CN102906289B - 具有优良磁性的无取向电工钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种无取向电工钢板。提供了：一种具有优异的磁性的无取向电工钢板，包含以重量%计的1.0~3.0%的Al、0.5~2.5%的Si、0.5~2.0%的Mn、0.001~0.004%的N、0.0005~0.004%的S和剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中包括的所述Al、Mn、N和S满足组成式：{[Al]+[Mn]}≤3.5、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400；以及其制备方法。通过以这种方式对所加组分Al、Si、Mn、N和S进行最优化，增加了粗夹杂物的分布密度，从而使得可以改善晶粒的生长特性和畴壁迁移率，由此制备具有优良磁性、低硬度和优良的客户加工性和生产率的最高等级的无取向电工钢板。

Description

具有优良磁性的无取向电工钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种无取向电工钢板的制备，并且特别地涉及一种最高质量的无取向电工钢板，其中钢的添加组分经过最佳设定以增加粗夹杂物(coarseinclusion)在钢中的分布密度并且改进晶粒的生长和畴壁(domainwall)的迁移率，使得磁性增强并且确保了低硬度，从而改进产品的生产率和冲制性能(punchability)，还涉及其制备方法。
背景技术
本发明涉及一种用做旋转装置的铁芯材料的无取向电工钢板的制备。这种无取向电工钢板在将电能转化为机械能方面很关键，因此其磁性被认为是很重要的。磁性主要包括铁损(coreloss)和磁通量密度。因为铁损是在能量转化过程中以热的形式消失的能量，所以使其尽可能低是最好的。磁通量密度是转子的能量源。磁通量密度越大，越有利于能量效率。
通常，无取向电工钢板将Si为主要元素来添加以降低铁损。当Si的含量增加时，磁通量密度降低。如果Si的含量增加过多，则加工性能降低，使其难以进行冷轧。此外，模具的寿命随着客户对其进行冲压而降低。因此，人们尝试降低Si含量而增加Al含量以改善其磁性和机械性能。但是，未得到最高质量无取向电工钢板的磁性，并且这种薄板由于其大批量生产的困难，还没有真正的实用性。
同时，为得到具有良好磁性的无取向电工钢板，将钢中的C、S、N、Ti等等的杂质如细夹杂物控制在最小程度，并且因此需要增加晶粒的生长。但是，将杂质控制在最小程度在电工钢板通常的制备方法中是不易的，并且钢制造阶段的成本会不利地增加。
在钢制造阶段中未去除的杂质在连铸时在板坯中以氮化物或硫化物的形式存在。当板坯为了热轧再加热到1,100℃以上时，夹杂物如氮化物或硫化物会再溶解，然后在热轧结束时再次微细析出。
在典型的无取向电工钢板中沉淀的夹杂物包括MnS和AlN，其据观察具有约50nm的微小的平均尺寸，并且这种细夹杂物在退火时会阻碍晶粒的生长从而增加磁滞损失并阻碍畴壁在磁化时的迁移，从而降低了渗透性。
因此，在制备无取向电工钢板的方法中，从钢制造阶段开始确切地控制杂质使得这种细夹杂物不存在，并且阻止剩余的夹杂物通过热轧时再固溶而更微细地析出。
发明内容
技术课题
因此，本发明紧扣相关领域中存在的上述问题，并且本发明的一个目的是提供一种最高质量的无取向电工钢板，其中作为钢的合金元素的Al、Si和Mn以及作为钢的杂质元素的N和S的组分比例经过最佳的条件控制使得粗夹杂物在钢中的分布密度增加并且降低细夹杂物的产生频度，因此提高了晶粒的生长和畴壁的迁移率从而表现出极好的磁性，并且由于低硬度而具有优良的生产率和冲制性能。
技术方案
为了达到上述目的，本发明的一个方面提供了一种具有优良磁性的无取向电工钢板，其特征在于，包含以重量％计的0.7～3.0％的Al、0.2～3.5％的Si、0.2～2.0％的Mn、0.001～0.004％的N、0.0005～0.004％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下条件(1)、(2)和(3)中的至少一个：条件(1)：0.7≤[Al]≤2.7、0.2≤[Si]≤1.0、0.2≤[Mn]≤1.7、{[Al]+[Mn]}≤2.0、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、230≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,000；条件(2)：1.0≤[Al]≤3.0、0.5≤[Si]≤2.5、0.5≤[Mn]≤2.0、{[Al]+[Mn]}≤3.5、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400；以及条件(3)：1.0≤[Al]≤3.0、2.3≤[Si]≤3.5、0.5≤[Mn]≤2.0、{[Al]+[Mn]}≤3.5、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400，其中所述[Al]、[Si]、[Mn]、[N]和[S]分别表示Al、Si、Mn、N和S的含量(重量％)。
在满足所述条件(1)的本发明无取向电工钢板中，其特征在于，Al、Si和Mn的含量可满足以下关系式(1)和(2)，并且横截面维氏硬度(Hv1)可为140以下。
关系式(1)：1.0≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤2.0
关系式(2)：1≤[Al]/[Mn]≤8
在满足所述条件(2)的本发明无取向电工钢板中，其特征在于，Al、Si和Mn的含量可满足所述关系式(2)和以下关系式(3)和(4)，并且横截面维氏硬度(Hv1)可为190以下。
关系式(3)：1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5
关系式(4)：0.6≤[Al]/[Si]≤4.0
在满足所述条件(3)的本发明无取向电工钢板中，Al、Si和Mn的含量可满足所述关系式(2)和以下关系式(5)，并且横截面维氏硬度(Hv1)可为225以下。
关系式(5)：3.0≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤6.5
满足所述条件(1)至(3)中至少一个的本发明无取向电工钢板中，其特征在于，具有在钢板中形成的包含单独的氮化物和硫化物或其组合的夹杂物，并且具有300nm以上的平均尺寸的夹杂物的分布密度可为0.02个/mm2以上。
在本发明无取向电工钢板中，其特征在于，可进一步包含0.2％以下的P。
在本发明无取向电工钢板中，其特征在于，可进一步包含0.005～0.2％的Sn和0.005～0.1％的Sb的至少一种。
本发明的另一个方面提供了一种具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其特征在于，对包含以重量％计的0.7～3.0％的Al、0.2～3.5％的Si、0.2～2.0％的Mn、0.001～0.004％的N、0.0005～0.004％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质并且满足所述条件(1)、(2)和(3)的至少一个的板坯进行加热、热轧、冷轧和最后在750～1100℃的温度下退火。
在本发明具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法中，其特征在于，包含单独的氮化物和硫化物或其组合的夹杂物可在进行最后的退火的钢板中形成，并且具有300nm以上的平均尺寸的夹杂物的分布密度可为0.02个/mm2以上。
所述板坯可如下制备：通过加入0.3～0.5％的Al来进行去氧化，然后加入剩余的合金元素，并且保持在1,500～1,600℃的温度。
