在铁或铁基合金板表面上形成{100}织构的方法、使用该方法制造无取向电工钢板的方法以及使用该方法制造的无取向电工钢板

摘要

本发明公开了具有高比例的{100}织构的铁或铁基合金板及其制造方法。本发明公开了形成具有与该板表面平行的{100}平面的晶粒的方法。在奥氏体(γ)温度下使铁或铁基合金板退火，同时将该板内或该板表面上或热处理环境中的氧的影响最小化，然后使上述板经历相变成为铁素体(α)。在所得板的表面上发展出高比例的{100}织构。本发明公开了制造电工钢板的方法。表面上具有{100}织构的晶粒通过γ→α转变生长至晶粒度为该合金板厚度的至少一半。通过采用上述公开的方法，能够在短时间内轻易制造出具有优良织构的铁或铁基合金板。

说明书

技术领域

本发明大体上涉及无取向电工钢板，其具有优良的织构特性以用于马达、发电机、小型变压器等等，及其制造方法。

背景技术

软磁钢板需要两种主要磁性能，例如低铁损(core loss)和高磁通量密度。减少软磁钢板的铁损的方法包括促进磁域的移动(减少磁滞损)，以及增加电阻率(降低涡流损)。

为了促进磁域移动，应除去诸如氧、碳、氮和钛的杂质以改善铁或铁基合金的纯度。为了增加电阻率，应增加硅、铝和锰的含量。

由于铁基体心立方(body-centered cubic，bcc)晶体是磁异向性的，已知晶体织构会显著影响铁或铁基合金板的磁性能。无取向电工钢板的最佳织构是与该钢板表面平行的{100}平面(下文称为{100}织构)，因为{100}平面具有两种容易磁化的方向，<001>，并且没有难以磁化的方向，<111>。

有已知用来制造{100}织构的方法。当在不低于1000℃的温度下于硫化氢(H₂S)环境中使薄的铁-3％硅退火时，观察到具有与该钢板表面平行的{100}平面的晶粒的优先生长。硫或氧被认为会吸附在该表面上而在退火环境下造成表面能量的异向性。在本发明人于韩国专利申请公开第95-48472/1995号中公开的直接铸造法中，在硅钢板内观察到高密度的{100}织构。但是，由于硅钢板具有粗糙的表面和不规则的厚度，欲使用该硅钢板作为电工钢板应解决这些问题。

如上所述，有已知的用来制造具有{100}织构的软磁钢板的方法。但是，由于这些方法在用于大规模生产时会发生问题，因此商业上并不容易制造具有{100}织构的软磁钢板。

发明内容

技术问题

本发明意欲克服上述常规技术的缺点。

本发明的目的在于提供可重复、有效而且高效的通过退火方法来制造具有高比例的{100}织构的软磁钢板的方法。

技术方案

本发明公开了当在奥氏体温度区使铁和铁基合金板退火，同时使合金板内或合金板表面上或热处理环境中氧的影响最小化，并且使上述合金板经历相变成为铁素体时，该合金板表面上发展出高密度的{100}织构。

附图简述

从以下对于本发明某些示例性实施方案的详细描述并参考附图，本发明的上述及其它方面会变得显而易见且更易于了解，其中：

图1是显示退火温度对{100}织构的形成的影响的图表，其由使纯铁1在1大气压的氢气环境中退火所产生；

图2是显示溶液中的氧对{100}织构的形成的影响的图表，其由使纯铁2在6×10^-6托的真空环境中退火所产生；

图3是显示真空压力对{100}织构的形成的影响的图表，其由使纯铁2在1000℃下退火30分钟所产生；

图4是显示硅含量对{100}织构的形成的影响的图表，其由在含有钛吸气剂的6×10^-6托的真空环境中退火所产生；

图5是显示真空压力对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.5％硅在1150℃下退火15分钟所产生；

图6是显示退火温度对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.0％硅在1大气压的氢气环境中退火所产生；

图7是显示逸气对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-3.0％硅-0.3％碳在1050℃下退火15分钟所产生；

图8是显示真空压力对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-0.4％硅-0.3％锰在1000℃下退火10分钟所产生；

图9是显示真空压力对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-2.0％硅-1.0％锰-0.2％碳在1100℃下退火10分钟所产生；

图10是显示退火环境中露点对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.0％硅在1大气压的氢气环境中退火所产生；

图11是显示氢气压对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.5％硅-0.1％碳在1150℃下退火15分钟所产生；

图12是显示浸泡时间(soaking time)对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.0％硅在1050℃下于4.1×10^-1托的氢气中退火所产生；

图13是显示冷却速率对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.0％硅在1050℃下于9.0×10^-2托的氢气中退火所产生；

图14是显示真空冷却温度对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.0％硅在1050℃下于含有钛吸气剂的6×10^-6托的真空环境中退火15分钟所产生；

图15是显示冷却速率对{100}织构的形成的影响的图表，其由使铁-1.5％硅-1.5％锰在1050℃下于6×10^-6托的真空环境中退火10分钟所产生；

图16是纯铁1的光学显微图，示出发展良好的大型柱状晶粒，其由在930℃下于1大气压的氢气环境中退火1分钟所产生；

图17是铁-1.0％硅的光学显微图，示出发展良好的大型柱状晶粒，其由在1150℃下于含有钛吸气剂的6×10^-6托的真空环境中退火15分钟所产生；

图18是显示在1050℃下于5×10^-6托的真空环境中退火15分钟的铁-1.0％硅样品的晶粒度分布的图表；

图19是铁-1.5％硅-0.7％锰样品的光学显微图，其在1100℃下于6×10^-6托的真空环境中退火10分钟然后利用真空冷却来冷却；

图20是铁-1.5％硅-0.7％锰样品的光学显微图，其在1100℃下于6×10^-6托的真空环境中退火10分钟然后以25℃/小时的冷却速率来冷却；并且

图21是铁-1.5％硅-0.1％碳样品的光学显微图，示出发展良好的柱状晶粒，其由在950℃下于湿氢环境中脱碳15分钟所产生。

实施方式

现在将在下文中更完整地描述本发明。但是，本发明可以许多不同形式实施，并且不应理解为受限于在此提出的实施例；反之，提供这些实施例是为了使本公开更加透彻而完整，并且向本领域技术人员完全传达本发明的范围。

在表面上形成具有与该合金板表面平行的{100}平面的晶粒的方法包括如下步骤：i)使铁或铁基合金板退火，同时使该合金板内或该合金板表面上或热处理环境中的氧的影响最小化，ii)在该合金的稳定相是奥氏体(γ)的温度范围内(下文称为奥氏体温度)对上述合金板进行退火或热处理，然后iii)使上述合金板经历相变成为铁素体(α)(下文称为γ→α转变)。在该合金板表面上形成具有{100}织构的晶粒后，该晶粒应充分向内生长至晶粒度为该合金板厚度的至少一半，使得该合金板内的大部分晶粒具有{100}织构。在本发明中，{100}织构在该合金板表面的形成和{100}晶粒的生长能够同时或分开但连续地完成。

利用本发明公开的方法制造的无取向电工钢板由具有柱状晶粒的铁或铁-硅合金组成，其至少25％的表面积被{100}织构的晶粒覆盖。若严格控制热处理条件，钢板的所有表面均能被{100}织构的晶粒覆盖。

在表面上形成织构的方法

根据本发明，形成表面织构的方法包括热处理步骤和相变步骤。上述表面织构包括{100}和{111}。此外，上述形成表面织构的方法可应用在铁或铁基合金上。热处理应在奥氏体相稳定的温度范围内进行。由于奥氏体温度由给定的合金系统的化学组成决定，因此热处理温度应取决于合金的化学组成而不同地限定。

表面织构的形成由γ→α转变实现。在γ→α转变期间会发生原子结构的大规模重组。γ→α转变能够通过改变温度(冷却)、组成或温度和组成来诱发。γ→α转变能够通过由于合金元素和退火环境之间的化学反应或由于合金元素的蒸发而改变合金板组成来诱发。表面织构的形成似乎与γ→α转变密切相关。因此，应精确控制冷却速率以得到预期的表面织构。

