專利名稱：電工鋼片的制作方法
技術領域：
本發明涉及用于變壓器和電動機芯材的高硅電工鋼片。
電工鋼片被廣泛地用作電動機和變壓器的芯材。電工鋼片通常含有控制組織和提高電阻率的硅。含有6.5wt.%硅的鐵合金由于其磁致伸縮基本上接近于零而顯示出較好的軟磁性質。然而，增加硅含量會使鋼片變脆，而且含有4wt.%或更多硅的高硅鋼片不能用普通軋制法制成薄鋼片。為了解決這個問題，已經提出了若干制取高硅薄鋼片的方法。其中方法之一是通過澆鑄直接用鋼水生產高硅薄鋼片的快速固化直接生產方法，例如，在日本已經審查的專利公告公報No.60-32705中就公開了這一方法。另一種方法是應用特殊軋制法，例如，在日本已經審查的專利公告公報No.3-80846中公開了這種方法，第三種方法是使硅富集于經軋制制取的低硅鋼片的滲硅法，例如，在日本已經審查的專利公告公報No.2-60041中公開了該方法。在這三種方法中，滲硅法已經進入商用階段。
用上述任一方法制取的高硅鋼片在應用于電動機和變壓器以前必需進行沖壓、剪切和彎曲加工。然而，高硅鋼片存在著在沖壓或剪切拐角處導致裂紋和碎裂的脆性問題，在彎曲加工中勢必產生斷裂。
已經提出了旨在改進高硅鋼片加工性能的各種建議。
日本已經審查的專利公告公報No.61-15136公開了一種制造具有優良可加工性和磁特性的高硅鋼片的方法，該方法是將晶粒大小控制在1-100μm范圍并控制晶粒具有垂直于薄片表面而生長的柱狀結晶，同時基本上消除有序晶格。
日本未經審查的專利公開公報No.62-270723公開了一種制造具有相當高可加工性的高硅鋼片的方法，該方法是將具有軋制組織的鋼加工成成品型材隨后進行退火。
日本未經審查的專利公開公報No.4-165050公開了一種制造可加工性優良的高硅晶粒-取向的鋼片的方法，該方法是添加Mn以抑制固溶硫壞影響和提高晶粒取向性。
盡管如此，當晶粒直徑增大到100μm或更大時，日本已經審查的專利公告公報No.61-15136的方法也達不到它的目標效果。對于高硅鋼而言，該方法需要使用淬火步驟，例如在900℃或更高的高溫下的水-淬火以基本上消除有序晶相。因此，該方法在實際應用中面臨著困難。
日本已經審查的專利公告公報No.62-270723的方法要對具有軋制組織的鋼進行加工，以致該方法需要在加工后進行高溫退火。從而，該方法的缺點是在變壓器和電動機制造過程中添加額外的步驟。
日本未經審查的專利公開公報No.4-1605050的方法需要使用高晶粒取向的鋼。由于使用抑制劑的二次再結晶的穩定性差，很難達到高晶粒取向性。此外，這種方法還存在不能用于非取向性硅鋼片的缺點。
本發明的目的是提供一種具有高可加工性的電工鋼片。
為實現上述目的，本發明提供一種含有4-10wt.%Si的電工鋼片，它包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at(原子)%或更低的氧含量。
該電工鋼片還優選由以下主要元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的可溶解的(Sol.)Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
本發明還提供一種含有4-10wt.%(si+Al)的電工鋼片，它包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at%或更低的氧含量。
該電工鋼片還優選由以下主要元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%(Si+Al)、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
本發明還提供一種含有4-10wt.%Si的電工鋼片，它包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
該電工鋼片還優選由以下主要元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的可溶解的Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
本發明還提供一種含有4-10wt.%(Si+Al)的電工鋼片，它包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