本发明的另一个方面提供了一种无取向电工钢板板坯，其特征在于，包含以重量％计的0.7～3.0％的Al、0.2～3.5％的Si、0.2～2.0％的Mn、0.001～0.004％的N、0.0005～0.004％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足所述条件(1)、(2)和(3)的至少一个。
在满足条件(1)、(2)和(3)的至少一个的无取向电工钢板板坯中，其特征在于，可另外包含0.2％以下的P。
在所述无取向电工钢板板坯中，其特征在于，可进一步包含0.005～0.2％的Sn和0.005～0.1％的Sb的一种以上。
本发明的另一个方面提供了一种无取向电工钢板板坯的制备方法，其特征在于，包含加入0.3～0.5％的Al到熔融的钢中进行去氧化，加入剩余的Al、Si和Mn，并且保持熔融钢在1,500～1,600℃的温度，从而得到包含以重量％计的0.7～3.0％的Al、0.2～3.5％的Si、0.2～2.0％的Mn、0.001～0.004％的N、0.0005～0.004％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足条件(1)、(2)和(3)的至少一个的板坯。
发明效果
根据本发明，对合金元素如Al、Si和Mn以及杂质元素如N和S的组分比例进行适合的控制以增加粗夹杂物的分布密度，从而提高了晶粒的生长和畴壁的迁移率。因此，可稳定地制备具有优良磁性和极低硬度的最高质量的无取向电工钢板。客户加工性和生产率也很出色，并且可降低产品的制造单价，从而获得降低成本的效果。
附图说明
图1是显示存在于本发明的无取向电工钢板中的复合夹杂物的图像。
图2是显示具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物在含有0.5～2.5％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
图3是显示具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物在含有0.2～1.0％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
图4是显示具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物在含有2.3～3.5％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
发明的具体实施方式
为解决上述技术问题，本发明人测试了钢中的合金元素和杂质元素以及各元素之间的关系对于形成夹杂物的影响以及其对于磁性和加工性能的影响，得出以下结果：在钢的添加合金元素中，对Al、Si和Mn的含量以及杂质元素如N和S的含量进行适合的调节并且对Al/Si和Al/Mn、Al+Si+Mn/2、Al+Mn、N+S和(Al+Mn)/(N+S)的比例进行最佳控制，由此使得钢板的硬度降低并且使得在钢板中具有300nm以上的平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度增加，从而显著地增强磁性并改善产品的生产率和冲制特性，其在本发明中达到最高。
本发明涉及一种最高质量的无取向电工钢板，包含以重量％计的0.7～3.0％的Al、0.2～3.5％的Si、0.2～2.0％的Mn、0.001～0.004％的N、0.0005～0.004％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中含有的Al、Si、Mn、N和S满足下述条件(1)、(2)和(3)的至少一个，并因此具有氮化物和硫化物的结合的300nm以上尺寸的粗夹杂物的分布密度增加至0.02个/mm2以上，得到高磁性和低硬度。
①条件(1)：0.7≤[Al]≤2.7、0.2≤[Si]≤1.0、0.2≤[Mn]≤1.7、{[Al]+[Mn]}≤2.0、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、230≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,000
②条件(2)：1.0≤[Al]≤3.0、0.5≤[Si]≤2.5、0.5≤[Mn]≤2.0、{[Al]+[Mn]}≤3.5、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400
③条件(3)：1.0≤[Al]≤3.0、2.3≤[Si]≤3.5、0.5≤[Mn]≤2.0、{[Al]+[Mn]}≤3.5、0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400
同样，上述[Al]、[Si]、[Mn]、[N]和[S]分别表示Al、Si、Mn、N和S的含量(重量％)。
另外，本发明涉及在磁性和加工性能方面都很优良的无取向电工钢板的制备，通过在钢制造阶段中首先加入0.3～0.5％的Al到熔融钢中进行去氧化，加入剩余的合金元素，然后在加入剩余合金元素后保持熔融钢在1,500～1,600℃的温度，从而生产出具有满足条件(1)、(2)和(3)中的至少一个的组成的板坯，随后通过加热板坯至1,100～1,250℃的温度然后进行热轧——其中最后的热轧在800℃以上的温度进行，在进行冷轧后，在750～1,100℃的温度对冷轧了的薄板进行最后的退火。
钢的合金元素，即Al、Si和Mn描述于下文中。加入上述合金元素以降低电工钢板的铁损。随着其含量的增加，磁通量密度会降低并且材料的加工性能会恶化。因此，合理地设定这些合金元素的含量不仅可以改善铁损而且还可以改善磁通量密度，并且硬度需要保持在一个合适的水平以下。
此外，Al和Mn与杂质元素N和S结合形成夹杂物如氮化物或硫化物。这种夹杂物极大地影响磁性，因此应该增加夹杂物的形成频度，该夹杂物使磁性的劣化最小化。
本发明人首次发现，当Al、Mn、Si、N和S的含量满足特定条件时，会形成包含氮化物或硫化物的结合的粗复合夹杂物，并且发现以下事实：即使加入最少量的可降低加工性能的合金元素，也可确保这种复合夹杂物的分布密度达到一定的水平以上，从而可显著地改善磁性，由此作出本发明。
限制本发明的组分元素的范围和组分元素之间的含量比的理由描述如下：
[Al:0.7～3.0重量％]
Al用于增加材料的电阻系数以降低铁损并形成氮化物，并且其含量为0.7～3.0％以形成粗大氮化物。如果Al的含量少于0.7％，则夹杂物可能无法充分生长。相反，如果其含量超过3.0％，则会降低加工性能并且所有过程包括钢制造、连铸等等会出现问题，使得无法以常规方式生产钢板。
[Si:0.2～3.5重量％]
Si用于增加材料的电阻系数以降低铁损。如果Si的含量少于0.2％，则将难以预期会得到降低铁损的效果。相反，如果其含量超过3.5％，则会增加材料的硬度，因此会降低生产率和冲制特性。
[Mn:0.2～2.0重量％]
Mn用于增加材料的电阻系数以改善铁损并形成硫化物，并且其含量为0.2％以上。如果其含量超过2.0％，则将会促进不利于磁性的[111]织构的形成。因此，Mn的含量优选限制在0.5～2.0％。
[Sn:0.2重量％以下]
Sn在表面和晶界上优先离析并且在热轧和冷轧时可降低积聚的应变能，使得增加有利于磁性的{100}取向中的强度，而降低不利于磁性的{111}取向中的强度，从而实现织构上的改进。因此，Sn加入量为0.2％以下的范围。此外，Sn在焊接时优先形成于表面上由此抑制表面氧化并提高焊接特性，从而提高连续生产线的生产率。另外，在热处理时抑制Al基氧化物和氮化物在表面和表面下层的形成，从而增强磁性。顾客在进行冲压时，抑制由表面下层的氮化物而引起的硬度增加，以改善冲制性能。
因此，Sn含量优选为0.005％以上。相反，如果Sn的含量超过0.2％，则基于其额外使用的磁性改善效果将不显著，与在表面和晶界上优先离析的效果相反，在钢中将形成细夹杂物和沉积物，不利地更影响磁性。另外，冷轧性能和冲制性能会降低并且表示焊接部特性的埃氏杯突深度值(Erichsennumber)为5mm以下，使得无法进行相同种类材料的焊接。因此，不得不将Al和Si的含量小于2的低级材料作为连续生产线作业的连接材料。因此，Sn的含量优选限制在0.005～0.2％。
