本發明屬于硅鋼生產技術領域，特別涉及一種采用固有抑制劑法和鑄坯低溫加熱工藝制造的Hi-B鋼。
背景技術：
取向硅鋼是指具有單一{110}<001>織構(即Goss織構)的3％Si-Fe軟磁材料。由于其生產工藝復雜、制造技術較為嚴格，所以常被稱為鋼鐵材料中的“藝術品”。目前，較為成熟生產Hi-B鋼的工藝主要有：一是采用“固有抑制劑+鑄坯高溫加熱工藝”生產Hi-B鋼；JFE提出的生產取向硅鋼的技術方案主要技術參數特征有：AlN+Sb+MnSe作為抑制劑，鑄坯主要成分(質量分數％)為C0.03～0.055、Si2.9～3.3、Als0.007～0.02、Mn0.06～0.08、N0.004～0.008、S0.002～0.005、Se≤0.014、Sb0.01～0.045、S+Se＜0.02，根據需要，鋼中可加入少量B、Nb、Bi或Sn。加熱鑄坯的溫度為1150～1250℃，熱軋過程中精軋的前四道總壓下率＞90％，選取的終軋溫度＞900℃，隨后熱軋板要經900～1050℃×60s常化，冷軋采用冷連軋機并保持150～200℃的溫度降常化板一次冷軋至成品厚度。寶鋼采用固有抑制劑法生產Hi-B鋼的主要技術參數特征為：一是采用(Cu2S/ε-Cu)+AlN+Sn作為抑制劑，鑄坯主要成分(質量分數％)為Si2.9～3.5、C0.055～0.08、Cu0.1～0.2、Mn0.01～0.02、Als0.01～0.015、S0.005～0.01、N0.005～0.009、Sn0.25～0.5、P0.01～0.035。鑄坯的加熱溫度在1200～1250℃之間，熱軋過程包括3道次粗軋和3～6 道次精軋，粗軋的出口溫度1030～1060℃，并在粗軋每道次過程中保持10～15s等待，保證精軋的第一道次壓下率為80～85％，終軋溫度控制為1000～1020℃，熱軋后通過噴水冷卻到850℃，然后逐步緩冷至700±30℃開始卷取。寶鋼的生產工藝省去了常化階段，將熱軋板一次冷軋法軋至成品厚度，冷軋總壓下率＞90％。
二是采用“獲得型抑制劑法+鑄坯低溫加熱工藝”，日本新日鐵研發的采用獲得型抑制劑(先脫碳后滲氮)生產Hi-B鋼的主要技術參數特征如下所述：采用(Al,Si)N+MnS+Sn作為Hi-B鋼的抑制劑，板坯的主要成分(質量分數％)為Si3.2～3.4、C0.05～0.06、P0.015～0.035、Mn0.13～0.16、S≤0.005、N0.005～0.006、Als0.025～0.035，鋼中的Als要滿足Al－(27/14)N＞0.01，另外，可在鋼中加B0.003～0.004、Cr0.15～0.20或Sn0.05～0.10。當鋼中的C含量不變時，Si的含量可提高至3.5～4.0，同時要控制Al/Si的比值至少大于0.008，在鋼中加入Bi0.005～0.01等低熔點元素可提高Hi-B鋼的磁感應強度B8。板坯加熱溫度控制在1150～1250℃范圍之內，在熱軋過程中要控制精軋的最后3道次總的壓下率大于40％，最后1道次壓下率大于20％，控制軋制的終軋溫度為900～950℃，溫度550～600℃進行卷取。并將熱軋板常化，經常化后采用一次冷軋法將常化板一次冷軋至成品厚度，冷軋過程中采用時效處理。在800～850℃進行脫碳退火后，并隨后進行750～800℃×30～60s滲氮處理，滲氮量為150～200ppm。脫碳退火后初次晶粒平均尺寸控制在18～30μm之間。高溫退火升溫過程中，退火氣氛為25％N2+H2，將滲氮產品放入退火爐中，退火爐以30℃/h的升溫速率升溫至700～850℃，并進行5～10h保溫，本階段的保溫主要作用是使不穩定的氮化物溶解并且擴散均勻。
