制造晶粒取向电工钢带材的方法及由此制得的晶粒取向电工钢

摘要

本发明涉及制造晶粒取向电工钢(GOES)带材的方法，其中将熔融的硅合金钢连续铸造成厚度为50至100毫米的铸坯，并在多个单向轧制机架中进行热轧以制造厚度为0.7至4.0毫米的最终热轧带材卷，随后将热轧带材连续退火、冷轧，将冷轧带材连续退火以引发一次再结晶，和任选的脱碳和/或渗氮，涂覆退火带材，将卷曲的带材退火以引发二次再结晶，将退火的带材连续热矫平退火，并涂覆退火带材以实现电绝缘，还涉及由此制得的产品。

说明书

本发明涉及制造晶粒取向电工钢带材的方法，其中通过一系列步 骤将熔融合金凝固并立即热轧，以便在该热轧带材的金属基质中获得 再结晶晶粒与第二相颗粒的非常均匀的分布，并在获得极佳磁性能的 同时简化生产工艺。

晶粒取向电工钢(GOES)是用作电机(如变压器、发电机和其它 电气设备)的核心材料的一类产品。相比于其它电工钢等级，GOES表 现出芯部损耗的降低和磁导率的改善。这种改善是由于产品锋锐 (sharp)的晶体织构(“戈斯织构”或“边缘立方”)，其中bcc 晶格的易磁化方向<001>沿产品的轧制方向排列。通过适当地切割或卷 绕该材料以便使变压器芯部中的设计磁通量方向符合该产品的轧制方 向，由此充分利用GOES带材的磁性的这种各向异性特性。

定义GOES材料的磁特性是沿基准方向(在轧制方向上的磁化曲 线)的磁导率和归因于使用交流电的主要以热形式散逸的功率损耗。 通常在1.5和1.7特斯拉下测量该功率损耗。功率损耗与产品的厚度 成正比。该合金的化学组成、轧制型材的厚度、显微组织和晶体织构 决定了可以用这些产品获得的优异的磁性能。

GOES制造的每种现有工业路线的目的均在于在最终产品中获得 锋锐的戈斯织构。通过在最终退火期间的选择性二次再结晶获得戈斯 织构的锋锐度和相关的磁行为。必须保持初生组织(primary  structure)中晶粒尺寸分布与第二相颗粒分布(晶粒生长抑制剂)之 间的复杂平衡。初生组织的晶体织构在该工艺中起着重要的作用，因 为存在于该初生组织中的极少的戈斯晶粒充当了最终显微组织中大的 戈斯晶粒的晶核。随后的冷轧步骤中的冷轧速率越高，最终的戈斯织 构越锋锐。

在传统加工路线中，在冷轧之前析出晶粒生长抑制剂并控制其尺 寸，并且需要非常高温的板坯再加热处理以便溶解有待以期望尺寸分 布再次析出的元素。这种高的板坯再加热温度从成本、环境和工艺的 角度来看是不合意的。

由薄的铸造板坯(即厚度小于100毫米的板坯)开始的GOES制造 面临凝固显微组织(柱状晶粒，称为“难熔”晶粒)的强继承性的问 题，这不利于在最后的高温退火开始前控制所需织构和均匀的晶粒组 织。由于难熔晶粒相对大的尺寸和热轧期间的高温，难熔晶粒倾向于 通过变形和恢复而延长。克服该问题的一种方法是通过使用相对高的 碳含量以便在热轧期间激活奥氏体-铁素体转变(由相变引发的再结 晶)。遗憾的是，在铸造期间发生偏析现象以及对通过最终厚度带材 的脱碳退火以消除带材中较高碳量的需要导致了较高的生产成本。

