專利名稱：鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在變壓器和發(fā)電機鐵心中利用的晶粒取向電磁鋼板，而且在其中涉及鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板。
含有Si的、并且結(jié)晶方位在(110)
和(100)
方位取向的晶粒取向電磁鋼板，具有優(yōu)良的軟磁特性，因此，作為處于商用頻帶中的各種鐵心材料而被廣泛使用。對于這種電磁鋼板所要求的特性，鐵損低是特別重要的(鐵損一般用50Hz頻率下在1.7T中磁化時的電力損失W17/50(w/kg)表示)。
使鐵損減低的方法有為減低渦電流損耗而含有有效量的Si以提高電阻的方法，使鋼板板厚減薄的方法，使晶粒粒徑減小的方法，以及為減低磁滯損耗而采取有效的結(jié)晶方位的方法等。
其中若采用含Si以提高電阻的方法，在含Si量過度時會導致飽和磁通密度的降低，這也成為鐵心尺寸擴大的原因，因此有限度，另外，使鋼板板厚減薄的方法則會導致制造成本的極端增大，因此也有限度。
因而，減低鐵損的技術開發(fā)集中于提高結(jié)晶方位的集積度和減小晶粒粒徑。結(jié)晶方位的集積度，一般可用800A/m磁化力中的磁通密度B8(T)評價，因為存在著使結(jié)晶方位的集積度提高則結(jié)晶粒徑必然變大鐵損劣化這樣的二律背反性，因此為得到最小的鐵損值，就必須調(diào)整到最佳的結(jié)晶方位集積度，即最佳的B8值。
但是，近年來開發(fā)了照射等離子流和激光以使磁疇寬度細分化的技術，為降低鐵損不必再使結(jié)晶粒徑細粒化。因而提高結(jié)晶方位的集積度以減低鐵損的方法成為主流，開發(fā)出了磁通密度(B8)值大達1.93～2.00的材料。
另外，作為磁疇細分化處理，以線狀溝的形成和線狀應變的導入為首、開發(fā)了減低鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面的粗糙度、或者對金屬表面施加增強結(jié)晶方位的處理的方法，經(jīng)過這些磁疇細分化處理，使材料的鐵損特性大幅度提高。
可是，為提高結(jié)晶方位的集積度，必須完全控制二次再結(jié)晶。二次再結(jié)晶是這樣一種技術使稱為抑制劑的AIN或MnSe、MnS等析出物在鋼中微細地分散析出，抑制晶粒的正常生長，僅使稱之為高斯取向的特定優(yōu)選取向((110)
取向及其近傍取向)的晶粒長大。作為抑制劑，另外還將Sb、Sn、Bi等晶界析型元素當作副抑制劑使用。
這樣的技術和控制晶粒集合組織的技術相結(jié)合，就使具有上述優(yōu)良磁通密度的電磁鋼板的制造技術得以完成。
但是，在使用具有這樣優(yōu)良軟磁特性的晶粒取向電磁鋼板制造變壓器時，經(jīng)常發(fā)生在實機中得不到所期望特性的情況。特別是在剪切加工后，以不進行消除應力退火的狀態(tài)使用的疊層變壓器的場合，材料特性和變壓器特性間的差別特別大。
過去就對使用磁通密度高的晶粒取向電磁鋼板制造疊層變壓器時發(fā)生的得不到所期望的實機特性的問題進行過種種調(diào)查。一般認為這是使用磁通密度高的材料時的特有現(xiàn)象，是因為在變壓器的T結(jié)合部由磁通流的方向朝著逸脫的方向發(fā)生不理想的磁通的蔓延，所以得不到予定的減低鐵損效果，而且沒有改善的余地。
但是，在使用今天的磁通密度更加提高的材料時，實機特性的劣化量非常大，呈現(xiàn)的狀況是人們不能享受開發(fā)材料應得的利益。
另外，隨著磁通密度的提高，發(fā)現(xiàn)因剪切加工和疊層加工時施加的應變，使鐵損特性大大劣化的現(xiàn)象。對此還處于研究過程中，現(xiàn)狀僅僅是對材料的操作加以注意，盡可能抑制附加的應變，處于沒有現(xiàn)實的對策的狀態(tài)。
再有，采有所述的種種磁疇細分化技術，材料的鐵損特性確實提高了，但在實際中，使用開發(fā)的材料制作實機，并在特別高的磁場下使用實機的場合，仍然產(chǎn)生得不到所期望特性的問題。
本發(fā)明解明了在二次再結(jié)晶晶粒的結(jié)晶方位高度集積的材料中，相對于由材料鐵損推定的水平而言實機特性大大劣化的原因，以及對加工工藝中附加的應變感受性高的原因，提出一種不發(fā)生實機特性劣化，而且謀求材料的磁特性進一步提高的晶粒取向電磁鋼板。
以下對完成本發(fā)明的經(jīng)過進行說明。
晶粒取向電磁鋼板的高磁通密度化的方法，過去已被公知，添加Al、Sb、Sn、Bi等作為抑制劑元素是有效的。
例如，在特公昭46-23820號公報中，作為含Al和S的晶粒取向電磁鋼板的B10(1000A/m磁化力中的磁通密度)報告了1.981T的值，另外在特公昭62-56923號公報中，作為含抑制劑Al、Se、Sb及Bi的晶粒取向電磁鋼板的B8，報告了1.95T的值。
這些晶粒取向電磁鋼板的磁特性是極好的。但是，在使用這些高磁通密度電磁鋼板制作變壓器時，實機的鐵損多有得不到所希望值的情況。其原因認為是材料結(jié)晶的高集積度引起，如上所述，歷來沒有辦法。
本發(fā)明人對使用高磁通密度材料的疊層變壓器的T結(jié)合部中，造成磁通蔓延的各種要因進行了調(diào)查。
結(jié)果得到了新的發(fā)現(xiàn)，特性劣化的原因，不僅是由于過去所說的結(jié)晶方位集積度高，除此之外，還有晶粒粒徑的影響。
另外，關于在加工工序中導入的應變所造成特性劣化的影響，提出以下的新見解。
即，在結(jié)晶方位的集積度高的材料的情況，在鋼板表面呈現(xiàn)的磁極數(shù)，與晶粒表面相比，在晶界呈現(xiàn)的數(shù)壓倒地變大。磁疇的細分化造成的鐵損的降低，是通過磁疇細分化減少因磁極發(fā)生而增加的靜磁能這樣的機構而達成的，但在高磁通密度晶粒取向電磁鋼板的場合，在晶界呈現(xiàn)的磁極造成的效果因此占大部分。
但是，在此種材料的場合，由于晶粒粒徑必然大，所以晶界間的距離大，同一量的磁極在晶界呈現(xiàn)時，靜磁能的增加量比晶粒粒徑小的材料要小。
另外，在為使材料的鐵損最小而施加過磁疇細分化處理的材料中，其上一旦附加了應變時，能量平衡容易破壞，從而喪失磁疇細分化效果，使磁疇寬度增加。這就是高磁通密度電磁鋼板中應變感受性高的理由。
以下敘述為獲得上述見解而進行的實驗。
將含有C0.08％(重量)、Si3.35％(重量)、Mn0.07％(重量)、Al0.025％(重量)、Se0.020％(重量)、Sb0.040％(重量)及N0.008％(重量)，其余由不可避免的雜質(zhì)和Fe組成的晶粒取向電磁鋼用熱軋板，經(jīng)1000℃、30秒鐘的熱軋板退火后，進行酸洗，再施加壓下率為30％的冷軋，然后在1050℃施加1分鐘的熱處理作為中間退火，再進行酸洗，在150～200℃的溫度間施加壓下率為85％的軋制，制成最終厚度0.22mm的鋼板。
接著，進行脫脂處理后，作為磁疇細分化處理，在鋼板表面上，沿與板寬方向傾斜10°的方向，以朝縱向反復、間距為3mm的條件切出線狀溝，線狀溝深度25μm，寬50μm。然后在850℃下進行2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火，再將鋼板分割為兩半，一半以原樣作為過去的材料使用，對于另一半，在鋼板表面上以板寬方向20mm，長度方向30mm的間距，以1.5mm直徑尺寸，通過放電處理施加瞬間的點狀加熱處理，其能量投與條件為40-45Ws(推定溫度1000～1200℃)。
然后，在鋼板表面作為退火分離劑涂布添加有TiO210％(重量)及Sr(OH)22％(重量)的MgO，然后卷取成板卷，供最終成品退火。在最終成品退火時，同時進行在N2中達到850℃、在H2和N2的混合氣氛中達到1150℃的以二次再結(jié)晶為目的的處理、和接續(xù)的在H2中由1150℃保持5小時的以純化為目的的處理。
最終成品退火后，除去未反應的退火分離劑，然后涂布由50％的膠態(tài)氧化硅和磷酸鎂組成的張力涂布劑，制得成品。
測定各制品的磁特性，然后經(jīng)縱切加工、剪斷加工、疊層加工作成樣品變壓器，測定變壓器的特性，然后對鋼板作低倍腐蝕，測定晶粒粒徑。
另外，在進行上述縱切加工、剪斷加工、疊層加工時，應細心注意，以極力抑制附加的應變，但為了實驗評價施加應變的效果，在進行這些加工時，以5kg的荷重壓上具有50mm球體的滾動輪，一并進行有意地附加應變的試驗。
將所得結(jié)果進行整理并示于表1。
由表1可知，在兼作脫碳退火的一次再結(jié)晶退火即脫碳·一次再結(jié)晶退火后，在施加1.5mm直徑尺寸的點狀高溫處理后進行了二次再結(jié)晶的制品中(記號(a)、(b))，樣品變壓器的鐵損極為良好，變壓器的鐵損相對于制品鐵損之比(以后稱為實機化因子)低。與此相反，在未進行過這樣處理的制品(記號(c)、(d))中，樣品變壓器的鐵損大為劣化。特別是加工工藝中使用滾動輪附加應變的場合，實機化因子大，變壓器鐵損的劣化程度極大。也就是說，判明了未進行這樣處理的制品(c)、(d)對應變的感受性大。
為了解明得到上述這樣結(jié)果的理由，對鋼板的低倍腐蝕晶粒狀態(tài)和樣品變壓器的磁通分布狀態(tài)進行了詳細調(diào)查。在脫碳退火板中，在施加1.5mm直徑的點狀瞬間高溫處理后進行二次再結(jié)晶的制品(a)，(b)內(nèi)，發(fā)現(xiàn)在施加上述處理的位置，貫通鋼板厚度方向形成0.5～2.5mm直徑尺寸的微細的結(jié)晶晶粒。與此相板，在未施加這樣處理的制品(c)，(d)中，在鋼板表面內(nèi)大部分是由20～70mm粒徑的粗大晶粒構成。
另外，在測定這樣人為地生成的微細結(jié)晶晶粒的結(jié)晶方位時，發(fā)現(xiàn)是無規(guī)則的，與通常二次再結(jié)晶的方位即高斯取向偏離15°以上。
附帶說一下，采用與在脫碳退火板上施加1.5mm直徑的點狀瞬間高溫熱處理后進行二次再結(jié)晶場合(制品(a)，(b)同樣的方法，在鋼板上以板寬方向間隔10mm，軋制方向間隔15mm人為地生成微細晶粒。觀察該鋼板的低倍組織，結(jié)果也散見到自然發(fā)生的微細晶粒，但是確認，在施加瞬間高溫熱處理的位置，確實生成了微細晶?！，F(xiàn)將人為生成的微細晶粒的方位與自然發(fā)生的微細晶粒的方位作比較，示于

圖1的(100)極像圖。由該圖看出與自然發(fā)生的微細晶粒的方位極接近高斯取向相對照，人為生成的微細晶粒的方位則是無規(guī)則的分布。
接著，對上述兩種制品貫通板厚方向的結(jié)晶晶粒測定粒徑分布，將結(jié)果示于表2。
其中，各晶粒的粒徑以相當于其面積的圓的直徑計算，另外，平均晶粒粒徑的計算是數(shù)出一定面積內(nèi)存在的晶粒個數(shù)，求出每一個的平均面積，再以與該面積相當?shù)膱A的直徑表示。
由表2可見，實機化因子大、變壓器特性差的制品(c)、(d)，其2.5mm以下的微細晶粒個數(shù)約為30％，15～70mm尺寸的晶粒約占60％。與此相對照，實機化因子小，變壓器的鐵損特性優(yōu)良的制品(a)和(b)，其2.5mm以下的微細晶粒個數(shù)比例約為90％，15～70mm尺寸的晶粒的個數(shù)比例極低，達8％。
這樣就判明了，在實機化因子值不同的兩種材料中，微細晶粒的個數(shù)比例存在著大的差異。因此，對于應通過怎樣的機理，而使得由于這樣微細晶粒的存在，得到實機化因子及應變感受性降低即耐應變特性提高的效果，進行了以下研究。
首先，在調(diào)查樣品變壓器中T接合部的磁通流時，發(fā)現(xiàn)因微細晶粒的存在而抑制磁通的蔓延。即新判明了，盡管粗大晶粒方位的集積度提高，粗大晶粒中存在的微細晶粒也抑制磁通的蔓延。這就是盡管是高磁通密度的材料，實機化因子也被抑制低的理由。
其次，對耐應變特性的效果加以研究。
在鋼板內(nèi)附加應變的場合，由應變引起的鋼板的磁能增加，靜磁能的比例相對降低，因此減消了磁疇的細分化效果。
為了與此相對抗，將彈性能或靜磁能等賦予磁疇細分化的這類能量，僅以比附加的應變造成的能量增加部分更大的量，予先施加在鋼板內(nèi)是有效的。
作為這樣的能量施加方法，有張力施加，此外還有增加靜磁能的方法。
其中，關于張力施加，還找不到能施加比現(xiàn)狀強的張力的涂層，采用增加涂層厚度的手段導致占空因數(shù)降低，使變壓器的特性劣化。