根据本发明，能够将γ→α转变用作重组表面原子以具有特定织构的手段。在再结晶温度下发生的相变对于原子重组可有深远的影响。这是因为与γ→α相变有关的能量改变(约1000焦/摩尔)比与位错密度或晶粒边界面积有关的能量改变大许多。虽然众所周知奥氏体和铁素体之间有结晶取向关系(例如Krudjumow-Sachs关系)，但在γ→α转变之后织构是相当随机的，因为24个变量以相等的可能性起作用。本发明公开了在特定环境下利用γ→α转变在合金板表面上大规模重组原子结构的方法。

在表面上形成{100}织构的方法

在表面上形成{100}织构的本发明方法包括在受控制环境下进行热处理的步骤。在诸如加热速率、浸泡温度、浸泡时间、冷却速率和气体环境的热处理的重要变量中，最重要的变量是退火环境中氧的水平。

为达到高密度{100}织构，退火环境中氧的水平应足够低以免氧化合金板表面。在合金板表面上形成{100}织构的方法可应用于铁或主要由硅、锰、镍、碳、铝、铜、铬和磷组成的铁基合金上。上述合金元素不妨碍本发明的效果，此外，它们能够用来降低氧对{100}织构的形成的不利影响，这会在后面描述。

热处理应在奥氏体相稳定的温度范围内进行。由于奥氏体温度是给定合金系统的化学组成的函数，热处理温度应随着表面的化学组成改变而各异判定。通过掺杂诸如锰、镍、碳和氮的奥氏体稳定元素，能够降低热处理温度，并因此能够提高该方法的效率。

根据本发明，能够将γ→α转变用作重组表面原子以具有{100}织构的手段。γ→α转变能够通过改变温度(冷却)、组成或温度和组成来诱发。在热处理期间，能够由于合金元素和退火环境之间的化学反应或由于诸如锰的奥氏体稳定元素的蒸发而发生合金板组成的变化。{100}表面织构的形成似乎与γ→α转变密切相关。因此，应精确控制γ→α转变期间的冷却速率，以在合金板表面上得到高密度{100}织构。

在合金板表面上形成{100}织构的本发明方法包括在真空或受控制环境下进行的热处理步骤。此外，铁或铁基合金的氧含量应低于40ppm，以使氧对{100}织构的形成的不利影响最小化。当在真空条件下进行热处理时，真空压力应优选低于1×10^-3托，并且更优选低于1×10^-5托。须有如此低的真空压力的原因是要在退火环境中维持低的氧分压。

在本发明中，如果氧的分压高，则会妨碍{100}表面织构的形成。能够优选在主要成分为还原气体(氢气、氨气或烃类气体)、惰性气体(氦气、氖气、氩气或氮气)或两者的混合气体的环境中进行热处理。在还原气体环境中，能够通过形成水或一氧化碳的化学反应除去合金板表面上的氧原子。

在还原气体环境中，虽然没有限制气体压力，但是优选能够使用1大气压的气体压力，并且更优选能够使用10^-1至10^-5大气压的压力范围。此外，应控制退火环境的露点以免在奥氏体温度下的热处理之前和期间在合金板表面上形成任何种类的氧化物。这是因为还原气体环境或惰性气体环境中的水蒸气能够起氧来源的作用。

根据本发明，铁和铁基合金中的氧含量在通过γ→α转变形成{100}织构中是重要的变量。应控制铁和铁基合金中的间隙氧至低于某种水平。若氧含量高，其会妨碍{100}织构的形成。

此外，建议在形成{100}的热处理之前用浸渍法(pickling process)除去合金板表面上任何形态的氧化物。

为了纯化退火环境，能够在形成{100}的热处理之前或期间包括除去气体环境中的氧和/或水蒸气的额外步骤。能够使用若干种类的吸收剂来除去气体环境中的氧和水蒸气。

还能够通过熔合或涂覆诸如碳和锰的某些元素来降低氧对于在合金板表面上形成{100}织构的不利影响。碳原子能够除去合金板表面上的氧而形成一氧化碳气体。在锰的情况中，由于在退火温度下锰的蒸气压非常高，从合金板表面蒸发的锰原子似乎会阻断气体环境中的氧分子以免在退火期间与合金板表面碰撞。在熔合上述元素的情况中，碳含量低于0.5％而锰含量低于3.0％。这些元素在合金板表面上的涂层对{100}织构的形成有相同的有利影响。此外，铁、镍和铜的涂层降低氧对形成{100}织构的不利影响，铁、镍和铜是与氧的反应性比硅钢低的元素。这些元素不仅保护表面不受含氧环境的伤害，而且稳定奥氏体相，从而降低热处理温度。

在合金板表面上形成{100}织构的本发明方法包括从奥氏体冷却至铁素体的步骤。由于{100}织构的形成与γ→α转变密切相关，因此转变期间的冷却速率在形成{100}织构中扮演重要的角色。在γ→α转变期间，优选冷却速率低于3000℃/小时。

通过控制冷却速率，能够增强{100}织构的形成并且能够抑制{111}的形成。通过冷却诱发γ→α转变时，最佳冷却速率随合金板的化学组成和浸泡温度而改变。例如，在铁-硅合金中，最佳冷却速率是50℃/小时至1000℃/小时。但是，在浸泡温度高于1100℃的铁-硅合金中会形成高密度{100}织构，即使冷却速率大于3000℃/小时。此外，在碳含量为0.03％至0.5％的铁-硅-碳合金中，最佳冷却速率高于600℃/小时。在锰含量为0.1％至3.0％的铁-硅-锰合金中，最佳冷却速率低于100℃/小时。浸泡时间也会影响{100}织构的形成。形成{100}织构的最佳浸泡时间是1至60分钟，并且不超过120分钟。

在本发明中，合金板的表面粗糙度(R_a)与{100}织构的形成密切相关。为了形成高密度{100}织构，优选表面粗糙度低于0.1微米。因此，在形成{100}的热处理之前必需具有平滑的表面。

通过采用本发明的方法，能够在30分钟或更短时间内，并且优选在数分钟之内，完成在合金板表面上形成高度聚集的{100}织构。由于退火时间短，能够采用更适于大规模生产的连续退火。

在本发明中，用织构系数P_hkl来评估织构形成。P_hkl如下定义，

$P_{\mathrm{hkl}}=\frac{\Sigma N_{\mathrm{hkl}}}{\Sigma \left(N_{\mathrm{hkl}}\frac{I_{R,\mathrm{hkl}}}{I_{\mathrm{hkl}}}\right)}\times \left(\frac{I_{R,\mathrm{hkl}}}{I_{\mathrm{hkl}}}\right)$

，其中

N_hkl：多重性因数

I_hkl：所给样品的(hkl)平面的X光强度

I_R，hkl：具有随机取向晶粒的样品的(hkl)平面的X光强度

P_hkl代表目标样品中与具有随机取向晶粒的样品中被(hkl)平面覆盖的表面积的近似比例。

本发明能够一般性且根本地应用于铁和铁基合金上。本发明在典型铁基合金上的一般应用在下面列出。能够在实施例中找到关于每一种合金系统的详细技术信息。合金的化学组成仅包含特地掺杂的熔合元素，并且忽略无法避免的杂质。

(1)铁-硅

在硅含量低于1.5％的铁-硅合金中，欲形成高密度{100}织构，应在如下条件下进行热处理；热处理温度范围：910℃至1250℃，此温度下奥氏体是稳定的，以及热处理环境：i)低于1×10^-5托的真空环境或ii)压力水平为1大气压或更低的还原气体环境。在奥氏体温度下热处理之后，铁-硅合金应通过冷却经历γ→α转变。