[Sb:0.1重量％以下]
Sb在表面和晶界上优先离析并且在热轧和冷轧时可降低积聚的应变能，使得增加有利于磁性的{100}取向中的强度，而降低不利于磁性的{111}取向中的强度，从而实现织构上的改进。因此，Sb加入量为0.1％以下的范围。此外，Sb在焊接时优先形成于表面上由此抑制表面氧化并提高焊接部特性，从而提高连续生产线的生产率。另外，在热处理时抑制Al基氧化物和氮化物在表面和表面下层上的形成，从而增强磁性。顾客在进行冲压时，抑制由表面下层的氮化物而引起的硬度增加，以改善冲制性能。
因此，Sb加入量优选为0.005％以上。与之相比，如果Sb的含量超过0.1％，则基于其额外使用的磁性改善效果将不显著，与在表面和晶界上优先离析的效果相反，在钢中形成细夹杂物和沉积物，加大了磁性的恶化。另外，冷轧性能和冲制性能会降低并且表示焊接部特性的埃氏杯突深度值为5mm以下，使得无法进行相同种类材料的焊接。因此，不得不将Al和Si的含量小于2的低级材料作为连续生产线作业的连接材料。因此，Sb的含量优选限制在0.005～0.1％。
[P:0.2重量％以下]
当加入0.2％以下的P时，将形成对磁性有利的织构，并且改善平面内的各向异性和加工性能。如果其含量超过0.2％，则会降低冷轧性能并削弱加工性能。因此，P的含量限制在0.2％以下。
[N:0.001～0.004重量％]
N是一种杂质元素，并且在制备过程中形成微细氮化物，由此抑制晶粒的生成，从而恶化铁损。虽然抑制了氮化物的生成，但是需要额外的高成本和很长的处理时间，并因此其不具备经济性。因此，优选地，积极利用对杂质元素N具有高亲和性的元素，以由夹杂物粗大地生长而降低对晶粒生长的影响。为了以这种方式粗大地生长夹杂物，N的含量基本上控制在0.001～0.004％的范围。如果N的含量超过0.004％，则由于无法粗大地形成夹杂物，因此恶化铁损。更优选地，N的含量限制在0.003％以下。
[S:0.0005～0.004重量％]
S是一种杂质元素，并且在制备过程中可形成微细硫化物，由此抑制晶粒的生成，从而恶化了铁损。虽然抑制了硫化物的生成，但是需要额外的高成本和很长的处理时间，并因此其不具备经济性。因此，优选地，积极利用对杂质元素S具有高亲和性的元素，以由夹杂物粗大地生长而降低对晶粒生长的影响。为了以这种方式粗大地生长夹杂物，S的含量基本上控制在0.0005～0.004％的范围。如果S的含量超过0.004％，则由于无法粗大地形成夹杂物，因此恶化铁损。更优选地，S的含量限制在0.003％以下。
除了上述杂质元素以外，还可以包含不可避免混入的杂质如C、Ti。C可造成磁性老化(magneticaging)，因此其含量限制在0.004％以下，且更优选为0.003％以下。Ti可促进对无取向电工钢板不利的结晶方位[111]织构的生长，因此其含量限制在0.004％以下，且更优选为0.002％以下。
在满足上述条件(1)的无取向电工钢板中，以重量％计的Al和Mn含量的总量([Al]+[Mn])限制在2.0％以下。如果在包含0.7～2.7％的Al、0.2～1.0％的Si和0.2～1.7％的Mn的钢中Al和Mn的总量超过2.0％，则对磁性不利的[111]织构的比例会增加，从而恶化磁性。在满足条件(1)的无取向电工钢板的情况中，如果Al和Mn的总量小于0.9％，则氮化物、硫化物或这两者的复合夹杂物不会粗大地形成，从而将恶化磁性。但是，在满足条件(1)的无取向电工钢板中，Al的含量为0.7％以上而Mn的含量为0.2％以上，使得Al和Mn含量的总量为0.9％以上，从而阻止了磁性的恶化。
在满足上述条件(2)或(3)的无取向电工钢板中，以重量％计的Al和Mn含量的总量([Al]+[Mn])限制在3.5％以下。这是因为：如果在包含1.0～3.0％的Al、0.5～3.5％的Si和0.5～2.0％的Mn的钢中Al和Mn的总量超过3.5％，则对磁性不利的[111]织构的比例会增加，从而降低磁性。在满足条件(2)或(3)的无取向电工钢板中，如果Al和Mn的总量小于1.5％，则氮化物、硫化物或这两者的复合夹杂物不会粗大地形成，从而将恶化磁性。但是，在满足条件(2)或(3)的无取向电工钢板中，Al的含量为1.0％以上而Mn的含量为0.5％以上，使得Al和Mn的总量为1.5％以上，从而阻止了磁性的恶化。
在本发明中，N和S的总量([N]+[S])限制在0.002～0.006％。这是因为在上述范围内夹杂物粗大地形成。如果N和S的总量超过0.006％，则细夹杂物的比例会增加，将会恶化磁性。
同样在本发明中，以重量％计的Al和Mn的总量([Al]+[Mn])与N和S的总量([N]+[S])之比被认为是很重要的因素。
本发明人认识到，为了使氮化物和硫化物结合的300nm以上的粗复合夹杂物的分布密度增加至0.02个/mm2以上，应该适宜地调节([Al]+[Mn])/([N]+[S])，并且([Al]+[Mn])/([N]+[S])的合理范围可根据Si、Al和Mn的含量来改变。
在上述条件(1)——其中Si、Al和Mn的含量稍低——下，当([Al]+[Mn])/([N]+[S])的比例具有230～1000的稍低的范围时，可有效地增加复合夹杂物的形成频度。夹杂物在上述范围内粗大地生成并因此增加粗复合夹杂物的分布密度从而改善铁损。但是，如果其比例落在上述范围之外，夹杂物无法粗大地形成并且粗复合夹杂物的形成频度会很低并且形成对磁性不利的织构。
在Si、Al和Mn的含量如上述条件(2)或(3)所给定的情况中，当([Al]+[Mn])/([N]+[S])之比为300～1400时，可有效地增加复合夹杂物的形成频度。具体地，当在条件(2)或(3)下([Al]+[Mn])/([N]+[S])之比落在300～1400范围内时，夹杂物可粗大地形成从而增加粗复合夹杂物的分布密度。与之相比，当其比例落在上述范围以外时，夹杂物无法粗大地形成并且粗复合夹杂物的形成频度会很低并且形成对磁性不利的织构。
图1是显示了存在于本发明的无取向电工钢板中的复合夹杂物的图像。当Al、Mn、N和S的含量在最佳控制范围内时，夹杂物与当使用常规材料时相比生长了数倍以上，从而增加了具有300nm以上的平均尺寸的粗复合夹杂物的形成频度。因此，具有约50nm的平均尺寸的细夹杂物的形成频度会降低，从而改善磁性。本发明人认识到，当如图1所示的粗复合夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上时，可显著改善无取向电工钢板的磁性。
形成这种粗复合夹杂物的确切机理尚未被揭示，但设想其是发生于钢制造阶段中。具体地在钢制造阶段中起初加入Al时，由于去氧化而形成Al基氧化物和氮化物，并且在额外添加了合金元素如Al和Mn等并且满足本发明设定的Al、Mn、Si、N和S的含量的组合物起泡时，Al基氧化物和氮化物生长并且Mn基硫化物也可沉淀于其上。
图2是显示具有300nm以上的平均尺寸的粗复合夹杂物在含有0.5～2.5％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
如图2所示，在满足上述条件(2)的本发明的范围内(粗线以内)，即，其中以重量％计的Al和Mn含量的总量([Al]+[Mn])为3.5％以下并且以重量％计的N和S含量的总量([N]+[S])为0.002～0.006并且Al和Mn含量的总量与N和S含量的总量之比([Al]+[Mn])/([N]+[S])落在300～1,400范围内，夹杂物粗大地形成并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上，从而展现出优良的磁性。但是，在落在本发明之外的范围(粗线以外)，未形成粗夹杂物并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度小于0.02个/mm2，并且恶化织构，从而降低了磁性。
图3是显示具有300nm以上的平均尺寸的粗复合夹杂物在含有0.2～1.0％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