浦項制鋼采用獲得型抑制劑(同步脫碳與滲氮)方案生產Hi-B鋼 的技術方案特征為：采用AlN+Cu2S+BN作為Hi-B鋼的抑制劑，鑄坯主要成分(質量分數％)為Si2.9～3.3、C0.02～0.045、S≤0.006、Mn0.09～0.24、B0.003～0.008、Als0.013～0.019、Cu0.3～0.7、N0.003～0.008、Cr0.03～0.07、Ni0.03～0.07、P≤0.015。降低成分中C含量，適當提高Cu含量，并加入一定量的Ni、Cr，有利于脫碳退火和滲氮處理的同步進行。加熱板坯的溫度為1050～1250℃，板坯熱軋后，要將熱軋板高溫常化處理，常化處理后經酸洗進行冷軋，采用一次冷軋法(壓下率為84～90％)將常化板一次冷軋至0.23～0.35mm。同步滲氮工藝為，在850～950℃時進行同時脫碳與氮化處理，同步處理時間為120～185s。經滲氮處理后，鋼中總N量控制在130～82.9{1+[Cu％+10×(Ni％+Cr％)]2}ppm范圍內，初次再結晶的平均晶粒尺寸控制在20～30μm范圍內。
寶鋼采用獲得型抑制劑(滲氮后脫碳)生產Hi-B鋼的技術方案特征為：采用AlN+Cu2S+Sn作為生產Hi-B鋼的抑制劑，鑄坯的主要成分(質量分數％)為Si2.95～3.50、C0.04～0.06、Mn0.08～0.18、Als0.015～0.035、N0.005～0.009、Cu0.05～0.12、P0.01～0.03、S0.005～0.009、Sn0.01～0.15。鑄坯的加熱溫度為1100～1200℃，控制熱軋的終軋溫度900～920℃，并在溫度500～520℃時進行卷取。熱軋后，將熱軋板通過兩段式常化爐進行常化處理，并采用一次冷軋法將常化板冷軋至成品厚度。寶鋼研發的獲得型抑制劑方案，將冷軋板先進行800～900℃×5～50s滲氮處理，控制滲氮量在50～200ppm(850℃滲氮時，目標約120ppm)范圍內，隨后在溫度800～900℃時進行脫碳退火，脫碳退火過程中將會形成部分(Al,Si)N抑制劑。
采用“固有抑制劑+鑄坯高溫加熱工藝”生產Hi-B鋼，由于高溫加熱使作為抑制劑的AlN、MnS等粗大析出相能在鑄坯中完全固溶，隨后在熱軋和常化工序中充分析出，可滿足抑制劑對抑制初次再結晶 晶粒正常長大的要求。但由于鑄坯加熱溫度過高，造成能源浪費、設備壽命縮短、產品表面缺陷增多、成材率低，制造成本增加等缺點。通過對文獻資料的分析來看，采用鑄坯低溫加熱工藝來制造Hi-B鋼已成為世界各大取向硅鋼生產廠的研發焦點。目前，采用鑄坯低溫加熱工藝，由于均熱溫度較低，抑制劑析出相無法完全固溶，經熱軋和常化后，鋼中析出的固有抑制劑數量可能不足，無法滿足抑制初次晶粒正常長大的要求，即存在抑制能力不足的問題。目前國內外多采用“獲得型抑制劑法+鑄坯低溫加熱工藝”，即通過滲氮處理以獲得新的細小彌散的(Al,Si)N或AlN析出相，以彌補抑制劑數量上的不足。但采用滲氮處理來生產Hi-B鋼，不僅建設或改造脫碳與滲氮生產線的投入很大，而且使得生產工藝變得更加復雜，脫碳與滲氮工藝的控制十分嚴苛。