該電工鋼片還優選由以下主要元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%(Si+Al)、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
圖1是表示本發明鋼片最終熱處理氣氛的真空度和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖2是表示本發明鋼片晶粒邊界中的氧含量和伸長率之間關系的曲線;
圖3是表示本發明鋼片晶粒邊界強度參數和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖4是表示本發明鋼片平均晶粒直徑和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖5是評價鋼片可加工性的三點彎曲試驗方法的說明;
圖6是表示實施例1鋼片晶粒邊界中氧含量和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖7是表示實施例2鋼片晶粒邊界中氧含量和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖8是表示實施例3鋼片晶粒邊界中氧含量和剪切截面上產生的疵點數之間關系的曲線;
圖9是表示實施例4鋼片晶粒邊界中氧含量和伸長率之間關系的曲線;
圖10是表示實施例6鋼片晶粒邊界中氧含量和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖11是表示本發明鋼片晶粒邊界中硫含量和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖12是表示本發明鋼片晶粒邊界中硫含量和伸長率之間關系的曲線;
圖13是表示本發明鋼片晶粒邊界中硫含量、氧含量和伸長率之間關系的曲線;
圖14是表示本發明鋼片平均晶粒直徑和三點彎曲特性之間關系的曲線;
圖15是表示實施例7鋼片晶粒邊界中硫含量和三點彎曲特性之間的曲線;
圖16是表示實施例9鋼片晶粒邊界中硫含量和三點彎曲特性之間關系的曲線。
由于高硅鋼片的母相天然具有脆性，該鋼片一直被認為基本上無法提高其加工性。同時，本發明者進行了一系列試驗，旨在提高在最終熱處理氣氛中不同露點和氧濃度下高硅鋼片的可加工性，發現其中存在一種具有較高可加工性的鋼片，而該鋼片含有相同百分比的硅。圖1示出鋼片可加工性的試驗結果。在試驗中變化真空度以改變退火氣氛的露點和氧濃度。水平軸線代表真空度，而垂直軸線代表三點彎曲試驗中(在圖5所示壓下條件下測定試件斷裂前最大沖程量的試驗)作為可加工性指標的試件彎曲量。在1200℃退火15分鐘。試驗結果顯示，真空度越高，可加工性的改進越大。
最佳實施例方案-1對那些試驗樣品進行研究以弄清高硅鋼片的斷裂機理，在加工性能和斷裂面狀態之間顯示出緊密的關系。具體地說，可加工性低劣的高硅鋼片顯示出大量的晶間斷裂面，而可加工性優良的高硅鋼片顯示出大量的解理斷裂面。當利用俄歇電子能譜學對可加工性高的樣品和可加工性低的樣品進行研究以測定晶間斷裂面上的氧含量時，可加工性高的樣品給出晶粒邊界中的氧含量低，而可加工性低的樣品給出晶粒邊界中的氧含量高。
所得俄歇能譜的進一步研究顯示出，不僅在晶粒邊界中的氧含量和可加工性之間而且在晶粒邊界中的碳含量和可加工性之間都存在著一定的關系。因為上述試驗并沒有明確說明控制碳量的條件，晶粒邊界內碳量的變化被認為是同晶粒邊界中氧行為的聯合現象。然而，尚未認識它的詳細機理。此外，已經發現，改變退火溫度很容易控制粒徑和大大地改變可加工性。
因此，本發明者們發現，被認為是天然可加工性很差的高硅鋼片，其可加工性實際上同晶粒邊界的特性之間存在著極強的相互關系，并發現，通過控制晶粒邊界的特性就可以得到具有極好可加工性的高硅鋼片。
現在，通過優選的元素范圍更詳細地敘述本發明。
碳是一種有害于軟磁性質的元素，當C含量超過0.01wt.%時，軟磁性隨時間而降低，該現象稱為“時效惡化(age degrading)”。為了避免這一缺點，C含量最好為0.01wt.%或更低。
硅含量接近6.5wt.%會使磁致伸縮為零并顯示出較好的軟磁性質。當Si含量低于4wt.%時，硅鋼片不具有希望的磁性質，鋼片的可加工性不出現特殊問題。當Si含量超過10wt.%時，飽和磁通密度明顯下降。因此，Si含量被規定在4-10wt.%范圍內。
一部分Si可被Al代替。在此情況下，必需規定(Si+Al)的總量。當(Si+Al)的總量低于4wt..%時，不能獲得本發明要求的磁特性。而鋼片的可加工性不會出現特殊問題。當Si含量超過10wt.%時，飽和磁通密度明顯下降。因此，當部分Si用Al代替時，(Si+Al)總量最好被規定在4-10wt.%范圍內。