已知的是，由于通过在线(in-line)加工薄板坯能够进行温度的 有利控制，薄板坯连铸机适于生产磁性钢片材。JP 2002212639A描 述了一种制造晶粒取向磁性钢片材的方法，其中将硅钢熔体形成为厚 度为30-140毫米的薄钢板坯。在DE19745445中，制造硅钢熔体，将 其连铸成厚度为25-100毫米的铸坯(strand)。该铸坯在凝固过程期 间冷却至不低于700℃的温度并分成薄板坯。该薄板坯随后于在线均 匀化炉中均匀化。以此类方式加热的薄板坯随后在多机架热轧机中连 续轧制从而形成厚度＜＝3.0毫米的热轧带材。DE19745445中的关键之 处在于避免了在1000℃附近的变形以防止轧制期间的热延性问题。尽 管现有技术中记载了对于实际应用的广泛建议，但使用铸造机(其中 典型铸造厚度通常为40-100毫米的铸坯并随后分成薄板坯)用于制造 晶粒取向磁性钢片材仍然是例外情形，因为存在特殊的要求，这些要 求起因于与熔融金属组成和加工控制相关的磁性钢片材的制造。

本发明的一个目的是提供基于薄板坯铸造技术的制造具有优异磁 性能的晶粒取向电工钢带材的低成本方法。

本发明的目的还在于提供基于薄板坯铸造技术的制造具有优异且 一致的磁性能的晶粒取向电工钢带材的方法。

通过如权利要求1所述的方法实现了这些目的中的一个或多个。

该方法基于由熔融的硅合金钢开始制造厚度为0.7至4.0毫米的 热轧带材，所述硅合金钢在连铸设备中铸造成厚度为50至100毫米并 具有指定组成的板坯。

以最终固体铸坯的厚度通过连铸板坯来获得快速凝固，所述最终 固体铸坯具有50至100毫米的厚度。该铸坯优选在少于300秒内快速 凝固。如果凝固时间太长，例如，长于300秒，则发生诸如Si、C、S、 Mn、Cu的元素的偏析现象，这导致化学组成和晶体结构的不合意的局 部不均匀。

铸坯的厚度必须不低于50毫米以保证热轧期间足够的变形潜力。

为了制造具有优异的磁性能的最终产品GOES，熔融合金必须具有 如权利要求1所规定的化学组成。

增加Si的加入量提高了电阻，改善了芯部损耗性质。但是，如果 加入更多，则冷轧变得非常困难，并且钢材在轧制期间开裂。至多4.5％ 的Si用于本发明的生产。如果该量小于2.1％，则在最终退火期间发 生□-转变，这损害晶体织构。

C是控制一次再结晶结构的有效元素，但是也对磁性能具有不利 影响，因此，有必要在最终退火之前进行脱碳。如果存在超过0.1％的 C，脱碳退火时间提高，由此降低生产率。在本发明中，酸可溶性的 Al是必要元素，因为其与N以(Al，Si)N的形式结合从而充当抑制剂。 允许的最大值为0.07％，其稳定二次再结晶。合适的最小量为0.01％。 如果存在超过0.015％的N，在冷轧期间在钢片材中产生泡疤，因此要 避免超过0.015％的N。为了使其充当抑制剂，需要至多0.010。如果 该量超过0.008％，则析出物的分散状态会变得不均匀，产生二次再结 晶不稳定性。因此，氮量优选为最多0.008％。

如果存在少于0.02％的Mn，在热轧期间更容易发生开裂。以MnS 和MnSe的形式，Mn也充当抑制剂。如果锰含量超过0.50％，则析出物 的分散会变得不均匀，产生二次再结晶不稳定性。优选的最大值为 0.35％。

与Mn结合，S和Se充当抑制剂。如果S和/或Se含量超过0.04％， 则析出物的分散更容易变得不均匀，从而产生二次再结晶不稳定性。

还加入Cu作为抑制剂组成元素。Cu与S或Se形成析出物，由此 充当抑制剂。如果存在少于0.01％，则抑制剂作用降低。如果加入的 量超过0.3％，则析出物的分散更容易变得不均匀，产生芯部损耗降低 效果的饱和。