(2)铁-硅-碳

在硅含量为2.0％至3.5％并且碳含量低于0.5％的铁-硅-碳合金中，欲形成高密度{100}织构，应在如下条件下进行热处理；热处理温度范围：800℃至1250℃，此温度下奥氏体是稳定的，以及热处理环境：i)低于1×10^-3托的真空环境或ii)压力水平为1大气压或更低的还原气体环境。在奥氏体温度下热处理之后，铁-硅-碳合金应通过冷却或通过改变化学组成(脱碳)经历γ→α转变。

(3)铁-硅-锰

在硅含量为1.0％至3.5％并且锰含量低于1.5％的铁-硅-锰合金中，欲形成高密度{100}织构，应在如下条件下进行热处理；热处理温度范围：800℃至1250℃，此温度下奥氏体是稳定的，以及热处理环境：i)低于1×10^-3托的真空环境或ii)压力水平为1大气压或更低的还原气体环境。在奥氏体温度下热处理之后，铁-硅-锰合金应通过冷却或通过改变化学组成(通过蒸发除去合金板表面上的锰原子，下文称为脱锰)经历γ→α转变。

(4)铁-硅-锰-碳

在硅含量为1.0％至3.5％，锰含量低于1.5％，并且碳含量低于0.5％的铁-硅-锰-碳合金中，欲形成高密度{100}织构，应在如下条件下进行热处理；热处理温度范围：800℃至1250℃，此温度下奥氏体是稳定的，以及热处理环境：i)低于1×10^-3托的真空环境或ii)压力水平为1大气压或更低的还原气体环境。在奥氏体温度下热处理之后，铁-硅-锰-碳合金应通过冷却或通过改变化学组成(脱碳和/或脱锰)经历γ→α转变。

(5)铁-硅-镍

在硅含量为1.0％至4.5％，镍含量低于3.0％的铁-硅-镍合金中，欲形成高密度{100}织构，应在如下条件下进行热处理；热处理温度范围：800℃至1250℃，此温度下奥氏体是稳定的，以及热处理环境：i)低于1×10^-5托的真空环境或ii)压力水平为1大气压或更低的还原气体环境。在奥氏体温度下热处理之后，铁-硅-镍合金应通过冷却经历γ→α转变。

实施例

表1示出用于本发明的合金的化学组成。除非另外注明，所有关于百分比的陈述均为重量百分比。通过真空感应熔炼制备具有表1所示化学组成的铸块。将这些铸块热锻造成20毫米厚的平板。将这些钢板热轧成2毫米厚。在热轧处理后，利用浸渍方法在18％的盐酸中于60℃下除去表面氧化皮。将这些平板冷轧成具有各种厚度的合金板，例如0.3毫米、0.5毫米等。除非另外注明，痕量的熔合元素不是刻意掺杂的，并且它们是不可避免的杂质。这样的微量杂质对{100}织构的形成没有显著影响。

表1

  合金  铁  硅  锰  铝  碳  镍  硫  纯铁1  bal  ＜0.001  ＜0.001  0.001  0.013  0.007  0.0007  纯铁2  bal  0.001  0.001  0.024  0.0012  铁-1.0％硅  bal  0.97  0.0016  0.0024  0.0041  0.0013  铁-1.0％硅-0.05％碳  bal  0.96  0.0019  0.045  0.0041  0.0013  铁-1.0％硅-0.1％碳  bal  1.00  0.0016  0.098  0.0040  0.0015  铁-1.5％硅  bal  1.48  0.0024  0.0050  0.0041  0.0020  铁-1.5％硅-0.05％碳  bal  1.49  0.025  0.047  0.0042  0.0015  铁-1.5％硅-0.1％碳  bal  1.50  0.0024  0.10  0.0043  0.0018  铁-2.0％硅  bal  2.07  0.0012  0.0034  0.0030  0.0016  铁-2.5％硅  bal  2.56  0.0038  0.0038  0.0031  0.0016  铁-2.5％硅-0.3％碳  bal  2.56  0.0015  0.28  0.0023  0.0017  铁-3.0％硅  bal  2.99  0.0016  0.0026  0.0031  0.0013  铁-3.0％硅-0.1％碳  bal  3.02  0.0039  0.064  0.0072  0.0015  铁-3.0％硅-0.2％碳  bal  3.00  0.0014  0.19  0.0034  0.0019  铁-3.0％硅-0.3％碳  bal  3.05  0.0028  0.28  0.0012  0.0020  铁-0.4％硅-0.3％锰  bal  0.40  0.27  0.0054  0.0071  0.0051  铁-1.0％硅-1.5％锰  bal  0.97  1.49  0.0020  0.0024  0.0056  0.0017  铁-1.5％硅-1.5％锰  bal  1.48  1.53  0.0024  0.0034  0.0056  0.0018  铁-2.0％硅-1.0％锰  bal  1.98  0.99  0.0014  0.0025  0.0029  0.0016  铁-2.0％硅-1.0％锰-0.05％碳  bal  2.04  1.01  0.0013  0.045  0.0030  0.0018  铁-2.0％硅-1.0％锰-0.1％碳  bal  2.02  0.99  0.0016  0.095  0.0029  0.0016  铁-2.0％硅-1.0％锰-0.2％碳  bal  2.07  1.00  0.0011  0.19  0.0030  0.0020  铁-2.5％硅-1.5％锰  bal  2.51  1.41  0.0012  0.0030  0.0028  0.0016  铁-2.5％硅-1.5％锰-0.2％碳  bal  2.52  1.47  0.0017  0.19  0.0028  0.020  铁-2.0％硅-1.0％镍  bal  1.98  0.0016  0.0045  1.02  0.0017

实施例1

图1示出当使纯铁1在奥氏体温度下退火，同时使合金板内或热处理环境中的氧的影响最小化，然后使上述合金板经历γ→α转变时，所得合金板具有高比例的{100}织构。在还原气体环境(1大气压的氢气，露点为-54℃)中进行热处理。当炉温达到850℃时，将样品放置在该炉的中央。在850℃下保持5分钟后，以600℃/小时的加热速率将样品加热至浸泡温度。在该浸泡温度下保持1分钟后，以600℃/小时的冷却速率将样品冷却至850℃。在热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。

当使铁样品在低于910℃的温度下退火时，此温度下铁素体是稳定的，{111}织构的形成占优势。这是钢板的典型行为。但是，当使样品在超过910℃的温度下退火时，此温度下奥氏体是稳定的，所得合金板具有高比例的{100}织构({100}织构覆盖表面积的60％以上)，并且几乎所有的{111}织构都消失了。在硫水平为7ppm的纯铁中形成高密度{100}织构是相当特别的。此外，欲形成{100}织构，930℃的温度是足够的，并且热处理时间少于20分钟。在具有商用纯度的钢板中，以前从未观察到此种行为。此结果表明，在还原气体环境中(在使氧的影响最小化的热处理环境中)通过γ→α转变形成高密度{100}织构是纯铁的固有性质。

铁中的氧含量对于{100}织构的形成有显著影响(图2)。在真空环境中(6×10^-6托)进行热处理。当炉温达到浸泡温度时，将样品放置在该炉的中央。在该浸泡温度下保持30分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。在低于910℃下热处理后，未观察到{100}平面的显著增强(P₁₀₀＝大约1)。但是，当使样品在超过910℃的温度下退火时，铁内的氧含量显著影响{100}织构的形成。当氧水平低时，例如31ppm，在1000℃下观察到高密度{100}织构，而在具有45ppm氧的相同热处理中，{100}织构没有增强。此结果表明，铁内的氧妨碍通过γ→α转变形成高密度{100}织构，并且应将铁内的氧含量控制在40ppm以下以形成{100}织构。

退火环境中的氧对于{100}织构的形成也有深远的影响(图3)。在真空炉内于多种真空压力下对氧水平为31ppm的铁进行热处理。当炉温达到1000℃时，将样品放置在该炉的中央。在1000℃下保持30分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。结果表明，在压力水平低于1×10^-4托时观察到{100}织构的增强。此外，当真空压力变得更低时，{100}织构变得更强。由于真空压力与真空系统中的氧分压成比例，能够将上述结果解释为退火环境中的氧对于{100}织构的形成的不利影响。