錳同S結合生成MnS可改進板坯階段的熱加工性，然而，當Mn含量超過0.5wt.%時，飽和磁通密度的下降明顯，這是不希望的。所以，Mn含量最好為0.5wt.%或更低。
磷是一種降低軟磁性質的元素，最好盡可能地減少它的含量。因為0.01wt.%或更低的P含量基本上不產生壞影響，從經濟上考慮最好P含量被規定為0.01wt.%或更低。
硫是一種增加熱軋脆性和降低軟磁性的元素。因此，最好盡可能地減少它的含量。因為0.01wt.%或更低的S含量基本上不產生壞影響，從經濟上考慮最好S含量為0.01wt.%或更低。
鋁通過脫氧作用而能夠凈化鋼，從磁性質方面看，它具有增加電阻的功能。鋼含有4-10wt.%的Si，就可以通過Si改進磁性質，所以只要求Al實現脫氧作用。因此，可溶解的Al含量最好被規定為0.2wt.%或更低。另一方面，當一部分Si被Al代替時，如上所述，(Si+Al)總量被規定在4-10wt.%范圍內。
氮是一種降低軟磁性質和導致磁性時效變化的元素。所以最好盡可能地減少它的含量。因為0.01wt.%或更低的N含量基本上不產生壞影響，從經濟上考慮最好N含量為0.01wt.%或更低。
氧是一種降低軟磁性質的元素，最好盡可能地減少它的含量。如同后面所敘述的，本發明最重要的因素是晶粒邊界中的氧含量，而O含量是指晶粒邊界和晶粒內部二者的總O量。本發明通過控制在鋼片中不可避免存在的晶粒邊界中的O含量來提供優良的可加工性，將在以后敘述這一情況。當鋼片中的O含量超過0.02wt.%時，氧在全部熱處理條件下存在于晶粒邊界和晶粒內部，該狀態很難將晶粒邊界中的氧含量降低到30at.%或更低。換句話說，僅為0.02wt.%或更低的O含量才可能有選擇地控制氧存在的區域(在晶粒內或晶粒邊界內)。因此，O含量被規定為0.02wt..%或更低。另一方面，并不特別規定O含量的下限。單純減少O含量不會導致晶粒邊界中O濃度的降低。然而，過份減少O會增加生產成本。因此，從經濟原因考慮，最好不要將O含量減少到0.0005wt.%以下。
除了上述各元素外，鋼的雜質還包括Cr、Ni、Cu、Sn和Mo。上述每種元素的含量約為0.03wt.%不影響本發明的效果。
要求本發明鋼的晶粒邊界中O含量(離析到晶粒邊界的元素中的O含量)為30at.%(原子百分比)或更低。這是本發明最重要的條件。晶粒邊界處的O含量意指離析到晶粒邊界的各元素中的O含量(at.%)。通常，應用俄歇電子能譜學以測定氧含量。根據能譜學，試件在保持1×10-9托或更低的真空室內破裂，應用俄歇電子光譜測定法同時觀察未被大氣空氣污染的晶間斷裂面。該方法允許在干凈晶間斷裂面上進行元素分析。
以后是使用俄歇電子光譜測定法測定元素的一般方法(參考“Practical Auger Electron Spectroscopy for Users”Kgoritsu Shup-pan，1989.)。當對材料表面進行元素測定時，將所測俄歇電子強度(它是通過對能量求微分而得到的并由峰值高度表示)和相關靈敏度(各元素俄歇電子發射效率的指數)代入以下公式[X](at.%)＝｛(X/x)/[(A/a)+(B/b)+(C/c)+……+(X/x)+……]｝×100式中A，B，C和D……各元素的俄歇電子強度a，b，c，和d……各元素的相關靈敏度為各元素規定測量俄歇電子強度的能量位置。例如，Fe使用三個LMM轉換中的最高能側的峰值，O使用KLL轉換，C用KLL轉換，而S用LVV轉換。各元素轉換的相關靈敏度是已知的，在上述文獻中已敘述過這些數值。根據Phai單位，Fe的數值為0.220，C的數值為0.140，O的數值為0.400，S的數值為0.750。按照這種方式，俄歇電子能譜已被廣泛用于測定元素定量數值。所以，本發明也采用這種方法測定晶粒邊界處的元素。如上所述，本發明者們使用這種方法對具有優良可加工性和低劣可加工性的各材料測定其晶粒邊界，進行晶粒邊界處的元素分析，并發現晶粒邊界處的O含量同加工性的容易程度之間存在極密切的關系。
作為一個實例，圖2示出了使用具有如表1所示化學成分和片厚為0.1mm的高硅鋼片的伸長率和用俄歇電子光譜儀測定的晶粒邊界中O含量之間的關系。根據圖2，在晶粒邊界內含O量少的鋼片顯示出較好的伸長率。在已經試驗的各鋼片中，顯示出3%或更大伸長率的鋼片呈塑性變形。此外，對斷裂面進行電子顯微鏡掃描觀察顯示出，具有優良伸長率的鋼片給出解理斷裂而不是晶間斷裂，而具有低劣伸長率的鋼片顯示傾向于晶間斷裂。在過去，這類不會導致塑性變形的高硅鋼片是可接受的。然而，已發現當晶粒邊界中的O含量為30at.%或較低時，會發生塑性變形。因此，本發明規定O含量為30at.%或更低。從圖2可見，晶粒邊界中15at.%或更低的O含量提供更好的可加工性。
