CN103290190A - 无取向硅钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种磁性优异的无取向硅钢及其制造方法。在本发明的制造方法中，炼钢中的转炉出钢的钢水温度T与碳含量[C]以及自由氧含量[O]之间满足下式：7.27×103≤[O][C]e(-1/T)≤2.99×104，并且最终的退火步骤采用低温张力短时退火。通过本发明的制造方法可获得低铁损、铁损各向异性优异的无取向硅钢。

Description

无取向硅钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种无取向硅钢及其制造方法，特别涉及一种铁损及铁损各向异性优异的无取向硅钢及其制造方法。
背景技术
无取向硅钢主要用于制造中型及大型电动机(＞50HP)和发电机定子铁芯，以及能效要求高的小型电机的定转子铁芯。为实现电子设备的小型化并节省能源，需要所用无取向硅钢具有较低的铁损以及优异的铁损各向异性。
无取向硅钢的传统制造方法是通过使用包含2.5wt％以上硅、0.2wt％以上铝的铸坯来提高硅钢的电阻，从而降低无取向硅钢的铁损。但该方法要求最终退火温度为1000℃以上，故存在成本高、炉棍结瘤等问题。
为获得满足电子设备小型化、节能化要求的无取向硅钢，人们对无取向硅钢的成分、制造工艺进行了许多研究，试图开发出磁性优异的无取向硅钢。
美国专利US4560423采用按重量百分比计包含如下成分的铸坯：Si≥2.5％，Al≥1.0％，3.5％≤(Si+Al)≤5.0％，S≤0.005％，N≤0.004％，并采用两段式退火，即在850～1000℃的温度下保温30～120秒，接着在1050℃下保温3～60秒，获得了铁损P15/50≤2.70W/kg(0.5mm厚的硅钢)的无取向硅钢。
日本公开专利JP1996295936S采用按重量百分比计包含如下成分的铸坯：C＜0.005％，Si：2.0～4.0％，Al：0.05～2％，Mn：0.05～1.5％，P≤0.1％，S≤0.003％，N＜0.004％，Sn：0.003～0.2％，Cu：0.015～0.2％，Ni：0.01～0.2％，Cr：0.02～0.2％，V：0.0005～0.008％，Nb＜0.01％，并通过将常化冷却速度控制为80℃/S以下，将冷轧压下率控制为88％以上以及最后进行两段式退火，获得了铁损较低的无取向硅钢。
美国专利US6139650通过在铸坯中添加Sb、Sn、以及稀土元素Se、Te等来控制硅钢中的S含量、表面氮含量等来将硅钢的铁损P15/50(0.5mm厚的硅钢)控制在2.40W/kg以下。
上述现有技术虽然均将硅钢的铁损控制在较低的水平，但它们均没有涉及铁损各向异性，而众所周知，铁损各向异性将直接影响硅钢的晶体织构，是能否获得磁性优异的硅钢的关键因素之一。因此，同时具有较低铁损以及优异的铁损各向异性的无取向硅钢的研发具有重要的意义以及广阔的应用前景。
发明内容
本发明的目的是提供一种磁性优异的无取向硅钢及其制造方法。本发明中的无取向硅钢具有较低的铁损(硅钢在0.5mm厚度下的铁损P15/50≤2.40W/kg)以及优异的铁损各向异性(≤10％)，可满足中大型发电机、电动机以及小型高效电机铁芯材料的使用要求。此外，本发明的方法具有成本低、效果稳定等优点。
本发明涉及一种无取向硅钢的制造方法，其顺序包括如下步骤：a)炼钢、b)热轧、c)常化、d)冷轧、以及e)退火，其特征在于，
通过所述炼钢步骤a)获得以重量百分比计包含如下成分的铸坯：C0.001～0.004％，Si 2.5～4.0％，Al 0.5～1.5％，Mn 0.10～1.50％，P≤0.02％，S≤0.002％，N≤0.003％，B≤0.005％，Mn/S≥300，Al/N≥300，其余为Fe和不可避免杂质；其中，
所述炼钢步骤a)包括转炉炼钢，其中转炉出钢的钢水温度T与碳含量[C]以及自由氧含量[O]之间满足下式：7.27×103≤[O][C]e(-1/T)≤2.99×104；以及
在所述退火步骤e)中，将冷轧后的冷轧钢带加热到900～1050℃，并在0.5-1.5MPa的张力σ下进行保温，保温时间t为8-60秒。
在本发明的方法中，首先通过炼钢获得铸坯，接着对铸坯进行热轧以形成热轧钢带，然后对热轧钢带进行常化处理，接着对经常化处理的热轧钢带进行冷轧以形成冷轧钢带，最后对冷轧钢带进行最终的退火处理。
在本发明的方法中，考虑到降低制造成本以及有利于硅钢产品的质量稳定性，所述退火步骤e)中的保温时间t应限定为8-60秒。当保温时间t小于8秒时，晶粒未充分粗化，从而不利于降低无取向硅钢的铁损和铁损各向异性。而当保温时间t超过60秒时，成本提高，并且无取向硅钢的铁损和铁损各向异性未有进一步的改善。
