用(1)~(11)的任一項所述的制造方法獲得的，軋制方向的磁通密度B8(800A/m下的磁通密度)為1.92T以上。圖l是表示本發(fā)明所規(guī)定的式(1)的值與式(2)的值的關系的圖。圖2是表示A1NR與退火溫度的關系的圖。具體實施例方式以下，詳細說明本發(fā)明。本發(fā)明的要旨在于，對于迄今為止不能進行后工序氮化的第一種技術(shù)，即通過超高溫板坯加熱使抑制劑物質(zhì)完全固溶的情況，減少熔煉時的N的含量，其結(jié)果作為二次抑制劑不足的A1N由氮化進行補償，在該場合，對于不得不降低的氮化量，為了得到有效的抑制劑強度，對鋼板的兩面進行氮化是必需的要件。此外，通過使抑制劑元素完全固溶，一次再結(jié)晶粒徑的對脫碳退火溫度的依賴性消失，因此可以將脫碳退火條件設定為有利于生成鎂橄欖石的條件，也具有玻璃皮膜的形成變得容易的優(yōu)點。本發(fā)明的特征是關于含有Al的高磁通密度取向電磁鋼板的制造，熔煉階段的A1、N的波動不可避免，通過氮化克服了工業(yè)生產(chǎn)中極其嚴格的制造條件的困難性。這樣的方法中，有特開平5-112827號公報、特開2000-199015號公報、特開2001-152250號公報所示的技術(shù)，但這些技術(shù)的主要目的是降低板坯加熱溫度、降低玻璃皮膜的缺陷率。采用現(xiàn)行的工業(yè)生產(chǎn)設備時，以A1N為主要的抑制劑的方法，無爭議的是高斯取向集積度最高。特別是對于第一種技術(shù)和第三種技術(shù)中的完全固溶型，存在獲得高磁通密度的可能性。本發(fā)明技術(shù)的目的在于，利用最終冷軋前退火條件、和氮化，來吸收作為該方法的缺點的熔煉階段中的不可避免的A1、N波動，另外通過氮化而將抑制劑在板厚方向多級化，而且使高斯取向集積度進一步提高。本發(fā)明技術(shù)的場合，由于氮化量少，因此必須使氮化達到鋼帶的表面和背面沒有大的差異。再有，板坯加熱的上限沒有規(guī)定，但現(xiàn)實上在設備能力上難以超過1420。C。已知在上表的第一種的"完全固溶非氮化型"中，熔煉時的含氮量為0.008%左右的場合，當在從脫碳退火到二次再結(jié)晶開始的期間進行氮化時，高斯取向集積度降低。另外也清楚知道，熔煉時如果氮少，則產(chǎn)生二次再結(jié)晶不良。因此，本發(fā)明者們嘗試潛心研究和開發(fā)，發(fā)現(xiàn)了以下見解。首先發(fā)現(xiàn)，對于完全固溶型，通過減少熔煉時的氮，并且在后工序中進行氮化，抑制劑形態(tài)成為在脫碳退火前的熱處理中微細地析出的先天的抑制劑、和通過該氮化而形成的后天的抑制劑這兩種形態(tài)，而且，若還考慮抑制劑的種類，則通過抑制劑成為順次多階段起作用的狀態(tài)，在二次再結(jié)晶退火(最終退火)時，在板厚方向的表層發(fā)生尖銳的高斯核，它極優(yōu)先地進行二次再結(jié)晶。由此，高斯取向二次再結(jié)晶可進行大致完全的控制。從而可制造迄今所沒有的磁通密度極高的取向電磁鋼板。另外發(fā)現(xiàn)，由于在熔煉階段的鋁和氮的不可避免的波動而發(fā)生的二次抑制劑的量、質(zhì)的波動，通過控制最終冷軋前退火條件和氮化量而可吸收。再者，A1N以外的抑制劑MnS、MnSe、Cu-S、Cu-Se等是輔助的，但給高斯取向集積度的提高帶來效果。本技術(shù)的另一特征是這些A1N以外的物質(zhì)，含有與以往的方法(完全固溶非氮化型)相同的程度，并減少A1N(實際為N)，通過后工序的少量氮化來使抑制劑強度為多段。作為取向電磁鋼板的磁特性的重要指標，有鐵損、磁通密度以及磁致伸縮。關于鐵損，如果高斯取向集積度尖銳，磁通密度高，則可通過磁疇控制技術(shù)來改善。關于磁致伸縮，若磁通密度高，則可減小(使之良好)。