如图3所示，在满足上述条件(1)的本发明的范围内(粗线以内)，即，其中以重量％计的Al和Mn含量的总量([Al]+[Mn])为2.0％以下并且以重量％计的N和S含量的总量([N]+[S])为0.002～0.006并且Al和Mn含量的总量与N和S含量的总量之比([Al]+[Mn])/([N]+[S])落在230～1,000范围内，夹杂物粗大地形成并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上，从而展现出优良的磁性。但是，在落在本发明之外的范围(粗线以外)，未形成粗夹杂物并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度小于0.02个/mm2，并且恶化了织构，从而降低了磁性。
图4是显示具有300nm以上的平均尺寸的粗复合夹杂物在含有2.3～3.5％的Si的无取向电工钢板中的分布密度是否为0.02个/mm2以上的图表，其中[N]+[S]表示于水平轴上而[Al]+[Mn]表示于垂直轴上。
如图4所示，在满足上述条件(3)的本发明的范围内(粗线以内)，即，其中以重量％计的Al和Mn含量的总量([Al]+[Mn])为3.5％以下并且以重量％计的N和S含量的总量([N]+[S])为0.002～0.006并且Al和Mn含量的总量与N和S含量的总量之比([Al]+[Mn])/([N]+[S])落在300～1,400范围内，夹杂物粗大地形成并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上，从而展现出优良的磁性。但是，在落在本发明之外的范围(粗线以外)，未形成粗夹杂物并且具有300nm以上平均尺寸的粗复合夹杂物的分布密度小于0.02个/mm2，并且恶化了织构，从而降低了磁性。
据观察，虽然粗夹杂物主要由氮化物和硫化物结合而具有300nm以上平均尺寸，其也可以包括由多个氮化物结合或由多个硫化物结合而具有300nm以上平均尺寸，以及也可以包括只由氮化物或硫化物结合而具有300nm以上平均尺寸。在这里，夹杂物的平均尺寸是通过测量从钢板的横截面观察时的夹杂物的最长长度和最短长度并将其平均算出的值。
同样在满足上述条件(2)的无取向电工钢板中，Al与Si的含量之比([Al]/[Si])限制在0.6～4.0。这是因为在Al与Si的含量之比为0.6～4.0的情况中，晶粒可有效地生长并且材料的硬度会降低从而改善生产率和冲制性能。如果[Al]/[Si]之比小于0.6，夹杂物不能大量生长，从而恶化了晶粒的生长并降低了磁性，并且Si的含量也增加，从而增强了硬度。如果[Al]/[Si]之比超过4.0，材料的织构变得很差，降低了磁通量。
在本发明中，Al与Mn之比([Si]/[Mn])优选限制在1～8。这是因为当Al与Mn之比为1～8时，夹杂物可有效生长，从而展现出优良的铁损特性。与之相比，如果其比例落在上述范围之外，夹杂物的生长会降低并且有利于磁性的织构的比例会降低。
与电阻系数相关的合金组分的限制比例描述于下文中。近来，由于对环境友好的汽车的需求显著增长，对可用于能高速旋转的发动机的无取向电工钢板存在很高的需求。用于环境友好的汽车中的发动机应该极大地增加其转数。当发动机的转数增加时，内部铁损中的涡流损耗的比例会显著增加。为降低这种涡流损耗，应该增加电阻系数。
无取向电工钢板的合金元素的含量与固有电阻之间的关系表示如下。
ρ＝13.25+11.3([Al]+[Si]+[Mn]/2)(ρ：固有电阻，Ω·m)
在满足上述条件(3)的本发明中，[Al]+[Si]+[Mn]/2限制为3.0以上以确保47以上的电阻系数。
尽管冷轧技术近来有发展，但在电阻系数(固有电阻)超过87的情况下可能会增加合金元素的含量并且可能会损害加工性能。由于钢板的生产无法通过一般的冷轧来进行，电阻系数应设定为87以下。
在满足条件(3)的本发明中，[Al]+[Si]+[Mn]/2控制在3.0～6.5％范围内使得电阻系数为47～87(Ω·m)而维氏硬度(Hv1)为225以下。
在满足条件(2)的本发明中，[Al]+[Si]+[Mn]/2限制为1.7以上以确保电阻系数为32以上。此外，在满足条件(2)的本发明中，将[Al]+[Si]+[Mn]/2控制在5.5％以下使得电阻系数(固有电阻)保持在75以下从而使其具有190以下的维氏硬度(Hv1)。
对高磁通量密度的产品的需求这段时间也在显著增长以实现发动机的高效率。因此，对降低电阻系数来改善磁通量密度的无取向电工钢板的需求在增加。在磁通量密度被认为很重要的情况中，需要将电阻系数(固有电阻)降低至36以下以增加磁通量密度。此外，为了应对高速旋转，将电阻系数应控制在至少25。
因此在满足条件(1)的本发明中，[Al]+[Si]+[Mn]/2控制在1.0～2.0％使得电阻系数为25～36(Ω·m)而维氏硬度(Hv1)极低至140以下的程度。
下文是对本发明的无取向电工钢板的制备方法的描述。优选地，无取向电工钢板的制备方法首先在钢制造阶段中添加总加入量的0.3～0.5％的Al，使得钢的去氧化充分进行，然后加入剩余的合金元素。在加入合金元素之后，熔融钢的温度保持在1,500～1,600℃使得钢中的夹杂物充分生长，其后将其在连铸过程中进行固化从而制造出板坯。
随后，将所述板坯装入炉中使其再加热到1,100～1,250℃。如果板坯加热到超过1,250℃的温度，由于影响磁性的沉积物会再溶解并在进行热轧后将会微细沉淀，因此所述板坯加热到1,250℃以下。
随后，对加热的板坯进行热轧。热轧时，最终热轧优选在800℃以上的温度下进行。已热轧的热轧板在850～1,100℃的温度下进行退火。如果热轧板的退火温度低于850℃，织构无法生长或微细生长，因此磁通量密度的增加效果会很低。与之相比，如果热轧板的退火温度超过1,100℃，磁性反而会下降，并且轧制操作性由于板的变形而降低。因此，其温度范围限制在850～1,100℃。更优选热轧板的退火温度为950～1,100℃。热轧板的退火是根据需要来增加有利于磁性的晶粒取向而进行的，但也可以将其省略。
随后，对所述退火或未退火的热轧板进行酸洗，其后冷轧至70～95％的压缩率以得到预定的板材厚度。
对影响冷轧性能的合金元素Si、Mn和Al的加入量进行合适地控制从而得到优良的冷轧性能和高压缩率。因此，通过一次冷轧可以形成具有0.15mm厚度的薄板。冷轧时根据需要可进行包括中间退火的两次冷轧操作，或者可使用两次退火的操作。
随后，对已冷轧的冷轧板进行最终的退火。如果最终退火温度低于750℃，则再结晶无法充分进行。与之相比，如果最终退火温度超过1,100℃，则表面氧化物层将较深地形成，由此降低磁性。因此，最终退火优选在750～1,110℃进行。
最终退火的钢板使用一般方法进行绝缘覆膜处理然后供应给客户。在绝缘涂覆时，可施用一般的涂层材料，并且可不受限制地使用铬基(Cr-type)或者无铬基(Cr-freetype)材料。
在下文中，本发明通过以下实施例进行描述。除非另有指明，组分含量在以下实施例中以重量％表示。
[实施例1]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表1中所示的组分的钢锭。为此，将原材料的各杂质元素C、S、N、Ti的含量控制在0.002％，并将0.3～0.5％的Al加入熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.35mm，接着在1,050℃进行最终的退火38秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表2中。观察夹杂物所用的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表1]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