在本发明的方法中，优选所述铸坯中的不可避免杂质中，Nb≤0.002wt％，V≤0.003wt％，Ti≤0.003wt％，Zr≤0.003wt％。
在本发明的方法中，就有利于晶粒生长以及降低晶粒在轧向与横向上的性能差异来说，优选所述退火步骤e)中的温度为900～1050℃，进一步优选为920～1000℃；以及优选张力σ为0.5-1.5MPa，进一步优选为1-1.3MPa。退火步骤e)中的温度过低不利于晶粒的生长；而退火步骤e)中的温度过高则不利于降低成本，简化工艺。退火步骤e)中的张力σ过小不利于晶粒在低温短时退火下迅速长大；而退火步骤e)中的张力σ过大时，晶粒在轧向与横向上的性能差异较大，不利于降低无取向硅钢的铁损各向异性。
在本发明的方法中，考虑到进一步降低最终硅钢产品表层中的N、O含量并改善硅钢产品的晶体织构，优选所述炼钢步骤a)中的铸坯还含有Sn和/或Sb，其中Sb+2Sn的含量为0.001-0.05wt％。
在本发明的方法中，炼钢步骤a)还包括RH精炼，就提高脱氧效果来说，优选在RH精炼中，脱碳结束时，先采用FeSi合金进行脱氧，接着采用FeAl合金进行脱氧。
在本发明的方法中，所述常化步骤c)可采用罩式炉常化或连续退火方式常化。考虑到进一步降低铁损各向异性、获得良好板型以及易于冷轧，优选罩式炉常化在如下条件下进行：在氮氢保护下，在780～880℃处保温2～6小时；或者优选连续退火方式常化在如下条件下进行：以5～15℃/s的加热速度将热轧后的热轧钢带加热到850～950℃，在氮气保护下进行保温，保温时间t为10-90秒，然后以10℃/s以下的冷却速度冷却至650℃，之后进行自然冷却。
在本发明的方法中，考虑到进一步降低铁损各向异性，优选在所述冷轧步骤d)中，压下率为70～88％。
在本发明的方法中，考虑到进一步提高最终硅钢产品的晶粒组织，优选在所述热轧步骤b)中，950℃以上的变形量为80％以上。此外，考虑到获得良好的板型并防止边裂，热轧钢带不同部位间的最大温差优选为20℃以下，进一步优选为10℃以下。
除了无取向硅钢的制造方法之外，本发明还提供一种具有较低的铁损和优异的铁损各向异性的无取向硅钢，其可通过本发明中的上述制造方法，使用包含2.5～4.0wt％Si的铸坯制造，本发明的无取向硅钢其晶粒直径为100～200mm，晶粒等轴系数L为1.05-1.35。
进一步地，优选所述铸坯以重量百分比计还包含如下成分：C 0.001～0.004％，Al0.5～1.5％，Mn 0.10～1.50％，P≤0.02％，S≤0.002％，N≤0.003％，B≤0.005％，Mn/S≥300，Al/N≥300，其余为铁和不可避免杂质。
进一步地，优选本发明的无取向硅钢表面下30μm处的氮与氧的总含量为300ppm以下。
进一步地，优选本发明的无取向硅钢中尺寸为500nm以下的夹杂物数量为40％以下。
在本发明中，通过严格控制转炉出钢的钢水温度T与[C]以及[O]之间的关系并控制铸坯中各成分含量，可降低夹杂物数量并控制其形态，从而改善无取向硅钢的结构，提高无取向硅钢的磁性。
进一步地，在退火步骤e)中，通过施加合适的张力并在适宜温度下短时退火，可使晶粒迅速长大，并且使晶粒在轧向与横向上的性能差异不大，从而不仅有利于降低铁损，而且有利于降低铁损各向异性。
本发明通过炼钢控制铸坯中各成分含量、严格控制转炉出钢的钢水温度T与[C]以及[O]之间的关系以减少夹杂物数量并控制其形态，以及进行低温张力短时退火来控制晶粒形态，可获得铁损以及铁损各向异性优良的无取向硅钢。本发明的无取向硅钢其铁损P15/50为2.40W/kg以下(0.5mm厚度的硅钢)，铁损各向异性为10％以下，其中P15/50为50Hz、1.5T磁感强度下的铁损。
附图说明
图1所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的Mn/S比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。
图2所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的硫含量与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。
图3所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的Al/N比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。