如果磁通密度高，則可以相對地減小變壓器的勵磁電流，因此可以減小尺寸。即，在取向電磁鋼板的制造中，最應該關注的磁特性也是磁通密度，磁通密度的提高是該領域中的很大的技術(shù)開發(fā)項目。本發(fā)明的目的是使磁通密度比以往進一步提高，特別是以磁通密度(B8)為1.92T以上的取向電磁鋼板及其制造方法為對象。其次，對本發(fā)明中的板坯的成分范圍的限定理由進行敘述。含量的單位為質(zhì)量％。C:當少于0.025%時，一次再結(jié)晶織構(gòu)不合適，當超過0.10%時脫碳變得困難，不適于工業(yè)生產(chǎn)。Si:當少于2.5%時，不能得到良好的鐵損，當超過4.0%時冷軋極其困難，不適于工業(yè)生產(chǎn)。Mn:當少于0.04%時，熱軋后容易發(fā)生裂紋，合格率降低，二次再結(jié)晶不穩(wěn)定。另一方面當超過0.15%時作為抑制劑的MnS、MnSe增多，必須提高熱軋時板坯加熱溫度，另外固溶的程度根據(jù)部位而變得不均勻，在實際工業(yè)生產(chǎn)中在穩(wěn)定生產(chǎn)上發(fā)生問題。solAl:與N結(jié)合形成A1N，主要作為二次抑制劑而發(fā)揮功能。該A1N中有在氮化前形成的和在氮化后高溫退火時形成的，為了確保這兩種A1N的量，solAl需為0.020~0.035%。當超過0.035%時，必須使板坯加熱溫度極高。而當不足0.020%時高斯取向集積度劣化。N:在本發(fā)明中作為抑制劑是重要的，通過以在后工序中的氮化為前提，在熔煉階段設定得比現(xiàn)有技術(shù)略低，來回避超高溫板坯加熱溫度。當N含量超過0.007%時，在實際的工業(yè)生產(chǎn)中需要使板坯加熱溫度超過1350。C，另外，由于后工序中的氮化，高斯取向集積度降低。當不足0.002%時，不能獲得穩(wěn)定的一次抑制劑效果，一次再結(jié)晶粒徑的控制變得困難，二次再結(jié)晶不良。熔煉時的N的上限，優(yōu)選為0.0065%，更優(yōu)選為0.006%,進一步優(yōu)選為0.0055%。另一方面，其下限優(yōu)選為0.0025%,更優(yōu)選為0.003%，進一步優(yōu)選為0.0035%。S及Se:與Mn、Cu結(jié)合，作為抑制劑發(fā)揮作用。另外也適用作為A1N的析出核。當Seq=S+0.406xSe超過0.035%時，為了完全固溶，必須使板坯加熱溫度非常高。當不足0.010。/。時作為抑制劑的效果減弱，二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。Ti:與N結(jié)合形成TiN。當含量超過0.007%時，形成A1N的N不足，不能確保抑制劑強度，發(fā)生二次再結(jié)晶不良。另外，在最終制品中以TiN形式殘存，使磁特性(特別是鐵損)劣化。Cu:對于在1280。C以上加熱板坯的本發(fā)明，與S、Se—同形成微細的析出物，發(fā)揮抑制劑的效果。另外，該析出物也成為使A1N的分散更均勻的析出核，起到二次抑制劑的作用，該效果使二次再結(jié)晶良好。當?shù)陀?.05%時上述效果減小。另一方面，當超過0.3。/。時上述效果飽和，同時在熱軋時成為"銅鱗狀折疊"的表面缺陷的原因。Sn、Sb、P對一次再結(jié)晶織構(gòu)的改善有效。另外眾所周知，Sn、Sb、P是晶界偏析元素，具有使二次再結(jié)晶穩(wěn)定化的效果。當它們的合計量不足0.02%時，該效果極小。另一方面當超過0.30%時，在脫碳退火時難以被氧化，玻璃皮膜的形成不充分，顯著阻礙脫碳退火性。Cr:對良好地形成鎂橄欖石皮膜(一次皮膜、玻璃皮膜)有效。當不足0.02%時該效果極小。另一方面當超過0.30%時，在脫碳退火時難以被氧化，玻璃皮膜的形成不充分。關于其它的元素，為了提高取向電磁鋼板的各種特性，不妨在公知的范圍添加。