表1 (wt.%)
除了晶粒邊界中O含量的作用以外，這在以上已敘述過，已經發現晶粒邊界中的碳無疑對可加工性起著重要作用。具體地說，即使晶粒邊界中的O含量在30at.%或更低范圍內，當晶粒邊界中的C含量(離析到晶粒邊界的各元素中的C含量)為0.5at.%或更多時，會進一步改進伸長率和改進可加工性。認為晶粒邊界中的碳對晶界裂紋具有抑制功能，盡管尚未認識它的詳細機理。
所以，為獲得高硅鋼片的優良可加工性，發現限制晶粒邊界中的氧必需將晶粒邊界中碳的作用包括進去。為了證實這一作用，本發明者們制定了晶粒邊界強度參數，該參數由以下存在于晶粒邊界處的氧和碳的公式表示，并相當于實際三點彎曲試驗結果的公式。
晶粒邊界強度參數＝〔C(284)/〔O(531)〕公式中的術語C(284)和O(531)表示對俄歇能譜求微分而測定的信號強度，圓括號內的數字分別表示出現C和O峰值處的能量。
圖3示出了晶粒邊界強度和三點彎曲特性之間的關系。
根據該圖形，在三點彎曲特性中示出的可加工性同上述晶粒邊界強度參數之間存在著極緊密的關系。此時，當三點彎曲試驗的彎曲量為5mm或更大時，同先有技術材料相比認為改進了可加工性，所以(C/Fe)/(O/Fe)比值(晶粒邊界強度參數)為0.5或更大就可認為改進了可加工性。當三點彎曲試驗的彎曲量為10mm或更大時，推斷可加工性得到明顯改進。因此，晶粒邊界強度參數最好被規定為1.0mm或更大。
關于晶粒邊界中的C含量，當晶粒邊界中的O含量超過30at.%時，不會顯示出改進可加工性的效果，當晶粒邊界中的O含量在30at.%以下時，如果晶粒邊界中的C含量為0.5at.%或更高，則會提高晶粒邊界強度和改進可加工性。因此，晶粒邊界中的C含量最好被規定為0.5at.%或更高。為了進一步改進可加工性，晶粒邊界中的C含量最好被規定為0.8at.%或更高。
除發現晶粒邊界中氧和碳的這種作用以外，還發現了粒徑也影響可加工性，從鋼片表面來看，2.0mm或更小的平均粒徑會進一步改進可加工性。這一作用的原因被認為是，當限制晶粒邊界中的O含量和C含量以強化晶粒邊界時，晶粒內部的強度相對成比例地下降而橫過晶粒的裂紋增加，所以過大的粒徑會降低可加工性。在具有表1所示化學成分的各高硅鋼片(厚度0.1mm)中，對晶粒邊界中的O含量約為5at.%和晶粒邊界中C含量約為1at.%的高硅鋼片進行試驗，以確定不同粒徑下從鋼片表面看的平均粒徑和三點彎曲特性之間的關系。在圖4中示出了該試驗結果。根據該圖，可看出由于將平均粒徑規定為2.0mm或更小的而改進了可加工性。
在上述各試驗中所用的高硅鋼片由于熱處理而具有形成粗晶粒的極好結晶顆粒生長條件，勢必在結晶顆粒透入片厚方向的地方形成竹節組織。盡管如此，如前所述，從可加工性方面看，鋼片的粒徑最好為2.0mm或更小，并且該鋼片需要選擇一個可控熱處理條件以致不會產生過多的粗晶粒。當該高硅鋼片的結晶組織形成竹節組織時，本發明者們發現，結晶顆粒的生長基本上停止在粒徑約3-4倍于鋼片厚度的地方。因此，為使粒徑保持在2.0mm或更小，應選擇片厚為0.5mm或更薄。在此情況下，無需注意熱處理條件。基于這些原因，鋼片的優選厚度為0.5mm或更薄。
獲得本發明的效果與硅鋼片中晶粒取向性分布無關。因此，本發明既不規定為取向硅鋼片也不規定為非取向硅鋼片。普通電工鋼片要涂敷絕緣薄膜，而本發明不取決于涂膜的存在。
本發明不規定制造薄片的方法，本發明可用于通過特殊軋制法、滲硅法(已在前面敘述過)和其它適當的方法制造的高硅鋼片。
實施例1對具有表1所示成分的鋼進行熔煉、熱軋和溫軋，以制取具有0.1mm厚度的鋼片。該鋼片于1，200℃在5托-1×10-5托的各級對比壓范圍內進行15分鐘的熱處理(最終退火)。實驗室的環境溫度為27℃，濕度為80%。用圖5所示三點彎曲機對所得試件進行試驗，以測定斷裂前的最大壓進沖程量。將各試件的殘余部分置于俄歇電子光譜儀內使其在8×10-10托的真空中破裂。觀察各試件的斷裂面并分析晶粒邊界處的成分。成分分析示出全部試件在晶粒邊界中的C含量都在0.5at.%或更低。圖6示出了晶粒邊界中的O含量對三點彎曲試驗彎曲量的影響。該曲線圖示出，晶粒邊界中O含量減少明顯地增加彎曲量。這樣就可以認為晶粒邊界中較低的O含量給出較好的可加工性。