A1 3.0 0.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A2 2.5 0.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A3 1.0 0.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A4 3.0 1.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A5 2.0 1.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A6 1.0 1.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A7 0.5 1.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A8 3.5 1.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A9 2.5 1.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A10 1.5 1.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A11 3.0 2.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A12 1.5 2.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A13 3.0 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A14 2.5 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
A15 1.0 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
[表2]
如上述表2所示，钢种A3、A5、A6、A9、A10、A12和A14是满足条件(2)的本发明实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗复合夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)从而表现出优良的磁性。维氏硬度(Hv1)低至190以下从而得到优良的加工性能和客户冲制性能。
然而在钢种A1中，Al/Si的比例和Al+Mn不满足本发明的条件(2)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。同样，在钢种A2和A15中，Al/Si之比不满足本发明的条件(2)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。同样，在钢种A4、A8、A11和A13中，Al+Mn不满足本发明的条件(2)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。同样，在钢种A7中，Al/Si之比和Al/Mn之比不满足本发明的条件(2)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。
[实施例2]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表3中所示的组分的钢锭。为此，控制钢的组分同时不同地调节杂质元素N和S的量，并且将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.35mm，接着在1,050℃进行最终的退火38秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表4中。观察夹杂物所用的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表3]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
B1 1.0 0.5 0.5 0.002 0.001 0.001 0.002
B2 1.0 0.5 0.5 0.002 0.003 0.003 0.002
B3 1.0 0.5 0.5 0.002 0.0005 0.001 0.002
B4 1.0 0.5 1.0 0.002 0.002 0.003 0.002
B5 1.2 0.5 1.2 0.002 0.0015 0.002 0.002
B6 1.2 0.5 1.0 0.002 0.0005 0.0005 0.002
B7 1.2 0.5 1.0 0.002 0.003 0.003 0.002
B8 2.0 0.5 2.0 0.002 0.001 0.003 0.002
B9 2.0 0.5 1.5 0.002 0.001 0.0015 0.002
B10 2.0 0.5 1.5 0.002 0.001 0.003 0.002
B11 2.0 0.5 1.0 0.002 0.003 0.004 0.002
B12 2.0 1.0 1.5 0.002 0.0005 0.0015 0.002
B13 2.0 1.0 1.5 0.002 0.002 0.004 0.002
B14 1.5 1.0 1.5 0.002 0.002 0.0025 0.002
B15 2.5 1.0 1.0 0.002 0.0005 0.0005 0.002
[表4]
如上述表4所示，钢种B1、B4、B5、B7、B9、B10、B13和B14是满足条件(2)的本发明的实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗复合夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)从而表现出优良的磁性。其硬度较低从而得到优良的生产率和客户冲制性能。
但是在钢种B3、B6、B11和B15中，N+S落在本发明的条件(2)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。同样，在钢种B8中，Al+Mn落在本发明的条件(2)以外，并且在钢种B2和B12中，(Al+Mn)/(N+S)之比落在本发明的条件(2)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。
[实施例3]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表5中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si、Mn和P从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧以形成具有0.15～0.35mm的不同厚度的板材，接着在1,050℃进行最终的退火38秒。测量不同厚度的各板材的铁损和磁通量密度。将其结果显示于下表6中。观察夹杂物所用的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表5]
钢种 Al Si Mn P C S N Ti
C1 1 3 0.2 0.03 0.002 0.002 0.002 0.002
C2 2.2 1 0.8 0.05 0.002 0.002 0.002 0.002
C3 2 1.5 1.5 0.05 0.002 0.002 0.002 0.002
C4 1.8 1.3 1.2 0.05 0.002 0.002 0.002 0.002
C5 1.3 1.8 0.6 0.08 0.002 0.002 0.002 0.002
C6 2.2 1.5 0.6 0.1 0.002 0.002 0.002 0.002
C7 1.8 1.2 1.2 0.1 0.002 0.002 0.002 0.002
[表6]