取向硅鋼熱軋過程中，調整合適的γ相含量(20％～30％)，通過γ→α相變過程可使熱軋板組織細化并呈層狀分布的細形變晶粒和細小的再結晶晶粒，從而有利于在脫碳退火后形成細小均勻的初次再結晶晶粒，促進二次再結晶發展。當γ相<20％時成品易出現線晶，γ相＞30％時成品易出現細小晶粒，這都使二次再結晶不完善。此外，由于AlN、MnS以及Cu2S等抑制劑在α相和γ相中的固溶度積差別較大。特別是在Hi-B鋼的生產過程中，一定的γ相含量可以保證適量的N溶解在γ相中，在隨后常化過程的快冷中獲得大量細小的AlN，氮在γ相中固溶度比在α相中大10倍左右。基于以上分析，本發明通過Hi-B鋼成分設計，控制鋼中γ相含量，提出了一種通過“固有抑制劑法+鑄坯低溫加熱”工藝制造的Hi-B鋼，截至到目前，還未見有文獻報道。
技術實現要素：
本發明的目的在于克服現有采用傳統鑄坯低溫加熱工藝，鋼中析 出的固有抑制劑力不足的問題，無法生產Hi-B鋼；同時，克服采用獲得抑制劑法生產工藝更加復雜、控制苛刻等問題，提供一種采用固有抑制劑法和鑄坯低溫加熱工藝制造的Hi-B鋼，通過成分擇優設計、抑制劑的合理組合以及控制鋼中γ相含量，獲得了一種優良磁性能的Hi-B鋼。
為了實現上述目的，本發明提供了如下技術方案：
本發明提供一種采用固有抑制劑法和鑄坯低溫加熱工藝生產的Hi-B鋼，所述Hi-B鋼鑄坯的化學成分按質量百分比表示為：C：0.04～0.065％，Si：3.1～3.3％，Mn：0.08～0.60％，P：0.01～0.03％，S≤0.01％，Als：0.025～0.055％，N：0.007～0.013％，Cu：0.10～1.0％，其余為Fe；
所述Hi-B鋼采用硫化物作為輔助抑制劑，并采用鑄坯低溫加熱工藝制備；
在該Hi-B鋼制備的熱軋步驟中，控制γ相含量為20％～30％。
所述Hi-B鋼中γ相含量與C、Si、Mn元素含量及熱軋溫度T之間的關系如下：
所述硫化物為MnS和Cu2S。
所述Hi-B鋼采用如下工藝步驟制備：轉爐冶煉→RH精煉→連鑄→板坯加熱→熱軋→常化→冷軋→脫碳退火→高溫退火。
所述Hi-B鋼的B8值高達1.988T，P17/50低至0.836W/kg。
與現有技術相比，本發明的有益效果在于：
(1)本發明調整了Hi-B鋼Si、Mn元素含量來適當增加γ相的數量，減少了均熱過程AlN的平衡析出量，增加了熱軋與常化過程中有效AlN的析出量，提高鋼中主抑制劑AlN對初次晶粒長大的抑制能力。
(2)本發明尤其增加了C的含量，C為奧氏體穩定化元素，C元素含量的增加，將降低A3溫度，提升A4溫度，進而可以擴大γ相區的范圍。調整合適的γ相含量(20％～30％)，通過γ→α相變過程可使熱軋板組織細化并呈層狀分布的細形變晶粒和細小的再結晶晶粒，促進二次再結晶發展。
(3)本發明與現有技術相比，不僅對鑄坯采用低溫加熱，而且工藝適應范圍寬泛，抑制能力充足，采用本發明得到的Hi-B鋼，其中B8值高達為1.988T，P17/50低至0.836W/kg。