現(xiàn)對靜磁能進行考察，在磁通密度提高鋼板的晶粒的方位的集積度提高時，因前面所述的理由，磁極集積在晶界，而且伴隨晶粒粒徑粗大化，晶界的間隔增大，因此靜磁能的大小急劇減少。
但是，人為生成的微細晶粒，其方位離高斯取向偏離大(通常15°以上)。通過使這樣的微細晶粒存在于粗大的晶粒中，就可能使靜磁能增加，與此同時制品的耐應變特性提高。
為了充分發(fā)揮這種效果，微細晶粒貫通板厚是重要的。
這是因為，若微細晶粒不貫通板厚，則在板厚垂直方向投影的晶界面積小，在晶界上發(fā)生的磁極的量也少，因此靜磁能提高的效果弱。而抑制磁通蔓延的效果同樣地差。從而使實機化因子也增大。
其次，對于3mm以下微細晶粒占貫通鋼板板厚的晶粒全體的個數(shù)比例，和包含耐應變特性的實機化因子之間的關系進行了調(diào)查，將結(jié)果示于圖3。
如該圖所示那樣，在微細晶粒個數(shù)比例為65～98％之間，特別是在75～98％之間時，實機化因子低，并且耐應變特性(用施加應變加工時的實機化因子評價)也提高。
接著，對貫通板厚的全部晶粒通過實驗求出適當?shù)闹底鳛槠骄健＜?，伴隨磁通密度的提高，粗大晶粒越發(fā)粗大化，與此相對應，微細晶粒的個數(shù)比例在數(shù)值上增加。但是，在相同的微細晶粒個數(shù)比例下，與粗大晶粒的增大相應，微細晶粒間的距離實質(zhì)上增加，因此微細晶粒的存在造成的靜磁能的增加效果不那么能夠期待。因而，平均晶粒粒徑存在著優(yōu)選的上限值。
圖4示出了對于這一點進行實驗的結(jié)果。
由圖4可看出，在貫通板厚的全部晶粒的平均晶粒粒徑在8～50mm的范圍內(nèi)時，得到特別優(yōu)良的實機化因子和耐應變特性提高這樣的效果。
以上對通過貫通板厚的微細晶粒的生成而抑制實機化因子的增加的機理，以及提高耐應變特性的機理進行了說明。
以下敘述對于要得到這樣效果必需的微細晶粒的生成所要求的制造條件進行研究的效果。
種種的實驗結(jié)果表明，為了具有上述效果的微細晶粒的生成，必須在二次再結(jié)晶前在局部提高促進異常晶粒生長的驅(qū)動力，特別是使在鋼板內(nèi)部存在一定量的應變是有效的。
二次再結(jié)晶是特定方位的一次結(jié)晶晶粒急劇地蠶食其它的一次再結(jié)晶晶粒而生長的現(xiàn)象。近年來正在查明，一次再結(jié)晶晶粒的集合組織造成的選擇性，強烈作用于這種二次再結(jié)晶晶粒的核生成及生長，據(jù)認為，具有高斯取向及其近傍以外取向的晶粒的核生成及生長是不容易的。
但是，按照本發(fā)明人的研究，通過在鋼板內(nèi)部的一定區(qū)域施加提高異常晶粒生長驅(qū)動力處理，例如導入一定量應變的處理，就使得提高一般晶粒的核生成及生長的驅(qū)動力成為可能，能使與高斯取向偏離大的方位的晶粒早期生長。
此處所說的異常晶粒成長，是對極少數(shù)晶粒蠶食壓倒多數(shù)的其它晶粒而急劇成長這一現(xiàn)象的稱呼。二次再結(jié)晶是依存于一次再結(jié)晶集合組織中的僅具有特定方位的少數(shù)晶粒急劇生長的現(xiàn)象。在這一點上，兩者明顯不同。
另外，按照本發(fā)明人的研究，提高驅(qū)動力的處理引起的異常晶粒生長僅是在受到徹底處理的區(qū)域內(nèi)，在該區(qū)域之外，因一次再結(jié)晶晶粒的集合組織造成的選擇性強烈起作用，該晶粒已經(jīng)不能在其以上生長。這些也已研究清楚。
這樣的現(xiàn)象對本發(fā)明的目的而言，是非常適合的良好性質(zhì)。
以下就此點進行敘述。
首先，第一，在向鋼板內(nèi)導入應變時，只要僅控制應變的大小和應變導入?yún)^(qū)域的大小，就可以控制微細晶粒的尺寸。
例如，如上述實驗所表明的那樣，貫通鋼板的微細晶粒的適宜尺寸用當量圓的直徑評價是3mm以下，因此只要在二次再結(jié)晶前對存在于鋼板內(nèi)部的應變導入?yún)^(qū)域控制在3mm以下，就能夠適宜地控制微細晶粒的大小。
第二，這樣人為生成的微細晶粒，對于通常粗大的二次再結(jié)晶晶粒的方位高斯取向((110)
取向)有大的偏離，因此，在粗大的二次再結(jié)晶晶粒和微細晶粒的晶界，高密度地生成磁極，得到上述的良好耐應變特性和強的抑制實機化因子的效果。
一般在晶粒取向電磁鋼板的制造過程中也有自然發(fā)生的微細晶粒生成，但對耐應變特性的改善作用及對實機化因子的抑制作用弱。這是因為，這種微細晶粒是在與自然發(fā)生的其它粗大二次再結(jié)晶的成長競爭中輸?shù)舻亩卧俳Y(jié)晶晶粒，由于極接近高斯取向，所以在晶界上不生成那樣高密度的磁極。
第三，由于是人為使之生成，所以可以在制品中的最佳位置生成微細晶粒。
再者，人為生成的微細晶粒由于如前述那樣離高斯取向的偏離大，所以不能在制品內(nèi)高密度地存在。即，最好盡可能地離散存在，在粗大的晶粒的內(nèi)部以孤立的狀態(tài)存在是理想的。
這樣的狀態(tài)可以通過局部地且離散地形成預先導入應變的區(qū)域而容易地實現(xiàn)。另外，只要是粗大晶粒的內(nèi)部，數(shù)個微細晶粒集合的狀態(tài)是有利和適合的。
以下敘述通過對脫碳·一次再結(jié)晶退火后的鋼板施加高溫熱處理，而人為得到這種微細晶粒的機理的研究結(jié)果。
對于在鋼板上施加瞬間高溫熱處理的位置的結(jié)晶組織的變化、二次再結(jié)晶退火中間過程中的變化進行了詳細調(diào)查。
其結(jié)果是，在高溫熱處理之后，晶粒粒徑和析出抑制劑等的結(jié)晶學的變化不那么大，差不多可以忽略。但是，在二次再結(jié)晶退火的極早階段，觀察到了一個一次再結(jié)晶晶粒由是周圍一次再結(jié)晶晶粒的1.5倍粗大化到3.0倍。這種晶粒粗大化發(fā)生的溫度，是比二次再結(jié)晶起始的通常溫度還遠遠低的溫度，而且在其之后，生長達到貫通板厚方向的時間極短。在板厚方向貫通之后，在高溫熱處理的區(qū)域內(nèi)同樣迅速生長，其后即使再進行鋼板的升溫，生長也遲緩，該晶粒的生長幾乎處于停止狀態(tài)。
另外，伴隨著繼續(xù)升溫，在未施加高溫熱處理的非處理部的區(qū)域內(nèi)，生成通常的二次再結(jié)晶的核，進行生長。但是，在施加過高溫熱處理的區(qū)域內(nèi)，由早期階段生長的晶粒，不由后來發(fā)生的通常的二次再結(jié)晶所蠶食，結(jié)果在制品內(nèi)作為微細晶粒而殘存。
這樣的現(xiàn)象是由以下的機理引起的，由本發(fā)明人予以解明。
即，在施加過高溫熱處理的區(qū)域內(nèi)，在各一次再結(jié)晶晶粒的內(nèi)部以一定量以上導入應變，在最終成品退火的升溫過程中，該應變的一部分消失，在各晶粒內(nèi)殘存高密度的位錯。這種殘存的位錯，賦予了提高異常晶粒生長中晶粒生長驅(qū)動力的作用。在異常晶粒生長的驅(qū)動力充分高時，克服了來自一次再結(jié)晶組織的二次再結(jié)晶生長的方位選擇性，一般方位的晶粒開始核生成和晶粒生長。此種現(xiàn)象由于是因異常晶粒生長的驅(qū)動力大而發(fā)生的，所以在比非處理部區(qū)域內(nèi)發(fā)生的通常的二次再結(jié)晶的核生成和晶粒生長還格外低的溫度下發(fā)生。但是，在提高了異常晶粒生長驅(qū)動力的區(qū)域之外，因為晶粒生長的方位選擇性非常強，所以一般方位的晶粒不能進行晶粒的生長。
這樣，在高溫熱處理區(qū)域內(nèi)因為結(jié)晶方位選擇性相對弱，所以異常晶粒生長的晶粒方位的特征是無規(guī)則的方位，但到底也還是異常晶粒生長的一種，因此存在對于一次再結(jié)晶晶粒的正常生長的生長抑制力是不可少的，必需有強的抑制劑作用。
也就是說，涂布藥劑，或者采用高溫長時間的熱處理這種歷來的方法，使析出抑制劑粗大化從而使抑制力降低，因此難以發(fā)生異常晶粒的生長，引起正常晶粒成長造成多數(shù)微細晶粒發(fā)生這樣的結(jié)果，所以是不適宜的，與本發(fā)明的方法有本質(zhì)的不同，是應該忌避的方法。
上文已述，為使上述那樣人為的微細晶粒生成，在欲使微細晶粒生長的區(qū)域內(nèi)提高異常晶粒生長驅(qū)動力并達到超越晶粒方位選擇性的水平是必需的條件。
此處作為異常晶粒生長的驅(qū)動力可舉出
(1)應變的存在，(2)一次再結(jié)晶晶粒的微細化，以及(3)增大對于因抑制劑的抑制力強化造成的晶粒粒徑的過熱化等，但方法(3)對于控制不規(guī)則方位晶粒的發(fā)生是困難的，每每接近高斯取向這一晶粒方位的晶粒成長，并越過欲生成微細晶粒的區(qū)域生長為粗大晶粒，因此微細晶粒的尺寸控制變得極為困難。
因而由各種實驗證明了，作為提高使異常晶粒生長的驅(qū)動力的方法，(1)使應變存在，或者(2)減小一次再結(jié)晶晶粒的生長是有利的方法，特別使應變存在的方法是最有利的技術。
例如，調(diào)查的結(jié)果表明，在前述的瞬間高溫熱處理中，因為加熱處理是瞬間的，所以即使是高溫度，晶粒粒徑的增加和析出抑制劑的粗大化這樣的結(jié)晶學的變化也小，熱應變多量存在，對提高異常晶粒生長的驅(qū)動力起有利的作用。即，通過急劇的升溫和降溫，可以抑制結(jié)晶學的組織變化，僅向鋼板內(nèi)導入物理的應變，這是有利的作用。但是有以下考慮，若干的晶粒粒徑的增加和析出抑制劑的粗大化有抑制異常晶粒生長的核生成數(shù)增加的性質(zhì)，具有將區(qū)域內(nèi)生成的微細晶粒的個數(shù)限制為單一的作用，因此在不減低異常晶粒生長的驅(qū)動力的限度內(nèi)為佳。
除上述的熱處理之外，還考慮了種種抑制結(jié)晶學的組織變化而向鋼板內(nèi)導入物理應變的方法，但本發(fā)明人由眾多的實驗出發(fā)所開發(fā)的最有利的方法是，將表面具有小突起的比鋼板還硬的物體壓在鋼板表面上的方法，施加高電壓與鋼板表面局部通電或放電的方法，以及局部施加脈沖激光的方法等。
另外，作為提高異常晶粒生長驅(qū)動力的其它方法即一次再結(jié)晶晶粒的微粒化方法，實驗結(jié)果證明，由鋼板表面局部滲碳，利用熱處理中的α-γ變態(tài)使局部微?；姆椒ㄊ翘貏e有效的。
再有，作為強化抑制劑的抑制力的方法，是由鋼板表面局部滲氮，生成氮化硅和氮化鋁，使抑制力局部增大的方法，該方法雖然效果的穩(wěn)定性差，但有效。
另外，在上述的處理法之外，如果為得到微細晶粒而用種種方法使抑制劑的抑制力消失，從原理上講也是可能的，例如有在鋼板表面點狀涂布MnO2或Fe2O3等使抑制劑分解的化合物的方法。
還可以采用在鋼板表面點狀涂布金屬Sn或Sb，抑制在最終成品退火中成長的二次再結(jié)晶晶粒的生長的方法，使微細晶粒以點狀產(chǎn)生。
過去已有對于制品結(jié)晶組織中微細晶粒進行研究的例子，例如在特公平6-80172號公報中，通過使1.0mm以上2.5mm以下的微細晶粒，在粒徑5.0mm以上10.0mm以下的晶粒中以混合晶粒的狀態(tài)存在，顯示出了鐵損降低的效果，并揭示了為得到最小鐵損值而使微細晶粒存在比例和粗大晶粒存在比例最佳化的技術。另外，特公昭62-56923號公報中揭示了將2mm以下的微細晶粒的個數(shù)比例控制在15～70％以降低鐵損值的技術。
但是，這些都是非一般的磁疇細分化處理的技術，是當時的技術，不是為了試圖積極提高磁通密度的值，因而二次再結(jié)晶的平均粒徑的適宜值比本發(fā)明的適宜范圍小。
另外，這些微細晶粒到底也是促進自然發(fā)生的二次再結(jié)晶晶粒的生成的，由于不是人為生成的微細晶粒，所以其方位接近高斯取向，在本發(fā)明的材料中看出的提高耐應變特性及實機特性的機能極弱。
另外，在特開昭56-130454號公報中，揭示了在二次再結(jié)晶后的鋼板表面上賦予應變，通過退火使多數(shù)量的再結(jié)晶晶粒生成，憑借磁疇細分化效果減低鐵損的技術，但在該技術中施加應變的鋼板是二次再結(jié)晶后的鋼板，因此，晶粒方位接近高斯取向時，又因為鋼板內(nèi)不存在抑制劑，所以不發(fā)生異常晶粒生長而發(fā)生正常晶粒生長，因此，此時的再結(jié)晶的晶粒由多數(shù)個再結(jié)晶的晶粒群構成，而且各再結(jié)晶晶粒的尺寸小，為鋼板板厚1/2以下的尺寸，因此沒有本發(fā)明那樣的效果。而且，采用該技術時，為磁疇細分化的目的，將微細晶粒在鋼板的板寬方向上分布成線狀是不可少的，因此導致磁通密度降低，另外與本發(fā)明中的微細晶粒不同，得不到改善實機化因子的效果和提高耐應變特性的效果。