例如，M對作為一次、二次抑制劑的析出物的均勻分散有顯著的效果，使爿磁特性進一步良好且穩(wěn)定化。當M低于0.02%時，該效果消失；當超過0.30%時，在脫碳退火時難以被氧化，玻璃皮膜的形成變得困難。另外，Mo、Cd形成硫化物或硒化物，有助于抑制劑的強化，但當不足0.008%時效果消失；當超過0.30%時，析出物粗大化，不能得到抑制劑的功能，磁特性不穩(wěn)定。其次，對本發(fā)明中的制造工序及其限定理由加以敘述。用于得到板坯的鑄造，采用現(xiàn)有的連鑄法即可，但為了使板坯加熱更容易，也可以采用開坯法。該場合，可減少碳含量是眾所周知的。具體地講，采用7>知的連鑄法，制造初期厚度為150mm~300mm的范圍、優(yōu)選為200mm250mm的范圍的板坯。代替之，也可以是初期厚度為約30mm~70mm的范圍的所謂的薄板坯。在這些場合，制造熱軋鋼帶時，具有不需粗加工成中間厚度的優(yōu)點。另外，如果預先通過鋼帶鑄造來制造板坯或鋼帶，則也能夠使用更薄的初期厚度的板坯或鋼帶采用本發(fā)明方法來制造取向電磁鋼板。在熱軋之前的板坯加熱溫度的條件，是本發(fā)明的重要之點。板坯加熱溫度在1280。C以上以使抑制劑物質(zhì)固溶(固溶化)是必要的。當不足1280。C時，板坯(或熱軋鋼帶)中的抑制劑物質(zhì)的析出狀態(tài)變得不均勻，在最終制品中發(fā)生所謂的"滑道黑印(skidmark)"。優(yōu)選為1290。C以上，更優(yōu)選為1300。C以上，尤其優(yōu)選為1310。C以上。上限沒有特別限制，但工業(yè)上為1420。C左右。由于近年來感應加熱等設備技術(shù)的發(fā)展，不將溫度提高到1420。C這一超高溫而進行該完全固溶處理成為可能。當然，在工業(yè)生產(chǎn)上熱軋的加熱方法，除了通常的燃氣加熱方法以外，還可以采用感應加熱、直接通電加熱，為了確保用于這些特別的加熱方法的形狀，即使對澆鑄板坯實施開坯也絲毫沒有問題。另外，在達到加熱溫度高的1300。C以上的場合，可以通過該開坯來實施織構(gòu)的改善，并降低碳含量。這些都是現(xiàn)有的公知:技術(shù)的范圍。近年來，作為補充通常的連續(xù)熱軋的技術(shù)，薄板坯鑄造、鋼帶鑄造(stripcaster)已經(jīng)實用化，對于本發(fā)明，不妨礙其適用。但是，作為實際問題，在這些技術(shù)中，在凝固時發(fā)生所謂的"中心偏析"，^L^得到完全均勻的固溶狀態(tài)。為了得到完全均勻的固溶狀態(tài)，在得到熱軋鋼帶之前迫切希望進行一次固溶化熱處理。在熱軋鋼帶中，N之中作為AlN的析出率超過20。/。時，最終冷軋前退火后的析出物的尺寸增大，作為有效的抑制劑而發(fā)揮功能的微細析出物量減少，因此二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。析出率可通過熱軋后的冷卻來調(diào)節(jié)，當使冷卻開始溫度高、且加快冷卻速度時，析出率降低。析出率的下限沒有特別規(guī)定，但現(xiàn)實上使之不足3。/。是困難的。最終冷軋前退火，通常主要是為了在熱軋時產(chǎn)生的鋼帶內(nèi)的組織均勻化以及抑制劑的析出和微細分散而進行。在l次冷軋的場合，是熱軋鋼帶中的退火；在2次以上的冷軋的場合，是最終冷軋前退火。該場合的最高溫度，對抑制劑有很達影響。即，在較低溫的場合，一次再結(jié)晶粒徑?。划斣摐囟雀邥r，一次再結(jié)晶粒徑增大。另外，為了得到良好的高斯取向織構(gòu)，該溫度與氮化量的關系是重要的。具體地講，優(yōu)選根據(jù)由式(3)所規(guī)定的A1NR(質(zhì)量％)的值，確定為由式(4)給出的Tl(°C)的范圍內(nèi)的溫度。如圖2所示那樣，當Tl(。