具體實施方式
下面結合實施例對本發明進行進一步說明。
本發明提供一種采用固有抑制劑法和鑄坯低溫加熱工藝生產的Hi-B鋼，所述Hi-B鋼化學成分按質量百分比表示為：C：0.04～0.065％，Si：3.1～3.3％，Mn：0.08～0.60％，P：0.01～0.03％，S≤0.01％，Als：0.025～0.055％，N：0.007～0.013％，Cu：0.10～1.0％，其余為Fe。
所述Hi-B鋼中一般采用硫化物(MnS和Cu2S)作為輔助抑制劑；其中，MnS是傳統高溫流程生產Hi-B鋼中采用的輔助抑制劑，Mn含量一般控制為0.08～0.60％；Cu2S是低溫加熱工藝生產Hi-B鋼中常用的輔助抑制劑，向鋼中添加適量Cu含量(0.10～1.0％)，不僅可以與S結合形成Cu2S提高抑制能力，還可以起到增加鋼中γ相數量的作用，從而提高AlN在鋼中的固溶度。
控制所述Hi-B鋼中γ相含量，γ相含量與C、Si、Mn元素含量及溫度T之間的關系如下：
所述Hi-B鋼采用如下工藝步驟制備：轉爐冶煉→RH精煉→連鑄→板坯加熱→熱軋→常化→冷軋→脫碳退火→高溫退火。
所述Hi-B鋼采用轉爐冶煉，全鐵水操作或者所用鐵合金不帶夾雜及如鉛等有色金屬，轉爐出鋼溫度控制在1660～1680℃。
RH精煉過程中采用兩次合金微調，真空泵系統的泄露量<25Kg，真空度≤266Pa。RH處理鋼液開始溫度控制在1600～1680℃，處理終點溫度控制在1500～1580℃。
連鑄過程中，中包用耐火材料，結晶器浸入式水口等采用無碳耐火材料；
長水口采用吹氬保護；
正常澆鑄4～5分鐘、20分鐘、35分鐘，分別進行測溫；
熱電偶插入深度為145～160mm，必須插入中間，測溫頭距周圍壁應≥250mm；
開澆時必須戴好長水口進行長水口吹氬保護澆鑄，吹氬壓力：0.10～0.25Mpa。
連鑄完畢，嚴禁大包鋼渣進入中包(每次連澆第三罐時，中包要進行一次排渣)關閉滑板要緩慢，鋼水斷流立即停止，不能全程關閉，拉坯速度0.5～4.0m/min。
澆鋼過程必須保持結晶器液面平衡，中間包、結晶器均采用專用保護渣，并采用電磁攪拌，電磁攪拌參數：760～785A/15～18Hz/5s-0-5s。
板坯加熱要保證均熱，使抑制劑充分固溶，同時不致鑄坯邊部開裂。鑄坯加熱：加熱溫度1150～1200℃，加熱時間0.1～4.5h，在爐時間0.1～5h；
熱軋的開軋溫度控制在1150～1180℃，終軋溫度約為900～920℃。熱軋板厚度，2.0～2.5mm，軋制完成后采用非對稱的快速冷卻，冷卻水溫控制在30～60℃，以約25～35℃/s的冷速冷卻至560～600℃，然后迅速卷取放入低溫保溫爐內。在熱軋步驟中，控制γ相含量為20％～30％。
采用兩段式常化，第一段，在氮氣氛下快速加熱至850～1150℃并保溫10～300s，第二段將鋼板加熱至600～900℃，保溫10～300s，并采用水淬處理，水淬時間1～90s。
冷軋采用時效軋制工藝一次冷軋至產品規定厚度。
經一次冷軋后，冷軋板在5～30％H2+95～70％N2露點為10～60℃氣氛下進行750～850℃×0.5～5min脫碳退火，此時碳含量降至0.002～0.004％以下，涂層后烘干并進行高溫退火。