與此相反，本發(fā)明技術中的微細晶粒的存在效果，不僅使制品的鐵損值降低，而且對伴隨高磁通密度化的二次再結(jié)晶晶粒粗大化而引起的實機化因子的增大加以抑制，是為使變壓器的特性具有與制品特性的提高相稱的性能的技術。
如前所述，近年來，作為減低晶粒取向電磁鋼板的鐵損的技術，開發(fā)了照射等離子流或激光以局部導入線狀應變的技術，或是在鋼板表面設置線狀溝，人工地將磁疇寬度細分化的技術。
如果在本發(fā)明中將這樣的磁疇細分化技術并入活用，則可以期待進一步改善其特性。
因此，本發(fā)明人為包含這種磁疇細分化技術要點，進而謀求改善實機特性而進行了銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為使材料特性有效地反映到實機特性中，對應于晶粒粒徑將這些磁疇細分化及微細晶粒的控制因子控制在一定的范圍內(nèi)是重要的。
以下對此加以敘述。
晶粒取向電磁鋼板主要用作變壓器的鐵心材料，但此時所使用的磁通密度的區(qū)域，則按機器的設計是多樣的。一般越是高磁通密度的材料，為了在高磁通密度下的使用有利，就越要求在高磁通密度區(qū)域中的實機特性優(yōu)良。
如前所述，高磁通密度的晶粒取向電磁鋼板，與材料的磁特性比較其實機特性劣化，這已為公眾所知。因此，構成電磁鋼板的晶粒粒徑，在材料特性高磁通密度化時必然粗大化，但是通過與晶粒粒徑相對應改變溝的深度，或者局部的應變區(qū)域等，就能夠有利地減低實機化因子，即能夠使材料的特性反映到實際特性中，此點已得到證明。
下面敘述與此有關的實驗。
將含C0.08％，Si3.40％(重量)Mn0.07％(重量)Al0.025％(重量)Se0.018％(重量)Sb0.040％(重量)Ni0.12％(重量)Bi0.004％(重量)及N0.008％(重量)(含Bi鋼)，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的晶粒取向電磁鋼用熱軋板，進行750℃、3秒鐘碳化物調(diào)整的熱軋退火后，酸洗，接著施加壓下率30％的冷軋，作為中間退火，施加1050℃下45秒鐘的均熱和40℃/S的急冷熱處理，再酸洗，接著在150～200℃的溫度間施加壓下率為87％的軋制，制成最終板厚0.22mm的鋼板。
另外，將含C0.05％(重量)Si3.20％(重量)Mn0.15％(重量)Al0.014％(重量)S0.008％(重量)Sb0.005％(重量)B0.0005％(重量)及N0.007％(重量)(含B鋼)，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的晶粒取向電磁鋼用熱軋板，進行800℃、30秒鐘的熱軋板退火后，進行酸洗，接著在170℃溫度下施加壓下率為87％的軋制，制得最終板厚為0.34mm的鋼板。
接著，將這些鋼板進行脫脂處理后，含Bi鋼及含B鋼同時各分割成a)～g)作記號的7個小板卷，分別施加以下處理。
板卷a)，作為磁疇細分化處理，在鋼板表面由板寬方向以10°傾斜反復設置線狀溝，溝深25μm，溝寬250μm，朝長度方向的間距3mm，然后在850℃下進行2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火，對含Bi鋼，再在鋼板表面，以板寬方向30mm，長度方向60mm間距的稀疏分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒的瞬間加熱處理，另外對含B鋼，則在鋼板表面上，以板寬方向15mm，長度方向30mm間距的密集分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒的瞬間加熱處理。
板卷b)，作為磁疇細分化處理，在鋼板表面由板寬方向以10°傾斜反復設置線狀溝，溝深10μm，溝寬50μm，朝長度方向的間距3mm，然后在850℃下進行2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火，對含Bi鋼，再在鋼板表面上。以板寬方向30mm，長度方向60mm間距的稀疏分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒的瞬間加熱處理，另外對含B鋼，則再在鋼板表面上，以板寬方向15mm，長度方向30mm間距的密集分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒鐘的瞬間加熱處理。
板卷c)～e)，在850℃下進行2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火后，對含Bi鋼，在鋼板表面上，以板寬方向30mm，長度方向60mm間距的稀疏分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒的瞬間加熱處理，另外對含B鋼，再在鋼板表面上，以板寬方向15mm，長度方向30mm間距的密集分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒鐘的瞬間加熱處理。
板卷f)，在850℃下進行2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火后，對含Bi鋼，在鋼板表面上，以板寬方向15mm，長度方向30mm間距的密集分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒鐘的瞬間加熱處理，另外對含B鋼，再在鋼板表面上，以板寬方向30mm，長度方向60mm間距的稀疏分布，以1.5mm直徑的尺寸，通過65Ws能量投與條件下的點狀放電處理，施加數(shù)毫秒鐘的瞬間加熱處理。
板卷g)，作為比較材，僅在850℃下施加2分鐘的脫碳·一次再結(jié)晶退火處理。
接著，板卷a)～g)都在表面上涂布添加有TiO210％(重量)及Sr(OH)22％(重量)的MgO作為退火分離劑，然后卷取成板卷，供最終成品退火。
最終成品退火是將在N2中達到850℃，在H2和N2的混合氣氛中達到1150℃的以二次再結(jié)晶作為目的的處理，和接續(xù)的由1150℃在H2中保持5小時的以純化為目的的處理同時進行。
最終成品退火后，除去未反應的退火分離劑，然后涂布由50％(重量)的膠態(tài)氧化硅和磷酸鎂組成的張力涂布劑，制得制品。
但是，對于板卷c)，作為磁疇細分化處理，在鋼板寬度方向上，以線狀反復照射0.5mm寬度的等離子束(PJ)，朝軋制方向的間隔10mm，設置局部的線狀應變區(qū)域，作為制品。
另外，對于板卷d)，作為磁疇細分化處理，在鋼板寬度方向以線狀反復照射1.5mm寬度的等離子束(PJ)，朝軋制方向的間隔3mm，設置局部的線狀應奕區(qū)域，作為制品。
由這樣得到的各制品板上切出試料，為在高磁場中常使用的含Bi鋼測定W1850的鐵損值，為在低磁場中常使用的含B鋼測定W1550的鐵損值。
另外，使用各制品，通過縱切加工、剪斷加工及疊層加工作成樣品變壓器，測定W1550及W1850的值，然后對鋼板作低倍腐蝕測定晶粒粒徑。
在進行上述縱切加工、剪斷加工及疊層加工時，給予細心的注意，極力抑制附加應變。
對所得結(jié)果進行整理，示于表3。
由表3可知，在要求高磁場中的鐵損W1850低的B8值高的含Bi鋼中，微細晶粒個數(shù)比例高的(f)，鐵損和實機化因子優(yōu)良，另外，即使在微細晶粒個數(shù)比例低的場合，溝線的(b)，或者在與將PJ照射區(qū)域的間隔加長的(C)的復合效果下，也可減低在高磁場中的鐵損和實機化因子。
相反，在要求低磁場中的鐵損W1550低的B8低的含B鋼中，微細晶粒個數(shù)比例低的(f)鐵損優(yōu)良，而即使在微細粒個數(shù)比例高的場合，溝深的(a)，或者在與將PJ照射區(qū)的間隔減短的(d)的復合效果下，也可減低在低磁場中的鐵損和實機化因子。
可是，材料的磁場特性大體上依存于晶粒粒徑，在高磁場下的特性越好的高磁通密度材料，其晶粒粒徑越大。但是，存在于粗大晶粒中的構成本發(fā)明特征的3mm以下的微細晶粒，給不了材料的磁通密度以大的影響，因此有必要考慮除外。
因此，作為代表材料磁通密度特性的晶粒粒徑，在構成鋼板的晶粒當中，使用3mm以下晶粒除外殘余的即粒徑超過3mm的的晶粒的平均粒徑D(mm)，作為高磁場特性的指標。
在上述基礎上，通過實驗求出了，為得到良好的實機化因子，應當怎樣對應于D值來改變1)鋼板單位面積中的溝的適當體積密度范圍，2)鋼板單位面積中的局部施加應變區(qū)域的適當密度范圍，3)鋼板金屬表面的適當粗糙度的范圍，以及4)結(jié)晶方位增強處理中的晶界級差(BS，Boundary Step)的適當區(qū)域。
將所得到的結(jié)果示于圖4、圖5、圖6及圖7。
其中，V是一定面積的鋼板表面上存在的溝的體積(mm3)除以鋼板面積(mm2)的值，即每單位鋼板面積的溝的容積比，S是一定面積的鋼板表面存在的施加局部應變的區(qū)域(mm2)除以鋼板表面的值，即每單位鋼板面積的局部應變的總區(qū)域比S(無量綱數(shù))，Ra是除去鋼板的非金屬被膜后的金屬表面的平均粗糙度(μm)，BS是進行結(jié)晶方位增強處理時在晶界處產(chǎn)生的鋼板面的級差(μm)的平均值。
另外，在構成鋼板的晶粒中，使用除3mm以下晶粒之外的平均值即上述D值由式Bm＝0.2×logD+1.4算出Bm，對于算出Bm的變壓器測定鐵損，求出實機化因子。
由圖4、圖5、圖6及圖7可知，對應于超過3mm的晶粒的平均粒徑D，通過(1)將相對鋼板表面積的溝的體積比V(單位mm)規(guī)定在滿足以下式(1)關系的范圍，log10V≤-2.3-0.01×D…(1)或者(2)將相對鋼板表面積的局部應變施加區(qū)域比S規(guī)定在滿足以下式(2)關系的范圍，log10S≤-0.7+0.005×D…(2)或者(3)將鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面的平均粗糙度Ra規(guī)定在滿足以下(3)式關系的范圍，Ra≤0.3-0.1×log10D …(3)或者(4)對于在鋼板金屬表面施加的結(jié)晶方位增強處理，其晶界平均級差BS規(guī)定在滿足以下式(4)關系的范圍，BS≤3.0-log10D …(4)能夠使晶粒取向電磁鋼板的實機化因子更加提高。
如上所述，若將微細晶粒的形成技術和磁疇細分化技術相組合，則不僅能降低制品的鐵損值，而且能夠有效抑制伴隨高磁通密度化的二次再結(jié)晶晶粒粗大化而引起的實機化因子的增大，使變壓器的特性提高到與制品特性的提高相稱的性能。
本發(fā)明就是以上述大量的實驗，調(diào)查為基礎，進行反復銳意研究最終完成的。
BS規(guī)定在滿足以下式(4)關系的范圍為佳，BS≤3.0-log10D …(4)如此不僅鐵損特性，而且耐應變特性也實現(xiàn)了更有效的提高。各式中V(單位mm)，是將相當于溝斷面積×溝長度×溝的條數(shù)的合計容積(mm3)，除以作為對象的鋼板的表面積(mm2)得到的值，S(單位無量綱)，是將相當于線狀局部應變的寬×長度×條數(shù)的局部應變區(qū)域的總面積(mm2)，除以作為對象的鋼板的表面積得到的值，Ra，是在鋼板的金屬表面中心線測定的平均粗糙度的值(μm)，BS，是在鋼板表面施加結(jié)晶方位增強處理時，在晶界產(chǎn)生的級差的平均值(μm)。
也就是說，本發(fā)明的構成要點如下。
1、一種鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，是一種含有Si1.5～7.0％(重量)Mn0.03～2.5％(重量)，而且分別混有作為雜質(zhì)的C、S及N，將其抑制為C0.003％(重量)以下，S0.002％(重量)以下，N0.002％(重量)以下的電磁鋼板，在貫通鋼板板厚方向的晶粒中，在鋼板表面的粒徑為3mm以下的晶粒個數(shù)比例為65％以上98％以下。
2、如上述1中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其中貫通板厚方向，且在鋼板表面的粒徑為3mm以下的晶粒包括人為地規(guī)則配置的。
3、如上述1或2中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其中貫通板厚方向的全體晶粒在鋼板表面的粒徑值在8mm以上50mm以下。