除了上述成分外，如果需要的话，本发明的板坯材料还可含有一 种或多种氮化物形成元素Ti、V、B、W、Zr和Nb。此外，其还可以含 有元素Sn、Sb和As中的一种或多种至最大总量为0.15％，其可以含 有P和/或Bi至最大总量为0.03％。P是提高比电阻和降低芯部损耗的 有效元素。添加超过0.03％会导致冷轧问题。

Sn、As和Sb是公知的晶界偏析元素，这些元素防止钢中的铝的 氧化，为此可以加入至多0.15％的总量。Bi稳定硫化物等的析出物， 由此强化抑制剂的作用。但是，添加超过0.03％具有不利影响从而应 当避免。

最终产品片材的金属基质优选必须包括尽可能少量的诸如碳、氮、 硫、氧的元素，这些元素能够形成小的析出物，所述析出物在磁化循 环期间与磁畴壁的移动相互作用，由此提高了损耗。

优选地，除去与不可避免的杂质一致的水平外，本发明的钢不含 有镍、铬和/或钼。

按照本发明，重要的是，铸坯的芯部温度在开始热轧前保持高于 900℃，以便在金属基质中以固溶体形式保持一定量的硫和/或硒和氮， 以便可用于在轧制期间的微细析出。如果芯部温度降低至低于900℃， 那么这些元素会过早地在铸坯中析出，并且由于热力学和动力学原因， 在热轧前在隧道炉中需要非理想的长时间和高温度以便使析出物再溶 解。在本发明的上下文中，铸坯的芯部定义为在铸造后的冷却过程期 间最后凝固的并占铸造物质的约50％。

铸坯温度的均匀化是必须的，以便能够在板坯的长度、宽度和厚 度上实现均匀的热变形。

在该温度均匀化后，在粗轧(roughing)阶段中以两个或更多个 轧制步骤对板坯施以至少60％的首次轧制压下量以获得中间坯 (transfer bar)，其中该粗轧阶段由至少两个单向和连续的轧制机 架组成，其中在第一轧制机架中的压下量小于40％，并且其中在粗轧 阶段中的相继的轧制道次之间的时间小于20秒；术语单向用于阐明待 轧制材料的轧制方向不会逆转，从而确保该材料的每一部分经受就变 形-时间-温度参数而言相同的热机械处理。这意味着本发明的方法在 粗轧机中是不可能的，所述粗轧机依赖于使用以可逆转模式使用的可 逆式轧机。

该方法规定在两个不同阶段中的热轧。在第一轧制阶段(粗轧阶 段)中，铸坯在粗轧阶段中以两个或更多个轧制步骤经受至少60％的 铸坯第一轧制压下量以获得中间坯，其中该粗轧阶段由至少两个单向 且连续的轧制机架组成，其中在第一轧制机架中的压下量小于40％。 较低的变形水平不能保证激活所需量的再结晶和可用于后继晶粒生长 过程的非金属二次相(如硫化物和氮化物)的析出所需的晶格能的浓 度。第一轧压步骤优选必须低于第二轧压步骤以便在离开粗轧阶段的 最后轧制机架前保持该材料的厚度始终相对较高，以便在该阶段限制 该材料在粗轧期间的冷却。这用以优化施加的变形加工与材料由粗轧 阶段最后机架离开的出口温度之间的平衡。考虑到在将该材料由粗轧 过程末端转移至精轧过程开始所需的时间期间所发生的由温度激活的 期望的材料显微组织改变，这种平衡变得重要。

此外，必须以连续方式施加该变形，即不逆转轧制方向(例如， 通过使用可逆式轧机机架来逆转轧制方向)以确保在轧制期间沿该材 料长度具有基本相同的热机械条件。在工艺期间可逆性粗轧一次或多 次不适于本发明，因为在逆转轧制期间，沿轧制方向的不同材料部分 经历不同的热机械处理，如在不同温度下的变形，在依次的变形之间 存在不同的等待时间。