如表6所示，钢种C2～C7是满足条件(2)的本发明的实施例，其中磁通量密度很高而铁损很低。这被认为是因为本发明的组合物具有粗大地生长的夹杂物并且粗复合夹杂物的分布密度大于0.02(1/mm2)，并且其织构是稳定的。射频铁损(W10/400)确定与钢板的厚度有关。具体地，随着钢板厚度的减小，其性质得到改善。与具有0.35mm厚度的钢板相比，具有0.15mm厚度的钢板的铁损改善了约50％。在钢种C1中，Al+Mn和Al/Si不满足本发明的条件(2)，因此恶化了铁损(W10/400)和磁通量密度(B50)。
[实施例4]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表7中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si、Mn和P从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.35mm，接着在1,050℃进行最终的退火38秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度、埃氏杯突深度值和硬度。将其结果显示于下表8中。观察夹杂物的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
在室温下使用直径为20mm的钢球(steelball)上推热轧板的焊接部分，测定直至板材破裂时的高度，这称为埃氏杯突深度值。当埃氏杯突深度值通常为5mm以上时，可以通过将相同种类材料进行焊接来实现连续生产线的生产。
[表7]
钢种 Al Si Mn P Sn Sb C S N Ti
D1 1.0 2.5 0.5 0.01 - - 0.002 0.002 0.002 0.002
D2 2.5 0.8 0.8 0.11 0.03 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D3 2.0 1.3 0.8 0.08 - 0.005 0.002 0.002 0.002 0.002
D4 2.0 1.3 0.8 0.08 - 0.03 0.002 0.002 0.002 0.002
D5 2.0 1.3 0.8 0.08 - 0.07 0.002 0.002 0.002 0.002
D6 2.0 1.3 0.8 0.08 - 0.1 0.002 0.002 0.002 0.002
D7 2.0 1.3 0.8 0.08 - 0.15 0.002 0.002 0.002 0.002
D8 1.7 1.6 0.8 0.08 0.005 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D9 1.7 1.6 0.8 0.08 0.03 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D10 1.7 1.6 0.8 0.08 0.07 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D11 1.7 1.6 0.8 0.08 0.15 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D12 1.7 1.6 0.8 0.08 0.18 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D13 1.7 1.6 0.8 0.08 0.25 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D14 1.3 2.0 0.8 0.08 0.03 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D15 2.2 1.6 0.6 0.05 - 0.03 0.002 0.002 0.002 0.002
D16 2.2 1.6 0.6 0.05 0.23 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D17 1.5 1.0 1.2 0.19 0.05 - 0.002 0.002 0.002 0.002
D18 1.5 1.0 1.2 0.19 - 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
[表8]
如表8所示，钢种D2～6、D8～12、D14、D15和D17是满足本发明的条件(2)的本发明的实施例，并且其中加入0.005～0.2％的Sn或0.005～0.1％的Sb，因此具有300nm以上的尺寸的粗夹杂物的分布密度大于0.02(1/mm2)，并且最终退火时，表面的氧化物层和氮化物层减少从而改善了铁损和磁通量密度。同样，埃氏杯突深度值很高而维氏硬度(Hv1)很低，从而表现出优良的焊接性能、生产率和客户冲制性能。
然而在钢种D1中，Al/Si之比落在本发明的条件(2)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。又因为未加入Sn和Sb，埃氏杯突深度值较低并且焊接性能降低而硬度较高，不利地损害了加工性能。在钢种D7和D18中，Sb的含量超过0.1％，且在钢种D13和D16中，Sn的含量超过0.2％，因此埃氏杯突深度值较低而硬度较高，从而导致降低的焊接性能、较差的生产率和客户冲制性能以及较差的磁性。
[实施例5]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表9中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.3mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.50mm，接着在900℃进行最终的退火30秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表10中。观察夹杂物的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表9]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
E1 1.5 0.2 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E2 1.5 0.2 0.5 0.002 0.002 0.002 0.002
E3 0.7 0.2 0.5 0.002 0.002 0.002 0.002
E4 2.7 0.5 0.3 0.002 0.002 0.002 0.002
E5 1.7 0.5 0.3 0.002 0.002 0.002 0.002
E6 0.7 0.5 0.3 0.002 0.002 0.002 0.002
E7 0.5 0.5 0.5 0.002 0.002 0.002 0.002
E8 0.5 0.5 0.5 0.002 0.002 0.002 0.002
E9 2.2 0.5 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E10 1.2 0.5 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E11 1.0 0.1 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E12 1.2 0.2 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E13 1.0 0.2 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E14 2.2 0.7 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E15 0.7 0.7 0.2 0.002 0.002 0.002 0.002