4、如上述1、2或3中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其中在鋼板表面施加磁疇細分化處理。
5、如上述4中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其中所說的磁疇細分化處理是以下任意一種(1)在鋼板表面沿軋制方向反復設置深度50μm以下寬度350μm以下的溝，(2)在鋼板表層部沿軋制方向反復設置線狀的含有局部應變的區(qū)域，(3)使鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面平滑化，平均粗糙度Ra為0.3μm以下(4)在鋼板金屬表面施加結(jié)晶方位增強處理。
6、如上述5中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，在構成鋼板的晶粒中，貫通板厚方向的晶粒粒徑超過3mm大小的晶粒的平均粒徑設為D(mm)時(1)關于在軋制方向反復設置的溝，鋼板每單位面積的溝的總?cè)莘e比V(單位mm)滿足下式(1)的關系范圍log10V≤-2.3-0.01×D…(1)(2)關于在軋制方向反復設置的線狀局部應變，鋼板每單位面積的局部應變的總區(qū)域比S(單位無量綱)滿足下式(2)的關系范圍log10S≤-0.7+0.005×D …(2)(3)關于鋼板金屬表面和非金屬被膜界面的平均粗糙度Ra，Ra滿足下式(3)的關系范圍Ra≤0.3-0.1×log10D …(3)(4)關于在鋼板金屬表面進行的結(jié)晶方位增強處理，其晶界平均級差BS滿足下式(4)的關系范圍BS≤3.0-log10D …(4)7、一種鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將含C0.010～0.120％(重量)，Si1.5～7.0％(重量)及Mn0.03～2.5％(重量)，且含有規(guī)定量的抑制劑成分的組成的含硅鋼的板坯，進行熱軋，按必要施行熱軋板退火，然后通過一次或在中間進行中間退火的冷軋而達到最終板厚，然后進行一次再結(jié)晶退火接著進行二次再結(jié)晶退火，在采用上述一系列工序制造晶粒取向電磁鋼板時，在由一次再結(jié)晶退火途中到二次再結(jié)晶開始之間，在鋼板內(nèi)部向鋼板面的投影區(qū)域以當量圓直徑計為0.05～3.0mm大小人為而且離散地設置1)使異常晶粒生長驅(qū)動力增加的區(qū)域或2)抑制劑抑制力消失化處理區(qū)域或3)二次再結(jié)晶晶粒生長抑制區(qū)域8、如上述7中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，規(guī)則地配置。
1)使異常晶粒生長驅(qū)動力增加的區(qū)域或2)抑制劑抑制力消失化處理區(qū)域或3)二次再結(jié)晶晶粒生長抑制區(qū)域9、如上述7或8中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使異常晶粒生長驅(qū)動力增加的區(qū)域，是使一次再結(jié)晶晶粒微?；膮^(qū)域或應變導入?yún)^(qū)域。
10、如上述9中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在使異常晶粒成長驅(qū)動力增加的區(qū)域是應變導入?yún)^(qū)域的場合，對于該區(qū)域?qū)胱畲髴兞繛?.005～0.70的應變。
11、如上述7、8、9或10中所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其中使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的應變導入方法是用表面具有小突起的比鋼板還硬的物體壓在鋼板表面的方法、在鋼板表面和電極之間施加高電壓而局部通電或放電的方法、用高溫點激光瞬間照射的方法及脈沖激光局部照射的方法中的任一種。
12、一種耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將含C0.010～0.120％(重量)，Si1.5～7.0％(重量)，Mn0.03～2.5％(重量)，且含有作為抑制劑成分的由Al、B、Bi、Sb和Te中選出的一種或兩種以上的元素的晶粒取向電磁鋼用的熱軋鋼板，按必要進行熱軋板退火后，設置最終冷軋壓下率為80～95％，進行一次或在中間進行中間退火的兩次以上的冷軋而達到最終板厚，然后進行一次再結(jié)晶退火。接著在施加最終成品退火而使之二次再結(jié)晶后的鋼板表面上，在0.1～4.5mm的區(qū)域點狀地施加應變，然后在700℃以上的溫度下退火，產(chǎn)生3mm以下尺寸的微細晶粒。
13、上述12中所述的耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在二次再結(jié)晶后的鋼板表面上人為地規(guī)則配置施加應變的區(qū)域。
14、上述1、2或3中所述的耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，未貫通鋼板板厚方向的微細晶粒相對于貫通板厚方向的所有晶粒數(shù)占4倍以上的個數(shù)。
本發(fā)明更為詳細的內(nèi)容，通過以下的說明、實施例及附圖即可清楚。
以下對本發(fā)明作具體說明。
首先，針對本發(fā)明的電磁鋼板，說明將其成分組成限定在上述范圍內(nèi)的理由。
Si1.5～7.0％(重量)Si是提高制品電阻減低鐵損的有效成分，因此含有1.5％(重量)以上，但超過7.0％(重量)時硬度變高使制造和加工困難，因此限定在1.5～7.0％的范圍內(nèi)。
Mn0.03～2.5％(重量)Mn與Si同樣，也有提高電阻的作用，另外有使制造時熱加工容易的作用，因此必須至少含有0.03％(重量)，但當超過2.5％(重量)時，熱處理時引起r變態(tài)；使磁特性劣化，因此規(guī)定含量范圍為0.03～2.5％(重量)。
C0.003％(重量)以下、S0.002％(重量)以下、N0.002％(重量)以下C、S和N都具有對磁特性有害的作用，特別是使鐵損劣化，因此規(guī)定分別抑制為C0.003％(重量)以下，S0.002％(重量)以下，N0.002％(重量)以下。
再者，在制造電磁鋼板時，鋼中除上述元素外，含有引起二次再結(jié)晶的抑制劑成分是不可欠缺的。作為這種抑制劑成分，Al、B、Bi、Sb、Mo、Te、Se、S、Sn、P、Ge、As、Nb、Cr、Ti、Cu、Pb、Zn及In等適宜有效，可以單獨或復合地含有這些元素。
以下說明對構成鋼板的晶粒進行限定的理由。
本發(fā)明中重要的晶粒是貫通板厚方向的晶粒。因為這些貫通晶粒使得在晶界生成許多磁極，相信能有大的靜磁能的增加。
在此，各晶粒的粒徑，用具有與鋼板表面中晶粒的面積同樣面積的圓的直徑(當量圓直徑)表示。而平均晶粒粒徑則規(guī)定是用一定面積中所包含的上述晶粒的個數(shù)去除該面積，用該值的當量圓直徑表示。
為了得到本發(fā)明所期望的耐應變特性優(yōu)良，并且實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，對于這樣的貫通晶粒的分布而言，粒徑3mm以下的晶粒個數(shù)比例為65％以上98％以下是必須條件。這是因為，3mm以下的微細晶粒的個數(shù)比例不足65％時，不能因微細晶粒的存在而得到靜磁能增加的作用，導致耐應變特性的劣化和實機化因子的增大，使變壓器的鐵損的劣化，另一方面，3mm以下的微細晶粒的個數(shù)比例超過98％時，制品的磁通密度降低，使鐵損劣化。另外，微細晶粒的個數(shù)比例在75％以上時，能看出特別顯著的實機化因子的減低和耐應變特性提高的效果。
這樣的3mm以下的微細晶粒，可利用自然發(fā)生的微細結(jié)晶，但此外為了使存在于晶界的磁極均勻分布在鋼板中，靜磁能的分布變得一樣，因此人為規(guī)則地配置更佳。籍此使磁通流均一，抑制渦電流損失局部異常增大的鐵損增加現(xiàn)象。
因而，在為使上述那樣的微細晶粒發(fā)生而進行各種處理的區(qū)域中，在鋼板面內(nèi)如圖8所示那樣離散地分布是有效的，但在特別均勻分散的情況下，使磁通密度降低等的害處少，另外應變感受性降低的效果也增加，因此在鋼板面內(nèi)不是無規(guī)則地分散存在各種處理區(qū)域，而當然是如圖9和圖10所示的那樣。人為規(guī)則地配置，以得到最優(yōu)良的效果。
這一點，例如象圖11所示那樣，在生成線狀的伸長的人工晶粒時，導致制品的磁通密度大幅度劣化，鐵損反而增加。
優(yōu)選的是，使微細粒離散存在的間隔定為5mm以上。
在圖8至圖11中，9是軋制方向，10是異常晶粒生長增加驅(qū)動力處理朝軋制方向反復處理間隔，11是異常晶粒生長增加驅(qū)動力處理朝與軋制方向垂直方向的反復處理間隔。
再有，鋼板的平均晶粒粒徑定為8mm以上50mm以下為佳。這是因為，平均粒徑不足8mm時，結(jié)晶方位的集積度的降低進而有使磁通密度發(fā)生降低的情況，因此難以得到穩(wěn)定優(yōu)良的鐵損值，而當平均粒徑超過50mm時，多有實機化因子劣化，或耐應變特性劣化的情況。
如上所述，通過在鋼中使3mm以下的微細晶粒與15mm以上的粗大晶?；旌洗嬖?，可得到磁通密度高，且鐵損低、耐應變特性和實機特性也優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板。但是，為了進一步減低鐵損特性，再施加磁疇細分化處理是有利的。
因此，在本發(fā)明中，作為磁疇細分化處理技術，并用了線狀應力的施加，線狀溝的形成，表面平滑化處理以及結(jié)晶方位增強處理等。
可是，根據(jù)本發(fā)明人的研究，上述那樣的磁疇細分化技術都與鋼板的晶粒大小，特別與粒徑超過3mm大小的晶粒的平均粒徑強烈相關，已經(jīng)查明，對應于該晶粒的平均粒徑，有適宜的范圍。
即，將構成鋼板的晶粒內(nèi)，貫通板厚方向的晶粒中粒徑超過3mm大小的晶粒的平均粒徑設為D時，最好(1)關于在軋制方向反復設置的溝，鋼板每單位面積的溝的總?cè)莘e比V(單位mm)滿足下式(1)的關系范圍log10V≤-2.3-0.01×D…(1)(2)關于在軋制方向反復設置的線狀局部應變，鋼板每單位面積的局部應變的總區(qū)域比S(單位無量綱)滿足下式(2)的關系范圍log10S≤-0.7+0.005×D …(2)(3)關于鋼板金屬表面和非金屬被膜界面的平均粗糙度Ra，Ra滿足下式(3)的關系范圍Ra≤0.3-0.1×log10D …(3)(4)關于在鋼板金屬表面進行的結(jié)晶方位增強處理，其晶界平均級差BS滿足下式(4)的關系范圍BS≤3.0-log10D …(4)這樣不僅鐵損特性，而且耐應變特性和實機特性都實現(xiàn)更有利的提高。式中V(單位mm)，是將相當于溝斷面積×溝長度×溝的條數(shù)的合計容積(mm3)，除以作為對象的鋼板的表面積(mm2)得到的值，S(單位無量綱)，是將相當于線狀局部應變的寬×長度×條數(shù)的局部應變區(qū)域的總面積(mm2)，除以作為對象的鋼板的表面積得到的值，Ra，是在鋼板的金屬表面中心線測定的平均粗糙度的值(μm)，BS，是在鋼板表面施加結(jié)晶方位增強處理時，在晶界產(chǎn)生的級差的平均值(μm)。
作為溝的形成方法，采用對鋼板表面進行蝕刻的方法和上齒輪滾碎機形成溝的方法，而作為局部應變的導入方法，采用旋轉(zhuǎn)體壓，用激光照射及等離子束照射等，這些歷來公知的方法都適合。
另外，作為使鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面平滑化的方法，采用抑制鎂橄欖石被膜的形成，或在除去鎂橄欖石被膜后，通過酸洗、研磨、化學研磨或研削等手段減低鋼板表面粗糙度的方法都適合。
所謂結(jié)晶方位增強處理，是抑制鎂橄欖石被膜的形成，或在除去鎂橄欖石被膜后，在鹵素化合物的水溶液中對鋼板表面進行電解處理，僅使特性的結(jié)晶方位的面優(yōu)先殘存的方法。在本發(fā)明中，這種方法也是適宜有效的。
未貫通鋼板板厚方向的微細晶粒，在晶界生成的磁極量僅一點點，因此不能期待與本發(fā)明有關的效果，但可以期待磁疇細分化效果，能夠使制品的鐵損值減低。為得到這樣的效果，未貫通鋼板板厚方向的微細晶粒，相對于貫通板厚方向的全部晶粒數(shù)占4倍以上的個數(shù)為佳。