温度为950至1250℃的中间坯随后转移到精轧阶段，其中在离开 粗轧阶段和进入精轧阶段之间的转移时间为至少15秒且至多60秒。 该转移时间对于激活变形材料中的再结晶过程是重要的。必须严格控 制由粗轧阶段向精轧阶段的转移期间的时间与材料温度。温度必须保 持不低于(即高于)950℃，持续至少15秒以便在该阶段实现所需程 度的再结晶分数。转移时间不应超过60秒，因为在这种情况下，析出 的颗粒(氮化物、硫化物、...)的溶解和/或尺寸生长可开始对后续退 火期间直到生产过程的降低再结晶均匀性和晶粒生长过程是重要的。 在该中间阶段后，在精轧阶段中以一个或多个单向辊轧步骤将中间坯 轧压至最终的热轧带材厚度。术语单向具有与上文所述相同的含义。 在精轧阶段后，将最终的热轧带材冷却并随后卷曲。在精轧阶段之后 并且在卷曲最终热轧带材之前，可以用飞剪机等切割该带材以便由单 个中间坯和/或铸造板坯提供两个或更多个分离的单个卷材。

最终的热轧带材随后经受包含下列步骤的序列：

-在1150℃的最高温度下将该热轧带材连续退火；

-通过单冷轧或通过具有中间连续退火的双冷轧将退火的带材冷 轧至0.15至0.5毫米的最终冷轧厚度；

-通过调节退火气氛的化学组成连续退火该冷轧带材以引发一次 再结晶和任选的脱碳和/或渗氮；

-用退火隔离剂涂覆退火的带材，并卷曲退火的带材；

-将卷曲的带材退火以引发二次再结晶；

-退火的带材的连续热矫平退火；

-涂覆该退火的带材以实现电绝缘。

将热轧带材退火的一个重要目的是在精轧阶段后完成该材料的再 结晶，以便充分利用快速冷却之后和卷曲最终的热轧带材之前储存在 该带材中的变形能。为了获得具有优异磁性能的最终产品GOES，最终 的热轧带材必须在不超过1150℃的最高温度下连续退火。由500℃至 该最高温度的加热时间优选不超过60秒。带材必须优选快速达到该最 大退火温度以便相比恢复而言有利于再结晶。在退火处理中超过 1150℃是不方便的，因为这不会在再结晶中带来进一步的益处，并且 析出颗粒的溶解和生长开始变得明显。退火步骤随后是在通过单冷轧 或通过具有中间连续退火的双冷轧的方法冷轧至0.15至0.5毫米的最 终冷轧厚度。随后，通过调节退火气氛的化学组成将冷轧材料连续退 火以便引发材料中的一次再结晶和(如果需要的话)脱碳和/或渗氮。 当最终的热轧带材的碳含量低于50ppm时，再结晶退火期间的脱碳并 非必要。如果需要脱碳时，随即将退火气氛调节至略微氧化。为此目 的的典型氧化性气氛是H₂、N₂和H₂O蒸气的混合物。

可以采用调节晶粒生长抑制剂的量以进一步提高最终产品的磁稳 定性。在这种情况下可以通过从表面将氮原子注入带材中来实现向金 属基质中添加晶粒生长抑制剂。这可以在连续退火期间通过向退火气 氛中添加渗氮剂如NH₃来实现。可以采用在温度、时间、气氛组成方 面的许多不同条件来注入额外的所需量的氮，并且如果也采用了脱碳， 渗氮可以与脱碳一起进行或在脱碳之后进行。在本发明的方法中，在 专用于再结晶的退火处理后在相同的连续退火生产线中进行渗氮处 理，并最后采用包含NH₃的专用受控气氛在750-850℃的温度下进行脱 碳。最后，通过用退火隔离剂(separator)涂覆退火的带材。该退火 隔离剂可以是主要由MgO构成的常规退火隔离剂，但是也可以使用替 代性的退火隔离剂。然后将涂覆的带材卷曲并进行卷曲退火以便在该 材料中引发二次再结晶，和进行连续热矫平退火，并最终任选地涂覆 以实现电绝缘。在一种实施方案中，脱碳可以在与渗氮温度不同的温 度下进行(参见例如实施例3)，其中脱碳甚至可以在750-850℃的范 围之外进行，但是渗氮处理必须在750-850℃的温度范围内进行。