从上面的结果，我们能够得出结论，当使铁在奥氏体温度下退火，同时使合金板内或热处理环境中的氧的影响最小化，并且随后使上述合金板经历γ→α转变时，所得合金板具有高比例的{100}织构。此外，本发明公开了快速且高效的形成{100}织构的方法。即使热处理在5分钟以内，仍能在合金板表面上发展出高密度{100}织构。

实施例2

图4示出当使铁-硅合金在奥氏体温度下退火，同时使热处理环境中的氧的影响最小化，并且随后使上述合金板经历γ→α转变时，所得合金板具有高比例的{100}织构。热处理在真空环境中进行(6×10^-6托，含有钛吸气剂)。在这些热处理中，将纯钛板设置在样品附近作为氧吸气剂，以除去真空环境中的氧。当炉温达到1150℃时，将样品放置在该炉的中央。在1150℃下保持15分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。在1150℃下，对于硅含量为0％、1.0％和1.5％的合金而言奥氏体是稳定相，而对于硅含量为2.0％、2.5％和3.0％的合金而言铁素体是稳定相。

如图4所示，在冷却期间经历γ→α转变的铁-硅合金中观察到发展良好的{100}织构。但是，未经历γ→α转变者，{100}织构的强度低于1(随机取向样品)，而{111}和{211}平面占优势。从这些结果，我们能够推断，通过γ→α转变在缺氧环境中形成高密度{100}织构的方法也可应用在铁-硅二元合金系统上。由于在铁基软磁材料中硅是主要熔合元素，此结论是非常有意义的。此外，{100}织构的形成在铁-硅合金中似乎比在铁中容易得多。此结果可以解释为硅的氧清除效应。如实施例1所示，铁中的氧妨碍通过γ→α转变形成高密度{100}织构。但是，若对于氧的亲和力高于铁的硅是主要熔合元素，则硅会与铁基合金内的间隙氧原子反应，因此似乎妨碍铁基合金形成{100}织构的间隙氧原子的量会很低(氧清除效应)。因此，{100}织构的形成在铁-硅合金中似乎比在铁中容易得多。

根据相同的理由，铁-硅合金应在更严格的缺氧环境中热处理。在真空炉内于多种真空水平下对铁-1.5％硅进行热处理。当炉温达到1150℃时，将样品放置在该炉的中央。在1150℃下保持15分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。与铁不同，在低于1×10^-5托(图5)的较低真空水平下观察到{100}织构的增强。当真空压力越降越低时，例如含有钛吸气剂的6×10^-6托或3×10^-6托，{100}织构变得更强。在此情况中，合金内的硅似乎由于硅的高度氧亲和力而与热处理环境中的氧反应。由于合金板表面上的氧(间隙原子或氧化物的形式)似乎会妨碍铁和铁基合金形成{100}织构，合金内元素的氧亲和力越高，越需要严格控制退火环境。

实施例3

图6示出当铁-1.0％硅合金板在奥氏体温度下退火，同时使热处理环境中的氧的影响最小化，并且随后使上述合金板经历γ→α转变时，所得合金板在合金板表面上具有高比例的{100}织构。在还原气体环境中进行(1大气压的氢气，露点为-55℃)热处理。当炉温达到950℃时，将样品放置在该炉的中央。在950℃下保持5分钟后，以600℃/小时的加热速率将样品加热至浸泡温度。在该浸泡温度下保持5分钟后，以600℃/小时的冷却速率将样品冷却至950℃。在热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。

在铁-1％硅合金系统中，在1000℃至1310℃的温度范围内奥氏体是稳定相，而在低于970℃时铁素体是稳定相，并且，(α+γ)两相区是970℃至1000℃。当使铁-1.0％硅样品在低于970℃的温度下退火时，此温度下铁素体是稳定的，{111}平面的形成占优势。这是硅钢板的典型行为。但是，当使样品在超过1000℃的温度下退火时，此温度下奥氏体是稳定的，所得合金板具有高比例的{100}织构({100}织构覆盖80％以上的表面积)，并且几乎所有的{111}平面都消失了。

从上面的结果，我们能够推断，当使铁-硅合金板在奥氏体温度下退火，同时使合金板内或热处理环境中的氧的影响最小化，并且随后使上述合金板经历γ→α转变时，所得合金板具有高比例的{100}织构。此外，本发明公开了快速且高效的形成{100}织构的方法。即使热处理在5分钟以内，仍能发展出高密度{100}织构。

实施例4

表2示出在铁基合金中，高比例的{100}织构总是在使氧的影响最小化的退火环境中的γ→α转变后发展。在各种真空环境中进行热处理。在真空水平为含有钛吸气剂的6×10^-6托的热处理中，将纯钛板设置在样品附近作为氧吸气剂，以除去真空环境中的氧。在真空压力为4.1×10^-1托氢气的热处理中，以100cc/分钟的速率供应氢气，同时利用旋转泵保持该真空压力。当炉温达到浸泡温度时，将样品放置在该炉的中央。在浸泡温度下保持一段预期时间后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却(FC)。在某些情况下，将样品以400℃/小时的冷却速率在炉中冷却至铁素体温度，然后将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。

在表2所示的所有合金系统中，例如铁-硅、铁-硅-碳、铁-硅-锰、铁-硅-锰-碳、铁-硅-镍和铁-硅-铝，若在浸泡温度下的稳定相是奥氏体，并且若退火环境经控制而有最小量的氧，或优选若其为无氧环境，总会发展出高比例的{100}织构。

测试了掺杂碳的铁-硅合金，因为碳是奥氏体稳定元素。使用掺杂碳的合金的优势在于由于低A₃温度的浸泡温度的降低，以及通过碳掺杂的奥氏体相的稳定，即使在没有奥氏体相区的合金中。在铁-3.0％硅系统中，没有碳，没有奥氏体稳定温度。因此，不能发展{100}织构。但是，通过掺杂0.3％的碳，{100}织构通过1100℃的热处理发展良好。此外，由于碳降低给定合金系统的A₃温度，因此能够降低浸泡温度。如表2所示，在铁-1.5％硅合金系统中，当碳水平从50ppm变至1000ppm时，A₃温度从1080℃降至970℃。当浸泡温度为1050℃时，铁-1.5％硅-0.1％碳的{100}织构发展良好，但对于铁-1.5％硅，未观察到{100}织构的发展。虽然碳削弱软磁材料的磁性，但其能够通过脱碳处理轻易除去。但是，若存在太多的碳，可使用性不佳以及诸如数种类型的碳化物的复合相的形成会造成严重问题。因此，可接受的铁-硅合金的碳含量是低于0.5％。

表2

^*FH：快速加热室温下的样品至浸泡温度

^**FC：快速冷却浸泡温度下的样品至室温

测试了掺杂锰的铁-硅合金，因为锰是i)常见的熔合元素，其降低涡流损，并且ii)奥氏体稳定元素。如表2所示，锰似乎减弱{100}织构的形成并且反之增强{310}织构的形成。在铁-0.4硅-0.3锰和铁-1.0％硅-1.5％锰的合金系统中，在γ→α转变之后，观察到{100}织构的形成，但{100}织构的强度仅比随机取向晶粒高2至4倍。此外，{310}平面的强度比随机取向晶粒约高2至4倍。虽然这些结果表明锰稳定{100}以及{310}平面，但事实上，{310}平面的形成受到冷却速率非常大的影响。在含锰的铁-硅合金中，晶粒生长行为与铁-硅合金完全不同，并且这可影响织构形成。稍后会在本说明书中公开在铁-硅-锰合金系统中形成高密度{100}织构的方法。

在含锰合金中，浸泡温度应比A₃温度高许多(约50℃至100℃)。在热处理期间，表面上的锰蒸发得太快以至于表面上的锰水平比基块的锰水平低许多。由于移除表面上的锰会增加表面区域的A₃温度，而{100}织构的形成从合金板表面开始，因此浸泡温度应比A₃温度高许多以保持表面相为奥氏体。由于锰对于降低铁损及A₃温度有有利影响，可以不对其进行控制。