另外，這樣的晶粒取向電磁鋼板的表面按照要求在存在絕緣物的狀態(tài)下使用。此時，既可以存在以最終成品退火時形成的鎂橄欖石作為主成分的絕緣被膜，也可再在其上被復張力涂層。
以下說明本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板的制造方法。
首先敘述對材料成分組成的限定理由。
C0.010～0.120％(重量)C含量不足0.010％(重量)時，得不到改善組織的效果，二次再結(jié)晶不完全，磁特性劣化，另一方面，超過0.120％(重量)時，在脫碳退火中不能充分除去，同樣導致磁特性的劣化，因此將C量限定在0.010～0.120％(重量)的范圍內(nèi)。
Si1.5～7.0％(重量)Si使電阻增加，使鐵損有效地減低，但不足1.5％(重量)時缺乏這種添加效果，另一方面當超過7.0％(重量)時，加工性劣化，其制造本身和制品的加工變得極困難，因此限定在1.5～7.0％(重量)的范圍內(nèi)。
Mn0.03～2.5％(重量)Mn也和Si同樣，不僅對提高電阻有用，而且對熱加工性的改善也有效，但不足0.03％(重量)時缺乏這種添加效果，另一方面，在超過2.5％(重量)時，引起熱處理時的γ變態(tài)，導致磁特性的劣化，因此限定在0.03～2.5％(重量)的范圍內(nèi)。
在鋼中除上述元素之外，含有引起二次再結(jié)晶的抑制劑成分是不可缺少的，作為對制造具有特別優(yōu)良的高磁通密度的晶粒取向電磁鋼板適宜的抑制劑成分，較佳的是由Al、B、Bi、Sb及Te中選擇的1種或2種以上元素。
其中，對于Al、Sb及Te，含量范圍必須為0.005～0.060％(重量)，對于B，含量范圍必須為0.0003～0.0025％(重量)，對于Bi，含量范圍必須為0.0003～0.0090％(重量)，這是因為，對上述任何元素，在不足下限時，得不到作為抑制劑所期望的抑制一次再結(jié)晶晶粒生長的效果，相反超過上限時，發(fā)生晶界破裂的惡劣影響，使制品的表面性狀劣化。
作為抑制劑，其它公知的還有Se、S、Sn、P、Ge、As、Nb、Cr、Ti、Cu、Pb、Zn和In等，可以在0.005～0.3％(重量)的范圍內(nèi)適宜地進行添加。另外，作為抑制劑元素，雖然僅單獨添加1種也發(fā)揮作用，但是優(yōu)選采用2種以上的復合添加則更佳。
關于其它的添加元素，對于得到高磁通密度不一定是必需的，但例如Mo等對鋼板的表面性狀具有改善的效果，因此適當?shù)睾惺怯欣摹?br> 調(diào)整成所希望的適宜成分組成的鋼坯，采用公知的熱軋方法制成熱軋鋼板后，按必要進行熱軋板退火，再經(jīng)過1次或夾有中間退火的2次以上的冷軋，達到最終板厚。
在其進行最終冷軋時，通過調(diào)整壓下率控制二次再結(jié)晶時生長的晶粒的方位，但在壓下率不足80％時，因方位差的晶粒往往多數(shù)再結(jié)晶而得不到高的磁通密度，另一方面，當超過95％時，二次再結(jié)晶晶核生成的概率極端降低，使二次再結(jié)晶有不穩(wěn)定的傾向，因此，最終冷軋的壓下率定為80～95％為佳。
另外，在進行上述軋制時，使公知的溫軋和道次間時效處理相組合，對于磁通密度的進一步提高是有利的。
也可以在熱軋板退火和中間退火中進行弱脫碳處理。
再者，在磁疇細分化處理是利用線狀溝的場合，在其最終冷軋后于鋼板表面設置線狀溝為佳。
接著，進行一次再結(jié)晶退火，但按照此時的要求也可同時兼作脫碳處理，使C量達到規(guī)定值以下。
在由一次再結(jié)晶退火途中到二次再結(jié)晶開始之間，采用本發(fā)明的最為重要的技術，在鋼板內(nèi)部局部設置使異常晶粒生長驅(qū)動力增加的區(qū)域。
此處，由于朝板厚方向的晶粒生長比較容易發(fā)生，所以在板厚方向上，不一定必須遍及板厚整體設置這樣的區(qū)域，即使在板厚方向上設置一部份這種區(qū)域，就其效果而言是同等的。
但是，此區(qū)域向鋼板表面的投影區(qū)域，用當量圓直徑計則必須規(guī)定為0.05mm以上3.0mm以下。這是因為，在不足0.05mm時，屢次由從其后發(fā)生的通常的二次再結(jié)晶最終蠶食消滅，另一方面，超過3.0mm時，生成的細微晶粒的大小也超過3.0mm，因此導致磁通密度的降低，鐵損增大。
施加這種處理的區(qū)域，必須是3.0mm以下的狹小區(qū)域，而例如在沿長度延伸的區(qū)域進行處理的場合，會在處理區(qū)域內(nèi)生成方位差的晶粒，引起材料磁通密度大幅度劣化，導致鐵損增加。
關于制造工序中設置這樣區(qū)域的時間，若在一次再結(jié)晶前，則因新的一次再結(jié)晶晶粒的生成而將此區(qū)域消滅，所以沒有效果，另一方面，若在二次再結(jié)晶開始后，則微細晶粒在該區(qū)域內(nèi)沒有核生成-晶粒生長的時間，而由二次再結(jié)晶晶粒蠶食，因此同樣失去效果。
使異常晶粒生長驅(qū)動力增加的方法，如前述那樣，有(1)導入應變的方法，(2)使一次再結(jié)晶晶粒微細化的方法，(3)通過強化抑制劑的抑制力的方法等，其中以(1)、(2)的方法為佳，而其中(1)的方法在人為產(chǎn)生和控制微細晶粒方面特佳。
另外，導入鋼板的應變量，在不足0.005時，有不生成微細晶粒的情況，作用變得不穩(wěn)定，另一方面，若超過0.70時，在同一位置生成多數(shù)微細晶粒的傾向強，經(jīng)過努力比較可知，其效果變差，因此導入應變量規(guī)定在0.005～0.70的范圍內(nèi)為佳。
在工業(yè)上，作為使這樣的異常晶粒生長驅(qū)動力增加的區(qū)域高能率地穩(wěn)定進行設置的方法，特別優(yōu)良的方法是如圖13所示那樣，將表面具有小突起的比鋼板更硬的物體壓在鋼板表面的方法、和圖14所示的，在鋼板表面和電極之間施加高電壓局部通電或放電的方法、以及瞬間照射高溫點激光的方法和局部照射脈沖激光的方法等。
這里所說的高溫點激光，是二氧化碳激光等那樣的連續(xù)振蕩的大容量激光，是對鋼板表面的局部照射僅數(shù)百毫秒以下的短時間，以進行加熱。而所謂脈沖激光，是使用Q開關等，經(jīng)短時間、高密度地光束化，可對鋼板的局部施加極強的沖擊力。
使異常晶粒生長驅(qū)動力提高的另一方法是使一次再結(jié)晶晶粒微?；姆椒ǎ瑢嶒灲Y(jié)果表明，可以采用由鋼板表面局部滲碳，利用熱處理中的α-γ變態(tài)而使局部微?；姆椒?。
另外，作為強化抑制劑的抑制力的方法，可采用由鋼板表面局部滲氮，生成氮化硅或氮化鋁，從而使抑制力局部增大的方法。
另外，在上述熱處理之外，為得到微細晶粒，采用各種方法使抑制劑的抑制力消失，這從原理上講是可行的。例如有在鋼板表面上點狀地涂布MnO2或Fe2O3等使抑制劑分解的化合物的方法。
也可以采用將金屬Sn或Sb點狀涂布在鋼板表面，在最終成品退火中抑制生成的二次再結(jié)晶晶粒的生長的方法，使得微細晶粒點狀地產(chǎn)生。
如上述那樣人為設置使異常晶粒驅(qū)動力提加的區(qū)域后，按必要涂布退火分離劑，然后進行最終成品退火使之二次再結(jié)晶。最終成品退火升溫達1200℃左右的高溫，也可在純化退火時形成鎂橄欖質(zhì)的基底被膜。
然后，在鋼板表面涂布絕緣涂層，得到制品，但也可在涂布涂層之前使鋼板表面鏡面化，進行結(jié)晶方位增強處理。另外，也可采用張力涂層作為絕緣涂層。
作為控制微細晶粒發(fā)生的其它方法，有在二次再結(jié)晶后的鋼板表面上點狀地施加應變后，在700℃以上進行退火的方法。
此時，作為施加應變的區(qū)域，0.1～4.5mm的尺寸是適宜的。這是因為該區(qū)域不足0.1mm時，因其后的700℃以上的退火，使不能達到再結(jié)晶的應變被除去，所以不能使3mm以下尺寸的微細晶粒發(fā)生，而超過4.5mm的尺寸時，新再結(jié)晶的晶粒尺寸超過3mm，使制品的磁通密度劣化。
通過對這樣的區(qū)域施加應變、進行退火，可得到新再結(jié)晶的微細晶粒，但此時的退火溫度必須為700℃以上。這是因為，溫度不足700℃時，不僅不產(chǎn)生新的再結(jié)晶，而且在鋼板中殘留應變，反而使制品的磁特性劣化。
這樣的700℃以上的退火，也可利用烘干絕緣涂層的退火。
為了得到進一步降低鐵損的效果，在二次再結(jié)晶后的鋼板上進行公知的磁疇細分化處理，可以或是進行在線狀區(qū)域照射等離子流或激光的處理，或是進行用突起輥設置線狀凹下區(qū)域的處理。
作為磁疇細分化處理，在利用等離子流或激光進行照射時，在二次再結(jié)晶后的鋼板表面施加預定的處理為佳。另外，也可在此階段用突起輥設置線狀溝區(qū)域。
在利用界面平滑化處理或結(jié)晶方位增強處理的場合，抑制鎂橄欖石被膜的形成、或是除去鎂橄欖石被膜后施加預定的處理，然后涂布絕緣涂層為好。
按照上述的制造方法，能夠得到鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的高磁通密度的晶粒取向電磁鋼板，特別是通過使3mm以下的微細晶粒與15mm以上的粗大晶粒共同混合存在，可制得磁通密度高，鐵損低的制品，并且可以組裝起實機鐵損極低的優(yōu)質(zhì)變壓器。
實施例實施例1將含C0.08％(重量)，Si3.35％(重量)，Mn0.07％(重量)，Al0.02％(重量)，Sb0.05％(重量)及N0.008％(重量)，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1410℃后，用常法軋成2.2mm厚的熱軋鋼板。接著經(jīng)1000℃、30秒鐘的熱軋板退火后，進行酸洗，冷軋至1.5mm厚。然后，在1080℃進行50秒鐘的中間處理后，通過220℃的鋼板溫度下的溫軋軋成0.22mm的最終板厚。接著，脫脂處理后，在850℃下進行2分鐘的脫碳退火，再將鋼板分割成兩半，一半直接涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。而對剩下的一半，使用圖12所示的裝置，在鋼板表面1.5mm尺寸的區(qū)域施加1KV瞬時的放電處理，通過這樣的瞬時高溫處理，施加異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理。按圖11所示的圖形，以長度方向間距10mm，寬度方向間距15mm反復設置這樣的區(qū)域，然后同樣涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
在圖12中，1是確定處理時間的門脈沖，2是高壓電源，3是電極，4是異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理區(qū)域，5是對電極，6是鋼板。
接著，作為最終成品退火，將所得的板卷，在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，在850℃保持25小時后，在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后將這些板卷除去未反應的退火分離劑，涂布烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，用等離子流施加磁疇細分化處理，得到制品。
此處，進行等離子流照射的條件是，在板寬方向上以線狀反復照射，照射寬度0.05mm，朝軋制方向的間隔5mm。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬250mm，高度900mm，厚度300mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺盡可能在制造時不施加應變，另一臺為實驗評價施加應變的效果，在加工時，將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上以便有意地附加應變，進行制造。
對這樣的變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查，將結(jié)果與對材料磁特性的調(diào)查結(jié)果一起，示于表4。
另外，對材料低倍腐蝕測定得到的3mm以下的晶粒的個數(shù)比例，和超過3mm的晶粒的平均粒徑D的調(diào)查結(jié)果，也一并示于表4。