在本发明的一种实施方案中，熔融钢合金包含2.5至3.5％的硅和 /或最多0.35％的锰和/或最多0.05％的铝。如果锰含量超过0.35％，则 析出物的分散变得不均匀的风险提高。2.5至3.5％的硅值提供了在提 高的电阻与晶体织构稳定性之间的最佳兼顾。

在本发明的一种实施方案中，在所述连续热轧步骤的序列期间在 离开粗轧阶段和进入精轧阶段之间将中间坯再加热以便使中间坯的芯 部温度提高至少30℃。中间坯的这种再加热减少了在中间坯的长度和 /或宽度上的任何温度波动，由此使再结晶均匀化。

在本发明的一种实施方案中，第一粗轧阶段由两个单向且相继的 轧制机架组成，其中在第一轧制机架中的压下量小于40％。这种双粗 轧构造已经证明在压下量分布和维持高粗轧温度的能力方面是有利 的，由此促进粗轧与精轧之间的再结晶。

在本发明的一种实施方案中，在第二轧制机架中的压下量高于 50％。这种方式使粗轧与精轧之间的再结晶的驱动力最大化。

在本发明的一种实施方案中，粗轧阶段中相继的轧制道次之间的 时间小于20秒。在本发明中，优选在少于20秒内但是更优选在少于 15秒内施加全部的粗轧压下量。优选应避免粗轧期间的动态恢复和再 结晶现象。通过减少粗轧时间，降低了再结晶的风险。

在本发明的一种实施方案中，轧制机架之间的变形的分布由板坯 轧制过程开始时的起始分布变为最终分布，其中在第二机架中的变形 在起始分布中低于50％并且在最终分布中高于50％。这种方法克服了新 板坯轧制开始期间对轧制机架的咬入角的任何限制。该材料在粗轧机 架中安全咬合运行之后即刻，将粗轧机架之间变形的再分配由板坯轧 制过程开始时的起始分布调节至最终分布。保持该最终分布，直到该 铸坯向中间坯的轧制完成。

在本发明的一种实施方案中，在轧制前将该铸坯分为多卷板坯， 其在热轧后在飞剪机上切割以便由各个多卷板坯制造期望尺寸的两卷 或更多卷的最终热轧带材。在该实施方案中，将铸坯铸成薄板坯，并 任选地切割至一定长度，使得可以由所述单一板坯制造多个最终热轧 带材的卷。以这种方式实施轧制过程，以便尽可能减少与板坯与棒的 头和尾的轧制相关的温度与变形不连续性在该过程期间的实际发生。 这种不连续性导致形状问题和不均匀的内部结构，这可以通过本实施 方案得以避免。

在一种实施方案中，铸坯的均匀化发生在1000-1200℃的温度下 和/或其中在转移期间中间坯具有950-1150℃的温度以刺激再结晶。

在本发明的一种实施方案中，在卷曲带材之前以至少100℃/秒的 冷却速率将最终热轧带材冷却。在该实施方案中，冷却速率必须不低 于100℃/秒以抑制热轧显微组织的恢复并且提高来自于热变形过程 的储存的晶格能。热轧带材中的此类储存能量将是由热轧带材退火所 激活的相继的再结晶的必要驱动力。为了避免储存能量的过快降低的 相同目的，卷曲温度应当优选为500至780℃。有利的是将卷曲温度 限制到至多650℃。更高的温度会导致不合意的粗大析出，且另一方 面将降低酸洗能力。为了使用超过700℃的更高的卷曲温度，可取的 是使用紧随在紧凑型冷却区之后的卷取机。

在本发明的一种实施方案中，对脱碳后的冷轧带材在渗氮气氛中 施以连续退火，其中带材温度保持在750℃至850℃的范围内。

在本发明的一种实施方案中，最终的热轧带材卷具有至少1.0毫 米和/或至多3.0毫米的厚度。

按照第二方面，提供一种晶粒取向电工钢，该电工钢按照本发明 制得，并且其中最终产品表现出在800A/m下大于或等于1.80特斯拉、 优选大于或等于1.9特斯拉的峰值感应水平。