测试了掺杂碳和锰的铁-硅合金以观察两种奥氏体稳定元素的协作行为。在铁-2.0％硅-1.0％锰-0.2％碳合金中，{100}织构通过1100℃的热处理发展良好。此结果表明，通过在铁-硅-锰合金中掺杂碳，能够克服{100}织构的减弱。在含锰和碳的铁-硅合金中，由于表面上的锰挥发，浸泡温度也应比A₃温度高(约50℃至100℃)。

测试了含镍的铁-硅合金，主要因为镍是奥氏体稳定元素。除此之外，镍在许多方面上是有益处的：i)其在浸泡温度下是稳定的(未发生显著蒸发)，ii)其通过增加铁-硅合金的电阻率来降低涡流损，以及iii)其增加铁-硅合金的抗张强度。在铁-2.0％硅-1.0％镍合金中，{100}织构通过1090℃的热处理发展良好。由于镍对于降低铁损及A₃温度有有利影响，可以不对其进行控制。

测试了掺杂铝的铁-硅合金，因为铝是用来降低涡流损的常见熔合元素。如表2所示，铝似乎减弱{100}织构的形成。没有铝(铁-1％硅)，{100}织构系数约为16，而其降至6.65仅是因为添加了0.1％的铝(减少60％)。铝对于形成{100}织构的不利影响能够从铝对氧的高亲和力的角度来解释。由于铝很容易与氧反应，即使退火环境中只有非常微量的氧，合金板表面上的铝也会与氧分子反应。因此，{100}织构的形成会减弱。事实上，在含铝合金中，合金板表面的颜色总是相当暗沉。因此，可接受的铁-硅合金的铝含量是低于0.3％。

实施例5

虽然退火环境中的氧对{100}织构的形成有显著影响，但退火环境中可接受的氧分压随着铁-硅合金的化学组成而改变。在真空炉内于多种真空水平下进行铁-硅-碳、铁-硅-锰和铁-硅-锰-碳合金的热处理。当炉温达到浸泡温度时，将样品放置在该炉的中央。在浸泡温度下保持一段足够时间以将所有晶粒完全转化为奥氏体后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。在热处理期间，利用针阀控制真空压力。逸气是空气，但有时使用99.999％的高纯度氩气。

在含碳合金中，碳似乎减轻氧对于{100}织构形成的不利影响。碳通过与氧反应形成一氧化碳(℃O)在除去合金板表面上的氧方面扮演重要的角色。在铁-3.0％硅-0.3％碳中，若用空气来控制真空压力，能够在低于1×10^-3托的真空压力下发展出{100}织构，比铁-硅合金的真空压力(1×10^-5托)高至少约100倍(图7)。此外，若用氩气取代空气来控制真空压力，能够在1×10^-1托或甚至更高的真空压力下发展出{100}织构。这些结果表明i)退火环境中的氧妨碍{100}织构形成，ii)因此，退火环境中氧分压的降低对于{100}织构形成而言是必要条件，并且iii)合金内的碳在除去合金板表面上的氧方面扮演重要角色。

在含锰合金中，锰似乎稍微减轻氧对于{100}织构形成的不利影响。从合金板表面蒸发的锰原子似乎会阻断表面不受退火环境中的氧分子影响。当使铁-0.4％硅-0.3％锰合金板在1000℃下退火10分钟时，{100}织构在低于7×10^-5托的真空压力下发展，其比铁-硅合金的真空压力(1×10^-5托)高约10倍(图8)。但是7×10^-5托的真空压力并不真的具有任何特别意义。限制的真空压力随着锰含量、浸泡温度和浸泡时间而改变。例如，若上述热处理的浸泡时间增加至1小时，{100}织构会在低于2×10^-5托的真空压力下发展。

在掺杂碳和锰的铁-硅合金中，两种元素的协作效应太大以至于使{100}织构在低于1×10^-2托的真空压力下发展(图9)。此外，并未在此合金系统中观察到{310}平面的增强，因此{100}织构占优势。

从这些结果，我们能够推断，应小心选择退火环境以及合金系统以使氧对发展高密度{100}织构的影响最小化。

实施例6

欲在氢气环境中发展{100}织构，露点控制是根本的要素。如图1和图6所示，能够在诸如氢气环境的还原气体环境中发展高比例的{100}织构。使用还原气体环境的潜在优点是能够通过还原气体除去合金板表面上的氧。但是，由于在所关注的温度下金属会在非常低的氧分压下被氧化，因此应小心控制还原气体以免氧化合金板表面。由于所谓的干燥氢气在热力学上是H₂O-H₂气体混合物，因此在退火期间，来自H₂O的氧可通过建立H₂O、H₂和O₂之间的平衡而影响金属表面。因此来自H₂O的氧可妨碍{100}织构的形成。

为了判定铁-1％硅中{100}织构形成的最佳露点范围，在1大气压氢气的环境中以多种露点进行热处理。当炉温达到950℃时，将样品放置在该炉的中央。在950℃下保持5分钟后，以600℃/小时的加热速率将样品加热至1030℃的浸泡温度。在该浸泡温度下保持10分钟后，以600℃/小时的冷却速率将样品冷却至950℃。在热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。图10示出当使铁-硅合金板在露点低于-50℃的1大气压氢气环境中退火时，所得合金板具有高比例的{100}织构。令人惊讶地，在铁-1％硅合金中，在该浸泡温度左右的氧化(SiO₂)似乎是在约-50℃的露点开始。这些结果表明，应选择退火环境的露点以免氧化给定合金系统的表面。在铁(氢气，930℃，5分钟)、铁-1.5％硅(氢气，1150℃，15分钟)和铁-1.5％硅-0.1％碳(氢气+50％氩气，1150℃，15分钟)上进行了类似的测试。各种合金系统的临界露点是-10℃、-50℃和-45℃。在铁-1.5％硅合金中，掺杂碳的合金的临界露点比低碳合金高约5℃。在含碳合金中(0.1％碳)，碳通过与氧反应形成一氧化碳(CO)在除去合金板表面上的氧方面扮演重要的角色。

在炉中于多种氢气压力水平下对铁-1.5％硅-0.1％碳合金进行热处理。当炉温达到1150℃时，将样品放置在该炉的中央。在1150℃下保持15分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。在热处理期间，利用旋转泵和进气孔及出气孔的针阀控制气压。逸气是露点约-65℃的高纯度氢气。如图11所示，{100}织构在多种压力水平的氢气环境中发展良好。特别是，清楚地看到{100}织构在低于10托下的增强。低压下{100}织构的增强可能是因为i)受到样品本身和热处理系统污染的气体的快速移除或ii)低分压H₂O的慢氧化动力学。在铁-1％硅和铁-2.5％硅-1.5％锰-0.2％锰中观察到了类似行为。这些结果表明，高比例的{100}织构在各种还原气体的退火环境中通过γ→α转变发展。

氧吸气剂是除去退火环境中的氧和H₂O的有效手段。在1大气压和0.01大气压的氢气环境中对铁-1.0％硅合金进行热处理。氢气的露点是-44℃，此温度下不期待{100}织构的显著形成。当炉温达到1050℃时，将样品放置在该炉的中央。在1050℃下保持10分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。将纯钛板设置在样品附近作为氧吸气剂。由于1050℃下钛的氧化在氧分压约1×10^-27大气压时开始，退火环境的氧分压应足够低以免氧化铁-1.0％硅。在氢气环境中，钛吸气剂除去水分子。表3示出{100}织构被氧吸气剂增强。在1大气压的氢气环境中，无钛吸气剂时P₁₀₀是1.91，而有钛吸气剂时P₁₀₀是4.56。此外，在0.01大气压的氢气环境中，无钛吸气剂时P₁₀₀是4.57，而有钛吸气剂时P₁₀₀是8.17。这些结果表明，能够将氧吸气材料用作除去退火环境中的氧和H₂O的有效手段。上述结果再次确认，若有效除去退火环境中的氧或水分子，高比例的{100}织构会通过γ→α转变发展。