C)小于式(4)的溫度時，高斯取向集積度差，Bs不超過1.92T。另外，當Tl(。C)為超過式(4)的溫度時，二次再結(jié)晶不良。再者，當Tl('C)小于下限的950。C時，退火的效果消失，尤其是在組織的改善上沒有效果。另一方面，其上限，在實際操作中有時存在裝置上的極限，在大約超過1275。C的溫度條件下的退火，在工業(yè)上難以進4亍。AlNR=[solAl-27/14x同+27/48x[Ti)…式(3)3850/3-4/3xA1NRx10000<Tl(°C)<4370/3-4/3xA1NRx10000…式(4)作為特別優(yōu)選的方法，優(yōu)選的是使退火溫度為1個階段(1個水平的溫度)，使該溫度在上述式(4)所示的Tl(°C)的范圍保持20~360秒鐘，或者，使退火溫度為2個階段(2個水平的溫度)，第1段使溫度在上述式(4)所示的Tl(°C)的范圍保持5~120秒鐘，第2段使溫度在850~1000'C的范圍保持10~240秒鐘。最終冷軋前退火之后的冷卻，為了確保微細的抑制劑，確保馬氏體或貝氏體相等的淬火硬化相，優(yōu)選使從700。C到300。C的冷卻速度為10。C/秒以上。在冷軋中最終冷軋壓下率不足80%時，一次再結(jié)晶織構(gòu)中的高斯取向({110}<001>)寬大，而且高斯的E9對應取向強度減弱，因此不能得到高磁通密度。另夕卜，當其超過92%時，一次再結(jié)晶織構(gòu)中的高斯取向({110}<001>)極端減少，二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。最終冷軋，可以在常溫下實施，但是，眾所周知，當將至少l個道次在100~300。C的溫度范圍保持1分鐘以上時，一次再結(jié)晶織構(gòu)得到改善，磁特性變得極良好。脫碳退火結(jié)束后的一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑(圓相當面積的直徑)，例如在特開平07-252532號公報中一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑規(guī)定為18~35Mm，但在本發(fā)明中，需要使一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為7jnm以上但不足20nm。這是使磁特性(尤其是鐵損)良好的本發(fā)明的非常重要之點。即，當一次再結(jié)晶粒徑小時，從織構(gòu)的觀點出發(fā)，在一次再結(jié)晶的階段成為二次再結(jié)晶的晶核的高斯取向晶粒的體積分數(shù)變多。另外，由于一次再結(jié)晶粒徑小，所以高斯核的數(shù)量也相對地多，本發(fā)明的場合，其絕對數(shù)比一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為1835nm的場合多約5倍左右，因此二次再結(jié)晶粒徑也相對地小，其結(jié)果4失損明顯改善。此外，一般地二次再結(jié)晶的開始是在板厚的表層附近發(fā)生，但當一次再結(jié)晶粒徑小時，高斯二次再結(jié)晶晶核生長的在板厚方向的選擇性增大，高斯二次再結(jié)晶織構(gòu)變得尖銳。但是，當粒徑不足7Mm時，二次再結(jié)晶溫度極為降低，高斯取向集積度變差，當達到20)nm以上時二次再結(jié)晶溫度升高，二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。通常，如果使板坯加熱溫度為1280。C以上，使抑制劑物質(zhì)完全固溶，則即使使最終冷軋前退火溫度、脫碳退火溫度變化，一次再結(jié)晶粒徑也在大約9jum小于20|am的范圍內(nèi)。