實施例2使用具有實施例1中相同成分的鋼，在若干不同氣氛條件下進行熱處理。對那些制得的試件進行三點彎曲試驗。由三點彎曲試驗殘余的試件制取用于俄歇電子能譜學的樣品。在俄歇電子光譜儀的真空條件下破裂這些樣品，以測定晶粒邊界中O和C的成分。對晶粒分界內的O含量和C含量以及三點彎曲特性之間的關系進行研究。對于晶粒邊界中O含量在30at.%以上的試件，晶粒邊界中的O含量和C含量以及彎曲量之間不存在任何關系。然而，對于晶粒邊界中O含量為30at.%或更低的試件，在晶粒邊界內的O含量和C含量以及彎曲量之間存在著明顯的關系。圖7示出了對于晶粒邊界中的O含量約為10at.%試件的(平均粒徑0.19mm)晶粒邊界中C含量和三點彎曲特性之間的關系。根據該曲線圖，可看出晶粒邊界中含C量達到某種程度的鋼明顯地改進了可加工性。
實施例3使用間隙為3μm的剪切試驗臺對實施例1和實施例2中所試驗的試件進行剪切試驗。在光學顯微鏡(×200)下觀察剪切面對每10cm剪切長度上裂紋之類的各種疵點進行計數。在同晶粒邊界中的O含量有關的圖8中示出了該計數結果。該曲線圖示出與三點彎曲試驗結果同樣的傾向，并清楚地表明了限制晶粒邊界中O含量的作用。
實施例4對具有表2所列成分的鋼進行熔煉、熱軋和溫軋以制取厚度為0.35mm的鋼片。在0～-70℃范圍內具有各種露點的氮氣氛中、于1200℃對該鋼片進行15分鐘的熱處理，以制備在晶粒邊界中含不同O含量的若干鋼片試件。在抗拉試驗臺(使用JIS5級試件的拉力計)上試驗這些試件。按照在實施例1中所用方法測定各試件晶粒邊界中的O含量，并對抗拉試驗臺內所測伸長率和晶粒邊界中的O含量之間的關系進行研究。在全部試件內，晶粒邊界中的O含量都在0.2-0.8at.%范圍內，平均粒徑在1-1.4mm范圍內。該結果示于圖9中。該曲線圖顯示出，晶粒邊界中O含量低的鋼片給出較大的伸長率。
表2 (wt.%)
實施例5對具有表3所列成分的鋼進行熔煉、熱軋和溫軋以制取不同厚度的鋼片。在800-1，300℃各種退火溫度下對那些試件進行15分鐘最終退火。在1×10-4托的對比壓中制取不同片厚和平均粒徑的各種試件。用三點彎曲機對所得試件進行試驗。將各試件的殘余部分置于俄歇電子光譜儀內以測定晶粒邊界中的O含量和C含量。該俄歇電子能譜學顯示出，全部試件在晶粒邊界中的O含量為5±2at.%，而晶粒邊界中的C含量為0.8-2at.%。表4示出各試件的平均晶粒直徑和三點彎曲試驗結果。該表顯示出較大平均粒徑全部都降低了彎曲特性。特別是，當平均粒徑超過2.0mm時，彎曲特性明顯下降。對于厚度超過0.5mm的試件，即使平均粒徑為2.0mm或更小，該彎曲特性也是低劣的。
表3 (wt.%
表4
實施例6制備具有表5所列化學成分的硅鋼片(厚度0.3mm)。對該鋼片進行滲硅一擴散處理(Si擴散和滲透處理)以制造硅含量為6.5wt.%的硅鋼片。使用兩種不同的混合氣體作為載氣進行滲硅一種是同高純氮氣(露點-70℃)混合的混合氣體，另一種是同普通氮氣(露點-30℃)混合的混合氣體。所得試件進行三點彎曲試驗，用俄歇電子光譜儀分析殘余試件以測定晶粒邊界中的O含量。全部試件顯示出，晶粒邊界中的C含量在0.2at.%-1.2at.%范圍內而平均粒徑接近0.89mm。該結果被總結在圖10中。該曲線圖顯示出，限制晶粒邊界中的O含量改進即使對用Si擴散一滲透法制得的高硅鋼片也是有效的。
表5 (wt.%)
最佳實施方案-2通過更詳細地研究，本發明者們通過對晶粒邊界的精細觀察弄清楚了同可加工性有關的(除了晶粒邊界中的O含量之外的)其它因素。具體地說，本發明者們使用在晶粒邊界中O含量恒定的樣品研究了離析到晶粒邊界的各元素對可加工性的影響，并發現硫對可加工性具有與氧的影響不同的明顯的影響。圖11示出了三點彎曲特性(上述三點彎曲試驗臺內試件的壓進沖程量)和用俄歇電子光譜儀測得的晶粒邊界處的S含量之間的關系。這里所用試件具有以下成分6.49wt.%Si.0.005wt.%Mn、0.0015wt.%S和0.0022wt.%O，其厚度為0.35mm，并使其在含有0.1Vol.%H2S的N2氣氛中進行熱處理。熱處理后的各試件在分析誤差內給出近于相同數量的總S。用俄歇電子光譜儀測得的全部試驗試件的晶粒邊界中O含量都在3-5at.%范圍內。根據圖11，可加工性同晶粒邊界中的S含量存在很強的關系，這就可以認為晶粒邊界中的S降低了可加工性。盡管尚未認識到晶粒邊界中S含量和可加工性強烈關系的詳細機理，晶粒邊界并不含如Mn之類生成硫化物的元素這一事實，可以認為S可能以固溶形態存在于晶粒邊界中。
通過改變退火溫度就能很容易地控制粒徑。然而，上述試驗顯示出改變退火溫度會大大地改變可加工性。