表3

  退火环境  {110}  {100}  {211}  {310}  {111}  {321}  氢气，1大气压  0.02  1.91  0.62  0.84  3.41  1.00  氢气，1大气压，钛吸气剂  0.02  4.56  0.60  0.90  2.44  0.81  氢气，0.01大气压  0.02  4.57  0.66  1.03  2.60  0.69  氢气，0.01大气压，钛吸气剂  0.02  8.17  0.40  0.80  2.02  0.58

实施例7

碳涂层能够增强{100}织构。碳能够是有效的氧去除剂，因为碳很容易与表面上的氧反应，所述氧从退火环境吸附或从合金离析出。但是，期望具有低碳含量，因为碳显著削弱软磁材料的磁性。由于碳仅除去合金板表面上的氧，故合金基体内不需要有高碳含量。反之，能够在{100}形成的热处理之前通过汽相沉积法或碳化处理在合金板裸表面上涂覆碳。

用碳含量为50ppm的铁-1.5％硅合金来评估碳涂层对{100}织构形成的影响。碳的涂覆通过碳汽相沉积法在3×10^-5托的真空水平下进行。50安培的电流流过直径1毫米的石墨杆，持续15和25秒。预期碳涂层的厚度可能是数纳米。

在真空炉中于2.2×10^-5托的真空压力下进行热处理。当炉温达到1150℃时，将样品放置在该炉的中央。在铁-1.5％硅合金中，奥氏体在1150℃时是稳定的。在1150℃下保持15分钟后，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。如表4所示，无碳涂层，{100}织构没有发展(P₁₀₀＝0.41)。还能够在图5中看到类似结果。但是，含有碳涂层的样品显示出高密度的{100}织构。从这些结果，我们能够推断，能够用碳涂层来消除退火环境中的氧对形成{100}织构的不利影响。

根据表4所示的结果，碳能够是氧吸气剂。此外，当将无碳涂层的样品跟有碳涂层的样品一起热处理时，不像上述结果，无碳涂层的样品显示出高密度的{100}织构(P₁₀₀＝3.95)。此结果表明，碳涂层在退火环境中起氧吸气剂的作用。因此，没有碳涂层，即使在不佳的真空环境中，仍能通过γ→α转变发展高比例的{100}织构。

表4

  表面条件  {110}  {100}  {211}  {310}  {111}  {321}  裸表面  0.07  0.41  0.18  0.48  2.23  1.77  碳涂层，15秒  0.05  5.87  0.72  0.92  2.23  0.60  碳涂层，25秒  0.14  4.00  0.83  0.41  4.41  0.65  裸表面^*  0.09  3.95  0.77  0.29  3.86  0.88

^*与涂有碳的合金一起退火(碳涂层，25秒)

碳涂层能够扮演除去合金板表面上或退火环境中的氧的角色，并且还能够稳定含锰合金中的奥氏体相。在铁-2.5％硅-1.5％锰的含锰合金中，虽然其A₃温度在1045℃左右，但{100}织构完全不发展，即使是有在含有钛吸气剂的6×10^-6托于1200℃下持续15分钟的热处理。接近合金板表面处的低锰水平似乎应为此结果负责。如之前所讨论的那样，在所关注的温度下，锰的蒸气压非常高(约比铁高10000倍)。根据EDX分析，接近表面处的锰含量为约0.3％。因此，在热处理期间，表面处的稳定相是铁素体。在此情况下，由于表面上没有γ→α转变，{100}织构不发展。

表5

  表面条件  {110}  {100}  {211}  {310}  {111}  {321}  裸表面  0.00  0.81  1.89  0.00  8.98  0.00  碳涂层  0.00  14.97  0.39  0.00  2.85  0.00

在上述样品上涂覆碳以在热处理期间维持表面相为奥氏体。利用与上述相同的方法持续15秒来进行碳的涂覆。在含有钛吸气剂的6×10^-6托于1100℃下进行热处理15分钟。如表5所示，奥氏体通过碳涂层的稳定对形成{100}织构有显著影响。无碳涂层，{100}织构没有发展(P₁₀₀＝0.81)，而含有碳涂层的样品显示出高密度的{100}织构(P₁₀₀＝14.97)。由此结果，我们知道诸如铁、锰、镍、碳和氮的奥氏体稳定元素的涂层能够帮助含锰合金通过γ→α转变具有高比例的{100}织构。

实施例8

为了将本发明应用在商业生产上，有必要明确限定诸如冷却速率、加热速率、浸泡时间等的方法变量。根据本发明公开的方法，在缺氧环境中的γ→α转变是形成{100}织构的主要变量。γ→α转变包括来自奥氏体晶粒的具有{100}织构的铁素体晶粒的成核步骤以及这些晶核在转变期间的生长步骤。因此，有必要详细审视转变动力学对{100}织构的影响。此外，奥氏体内的织构能够影响铁素体内的最终织构，因为奥氏体和铁素体晶粒之间有取向关系。因此，奥氏体内的织构在发展铁素体内的{100}织构上似乎是非常重要的。在各种方法变量中，浸泡时间能够影响奥氏体内的织构，而冷却速率能够影响转变动力学。

通过γ→α转变形成{100}织构不显著受到诸如冷轧程度、再结晶温度和加热速率的先前样品经历的影响。虽然这些变量能够影响{100}织构中的优选取向，具有与合金板表面平行的{100}平面的晶粒的总比例几乎相同或仅少量改变。

在1050℃下于4.1×10^-1托氢气中(露点＝约-60℃)对铁-1.0％硅合金进行不同持续时间的热处理以寻求最佳浸泡时间。如图12所示，虽然{100}织构的比例随着浸泡时间改变，但无论浸泡持续时间多长，{100}织构均发展得非常好。最佳浸泡时间是5分钟至20分钟。在浸泡温度下延长暴露减弱{100}织构，但是仍然有高比例的{100}织构(P₁₀₀＝约14)。因此，在浸泡温度下的建议持续时间是低于20分钟，并且优选低于10分钟。此种短暂的浸泡时间使得能够建构连续的退火炉，并且还显著降低生产成本。

最佳冷却速率是低于1000℃/小时。在9.0×10^-2托氢气(露点＝约-60℃)中于1050℃下对铁-1.0％硅合金进行热处理20分钟。然后，以400℃/小时的冷却速率将样品冷却至1000℃。随后，以50℃/小时、100℃/小时、200℃/小时、400℃/小时和600℃/小时的冷却速率将样品冷却至950℃。在此合金中，(α+γ)两相区是970℃至1000℃。热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。此外，将一个样品直接从1050℃的炉中取出，并在室温下的腔室内冷却(下文称为真空冷却)。如图13所示，若冷却速率低于600℃/小时，则无论冷却速率为何，{100}织构均发展得非常好(P₁₀₀＞约15)。但是，若冷却速率太高(例如真空冷却)，{100}织构的形成会减弱(P₁₀₀＝约7)。这些结果表明，通过γ→α转变形成{100}织构能够归功于具有{100}织构的晶粒的优先成核。当冷却速率变高时，γ→α转变应在短时间内完成。在此情况中，虽然由于表面能量的异向性而有形成{100}织构的倾向，但是也能够发生随机成核；因此发展出弱的{100}织构。但是，缓慢冷却的样品有足够的时间选择性地使具有{100}织构的晶粒成核；因此发展出占优势的{100}织构。

(α+γ)两相区的冷却速率在发展高比例的{100}织构上是非常重要的因素。在真空环境(4×10^-6托含有钛吸气剂)中于1050℃下对铁-1.0％硅合金进行热处理15分钟。然后，以400℃/小时的冷却速率将样品冷却至若干不同温度。热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却(真空冷却)。如图14所示，当在奥氏体温度下进行真空冷却时，发展出弱的{100}织构(P₁₀₀＝约4)，而在铁素体温度范围内(P₁₀₀＝约16)运用真空冷却发展出高比例的{100}织构。当在(α+γ)两相区(970℃至1000℃)进行真空冷却时，随着转变继续进行(随着温度降低)，发展出更多的{100}织构。因此，欲得到高比例的{100}织构，应适当控制(α+γ)两相区的冷却速率。