在所要求的条件下进行操作允许生产者能够可靠地获得所需重量 和长度的热轧带材卷以优化实际产率(physical yield)，具有在晶 粒组织和织构方面非常均匀的显微组织，并且特别适于在最终厚度下 在冷轧后控制选择性二次再结晶。

在图1中显示了非本发明的方法(空心方块，□)和本发明的方 法(空心菱形，◇)之间的差异。可以清楚地看到，在本发明的方法 中在R2与F1之间的转移更长，且板坯温度保持在更高温度下持续更 长的时间。板坯保持高于950℃的时间(这对于变形的板坯的再结晶 来说是重要的)长了超过50％。

表1：按照和不按照本发明的轧制的某些工艺结果

在图2中，下列实施例的70毫米铸坯的芯部温度发展显示为以 4.8米/分钟的铸造速度铸造时从模具(在点M处)直到均匀化炉入口 (在点F处)的距离的函数。由该图可以清楚地看到，芯部温度保持 高于900℃的临界温度。

图3显示了图2的相同曲线(用C表示)和代表紧邻表面下方的 铸坯温度的曲线(用S表示)。应当指出，当表面接触铸造机的冷却 辊时或者当通过对准该铸坯的冷却喷雾接触该铸坯时，实际表面温度 降低至低于900℃的温度。但是，这些热漂移在时间上非常短暂，表 面温度快速恢复至高于900℃。在直接表面上的这些短暂的漂移不会 影响最终的热轧带材的有益性质。图3中灰色表面显示在带材芯部和 紧邻表面下方之间的铸坯中的点处的温度，表明该铸坯的温度由铸造 到均匀化炉入口均高于900℃。图2和3中显示的结果可以在约3米/ 分钟以上的整个铸造速度范围内产生。

现在将在下列实施例中说明本发明的方法，但是这些实施例仅仅 是本发明的方法的例示。

实施例1：铸造70毫米的薄板坯，其具有以下组成：0.055％的C、 3.1％的Si、0.15％的Mn、0.010％的S、0.010％的P、0.025％的Al、0.08％ 的Cu、0.08％的Sn、0.0070％的N，余量为铁和不可避免的杂质。该薄 板坯在1150℃下均匀化并在双机架串列式粗轧机中轧制，且第一粗轧 机架(rougher)中的压下量为35％，第二机架中的压下量为43％。将 中间坯转移到精轧机，R2的出口和F1的入口之间的时间为约25秒。 中间坯随后在五机架串列式精轧机中以第二轧制压下量轧压至最终的 热轧带材厚度。最终的热轧带材在精轧阶段和卷曲站(coiling  station)之间以至少100℃/秒的冷却速率冷却并在640℃下卷曲。热 轧带材随后连续退火、酸洗并通过单冷轧随后冷轧至0.30毫米。将冷 轧带材退火以引发一次再结晶和脱碳，接着在HNX气氛中进行在线渗 氮处理。在随后用MgO隔离剂涂覆退火带材并卷曲该带材后，将其再 次退火以引发二次再结晶。在退火带材的连续热矫平退火并且为电绝 缘而涂覆该退火带材之后，最终产品表现出约高于1.90特斯拉的在 800安培/米下的峰值感应水平。

表2.钢组成(以重量％计，只是N以ppm计)

  钢   例   C   Si   Mn   S   P   Al   Cu   Sn   N   Cr   V   1   1   0.055   3.1   0.15   0.010   0.010   0.025   0.08   0.08   70   n.d.   n.d.   2   2-5   0.058   3.0   0.2   0.006   0.007   0.024   0.10   0.09   68   0.015   0.002