由表4可看出，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際的變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例2將含有C0.08％(重量)、Si3.35％(重量)、Mn0.07％(重量)、Al0.02％(重量)、Bi0.005％(重量)及N0.008％(重量)，其余由Fe及不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1400℃后，用常法軋成2.6mm厚的熱軋鋼板。接著，在1100℃下進行30秒的熱軋板退火后，進行酸洗，通過250℃鋼板溫度下的溫軋軋成0.34mm的最終板厚。接著經(jīng)脫脂處理后，在850℃下進行2分鐘的脫碳退火，然后將鋼板分為兩半，一半直接涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。而剩下的一半，為抑制二次再結(jié)晶晶粒的生長，在鋼板表面0.1～2.0mm尺寸的區(qū)域附著Sn。這種Sn的附著，通過使Sn的熔融液滴飛散到鋼板表面而進行。然后，同樣涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
然后，作為最終成品退火，將所得到的板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，接著在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時之后降溫然后，對這些板卷除去未反應的退火分離劑后，涂布烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，用等離子流施加磁疇細分化處理，得到制品。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬300mm，高度1100mm，厚度250mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造時盡可能不施加應變，而另1臺為實驗評價施加應變的效果，在做這些加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪，以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
將對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，與對材料磁特性的調(diào)查結(jié)果一并示于表5。
另外，對材料進行低倍腐蝕測定得到的3mm以下晶粒的個數(shù)比例和平均粒徑進行調(diào)查的結(jié)果也一并示于表5。
由表5可看出，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際的變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例3將表6所示成分組成的鋼的板坯加熱到1430℃后，用常法軋成2.66mm厚的熱軋鋼板。接著，在1000℃下進行30秒的熱軋板退火后，酸洗，再冷軋成1.8mm厚，然后在1050℃下進行50秒鐘的中間處理，通過230℃的鋼板溫度下的溫軋，軋成0.26mm的最終板厚。接著，在脫脂處理后，作為磁疇細分化處理，由板卷寬度方向成15°的角度反復設置線狀的溝，其條件為寬度50μm，深度25μm，朝板卷長度方向的間距4mm，然后在850℃下進行2分鐘的脫碳退火。
接著，將此鋼板分成兩半，一半直接涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。
剩下的一半，使在鋼板表面1.5mm尺寸的區(qū)域內(nèi)附著Fe2O3粉末，形成抑制劑的抑制力消失區(qū)域。沿板卷長度方向的間距5mm，寬度方向的間距10mm反復設置這樣的區(qū)域。然后同樣涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，在850℃保持25小時后，在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后，對這些板卷除去未反應的退火分離劑之后，涂布烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，得到制品。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬200mm、高度800mm、厚度350mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造時盡可能不施加應變，另外1臺為實驗評價施加應變的效果，在進行這些加工時，將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對于這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，與對材料磁特性進行調(diào)查的結(jié)果，一并示于表7。
另外，對材料作低倍腐蝕測定的3mm以下的晶粒個數(shù)比例和平均粒徑的調(diào)查結(jié)果，也一并示于表7。
*B，N為ppm
如表8所示，使用本發(fā)明晶粒取向電磁鋼板的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際變壓器的鐵心材料優(yōu)良。
另外，在發(fā)明例A2中，于低倍腐蝕后的組織內(nèi)在用突起輥施加線狀應力的區(qū)域中，辨認出線狀的的未到達鋼板板厚1/2這樣尺寸的多數(shù)目的晶粒群。
實施例5將含有C0.08％(重量)，Si3.40％(重量)，Mn0.04％(重量)，Al0.02％(重量)，Cu0.15％(重量)，Mo0.010％(重量)，Bi0.005％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1410℃后，用常法軋成2.6mm厚的熱軋鋼板。接著，進行由1125°下30秒的均熱處理和用噴霧水噴射造成的40℃/S的急冷所組成的熱軋板退火，然后進行酸洗，通過在250℃鋼板溫度下的溫軋軋成最終板厚0.34mm。接著進行脫脂處理后，將鋼板分成3份，一份在850℃下進行2分鐘脫碳退火后，涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例1)。另一份在850℃進行2分鐘脫碳時，在升溫到850℃后，將圖14所示形狀的陶瓷制的輥一邊使其與鋼板的走行速度同步地回轉(zhuǎn)，一邊壓在鋼板上，按照圖11所示的圖樣，在軋制方向以20mm的反復間隔施加寬2.0mm的、沿板寬方向延伸的、線狀的異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理。脫碳退火后，與比較例1同樣，涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例2)。剩余的一份在850℃下進行2分鐘的脫碳退火時。同樣在升溫到850℃后，將圖13所示形狀的陶瓷制的輥，使之一邊與鋼板走行速度周期回轉(zhuǎn)，一邊壓在鋼板上，按圖10所示的圖樣，在鋼板上施加2.0mm尺寸的局部的晶粒生長驅(qū)動力增加處理。然后，按照板卷長度方向間隔25mm，寬度方向間隔20mm反復作這樣的處理。
圖13中，7是小突起，圖14中，8是線狀突起。
圖15用三元粗糙度表示了用小突起壓過的部分的表面形狀之一例。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，接著在25℃的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后對這些板卷除去未反應的退火分離劑，再涂布烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，得到制品。
用這些板卷進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬300mm，高度1100mm，厚度250mm的三相變壓器各2臺，此時，1臺在制造中盡可能不施加應變，另一臺為實驗評價施加應變的效果，在加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料磁特性調(diào)查的結(jié)果一并示于表9。
對材料低倍腐蝕測定的3mm以下晶粒的個數(shù)比例和平均粒徑，其調(diào)查結(jié)果也一并示于表9。
由表9可知，在施加異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理的區(qū)域為線狀的比較例2中，制品的磁通密度大幅度下降，而實機化因子也高，變壓器特性劣化。
與此相反，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板的變壓器實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際的變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例6將表10所示成分組成的鋼的板坯加熱到1430℃后，用常法軋成2.66mm厚的熱軋鋼板。接著，在1000℃下進行30秒的熱軋板退火后，酸洗，再冷軋成1.8mm厚，然后在1050℃進行50秒鐘的中間處理，再通過230℃的鋼板溫度的溫軋，軋成最終板厚0.26mm。接著，在850℃下進行2分鐘的脫碳退火。
接著，將鋼板分成兩半，一半直接涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。
剩下的一半，將圖13所示形狀的高C淬火鋼制的輥一邊使之與鋼板走行速度同步地回轉(zhuǎn)，一邊壓在鋼板上，按圖9所示的圖樣，對于作為最大應力量具有0.15的1.5mm尺寸的區(qū)域，對鋼板施加局部的晶粒生長驅(qū)動力增加處理。然后，以板卷長度方向間距25mm，寬度方向間距20mm反復設置這樣的區(qū)域，然后，同樣涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，在850℃保持25小時后，在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后，對這些板卷除去未反應的退火分離劑，再涂布烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，得到制品。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬200mm，高度800mm，厚度350mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造中盡可能不施加應變，另一臺為實驗評價施加應變的效果，在作這些加工時將具有50mm球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料磁特性進行調(diào)查的結(jié)果，一并示于表11。
另外，對材料低倍腐蝕測定的3mm以下晶粒的個數(shù)比例和平均粒徑的調(diào)查結(jié)果，也一并示于表11。<
B，N為ppm[表11
由表11可知，使用本發(fā)明晶粒取向電磁鋼板的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例7將含有C0.08％(重量)，Si3.40％(重量)，Mn0.09％(重量)，Al0.02％(重量)，Cu0.05％(重量)，Nb0.005％(重量)，Ni0.2％(重量)，Sb0.045％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1430℃后，用常法軋成2.2mm的熱軋鋼板。接著，酸洗后，經(jīng)冷軋軋成1.5mm的中間厚度，然后進行由1100°下30秒均熱處理和噴霧水噴射造成的40℃/S的急冷所組成的中間退火，接著，酸洗后，通過250℃鋼板溫度下的溫軋軋成0.22mm的最終板厚。接著，進行脫脂處理后，將鋼板分成兩半，一半在850℃下進行2分鐘脫碳退火后，然后涂布以SiO2作為主成分的退火分離劑(比較例)。