如同以上詳細敘述的那樣，本發明者們發現，長期以來被認為是加工性天然低劣的高硅鋼片的可加工性同晶粒邊界的特性存在著極緊密的相互關系，控制該特性可以提供具有極好可加工性的高硅鋼片。
作為一個實例，使用厚度為0.1mm、具有如表6所列化學成分和用俄歇電子光譜儀測定的晶粒邊界中幾乎相同O含量的高硅鋼片，以測定伸長率和用俄歇電子光譜儀測得的晶粒邊界中S含量之間的關系。該結果示于圖12中。該圖顯示出，晶粒邊界中S含量低的試件給出了高伸長率。在試驗期間，給出3%或更大伸長率的試件產生了塑性變形。用電子顯微鏡掃描觀察斷裂面顯示出，給出高伸長率的試件發生解理斷裂而不是晶間斷裂，而伸長率低劣的鋼片顯示出晶間斷裂的傾向。在過去，這類不會導致塑性變形的高硅鋼片是可以接受的。然而，已發現當晶粒邊界中的S含量為0.2at.%或更低時，會發生塑性變形。因此，本發明規定S含量為0.2at.%或更低。
表6 (wt.%
本發明不僅需要規定如上所述晶粒邊界中的S含量，而且需要將晶粒邊界中的O含量(離析到晶粒邊界的各元素中的O含量)規定在30at.%(原子百分比)或更低。換句話說，只有當晶粒邊界中的O含量足夠低時，才能夠實現降低晶粒邊界中S含量的作用。為此目的，晶粒邊界中的O含量必需降低到30at.%或更低。圖13示出了三點彎曲特性(在如上所述三點彎曲試驗臺內的試件的壓進沖程量)和晶粒邊界中S含量之間的關系。這里所用的試件具有以下成分6.66wt.%Si、0.001wt.%S、0.001wt.%Sol.Al和0.0025wst.%O，其厚度為0.35mm，并且晶粒邊界中包含不同的O含量。該曲線圖顯示出，30wt.%或更低的晶粒邊界中O含量給出了晶粒邊界中S含量和三點彎曲特性之間的相互關系，該圖還示出在晶粒邊界中的O含量超過30at.%情況下，即使晶粒邊界中的S含量為0.2wt.%或更低時，三點彎曲特性也只顯示出非常小的變化。因此，本發明規定晶粒邊界中的O含量為30at.%或更低，最好為15at.%或更低。
除了晶粒邊界中的S含量和O含量的影響以外，發現粒徑也影響可加工性。已發現從鋼片表面看的平均粒徑為2.0mm或更小時，會進一步改進可加工性。推測該作用的原因是，隨晶粒邊界強度的提高晶粒內強度成比例地降低是由于晶粒邊界中S的影響，這會增加橫過晶粒的裂紋，所以過大的粒經會降低可加工性。在具有表1所列化學成分的高硅鋼片中，對在晶粒邊界中O含量約5at.%、晶粒邊界中C含量約lat.%和晶粒邊界中S含量約0.05at.%的高硅鋼片進行試驗。以測定不同粒徑下從鋼片表面看的平均粒徑和三點彎曲特性之間的關系。該結果示于圖14中。根據該曲線圖可看出，由于將平均粒徑規定為2.0mm或更小而改進了可加工性。
在上述試驗中使用的高硅鋼片具有極好的形成粗晶粒的結晶顆粒生長條件，并勢必在結晶顆粒透入片厚方向的地方形成竹節組織。盡管如此，如前所述，從可加工性觀點看，鋼片的粒徑最好為2.0mm或更小，鋼片需要選擇可控的熱處理條件以致不產生過多的粗晶粒。當高硅鋼片的結晶組織形成竹節組織時，本發明者們發現，結晶顆粒的生長基本上停止在粒徑約3-4倍于鋼片厚度的地方。因此，為了將粒徑保持在2.0mm或更小，片厚可選擇在0.5mm或更薄。在此情況下，不需要注意熱處理條件。鑒于這些原因，鋼片的優選厚度為0.5mm或更薄。
獲得本發明的效果與硅鋼片中晶粒取向性分布無關。因此，本發明既不規定為取向的硅鋼片，也不規定為非取向的硅鋼片。普通電工鋼片需要涂敷絕緣薄膜，而本發明不取決于涂膜的存在。本發明不規定制造薄片的方法，但本發明適用于通過特殊軋制法、滲硅法(已在以前敘述過)和其它適當方法制造的高硅鋼片。
實施例7具有表7所列成分的高硅鋼片(厚度0.1mm)于1200℃、在5-1×10-5托的不同對比壓內進行15分鐘熱處理(最終退火)。實驗室的環境溫度為27℃，濕度為80%。用三點彎曲機對所得試件進行試驗，以測定斷裂前的最大壓進沖程量。將各試件的殘余部分分置于俄歇電子光譜儀內使其在8×10-10托的真空內破裂。觀察各試件的斷裂面并分析晶粒邊界處的成分。根據俄歇電子光譜儀的成分分析，選擇晶粒邊界中的O含量為3-5at.%、C含量為約0.3at.%和平均粒徑為0.2mm的試件，以測定晶粒邊界中的S含量對三點彎曲試驗彎曲量的影響。圖15示出了該結果。該曲線圖顯示出，減少晶粒邊界中的S含量明顯地增加彎曲量，這可以認為，晶粒邊界中的S含量越低，可加工性就越好。
表7 (wt.%