E16 1.3 0.2 0.7 0.002 0.002 0.002 0.002
E17 1.5 0.2 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
E18 1.2 0.2 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
E19 0.9 0.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
E20 0.9 0.7 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
E21 1.0 0.5 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
[表10]
如表10所示，钢种E1～3、E6、E10、E12、E13、E16、E20和E21是满足条件(1)的本发明的实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)，从而表现出优良的磁性，并且维氏硬度(Hv1)为140以下，得到良好的生产率和客户冲制性能。
然而在钢种E4、E9和E14中，Al/Mn之比和Al+Mn的含量落在本发明的条件(1)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种E17和E18中，Al+Mn的含量不满足本发明的条件(1)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种E19中，Al/Mn之比不满足本发明的条件(1)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种E4、E5、E9和E14中，Al+Si+Mn/2不满足本发明的条件(1)，因此硬度较高从而得到较差的生产率和冲制性能。
[实施例6]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表11中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.3mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.50mm，接着在900℃进行最终的退火30秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表12中。观察夹杂物的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表11]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
F1 1.0 0.5 0.3 0.0030 0.0010 0.0010 0.0020
F2 0.7 0.3 0.2 0.0030 0.0030 0.0030 0.0020
F3 0.7 0.3 0.5 0.0030 0.0020 0.0030 0.0020
F4 0.7 0.5 0.3 0.0030 0.0010 0.0025 0.0020
F5 1.0 0.3 0.7 0.0030 0.0005 0.0005 0.0020
F6 1.0 0.3 0.7 0.0030 0.0040 0.0020 0.0020
F7 1.2 0.5 1.0 0.0030 0.0020 0.0020 0.0020
F8 1.2 0.2 0.3 0.0030 0.0015 0.0010 0.0020
F9 0.9 0.5 0.8 0.0030 0.0020 0.0020 0.0020
F10 0.9 0.5 0.8 0.0030 0.0040 0.0030 0.0020
F11 0.9 0.5 0.5 0.0030 0.0030 0.0030 0.0020
F12 0.9 0.5 0.5 0.0030 0.0020 0.0025 0.0020
F13 0.9 0.5 0.5 0.0030 0.0005 0.0005 0.0020
[表12]
如表12所示，钢种F1、F3、F4、F6、F8、F9、F11和F12是满足条件(1)的本发明的实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)，从而表现出优良的磁性，并且硬度较低，得到良好的生产率和客户冲制性能。
然而在钢种F5、F10和F13中，N+S的含量落在本发明的条件(1)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种F7中，Al+Mn的含量不满足本发明的条件(1)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。
[实施例7]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表13中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.35mm，接着在1050℃进行最终的退火38秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表14中。观察夹杂物的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表13]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
G1 3.0 2.3 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G2 2.5 1.7 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G3 1.0 2.3 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G4 1.5 2.3 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G5 2.0 2.7 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G6 1.0 2.7 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G7 0.5 2.7 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G8 3.5 3.0 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G9 2.5 3.0 0.8 0.002 0.002 0.002 0.002
G10 1.5 3.0 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G11 3.0 3.2 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G12 1.5 3.2 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G13 3.0 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G14 2.5 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
G15 1.0 2.5 1.0 0.002 0.002 0.002 0.002
[表14]
如表14所示，钢种G3～6、G9、G10、G12、G14和G15是满足条件(3)的本发明的实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)，从而表现出优良的磁性，并且维氏硬度低至225以下。