(α+γ)两相区的冷却速率应取决于合金的化学组成而改变。

在含碳的铁-硅合金中，{100}织构通过快速冷却发展良好，例如真空冷却。这是因为诸如数种类型的碳化物的复合相的形成影响{100}织构的形成。因此，在含碳合金中，若期望形成复合相，则应当应用快速冷却。

在含锰的铁-硅合金中，缓慢冷却对于{100}织构的形成而言是较佳的。在真空环境(6×10^-6托)中于1100℃下对铁-1.5％硅-1.5％锰合金进行热处理10分钟。然后，以若干不同冷却速率将样品冷却至850℃。热处理结束时，将样品从炉中取出并在室温下的腔室内冷却。如图15所示，冷却速率应低于600℃/小时，并且优选低于100℃/小时。α/γ相边界的低移动率似乎应对低冷却速率下的高比例{100}织构负责。在含锰合金中，i)相对于无锰的铁-硅合金，晶粒度较小，ii)当冷却速率变得更低时，晶粒度变得更大。晶粒度与{100}织构之间的关系能够用锰所诱发的α/γ相边界的低移动率的概念来解释。锰倾向于降低α/γ相边界的移动率。在此情况中，若冷却速率变高，γ→α转变应在短时间内完成。虽然由于表面能量的异向性而有形成{100}织构的倾向，但是也能够发生随机成核；因此在快速冷却期间发展出弱的{100}织构。但是，缓慢冷却的样品有足够的时间使具有{100}织构的选择性成核晶粒生长。因此，在含锰的铁-硅合金中，缓慢冷却对于{100}织构的形成而言是较佳的。

制造无取向电工钢板的方法

为了制造具有优良磁性的无取向电工钢板，具有适当晶粒结构的{100}织构是非常重要的。在本发明公开的形成{100}织构的先前描述中，所述技术的应用限制在合金板表面区域。为完成具有{100}织构的无取向电工钢板中的织构控制，在表面层上具有位向100}织构的晶粒应生长至晶粒度为该合金板厚度的至少一半。具有此晶粒结构，能够生产出具有优良磁性的无取向电工钢板。

制造无取向电工钢板的方法包括通过γ→α转变在钢板表面上形成高比例的{100}织构，同时使钢板内、钢板表面上或退火环境中的氧的影响最小化的步骤，以及使具有{100}织构的表面晶粒向内生长至晶粒度为该钢板厚度的至少一半的步骤。γ→α转变能够通过改变温度(冷却)、组成(脱碳和脱锰)或同时改变温度和组成来诱发。

在铁、铁-硅和铁-硅-镍合金中，晶粒生长能够通过由冷却诱发的所谓的块状相变来完成。随着样品温度的降低，γ→α转变会在样品表面处开始。在此方法中，晶粒生长随着γ→α转变的完成而完成。随着γ→α转变的进行，具有{100}织构的铁素体晶粒，在奥氏体晶粒内成核，生长为奥氏体晶粒。由于块状相变中晶粒生长速率非常高，所得铁素体晶粒度会超过钢板厚度(晶粒度通常大于400微米)。因此，通过块状相变的晶粒生长是使无取向电工钢板的具有{100}织构的晶粒生长的非常简单且高效的方式。在此方法中，由于{100}织构的形成和晶粒生长在单一的处理步骤即γ→α转变中发生，因此完全不需要有用于晶粒生长的额外处理步骤。若用此方法来制造无取向电工钢板，可采用连续退火处理。

在含锰的合金中，表面上具有{100}织构的晶粒的生长也能够通过γ→α转变来完成。但是，在此情况中，由于晶粒生长似乎是通过体扩散发生，因此样品的冷却速率应足够低以使具有{100}织构的表面晶粒向内生长，同时抑制具有其他取向的新晶粒成核。通过与锰熔合，铁-硅合金似乎失去了块状相变的特性，例如组成不变、快速生长、介面受控制等。在含锰合金中，(α+γ)两相区的冷却速率应控制在低于100℃/小时。在此方法中，虽然{100}织构的形成和晶粒生长在单一的处理步骤即γ→α转变中发生，但建议用分批退火法来制造无取向电工钢板，因为晶粒生长费时良久。

在含碳合金中，脱碳诱发的γ→α转变能够是使表面上具有{100}织构的晶粒向内生长的有效手段。有数种脱碳环境，例如湿氢气、干燥氢气、弱真空等。

在湿氢气环境中，脱碳发生得太快以至于晶粒生长能够在10分钟内完成。在此方法中，样品明显在脱碳处理前即具有{100}织构的晶粒在钢板表面上。α和γ相在脱碳温度下于钢板厚度方向上的分布是很重要的。在脱碳温度下，钢板表面应被具有{100}织构的铁素体晶粒覆盖，而基体相应该是奥氏体。当扩散诱发的相变通过移除奥氏体稳定元素碳(脱碳)而发生时，钢板表面上具有{100}织构的铁素体晶粒会以铁素体晶粒附近的奥氏体晶粒为代价生长为柱状晶粒。在湿氢气环境中，表面晶粒不应是奥氏体，因为湿氢气环境中的水蒸气会起氧来源的作用。钢板表面上的氧会使钢板脱碳，并且还摧毁钢板表面上既存的{100}织构。由于脱碳的处理时间很短，可采用连续脱碳处理。

实施例9

在铁、铁-硅和铁-硅-镍合金中，通过在缺氧环境中冷却诱发的γ→α转变发展出{100}织构的大型柱状晶粒。如图1所示，在露点为-54℃的1大气压氢气中于930℃下热处理1分钟后，在铁表面上发展出高比例的{100}织构(P₁₀₀＝18.72)。图16示出钢板的完整剖面的光学显微图。样品的平均晶粒度超过钢板的厚度(850微米相对于200微米)，而发展出所谓的柱状晶粒(或竹子结构)。随着样品温度在缺氧环境中降低，会在样品表面处开始γ→α转变。随着温度进一步降低，具有{100}织构的铁素体核子以奥氏体晶粒为代价向内生长。由于块状相变中晶粒生长速率非常高，所得铁素体晶粒的晶粒度超过了钢板厚度。通过发展柱状晶粒结构完成具有{100}织构的钢板，因为表面上的织构与基体中的织构相同。在铁-硅合金中，观察到了类似的晶粒生长行为。在含有钛吸气剂的6×10^-6托的真空环境中于1150℃下使铁-1.0％硅合金的样品退火15分钟。图17示出钢板的完整剖面的光学显微图。通过在缺氧环境中冷却诱发的γ→α转变发展出具有{100}织构的大型柱状晶粒。在铁-硅-镍合金中，也观察到了类似的晶粒生长行为。在4.1×10^-1托的氢气中于1090℃下使铁-2.0％硅-1.0％镍的样品退火15分钟(表2)。通过在缺氧环境中冷却诱发的γ→α转变发展出具有{100}织构的大型柱状晶粒。

商用纯度钢板中的柱状晶粒生长并非常见现象。事实上，溶液中诸如氧的杂质在晶粒生长中似乎扮演重要角色。当氧含量为45ppm的样品在6×10^-6托的真空环境中于1000℃下热处理30分钟时，不会发展出{100}织构(图2)，并且未观察到柱状晶粒。反之，存在小的等轴晶粒，如商用纯度钢板的情况。此结果表明，柱状晶粒的生长(块状相变)取决于铁的纯度，特别是晶粒边界的纯度。杂质倾向于在晶粒边界处析出，因为杂质析出能够降低杂质原子造成的晶粒边界能量以及弹性能。当晶粒边界移动时，由于析出的原子会试图留在边界处，因此晶粒边界的移动率由缓慢移动的杂质决定。在上述情况中，间隙氧原子在柱状晶粒生长中似乎扮演重要角色。在含硅合金中，硅似乎起氧清除剂的作用，因此晶粒快速生长为柱状晶粒。