高溫退火，其特征在于所用氣氛為20～80％H2+80～20％N2，升溫速率為10～40℃/h，將溫度升高至1100～1250℃，在純氫氣氛中保溫10～30h。冷卻出爐涂敷應力涂層即得到成品。
所述Hi-B鋼中C元素含量為0.04～0.065％，C含量過高，將帶來脫碳困難，以及使鋼中硫化物固溶溫度提高等不利因素。C元素在Hi-B鋼中具有重要作用，提高C含量可以使鋼中γ相增多，一方面可以在熱軋過程通過γ→α相變過程使熱軋板組織細化并形成層狀分布的細小形變晶粒和再結晶晶粒，從而使初次晶粒細小均勻；另一方面可以在常化過程快冷時析出大量細小AlN粒子，增加對初次晶粒長大的抑制能力。此外鋼中固溶的C原子還能在冷軋時效軋制過程中釘扎位錯， 使得位錯密度明顯增高，加工硬化更快，退火時再結晶生核位置增多，初次晶粒細小均勻，促進二次再結晶發展。
所述Hi-B鋼中Si元素含量為3.1～3.3％。Si元素是取向硅鋼中的主要元素，Si能起到顯著提高電阻率，減少渦流損耗，降低鐵損的作用，每增高0.1％Si，可以使鐵損P17/50降低0.019W/kg。但Si含量過高，材料加工(主要是冷軋)困難，熱軋板組織粗大，使析出的抑制劑粗大，數量減少，抑制能力明顯降低，二次再結晶困難，不適于工業生產。
所述Hi-B鋼中P元素含量為0.01～0.03％。當鋼中存在少量的P元素沿晶界偏聚時，析出的抑制劑析出的質點細小和分布更均勻，抑制能力得到增強，而且P提高電阻率，成品磁性能好且穩定，P17/50也下降。
所述Hi-B鋼中Als含量為0.025～0.055％，并控制鋼中N含量0.007～0.013％。Als含量對磁性影響最明顯，Als含量過高，鑄坯加熱溫度升高，且玻璃膜質量變壞，Als含量過低，鋼中析出的AlN太少，抑制力不足，二次再結晶不完善。
實施例1
實施例1以表1中成分為原材料，采用轉爐冶煉，轉爐出鋼溫度1650℃。
RH精煉采用兩次合金微調，真空泵系統的泄露量<25Kg，真空度≤266Pa。RH處理鋼液開始溫度1635℃，處理終點溫度1565℃。
連鑄過程中，中包用耐火材料，結晶器浸入式水口等采用無碳耐火材料。長水口采用吹氬保護，正常澆鑄4～5分鐘、20分鐘、35分鐘，分別進行測溫，熱電偶插入深度為145mm，必須插入中間，測溫頭距周圍壁應≥250mm。開澆時必須戴好長水口進行長水口吹氬保護澆鑄， 吹氬壓力：0.15Mpa。連鑄完畢，嚴禁大包鋼渣進入中包(每次連澆第三罐時，中包要進行一次排渣)關閉滑板要緩慢，鋼水斷流立即停止，不能全程關閉，拉坯速度0.6m/min。澆鋼過程必須保持結晶器液面平衡，中間包、結晶器均采用專用保護渣，并采用電磁攪拌，電磁攪拌參數：767A/15Hz/5s-0-5s。
板坯加熱過程中板坯加熱要保證均熱，使抑制劑充分固溶，同時不致鑄坯邊部開裂，鑄坯加熱溫度1200℃，在爐時間280分鐘。
熱軋開軋溫度控制在1165℃，終軋溫度約為900℃。熱軋板厚度2.0mm，軋制完成后采用非對稱的快速冷卻，冷卻水溫控制在40℃，以約30℃/s的冷速冷卻至560℃，然后迅速卷取放入低溫保溫爐內。在熱軋步驟中，控制γ相含量為20％～30％，。