然而在钢种G1、G8、G11和G13中，Al+Mn的含量落在本发明的条件(3)以外，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种G2中，Al/Si之比不满足本发明的条件(3)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种G7中，Al/Si、Al/Mn和Al+Mn不满足本发明的条件(3)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种G8和G11中，Al+Si+Mn/2不满足本发明的条件(3)，因此硬度较高从而降低了生产率和冲制性能。
[实施例8]
在实验室中进行真空熔融，从而制备出具有下表15中所示的组分的钢锭。为此，将0.3～0.5％的Al加入至熔融钢中以促进夹杂物的形成，其后加入剩余的Al和Si和Mn从而制造出钢锭。将每个钢锭加热至1,150℃，并在850℃进行最终热轧从而制造出具有2.0mm厚度的热轧板。将已热轧的热轧板在1,050℃退火4分钟然后进行酸洗。随后，进行冷轧使得板材的厚度形成为0.35mm，接着在1050℃进行最终的退火38秒。
测量各板材的夹杂物的尺寸和分布密度、铁损、磁通量密度和硬度。将其结果显示于下表16中。观察夹杂物的样品使用钢铁工业中常用的复型法制造，并且对其使用透射电子显微镜。为此，施加了200kv的加速电压。
[表15]
钢种 Al Si Mn C S N Ti
H1 1.0 2.3 0.5 0.0030 0.0010 0.0010 0.0020
H2 1.0 2.3 0.5 0.0030 0.0030 0.0030 0.0020
H3 1.0 2.5 1.0 0.0030 0.0020 0.0030 0.0020
H4 1.2 2.5 1.2 0.0030 0.0015 0.0020 0.0020
H5 1.2 2.7 1.0 0.0030 0.0005 0.0005 0.0020
H6 1.2 2.7 1.0 0.0030 0.0020 0.0040 0.0020
H7 2.0 2.7 2.0 0.0030 0.0020 0.0020 0.0020
H8 2.0 3.2 1.5 0.0030 0.0010 0.0015 0.0020
H9 2.0 3.2 1.5 0.0030 0.0020 0.0020 0.0020
H10 2.0 3.2 1.0 0.0030 0.0030 0.0040 0.0020
H11 2.0 3.2 1.5 0.0030 0.0030 0.0030 0.0020
H12 1.5 3.5 1.5 0.0030 0.0020 0.0025 0.0020
H13 2.5 3.5 1.0 0.0030 0.0005 0.0005 0.0020
[表16]
如表16所示，钢种H1、H3、H4、H6、H8、H9、H11和H12是满足条件(3)的本发明的实施例，其中观察到具有300nm以上的尺寸的粗夹杂物，并且其分布密度大于0.02(1/mm2)从而表现出优良的磁性。
然而在钢种H5、H10和H13中，N+S不满足本发明的条件(3)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种H7中，Al+Mn不满足本发明的条件(3)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。在钢种H2、H5和H13中，(Al+Mn)/(N+S)不满足本发明的条件(3)，因此未观察到具有300nm以上的尺寸的夹杂物，并且恶化了铁损和磁通量密度。

Claims (11)

1.一种具有优良磁性的无取向电工钢板，包含以重量％计的1.0～3.0％的Al、0.5～2.5％的Si、0.5～1.5％的Mn、0.001～0.004％的N、0.001～0.003％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述条件，以在钢板中形成包含单独的氮化物和硫化物或其结合的夹杂物，并且具有300nm以上平均尺寸的夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上，
条件：
1.5≤{[Al]+[Mn]}≤3.5、
0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、
366.67≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400、
1.8≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5、
0.7≤[Al]/[Si]≤4.0、
1≤[Al]/[Mn]≤3.7，
其中所述[Al]、[Si]、[Mn]、[N]和[S]分别表示Al、Si、Mn、N和S的含量，以重量％计。
2.权利要求1的具有优良磁性的无取向电工钢板，其中横截面维氏硬度Hv1为190以下。
3.权利要求1的具有优良磁性的无取向电工钢板，其进一步包含0.19％以下的P。
4.权利要求1的具有优良磁性的无取向电工钢板，其进一步包含0.005～0.18％的Sn和0.005～0.1％的Sb中的至少一种。
5.一种具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其对包含以重量％计的1.0～3.0％的Al、0.5～2.5％的Si、0.5～1.5％的Mn、0.001～0.004％的N、0.001～0.003％的S以及剩余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述条件的板坯进行加热、热轧、冷轧和最后在750～1100℃温度下的退火，
在经过所述最后退火的电工钢板中，形成包含单独的氮化物和硫化物或其结合的夹杂物，并且具有300nm以上平均尺寸的夹杂物的分布密度为0.02个/mm2以上，
条件：1.5≤{[Al]+[Mn]}≤3.5、
0.002≤{[N]+[S]}≤0.006、
366.67≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400、
1.8≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5、
0.7≤[Al]/[Si]≤4.0、
1≤[Al]/[Mn]≤3.7，
其中所述[Al]、[Si]、[Mn]、[N]和[S]分别表示Al、Si、Mn、N和S的含量，以重量％计。
6.权利要求5的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中以1,100～1,250℃的温度加热所述板坯。
7.权利要求6的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中在800℃以上的温度下对所述被加热的板坯进行最终热轧。
8.权利要求6的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中通过加入0.3～0.5％的Al来进行去氧化，然后加入剩余的合金元素，在加入合金元素之后保持在1,500～1,600℃的温度而制备所述板坯。
9.权利要求6的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中热轧板的退火在热轧和冷轧之间进行，热轧板的退火是在850～1,100℃下进行的。
10.权利要求6的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中所述板坯进一步包含0.19％以下的P。
11.权利要求6的具有优良磁性的无取向电工钢板的制备方法，其中所述板坯进一步包含0.005～0.18％的Sn和0.005～0.1％的Sb中的至少一种。
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