在本發(fā)明中，與充分析出氮化型的技術(shù)(第二種技術(shù))相比，使一次再結(jié)晶晶粒的平均粒徑減小，使氮化量減少。由此，晶界遷移(晶粒生長二次再結(jié)晶)的驅(qū)動力增大，在最終加工退火的升溫階段的更早期(在較低溫度下)二次再結(jié)晶開始。由此，在箱式退火中以鋼巻狀進行二次再結(jié)晶退火的現(xiàn)實狀況中，在一定的升溫狀況時使其進行二次再結(jié)晶時，鋼巻的各位置的溫度過程近似，因此二次再結(jié)晶的由鋼巻部位《1起的磁特性的不均勻性顯著減少，磁特性穩(wěn)定在極高水平。脫碳退火，以公知的條件，即在650950。C根據(jù)板厚在氮和氬的混合濕潤氣氛中進行60500秒鐘，優(yōu)選為80300秒鐘。此時，從升溫開始至650。C的加熱速度為100。C/秒以上時，一次再結(jié)晶織構(gòu)得到改善，磁特性變得良好。為了確保加熱速度，可以考慮各種的方法。即，有電阻加熱、感應加熱、直接賦予能源的加熱等。當加快加熱速度時，在一次再結(jié)晶織構(gòu)中高斯取向增多，二次再結(jié)晶粒徑減小，這在特開平1-290716號公報等中是公知的。在脫^P友退火后二次再結(jié)晶開始前對鋼帶實施氮化處理是本發(fā)明所必需的。該方法已知有使高溫退火時的退火分離劑中混合氮化物(CrN、MnN等)的方法；在脫碳退火后在使鋼帶行走的狀態(tài)下在氫、氮及氨的混合氣體中進行氮化的方法。無論哪種方法都可以采用，但后者在工業(yè)生產(chǎn)中;f艮現(xiàn)實，在本發(fā)明中限定為后者。氮化是確保與酸可溶性鋁結(jié)合的N、并確保抑制劑強度的，當?shù)可贂r，二次再結(jié)晶不穩(wěn)定。另外，當?shù)慷鄷r，高斯取向集積度極為劣化，且一次皮膜上較多地發(fā)生基體鐵露出的缺陷。氮化后的氮量的上限，需要是超過作為A1N的A1當量的N的量。其理由盡管尚不清楚，但本發(fā)明者們認為如下。在二次再結(jié)晶退火期間，當為高溫時，作為抑制劑的A1N分解、固溶而弱化，此時N的擴散容易，因此含量(氮化量)少時該弱化加快，二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定。這樣，為了抑制劑熱穩(wěn)定，比A1N當量多的N是必要的，這種場合，Al被充分固定，因此抑制劑的弱化減慢，高斯二次再結(jié)晶晶核的選擇生長性被極大地確保。綜合以上的影響，氣化量AN(質(zhì)量。/。)調(diào)節(jié)成由下式(l)規(guī)定的范圍內(nèi)。0.007-(N]-14/48x[Ti)<△N<[solAl]x14/27-([N畫14/48xTi)+0.0025…式(1)(式中[表示成分的含量(質(zhì)量％)。)該氮化在鋼帶兩面沒有大的差異是必須的。在充分析出氮化型(第二種技術(shù))中，一次再結(jié)晶粒徑大、氮化量也多，因此從二次再結(jié)晶開始溫度增高為超過100(TC來看，即使采用來自一面的氮化，只要能大致確保氮化量，則在高溫下N擴散，也能夠確保板厚方向的抑制劑強度，二次再結(jié)晶不會產(chǎn)生不良情況。但是，磁特性劣化，而且容易產(chǎn)生一次皮膜的缺陷。另一方面，在本發(fā)明中，一次再結(jié)晶粒徑小，氮化量少，因此二次再結(jié)晶開始溫度低，為1000。C以下。所以，為了得到良好的高斯取向二次再結(jié)晶織構(gòu)，需要在板厚方向整體上確保抑制劑，為此，使N早期地擴散是必要的。所以，為了切實作到這一點，必須使兩面的氮化量沒有大的差異，否則將發(fā)生二次再結(jié)晶不良。作為使兩面大致等量氮化的具體方法，是在均勻的氨濃度氣氛中使鋼帶行走。但是，鋼帶是具有超過lm的寬度的，為了使其上下的氨濃度一定、且保持在相同程度，關于氨的供給方法，必須充分地研討。