剩下的一半鋼板，在850℃下經(jīng)2分鐘脫碳退火后，進行脈沖激光照射，在鋼板表面間隔2-30mm，尺寸2.0mm離散地在鋼板中設置，對鋼板施加具有0.01-0.08應變的進行過增加晶粒生長驅(qū)動力處理的區(qū)域。接著，與比較例同樣，涂布以SiO2作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃保持25小時后，在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃再在H2中保持5小時后降溫。在這樣得到的板卷上，看不出表面氧化物膜的生成。
然后，直接涂布烘干含有B2O3的張力涂層，得到制品。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工、分別制造鐵芯柱寬300mrn，高度1100mm，厚度250mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造中盡可能不施加應變，另一臺為了實驗評價施加應變的效果，加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地施加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料磁特性進行調(diào)查的結(jié)果一并示于表12。
對材料低倍腐蝕測定的3mm以下晶粒的個數(shù)比和平均粒徑也一并示于表12。
如表12示出的那樣，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例8將含有C0.08％(重量)，Si3.40％(重量)，Mn0.04％(重量)，Al0.02％(重量)，Cu0.15％(重量)，Ni0.10％(重量)，Bi0.005％(重量)，Sb0.04％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1430℃后，用常法軋成2.6mm厚的熱軋鋼板。接著，施加由750℃下3秒均熱處理所組成的碳化物調(diào)整處理，酸洗后，通過冷軋軋成1.8mm的中間厚度，然后進行由1125°下30秒均熱處理和用噴霧水噴射造成的40℃/S的急冷所組成的中間退火。
接著進行酸洗，然后通過230℃鋼板溫度下的溫軋軋成0.26mm的最終板厚。接著進行脫脂處理后，將鋼板分割成5份，一份在850℃下進行2分鐘脫碳退火后，涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。
剩余的4份，在850℃進行2分鐘的脫碳退火時，升溫到850℃之后，將圖12所示形狀的陶瓷制的輥子，一邊與鋼板走行速度同步地回轉(zhuǎn)，一邊壓在鋼板上，按圖10所示的圖樣，以板卷長度方向間距25mm，寬度方向間距20mm，施加2.0mm尺寸的局部的增加晶粒生長驅(qū)動力的處理。此時，對于三份板卷，在脫碳退火前于鋼板表面上，使圖15所示的具有線狀突起的陶瓷制的輥子與走行的板卷同步地回轉(zhuǎn)，在兩份上形成深5μm、寬100μm、向板寬方向延伸的、軋制方向間距5mm的溝，而另一份則形成深30μm、寬500μm、向板寬方向延伸的、軋制方向間距2mm的溝。脫碳退火后，這4份板卷與比較例同樣，涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(發(fā)明例)。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，再在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中，以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后對這些板卷除去未反應的退火分離劑，涂布并烘干含有50％膠態(tài)氧化硅的張力涂層，得到制品。但是，在設置深5μm的溝的二份板卷中，對1分涂布并烘干張力涂層后，在板寬方向以0.3mm的間距照射0.1mm直徑的激光束(軋制方向間距10mm)，設置線狀的局部應變區(qū)域。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工、分別制造鐵心寬300mm，高度1100mm、厚度250mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造時盡可能不施加應變，另1臺為了實驗評價施加應變的效果，在加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料磁特性的調(diào)查結(jié)果一并示于表13。
對材料低倍腐蝕測定的3mm以下晶粒的個數(shù)比例和超過3mm晶粒的平均粒徑D的調(diào)查結(jié)果也一并示于表13。
作為為變壓器鐵損測定的Bm，由這些制品的D值的平均值＝56mm，又由Bm＝0.2×log1056+1.4＝1.75，取Bm＝1.75T內(nèi)的值。
由該表可知，施加了異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理的發(fā)明例，制品的鐵損與比較例相比大幅度降低，而且實機化因子也低，變壓器特性優(yōu)良。
特別是在將溝的容積相對于平均粒徑D取適當范圍的場合，變壓器的實機化因子最小，耐應變特性也極良好，作為實際變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例9將含有C0.05％(重量)，Si3.15％(重量)，Mn0.35％(重量)，Al0.017％(重量)，Sb0.005％(重量)，B0.0005％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1180℃后，用常法軋成2.4mm厚的熱軋鋼板。接著在800℃進行30秒的熱軋板退火，酸洗后，通過195℃鋼板溫度的溫軋，軋成0.34mm的最終厚度，接著進行脫碳處理后，在820℃進行2分鐘的脫碳退火。
接著，將鋼板分割成4份，1份在1000℃進行3分鐘二次再結(jié)晶退火后，涂布并烘干涂層處理液，得到制品(比較例)。
剩余的3份板卷，在1000℃、3分鐘二次再結(jié)晶退火的途中，于二次再結(jié)晶開始前的升溫過程中，在爐內(nèi)照射點激光，按圖10所示的圖樣，對2.5mm尺寸的局部區(qū)域?qū)︿摪迨┘泳ЯＩL驅(qū)動力增加處理。并以板卷長度方向間距30mm，寬度方向間距23mm反復設置這樣的區(qū)域。然后涂布并烘干涂層處理液，得到制品，但對于3份板卷中的2份，在涂布涂層處理液前進行化學研磨，使鋼板的表面粗糙度1份為0.07μm，另1份為0.26μm。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬200mm，高度800mm，厚度350mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造中盡可能不施加應變，另1臺為了實驗評價施加應變的效果，在加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料磁特性進行調(diào)查的結(jié)果，一并示于表14。
另外，對材料低倍腐蝕測定的3mm以下的晶粒的個數(shù)比和超過3mm的晶粒的平均粒徑D的調(diào)查結(jié)果，也一并示于表14。
作為為測定變壓器鐵損的Bm，由這些制品的D值平均值＝10mm，由Bm＝0.2×log1010+1.4＝1.60，取Bm＝1.60T內(nèi)的值。
由該表可知，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板組裝的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例10將含有C0.08％(重量)，Si3.40％(重量)，Mn0.09％(重量)，Al0.02％(重量)，Cu0.10％(重量)，Mo0.010％(重量)，Ni0.2％(重量)，Sb0.045％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1440℃后，用常法軋成2.2mm厚的熱軋鋼板。接著，酸洗后，通過冷軋軋成1.8mm的中間厚度，再進行由1100℃30秒的均熱處理和噴霧水噴射造成的40℃/S的急冷所組成的中間退火，然后酸洗，再通過200℃鋼板溫度的溫軋軋成0.22mm的最終板厚。
脫脂處理后，將鋼板分割成6份，一份在850℃進行2分鐘的脫碳退火，然后涂布MgO作為主成分的退火分離劑(比較例)。
剩余的5部分板卷，在850℃進行2分鐘脫碳退火后，照射脈沖激光，在鋼板表面以2.0mm的尺寸、施加具有0.01-0.08應變的晶粒生長驅(qū)動力增加處理的區(qū)域，以間隔2-30mm離散且局部地對鋼板設置這樣的區(qū)域。接著，5份板卷中的3份板卷與比較例同樣，涂布以MgO作為主成分的退火分離劑，而剩余的2份板卷為抑制被膜的生成，涂布以SiO2作為主成的退火分離劑(發(fā)明例)。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，再在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中，以15℃/h的升溫速度升溫到1200℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后，在這些板卷上涂布并烘干含有B2O3的張力涂層，得到制品。
但是，在發(fā)明例中，涂布以SiO2作為主成分的退火分離劑的，看不出表面氧化物被膜的生成，因而以后在氯化鈉水溶液中進行晶粒取向增強處理，然后涂布烘干上述張力涂層。此時，2份板卷中的1份，其結(jié)集晶界級差的平均值2.5μm，另一份為0.9μm。
另外，發(fā)明例中，涂布以MgO作為主成份的退火分離劑的，在鋼板表面生成的鎂橄欖石被膜上，涂布并烘干上述張力涂層，而在涂布烘干這樣的張力涂層后，3份板卷中有2份板卷沿板寬方向以線狀照射等離子流。此時，1份將局部應變區(qū)域的寬度取為0.05mm，在鋼板軋制方向以15mm的間距進行照射(S＝3.3×10-3)，而另一份將局部應變區(qū)域的寬度取為0.08mm，在鋼板軋制方向以5mm的間距進行照射(S＝1.6×10-1)。
用這些鋼板進行縱切加工、剪斷加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱300mm，高度1100mm，厚度250mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在制造中盡可能不施加應變，另1臺為了實驗評價施加應變的效果，在加工時將具有50mm直徑的球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料的磁特性的調(diào)查結(jié)果一并示于表15。
另外，對材料低倍腐蝕測定的3mm以下的晶粒的個數(shù)比例和超過3mm的晶粒地平均粒徑D的調(diào)查結(jié)果也一并示于表15。
作為為測定變壓器鐵損的Bm，由這些制品的D值的平均值＝100.5mm，由Bm＝0.2×log10100.5+1.4＝1.80，取Bm＝1.80T內(nèi)的值。
由表15可知，使用本發(fā)明的晶粒取向電磁鋼板組裝的變壓器的實機特性，實機化因子既低，耐應變特性也極良好，作為實際的變壓器的鐵心材料極優(yōu)良。
實施例11將含有C0.08％(重量)，Si3.45％(重量)，Mn0.07％(重量)，Al0.02％(重量)，Ge0.015％(重量)，Mo0.010％(重量)，Ni0.1％(重量)，Sb0.050％(重量)，Cr0.05％(重量)及N0.008％，其余由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼的板坯，加熱到1400℃后，用常法軋成2.4mm厚的熱軋鋼板。接著，酸洗后，通過冷軋軋成1.5mm的中間厚度，然后進行由1100℃30秒的均熱處理和噴霧水噴射造成的40℃/S的急冷所組成的中間退火，然后酸洗，再通過200℃鋼板溫度下的溫軋軋成0.17mm的最終板厚。