实施例2：以熔体形式工业制得钢材2并以约70毫米的厚度在连 铸中凝固，接着在与铸造机同生产线的隧道炉中在1150℃下进行热均 匀化。在该炉的出口处，凝固的铸坯在双机架串列式粗轧机中连续轧 制(参见图1)。对该铸坯进行两种不同轧压程序a和b之一，这两 种轧压程序在第一粗轧道次中分别具有54％或37％的不同压下量：

a.R1＝70毫米→32毫米(54％)(□(图1)，不按照本发明)。

b.R1＝70毫米→44毫米(37％)(◇(图1)，按照本发明)。

在两种情况下，选择在第二机架中的压下量，使得总的粗轧压下 量高于65％。由粗轧机轧制出口(R2)到精轧轧制起点(F1)的转移 时间对于非本发明的和本发明的实施方案分别为18.5和32.5秒。在 随后的精轧阶段中，制得最终热轧带材厚度为2.3毫米的热轧带材卷。 该卷在1110℃的温度下连续退火90秒，冷却并酸洗。该卷随后以单 阶段和五道次由2.3毫米冷轧至0.29毫米，接着在用于脱碳的潮湿 H2-N2气氛中在840℃下进行连续退火持续约100秒的均热时间，并且 随后在用于渗氮的潮湿H2-N2-NH3气氛中在830℃下持续约20秒的均 热时间。在退火处理后，用MgO隔离剂涂覆两种冷轧材料，并进行卷 材分批退火以引发二次再结晶。结果显示在表3中。

表3：实施例2至5的结果

  实施例  B800(T)   P17(W/kg)   2a.R1＝54％   1.77   1.45   不按本发明   2b.R1＝37％   1.85   1.17   按本发明   3a.R1＝54％   1.80   1.33   不按本发明   3b.R1＝37％   1.89   1.09   按本发明   4a.T_渗氮＝800℃   1.89   1.09   按本发明   4b.T_渗氮＝900℃   1.60   2.05   不按本发明   5.不渗氮   1.91   1.05   按本发明

实施例3：将计划a和b的实施例2的0.29毫米的冷轧卷材在 850℃下在用于脱碳的潮湿H2-N2气氛中连续退火持续约100秒的均热 时间，并且随后在830℃下在用于渗氮的潮湿H2-N2-NH3气氛中退火 持续约20秒的均热时间。在退火处理后，用MgO隔离剂涂覆两种冷轧 材料，并节能型静态高温退火以引发二次再结晶。结果显示在表3中。

实施例4：在双机架串列式粗轧机中连续轧制钢材2的板坯，在 R1处由70毫米轧制至45毫米(36％)，在R2处由45毫米轧制至24 毫米(46％)，即66％的总粗轧压下量。将中间坯在30秒内由粗轧机 出口连续转移到精轧轧机入口，并在5-机架精轧机中由24毫米连续 轧制至2.3毫米的最终热轧带材厚度。

在连续退火生产线中在1100℃的均热温度下持续90秒对热轧卷 退火。在酸洗后，将带材由2.3毫米冷轧至0.30毫米，并随后在用于 脱碳的第二连续退火生产线中在850℃下在潮湿H2/N2气氛中退火约 100秒以便将碳含量减少至30ppm以下，并依序在H2/N2/NH3气氛中 连续退火以便渗氮从而将氮含量提高约30ppm。带材卷的第一半在渗 氮区域中采用800℃的均热温度退火(4a)，而第二半在渗氮区域中 采用900℃的温度退火(4b)。在分批退火炉中最后退火以引发二次 再结晶并纯化该带材以除去残余氮与硫之后测量磁性能，结果显示在 表3中。

实施例5：将依照实施例2b制得的热轧卷在1000℃的温度下连续 退火60秒，冷却并酸洗，随后以单阶段和五道次由2.3毫米厚度冷轧 至0.29毫米厚度。冷轧带材随后在用于脱碳的潮湿H2-N2气氛中在 800℃下连续退火持续约100秒的均热时间，并随后即刻用MgO隔离剂 涂覆(不渗氮！)。在最后的二次再结晶退火之后，通过磁性测试表 征最终的带材。结果显示在表3中。