具體地講，將鋼板的單側(cè)表面20%厚度部分的氮含量aNl、aN2(分別為表部的和背部的，質(zhì)量％)規(guī)定在式(2)的范圍內(nèi)。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage19</formula>(2)氮化處理后，按照公知的方法，涂布以MgO為主成分的退火分離劑，實施最終退火。通常，其后進行絕緣張力涂層的涂布和平坦化處理，作成制品。實施例(實施例1)將由通常的方法熔煉的、包含表2所示的鋼液成分的板坯，在1230~1380。C的范圍進行再加熱后，特別是為了極力抑制A1N的析出，在盡量高的溫度下結(jié)束熱軋，并使之快速地冷卻。這樣，就得到厚度為2.3mm的熱軋鋼帶。接著，在表2所示的退火溫度下進行60秒鐘的熱軋鋼帶的連續(xù)退火，并以20。C/秒冷卻。然后，在200'C250。C的溫區(qū)進行軋制，使厚度為0.285mm。然后，在850。C、在H2和N2的混合氣氛中、在露點65。C下實施150秒鐘的兼有脫碳和一次再結(jié)晶的退火，接著一邊使鋼帶行走，一邊在含氨氣氛內(nèi)使之進行氮化。然后，涂布以MgO為主成分的退火分離劑后，實施二次再結(jié)晶退火。該二次再結(jié)晶退火，在2=25%、112=75%的氣氛中以10~20。C/小時升溫到1200。C。然后在1200。C的溫度下在112=100%的氣氛中進行20小時以上的純化處理。然后，進行通常所采用的絕緣張力涂層的涂布和平坦化處理。其結(jié)果示于表2、表3(表2續(xù))。如表2和表3所示那樣，本發(fā)明的鋼得到了磁特性、特別是Bs高的性能。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表3(表2續(xù))<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>(實施例2)將由通常的方法熔煉的、包含表3所示的鋼液成分的板坯，在1240~135(TC的范圍進行再加熱，使抑制劑物質(zhì)一次完全固溶后，特別是為了極力抑制A1N的析出，在盡量高的溫度下結(jié)束熱軋、并使之快速地冷卻。這樣獲得了厚度2.3mm的熱軋鋼帶。接著，在表3所示的最高溫度進行30秒鐘的熱軋鋼帶的連續(xù)退火，接著在930。C進行60秒鐘的熱軋鋼帶的連續(xù)退火，以20。C/秒進行冷卻。然后在200°C250。C的溫區(qū)進行軋制，形成為0.22mm。與之接續(xù)，在850。C在112和N;j的混合氣氛中、在露點65°C下進行110秒鐘的脫碳退火，使鋼帶行走，在氨氣氛中進行氮化處理。然后，在涂布以MgO作為主成分的退火分離劑后，實施二次再結(jié)晶退火。該二次再結(jié)晶退火，采用N2=25%、H尸75。/o的氣氛，以1020。C/小時升溫到1200。C。然后在1200。C的溫度在112=100%氣氛中進行20小時以上的純化處理。其后，進行通常所使用的絕緣張力涂層的涂布和平坦化處理。其結(jié)果示于表4和表5(表4續(xù))。如表4和表5所示那樣，本發(fā)明的鋼可以得到磁特性、特別是B8高的性能。<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表5(表4續(xù))<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>(實施例3)將在與實施例2相同的條件下得到的2.3mm的熱軋鋼帶不進行退火而進行酸洗，冷軋到1.5mm的厚度，在表4所示的最高溫度下進行30秒鐘中間退火，接著在930'C進行60秒鐘退火，以20。C/秒進行冷卻。然后在200°C250。C的溫區(qū)進行軋制，軋制成0.22mm。