接著進行脫脂處理后，將鋼板分割成4份，一份在850℃進行2分鐘的脫碳退火，再涂布以MgO作為主成分的退火分離劑(比較例1)。
另一份在脫碳退火的升溫之后，將圖14所示的具有線狀突起的輥子與走行的板卷同步回轉(zhuǎn)，以軋制方向間距4mm，在鋼板表面設置深度30μm，寬度3.5μm的溝(比較例2)。
又一份在脫碳退火的升溫之后，同樣用圖14所示的具有線狀突起的輥子與走行的板卷同步回轉(zhuǎn)，以軋制方向反復的間距5mm，在鋼板表面設置深度10μm，寬度80μm的溝(比較例3)。
剩余的一份在脫碳退火的升溫之后，同樣用圖14所示的具有線狀突起的輥子與走行的板卷同步回轉(zhuǎn)，以軋制方向的反復間距5mm，在鋼板表面設置深度10μm，寬度80μm的溝，繼而在脫碳退火后，使圖13所示的具有小突起的輥子一邊與走行的板卷同步一邊回轉(zhuǎn)，在鋼板表面按照圖9所示的圖樣，以1.5mm的尺寸，并沿軋制方向500mm的反復間距，局部且離散地施加具有0.03-0.15應變的異常晶粒生長驅(qū)動力增加處理。
接著，對這三份板卷都涂布以MgO作為主成份的退火分離劑。
作為最終成品退火，將這些板卷在N2中以30℃/h的升溫速度升溫到850℃，在850℃保持20小時后，再在25％的N2和75％的H2的混合氣氛中以15℃/h的升溫速度升溫到120℃，再在H2中保持5小時后降溫。
然后在這些板卷上涂布含有膠態(tài)氧化硅的張力涂層，在800℃下進行兼作平坦化退火的烘干。
用這些鋼板進行縱切加工、剪切加工、疊層固定加工，分別制造鐵心柱寬300mm，高度1100mm，厚度250mm的三相變壓器各2臺。此時，1臺在加工中盡可能不施加應變，另1臺為了實驗評價施加應變的效果，在加工時將具有50mm直徑球體的滾動輪以5kg的荷重壓上，有意地附加應變進行制造。
對這些變壓器的鐵損特性和實機化因子的值進行調(diào)查的結(jié)果，和對材料的磁特性進行調(diào)查的結(jié)果，一并示于表16。
另外，對材料低倍腐蝕后測定的3mm以下晶粒的個數(shù)比例和超過3mm的晶粒的平均粒徑D進行調(diào)查的結(jié)果也一并示于表16。
對制品的低倍腐蝕結(jié)果如下，比較例1和比較例3為通常的結(jié)晶組織，但比較例2在脫碳升溫之后設置了深25μm的溝的位置，在其之下生成了沿溝的細長的晶粒，由這種晶粒將通常的二次再結(jié)晶晶粒分斷。
與此相對照，本發(fā)明例中，在施加了異常晶粒生長促進處理的區(qū)域，生成微細晶粒，不用說變壓器的實機特性，還能得到耐應變特性優(yōu)良的材料。
這樣，按照本發(fā)明，就能將制品鋼板具有的優(yōu)良材料特性原樣地反映到變壓器中，結(jié)果使得在組裝后能得到具有優(yōu)良實機特性的變壓器。
附圖的簡單說明圖1是將人為生成的微細晶粒和自然發(fā)生的微細晶粒的晶粒取向進行比較所示出的(100)極像圖。
圖2是顯示3mm以下的微細晶粒的個數(shù)比例對于相對鐵損特性的變壓器的鐵損比(實機化因子)及耐應變特性(施加應變加工時的實機化因子)的影響的曲線圖。
圖3是顯示晶粒取向電磁鋼板中的貫通晶粒的平均粒徑，與鐵損特性及變壓器的實機化因子及施加應變加工時的實機化因子的關系的曲線圖。
圖4是對于沿軋制方向反復設置的溝，用與超過3mm的晶粒的平均粒徑D的關系，顯示為得到最良好的實機化因子的鋼板每單位面積的溝的合計容積比V的曲線圖。
圖5是對于沿軋制方向反復設置的線狀局部應變，用與超過了3mm的晶粒的平均粒徑D的關系，顯示為得到最良好的實機化因子的鋼板的每單位面積的總局部應變區(qū)域S的曲線圖。
圖6是對于鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面的粗糙度，用與超過3mm晶粒的平均粒徑D的關系，顯示為得到最良好的實機化因子的平均粗糙度Ra的曲線圖。
圖7是對于在鋼板金屬表面施加的晶粒取向增強處理，用與超過3mm的晶粒的平均粒徑D的關系，顯示為得到最良好的實機化因子的晶界平均級差BS的曲線圖。
圖8是顯示在鋼板表面離散地設置使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域的狀態(tài)圖。
圖9是顯示在鋼板表面規(guī)則地設置使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域的狀態(tài)圖。
圖10是顯示在鋼板表面規(guī)則地設置使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域的另一例狀態(tài)圖。
圖11是顯示人工結(jié)晶沿線狀延伸的狀態(tài)圖。
圖12是表面具有多數(shù)小突起的輥子的外觀圖。
圖13是為施加局部電加熱處理及局部放電加熱處理的裝置的示意圖。
圖14是表面具有線狀突起的輥子的外觀圖。
圖15是顯示用小突起壓過的部分區(qū)域表面形狀的圖。
權利要求
1.一種鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，是一種含有Si1.5-7.0wt％，Mn0.03-2.5wt％而且分別混有作為雜質(zhì)的C、S及N，將其控制為C0.003wt％以下S0.002wt％以下N0.002wt％以下的電磁鋼板，在貫通鋼板板厚方向的晶粒中，在鋼板表面的粒徑為3毫米以下的晶粒個數(shù)比為65％以上，98％以下。
2.如權利要求1所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，貫通板厚方向且在鋼板表面的粒徑為3毫米以下的晶粒包括人為地規(guī)則配置的。
3.如權利要求1或2所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，貫通板厚方向的全體晶粒在鋼板表面的粒徑平均值在8毫米以上，50毫米以下。
4.如權利要求1到3中任一項所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，在鋼板表面進行磁疇細化處理。
5.如權利要求4所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，磁疇細化處理是下述任一項(1)在軋制方向上，在鋼板表面上重復設置深度50微米以下寬度350微米以下的溝；(2)在軋制方向上，在鋼板表層部重復設置線狀的局部應變含有區(qū)域；(3)使鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面平滑化，平均粗糙度Ra為0.3微米以下；(4)在鋼板金屬表面進行結(jié)晶方位增強處理。
6.如權利要求5所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，在構成鋼板的晶粒中，貫通板厚方向的晶粒粒徑超過3毫米大小的晶粒的平均粒徑設為D(毫米)時，(1)在軋制方向重復設置溝時，鋼板每單位面積的溝的總?cè)莘e比(單位毫米)滿足下式(1)的關系的范圍，log10V≤-2.3-0.01×D-(1)(2)在軋制方向重復設置線狀的局部應變時，鋼板每單位面積的局部應變的總區(qū)域比S(單位無量綱)滿足下式(2)的關系的范圍，log10S≤-0.7+0.005×D -(2)(3)關于鋼板金屬表面和非金屬被膜的界面的平均粗糙度Ra，Ra滿足下式(3)的關系的范圍，Ra≤0.3-0.1×log10D-(3)(4)關于在鋼板金屬表面進行結(jié)晶方位增強處理，其晶界平均級差BS滿足下式(4)的關系的范圍。BS≤3.0-log10D -(4)
7.一種鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，將含C0.010-0.120wt％，Si1.5-7.0wt％及Mn0.03-2.5wt％且含有規(guī)定量的抑制劑成分的組成的含硅鋼板坯經(jīng)熱軋、根據(jù)需要施行熱軋板退火后，進行一次或在中間進行中間退火的兩次以上的冷軋而達到最終板厚，然后進行一次再結(jié)晶退火，接著施行二次再結(jié)晶退火的一系列工序制造晶粒取向電磁鋼板時，從一次再結(jié)晶退火途中到二次再結(jié)晶開始之間，在鋼板內(nèi)部人為而且離散地設置1)使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域或2)抑制劑抑制消失化處理區(qū)域或3)二次再結(jié)晶晶粒生長抑制區(qū)域，其向鋼板面投影區(qū)域的大小為當量圓直徑是0.05-3.0毫米。
8.如權利要求7所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，規(guī)則地設置1)使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域或2)抑制劑抑制力消失化處理區(qū)域或3)二次再結(jié)晶晶粒生長抑制區(qū)域。
9.如權利要求7或8所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域是一次再結(jié)晶晶粒微粒化的區(qū)域或應變導入?yún)^(qū)域。
10.如權利要求9所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的區(qū)域是應變導入?yún)^(qū)域時，在該區(qū)域?qū)胱畲髴兞繛?.005-0.70的應變。
11.如權利要求7、8、9或10所述的鐵損低、耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，使異常晶粒生長的驅(qū)動力增加的應變導入方法是用表面具有小突起的比鋼板硬的物體按壓鋼板表面的方法、在鋼板表面和電極之間施加高電壓而局部通電或放電的方法、用高溫點激光瞬間照射的方法及脈沖激光局部照射的方法中的任一種。
12.一種耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，將含C0.010-0.120wt％，Si1.5-7.0wt％及Mn0.03-2.5wt％且含有作為抑制劑成分的Al，B，Bi，Sb和Te中選出的一種或兩種以上的元素的晶粒取向電磁鋼用的熱軋鋼板根據(jù)需要施行熱軋板退火后，設置最終冷軋的壓下率為80-95％，進行一次或在中間進行中間退火的兩次以上的冷軋而達到最終板厚，然后進行一次再結(jié)晶退火，接著在施行最終成品退火而二次再結(jié)晶后的鋼板表面上，在0.1-4.5毫米大小的區(qū)域點狀地施加應變，然后在700℃以上的溫度下退火，產(chǎn)生3毫米以下大小的微細晶粒，其中，含Al，Sb，Te為0.005-0.060wt％，B為0.0003-0.0025wt％，B為0.0003-0.0090wt％。
13.如權利要求12所述的耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板的制造方法，其特征在于，在二次再結(jié)晶后的鋼板表面上人為地規(guī)則配置施加應變的區(qū)域。
14.如權利要求1、2或3所述的耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板，其特征在于，未貫通鋼板板厚方向的微細晶粒相當于貫通板厚方向的所有晶粒數(shù)目占4倍以上的個數(shù)。
全文摘要
一種耐應變特性和實機特性優(yōu)良的晶粒取向電磁鋼板及其制造方法,將熱軋鋼板根據(jù)需要施行熱軋板退火后,設置最終冷軋的壓下率為80—95%,進行一次或在中間進行中間退火的兩次以上的冷軋而達到最終板厚,然后進行一次再結(jié)晶退火,接著在施行最終成品退火而二次再結(jié)晶后的鋼板表面上,在0.1—4.5毫米大小的區(qū)域點狀地施加應變,然后在700℃以上的溫度下退火,產(chǎn)生3毫米以下大小的微細晶粒。
文檔編號C22C38/02GK1188811SQ97126080
公開日1998年7月29日 申請日期1997年10月21日 優(yōu)先權日1996年10月21日
發(fā)明者小松原道郎, 高宮俊人, 千田邦浩 申請人:川崎制鐵株式會社