實施例8對具有表8所列成分和不同厚度的高硅鋼片在1×10-4托的對比壓、于800-1300℃的各種退火溫度進行15分鐘最終退火，以制取具有不同片厚和不同平均晶粒直徑的試件。使用三點彎曲機對所得試件進行試驗。將各試件的殘余部分置于俄歇電子光譜儀內以測定晶粒邊界中的C含量和S含量。該俄歇電子能譜顯示出，全部試件在晶粒邊界中的O含量為8±2at.%、晶粒邊界中的C含量在0.8-2at.%范圍內，晶粒邊界中的S含量在0.05-0.10at.%范圍內。表4示出了各試件的平均晶粒直徑和三點彎曲試驗結果。該表示出，2.0mm以上的平均粒徑明顯地降低了彎曲特性。對于厚度超過0.5mm的試件，即使平均粒徑為2.0mm或更低時，彎曲特性也是低劣的。
表8 (wt.%)
實施例9制取具有表9所列化學成分的硅鋼片(厚度0.3mm)。該鋼片在1200℃進行滲硅一擴散處理(Si擴散和滲透處理)。使用兩種不同的混合氣體作為載氣進行滲硅。一種是同高純氮氣(露點-70℃)混合的SiCl4氣體，另一種是同普通氮氣(露點-30℃)混合的SiCl4氣體。所得試件進行三點彎曲試驗，用俄歇電子光譜儀分析殘余的試件，以測定晶粒邊界中的O含量、C含量和S含量。在所試驗的各試件中，選擇在晶粒邊界中的O含量約10at.%、晶粒邊界中的S含量約0.7at.%和平均粒徑約0.8mm的試件，以測定晶粒邊界中S含量和三點彎曲試驗彎曲量之間的關系。該結果總結于圖16中。該曲線圖顯示出，限制晶粒邊界中的S含量改進可加工性即使對通過用Si擴散一滲透法制得的高鋼片也是有效的。
表9 (wt.%)
實施例10用軋制法制取厚度為0.35mm、具有表10所列成分的鋼片，該鋼片在具有-10～-70℃露點和H2S含量在0-0.1Vol.%范圍內的若干種氮氣氛下、于1200℃進行15分鐘熱處理。用三點彎曲機對這些制得的試件進行試驗，用俄歇電子光譜儀分析上述試件的殘余部分，測量晶粒邊界中的O含量和S含量以確定它們對三點彎曲試驗彎曲量的影響。該結果總結于圖13中，該曲線圖顯示出，晶粒邊界中O含量為30at.%或更低時，晶粒邊界中的S含量和彎曲量之間的關系，當晶粒邊界中的O含量在30at.%以上時，即使晶粒邊界中的S含量降低到0.2at%或更低時，三點彎曲特性產生的變化也很小。
權利要求
1.一種含有4-10wt.%Si的電工鋼片，該鋼片包括所述電工鋼片包含有結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.(原子)%或更低的氧含量。
2.根據要求1所述的電工鋼片，它主要由以下元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%的Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的Sol.Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
3.權利要求2所述的電工鋼片，其中，氧含量在0.0005-0.02wt.%范圍內。
4.權利要求1所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界中的氧含量為15at.%或更低。
5.權利要求1所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界含有至少0.5at.%的碳。
6.權利要求5所述的電工鋼片，其中，碳含量至少為0.8at.%。
7.權利要求1所述的電工鋼片，其中，晶粒具有2mm或更小的平均直徑。
8.權利要求1所述的電工鋼片，其中，電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
9.權利要求1所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界含0.5at.%或更高的碳。晶粒的平均直徑為2mm或更小，而電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
10.一種含有4-10wt.%(Si+Al)的電工鋼片，該鋼片包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.%或更低氧含量。
11.權利要求10所述的電工鋼片，它主要由以下元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%(Si+Al)、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低O，其余是Fe和不可避免的雜質。