接著，在850。C、在H2和N2的混合氣氛中、在露點65'C進行110秒鐘的脫碳退火，使鋼帶行走，在氨氣氛中進行氮化處理。然后，在涂布以MgO為主成分的退火分離劑后，實施二次再結(jié)晶退火。該二次再結(jié)晶退火，釆用N2=25%、112=75%的氣氛，以1020。C/小時升溫到1200。C。然后在1200。C的溫度、在H2-1000/0氣氛中進行20小時以上的純化處理。其后，進行通常所使用的絕緣張力涂層的涂布和平坦化處理。其結(jié)果示于表6和表7(表6續(xù))。如表6和表7所示那樣，本發(fā)明的鋼得到了磁特性、特別是Bs高的性能。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表7(<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>(實施例4)準備多個的在實施例l中使用的、在與表2的編號1相同的條件下進行到脫碳退火為止的試樣，作成調(diào)節(jié)鋼板上下的氣氛中氨濃度而使氮化處理發(fā)生各種變化的試樣，然后，涂布以MgO為主成分的退火分離劑，并以與實施例l相同的條件下進行二次再結(jié)晶退火、絕緣張力涂層的涂布和平坦化處理。其結(jié)果示于圖1。如圖1所示那樣，本發(fā)明的鋼得到了磁特性、特別是Bs高的性能。工業(yè)實用性本發(fā)明可以擺脫以往的取向電磁鋼板的熱軋加熱時的超高溫度，同時可消除低溫加熱的弊端，可制造磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板。本發(fā)明中表示數(shù)值范圍的"以上"和"以下，，包括本數(shù)。權(quán)利要求1.一種磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，是將按質(zhì)量％計，含有C0.025～0.10％、Si2.5～4.0％、Mn0.04～0.15％、solAl0.020～0.035％、N0.002～0.007％、S和Se按Seq(S當量)＝S+0.406×Se計為0.010～0.035％、Ti≤0.007％，其余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的板坯，在1280℃以上并且抑制劑物質(zhì)的固溶溫度以上進行再加熱，實施熱軋制而制成熱軋鋼帶，進行熱軋板退火、和1次的或夾設中間退火的2次以上的冷軋，或者省略熱軋板退火而進行夾設中間退火的2次以上的冷軋，進行脫碳退火，在脫碳退火后在鋼帶行走狀態(tài)下在氫、氮及氨的混合氣體中進行氮化處理，涂布以MgO為主成分的退火分離劑，實施最終退火的取向電磁鋼板的制造方法，熱軋后的鋼帶中所含有的N之中作為AlN的析出率為20％以下，脫碳退火結(jié)束后一次再結(jié)晶晶粒的圓相當平均粒徑(直徑)為7μm以上但小于20μm，氮化處理中的氮增量ΔN(質(zhì)量％)為式(1)的范圍內(nèi)，并且，鋼板的單側(cè)表面20％厚度部分的氮含量σN1、σN2(分別為表部的和背部的，質(zhì)量％)為式(2)的范圍內(nèi)，0.007-([N]-14/48×[Ti])≤ΔN≤[solAl]×14/27-([N]-14/48×[Ti])+0.0025...式(1)式中，[]表示成分的含量(質(zhì)量％)，|σN1-σN2|/ΔN≤0.35...式(2)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將熱軋板退火或中間退火中最后的退火(以下稱為最終冷軋前退火)的最高溫度記為Tl(。C)，根據(jù)由solAl、N、Ti含量采用式(3)所規(guī)定的A1NR，將最終冷軋前退火的溫度Tl(。