奥氏体内的晶粒边界移动显著影响{100}织构的形成。当将相同的铁样品(氧含量45ppm)在6×10^-6托的真空环境中于1200℃下热处理30分钟时，发展出{100}织构(P₁₀₀＝3.49)(图2)。在此情况中，虽然晶粒边界处有杂质，但是由于热处理温度非常高，杂质的快速扩散和低水平的杂质析出能够促进晶粒边界移动。因此，在缺氧环境中于高温下热处理一段加长的时间可能是相对不纯的合金发展高密度{100}织构的最佳条件。

{100}织构的形成和柱状晶粒的生长能够解释如下。在缺氧环境中形成具有某种织构的奥氏体晶粒似乎是在铁素体内形成{100}织构的重要先兆。在铁和铁基合金的奥氏体相中，表面能量似乎有特殊的异向性。在金属表面的固有性质显露出来的缺氧环境下，具有低表面能量的晶粒会优先生长。因此，在缺氧环境中于奥氏体温度下退火发展出具有优选织构的奥氏体晶粒(下文称为晶种织构)。由于母体(奥氏体)和产物(铁素体)之间有取向关系，具有优选织构的奥氏体晶粒会是具有{100}织构的铁素体的晶种。预期在奥氏体相内形成的晶种织构是{100}织构。这是因为通过γ→α转变获得的最终铁素体织构是{100}织构。根据Bain关系，{100}_γ转变成{100}_α。随着样品温度在缺氧环境中从奥氏体温度降至铁素体温度，铁素体晶粒会在样品表面处开始成核。随着温度进一步降低，具有{100}织构的铁素体核子通过牺牲奥氏体晶粒向内生长。如上所述，在缺氧环境下奥氏体相内优选织构(晶种织构)的形成能够受到杂质在合金的晶粒边界处析出引起的缓慢的晶粒边界移动的限制。因此，虽然在缺氧环境中于奥氏体温度下的热处理提供形成具有晶种织构的晶粒的驱动力，但是具有晶种织构的晶粒的生长能够受到缓慢的晶粒边界移动导致的迟缓的晶粒生长动力学的限制。没有具有晶种织构的奥氏体晶粒，铁素体内不会发展出明显的{100}织构。

图18示出在1050℃下于5×10^-6托的真空环境中退火15分钟的铁-1.0％硅样品的晶粒度分布。平均晶粒度为约430微米，超过钢板厚度(300微米)。90％以上的表面积充满大于300微米的晶粒。最大晶粒的晶粒度为约1.02毫米。在类似处理的铁、铁-硅和铁-硅-镍合金中，80％以上晶粒的晶粒度为0.2至1.5毫米，并且80％以上的晶粒是柱状晶粒。

这是完成具有{100}织构的无取向电工钢板的非常简单且高效的方法，因为{100}织构的形成和晶粒生长同时且快速发生。

实施例10

在含锰的铁-硅合金中，能够通过γ→α转变完成钢板表面上具有{100}织构的晶粒的生长。但是，在此情况中，由于晶粒生长似乎是通过体扩散发生，因此样品的冷却速率应足够低以使表面晶粒向内生长，同时抑制具有随机取向的新晶粒成核。在真空环境中(6×10^-6托)于1100℃下对铁-1.5％硅-0.7％锰合金进行热处理10分钟。图19和20示出运用两种不同冷却方法，真空冷却和25℃/小时的冷却速率，的钢板的剖面的光学显微图。运用真空冷却的样品的微结构显示出含有若干大晶粒的小同轴晶粒。发展出无柱状晶粒的弱{100}织构(P₁₀₀＝3.16)。但是，运用25℃/小时的冷却速率的样品的微结构显示出晶粒度大于钢板厚度的一半的大型晶粒。在表面上形成的铁素体晶粒长进中心内，并且在与表面平行的方向上生长，以发展出大型柱状晶粒，因此表面上的织构与基体中的织构相同。此外，发展出强的{100}织构(P₁₀₀＝10.81)。因此，通过在(α+γ)两相区的缓慢冷却完成具有{100}织构的钢板。在含锰的铁-硅合金中，应将(α+γ)两相区的冷却速率控制在100℃/小时以下，并且在约10小时内完成钢板表面上高比例{100}织构的形成和具有{100}织构的表面晶粒的向内生长。

实施例11

在含碳合金中，脱碳诱发的γ→α转变能够是使表面上具有{100}织构的晶粒向内生长的有效手段。在脱碳温度下，表面相应为具有{100}织构的铁素体，而基体相应是奥氏体。当通过脱碳发生扩散诱发的相变时，具有{100}织构的表面晶粒会生长为柱状晶粒。在真空环境中(5×10^-6托)于1100℃下对铁-1.5％硅-0.1％碳合金进行热处理10分钟。在此样品中，在薄表面层上发展出强的{100}织构(P₁₀₀＞8)。为了使具有{100}织构的表面晶粒向内生长，在湿氮气-20％氢气混合气体(露点30℃)中于950℃下进行脱碳退火15分钟。样品的微结构显示出从两个表面发展出的柱状晶粒在钢板厚度中央接触(图21)，因此，钢板织构通过钢板表面的织构进行表征。此外，发展出强的{100}织构(P₁₀₀＝7.5)。因此，通过脱碳在湿氢气环境中完成具有{100}织构的钢板。

无取向电工钢板

根据本发明公开的方法，无取向电工钢板的一部分晶粒在厚度方向上贯穿钢板，其具有与表面平行的{100}平面。因此，该无取向电工钢板具有柱状晶粒结构，其具有优选贯穿厚度的晶粒(竹子结构)。图16、17和20示出上述柱状结构。该无取向电工钢板具有P₁₀₀＞5的高比例{100}织构，并且若采用最佳方法，钢板的所有表面皆充满具有{100}织构的大型柱状晶粒(P₁₀₀＝约20)(图12)。

在本发明中，无取向电工钢板的化学组成包含多至4.5％的硅。镍也包含在无取向电工钢板内，优选多至3.0％。

此外，无取向电工钢板具有包含2.0％至3.5％的硅和0.5％至1.5％的镍的组成。在该铁-硅-镍合金中，晶粒结构是柱状的，并且主要是{100}织构。

根据本发明，无取向电工钢板的特征在于在温度超过800℃的奥氏体单相区。由于{100}晶粒在表面上的形成以及表面晶粒的向内生长是通过γ→α转变达成，因此具有高比例的{100}织构的特征能够是使用本发明公开的方法的特别证据。

通过本发明的另一特征制造的无取向电工钢板具有晶粒贯穿钢板厚度的至少一半的柱状晶粒结构。在此情况中，P₁₀₀也大于5。

由于本发明公开的无取向电工钢板内的{100}织构异常地强，因此无取向电工钢板的诸如铁损、磁感应强度以及磁导率的磁性能远比既存的无取向电工钢板优良。

根据本发明的制造无取向电工钢板的方法，能够高效且有效地制造具有高比例的{100}织构的无取向电工钢板。通过单一处理步骤即γ→α转变在短时间内达成{100}晶粒在表面上的形成以及表面晶粒的向内生长。如此短的处理时间使得能够建造用于大规模生产的连续退火炉，并且还显著降低生产成本。

本发明的方法能够广泛应用在铁和铁基合金上。此外，由于本发明公开了具有各种化学组成的合金的详细方法，能够制造出具有非常高密度的{100}织构的无取向电工钢板。

由于本发明公开的无取向电工钢板内的{100}织构异常强，无取向电工钢板的诸如铁损、磁感应强度以及磁导率的磁性能远比既存的无取向电工钢板优良。

据此，本发明的无取向电工钢板最适于用作马达、发电机等的材料。

虽然已示出并描述了本发明的若干示例性实施方案，但本发明并不受限于所述的示例性实施方案。反之，本领域技术人员会了解可对这些示例性实施方案作出改变而不会背离本发明的原则和精神，其范围通过权利要求书及其等同物限定。