采用兩段式常化，第一段，在氮氣氣氛下快速加熱至1120℃并保溫120s，第二段將鋼板加熱至850℃，保溫60s，并采用水淬處理，水淬時間20s。
采用時效軋制工藝一次冷軋0.30mm。
經一次冷軋后，冷軋板在20％H2+80％N2露點為40℃氣氛下進行800℃×5min脫碳退火，此時碳含量降至0.004％以下，涂層后烘干并進行高溫退火。
高溫退火所用氣氛為60％H2+40％N2，升溫速率為25℃/h，將溫度升高至1210℃，在純氫氣氛中保溫25h。冷卻出爐涂敷應力涂層即得到成品。成品平均磁感值B8為1.908T，平均鐵損值P17/50為1.161W/kg。
其中，上述γ相含量為鑄坯經鍛造制樣后檢測的面積百分數，具體制樣方法是：采用真空感應爐冶煉，鑄坯空冷至室溫后重新加熱至1150℃并保溫10min，鍛造成Φ20mm的圓棒，經線切割后制成Φ10×2mm的圓柱試樣。由于實驗加熱溫度在900～1300℃之間，為了 防止試樣在高溫加熱過程中由于氧化而造成C含量變化，保證測試結果的準確性，將試樣密封于石英真空管中。
實施例2
實施例2成分如表1所示，其余步驟與實施例1相同。
成品平均磁感值B8為1.936T，平均鐵損值P17/50為1.057W/kg。
實施例3
(1)實施例3成分如表1所示，轉爐出鋼溫度1660℃。
(2)RH精煉采用兩次合金微調，真空泵系統的泄露量<25Kg，真空度≤266Pa。RH處理鋼液開始溫度1640℃，處理終點溫度1570℃。
(3)連鑄過程中，中包用耐火材料，結晶器浸入式水口等采用無碳耐火材料。長水口采用吹氬保護，正常澆鑄4～5分鐘、20分鐘、35分鐘，分別進行測溫，熱電偶插入深度為145mm，必須插入中間，測溫頭距周圍壁應≥250mm。開澆時必須戴好長水口進行長水口吹氬保護澆鑄，吹氬壓力：0.15Mpa。連鑄完畢，嚴禁大包鋼渣進入中包(每次連澆第三罐時，中包要進行一次排渣)關閉滑板要緩慢，鋼水斷流立即停止，不能全程關閉，拉坯速度0.6m/min。澆鋼過程必須保持結晶器液面平衡，中間包、結晶器均采用專用保護渣，并采用電磁攪拌，電磁攪拌參數：780A/15Hz/5s-0-5s。
(4)板坯加熱過程中加熱要保證均熱，使抑制劑充分固溶，同時不致鑄坯邊部開裂。鑄坯加熱溫度1210℃，在爐時間290分鐘。
(5)熱軋開軋溫度控制在1180℃，終軋溫度約為920℃。熱軋板厚度2.3mm，軋制完成后采用非對稱的快速冷卻，冷卻水溫控制在30℃，以約30℃/s的冷速冷卻至580℃，然后迅速卷取放入低溫保溫爐內。
(6)采用兩段式常化，第一段，在氮氣氣氛下快速加熱至1120℃并保溫150s，第二段將鋼板加熱至900℃，保溫60s，并采用水淬處理，水淬時間15s。
(7)采用時效軋制工藝一次冷軋0.30mm。
(8)經一次冷軋后，冷軋板在30％H2+70％N2露點為45℃氣氛下進行835℃×3min脫碳退火，此時碳含量降至0.003％以下，涂層后烘干并進行高溫退火。
(9)高溫退火所用氣氛為70％H2+30％N2，升溫速率為30℃/h，將溫度升高至1210℃，在純氫氣氛中保溫30h。冷卻出爐涂敷應力涂層即得到成品。成品平均磁感值B8為1.988T，平均鐵損值P17/50為0.836W/kg。
表1實驗鋼化學成分(％)
表2實驗鋼中γ相含量及磁性能