C)規(guī)定為950。C以上、并且為式(4)所示的范圍，AlNR=[solAl]-27/14x[N]+27/48x[Ti])…式(3)3850/3-4/3xA1NRx10000<Tl(°C)<4370/3-4/3xA1NRx10000…式(4)。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將最終冷軋前退火的溫度規(guī)定為1個階段，將該溫度在上述式(4)所示的T1(°C)的范圍保持20360秒鐘。4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法其特征在于，將最終冷軋前退火的溫度規(guī)定為2個階段，第1階段是將溫度在上述式(4)所示的Tl(。C)的范圍保持5~120秒鐘，第2階段是將溫度在850~1000。C的范圍保持10~240秒鐘。5.根據(jù)權(quán)利要求1~4的任一項所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使最終冷軋前退火的冷卻中的從700。C到30(TC的冷卻速度為10'C/秒以上。6.根據(jù)權(quán)利要求1~5的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含0.05~0.30質(zhì)量％的Cu。7.根據(jù)權(quán)利要求1~6的任一項所述的磁特性優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含按質(zhì)量。/。的合計量計為0.02~0.30%的Sn、Sb、P中的至少l種。8.根據(jù)權(quán)利要求1~7的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，板坯的成分進一步包含0.02~0.30質(zhì)量。/。的Cr。9.根據(jù)權(quán)利要求1~8的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使最終冷軋中的壓下率為80~92%。10.根據(jù)權(quán)利要求1~9的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在最終冷軋的至少一個道次中，將鋼帶在100~300。C的溫度范圍保持1分鐘以上。11.根據(jù)權(quán)利要求1~10的任一項所述的磁特性極優(yōu)異的取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使脫碳退火中的從升溫開始到650。C的加熱速度為100。C/秒以上。12.—種取向電磁鋼板，其特征在于，是采用權(quán)利要求1~11的任一項所述的制造方法制得的，軋制方向的磁通密度Bs(在800A/m下的磁通密度)為1.92T以上。全文摘要在將包含所規(guī)定的成分的取向電磁鋼板板坯在1280℃以上并且抑制劑物質(zhì)的固溶溫度以上進行再加熱，進行熱軋、退火、冷軋，進行脫碳退火，在鋼帶行走狀態(tài)下進行氮化處理，涂布退火分離劑，實施最終退火時，熱軋后的N中作為AlN的析出率為20％以下，一次再結(jié)晶平均粒徑為7μm以上但小于20μm，氮化處理中的氮增量ΔN在式(1)的范圍內(nèi)，鋼板的單側(cè)表面20％厚度部分的氮含量σN1、σN2(表部的和背部的，質(zhì)量％)在式(2)的范圍內(nèi)。文檔編號C21D8/12GK101194032SQ20068002057公開日2008年6月4日申請日期2006年5月19日優(yōu)先權(quán)日2005年6月10日發(fā)明者村上健一,熊野知二,牛神義行申請人:新日本制鐵株式會社