12.權利要求11所述的電工鋼片，其中，氧含量在0.0005-0.02wt.%范圍內。
13.權利要求10所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界中的氧含量為15at.%或更低。
14.權利要求10所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界含有至少0.5at.%的碳。
15.權利要求14所述的電工鋼片，其中，碳含量至少為0.8at.%。
16.權利要求10所述的電工鋼片，其中，晶粒的平均直徑為2mm或更小。
17.權利要求10所述的電工鋼片，其中，電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
18.權利要求10所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界含有0.5at.%或更多的碳，晶粒的平均直徑為2mm或更小，電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
19.一種含有4-10wt.%Si的電工鋼片，該鋼片包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
20.權利要求19所述的電工鋼片，它主要由以下元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%的Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的Sol.Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
21.權利要求20所述的電工鋼片，其中氧含量在0.0005-0.02wt.%范圍內。
22.權利要求19所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界中的氧含量為15at.%或更低。
23.權利要求19所述的電工鋼片，其中，晶粒的平均直徑為2mm或更小。
24.權利要求19所述的電工鋼片，其中電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
25.權利要求19所述的電工鋼片，其中，晶粒的平均直徑為2mm或更小，電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
26.一種含有4-10wt.%(Si+Al)的電工鋼片，該鋼片包括所述電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
27.權利要求26所述的電工鋼片，它主要由以下元素組成0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%的(Si+Al)0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的雜質。
28.權利要求27所述的電工鋼片，其中，氧含量在0.0005-0.02wt.%范圍內。
29.權利要求26所述的電工鋼片，其中，晶粒邊界中的氧含量為15at.%或更低。
30.權利要求26所述的電工鋼片，其中，晶粒的平均直徑為2mm或更小。
31.權利要求26所述的電工鋼片，其中，電子鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
32.權利要求26所述的電工鋼片，其中，晶粒的平均直徑為2mm或更小，電工鋼片的厚度為0.5mm或更薄。
全文摘要
一種電工鋼片含有0.01wt.％或更低的C、4—10wt.％的Si、0.5wt.％或更低的Mn、0.01wt.％或更低的P、0.01wt.％或更低的S、0.2wt.％或更低的Sol.Al、0.01wt.％或更低的N、0.02wt.％或更低O，其余為Fc和不可避免的雜質，電工鋼片包含結晶顆粒和晶粒邊界，所述晶粒邊界包含30at.％或更低的氧含量。電工鋼片可含有4—10wt.％(Si+Al)來代替4—10wt.％Si。晶粒邊界可具有30at.％或更低的氧含量和0.2at.％的硫含量。
文檔編號C22C38/02GK1089663SQ9312080
公開日1994年7月20日 申請日期1993年12月8日 優先權日1992年12月8日
發明者田中靖, 平谷多津彥, 阿部正広, 笠井勝司, 岡田和久, 石川勝 申請人:日本鋼管株式會社