图4所示为无取向硅钢表面下30μm处的氮与氧的总含量与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。
图5所示为无取向硅钢的晶粒等轴系数与无取向硅钢的铁损各向异性的关系。
具体实施方式
首先，对本发明中用于制造无取向硅钢的铸坯中的各成分的限定理由进行如下说明。
Si：可溶于铁素体中形成置换固溶体，提高基体电阻率，能显著降低铁损并提高屈服强度，是无取向硅钢中最重要的合金元素之一。Si含量过低时，其降低铁损的有利效果不明显，Si含量过高时，不仅降低铁损的作用明显减弱，而且会造成加工困难。在本发明中，硅含量被限定为2.5～4.0wt％。
Al：可溶于铁素体提高基体电阻率，粗化晶粒，降低铁损并提高屈服强度，同时还可以脱氧固氮，但容易造成成品钢板表层内氧化。Al含量过低时，其上述降低铁损、脱氧固氮的有利效果不明显，Al含量过高时，冶炼浇注困难，磁感降低，并且加工困难。在本发明中，铝含量被限定为0.5～1.5wt％。
Mn：与Si、Al一样可以增加钢的电阻率，降低铁损，可与杂质元素S形成稳定的MnS，消除S对磁性的危害，此外，Mn的存在还可防止热脆，其也溶于铁素体形成置换固溶体，有固溶强化作用，可提高基体屈服强度。Mn含量过低时，其上述有利效果不明显，Mn含量过高时，硅钢的相变点温度Ac1降低，再结晶温度降低，热处理时发生α-γ相变，劣化有利晶体织构。在本发明中，Mn含量被限定为0.10wt％～1.50wt％。
进一步地，本发明人考察了Mn/S比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。图1所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的Mn/S比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。如图1所示，Mn/S比率在300以上时具有较好的降低铁损P15/50的效果，在Mn/S比率达到600后，其降低铁损P15/50的效果基本达到饱和。在本发明中，Mn/S比率被限定为300以上，优选为350～600。
S：对加工及磁性均有害，其易于与Mn形成细小的MnS质点，阻碍成品退火晶粒长大，严重劣化磁性，此外，S易于与Fe形成低熔点FeS及FeS2或共晶体，造成热加工脆性问题。本发明人考察了S含量对无取向硅钢的铁损P15/50的影响。图2所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的硫含量与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。如图2所示，当S含量超过0.002wt％时，无取向硅钢的铁损P15/50劣化。在本发明中，S含量被限定为0.002wt％以下。
P：在钢中添加一定的磷可以改善钢带的加工性，但P含量过高时反而会劣化钢带的冷轧加工性。在本发明中，P含量被限定为0.02％以下。
C：对磁性有害，是强烈阻碍晶粒长大的元素，同时C是扩大γ相区的元素，过量的C使常化处理时α与γ两相区转变量增加，大大降低相变点温度Ac1，引起结晶组织反常细化，从而导致铁损增加，而且C作为间隙元素，其含量过高不利于硅钢的疲劳性能。C含量过高会导致磁失效，但C含量过低时，会导致屈服强度显著下降，在本发明中，C含量被限定为0.001～0.004wt％。
N：本身是间隙原子，易与Ti、Al、Nb、V形成细小弥散氮化物，强烈阻碍晶粒长大，劣化铁损。N含量过高时，氮化物析出量增加，强烈阻碍晶粒长大，劣化铁损。在本发明中，N含量被限定为0.003wt％以下。
通常通过增加Al的含量，形成粗化的AlN，来减少N元素及其它细小N化物的影响。Al/N的比例将直接影响AlN的形态及尺寸，如果Al含量较低，将形成严重影响磁畴移动的细小针状AlN，从而劣化铁损。本发明人考察了Al/N比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。图3所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的Al/N比率与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。如图3所示，在Al/N比率为300以上、优选为350～600时，铁损较低，在Al/N比率超过600时，其降低铁损的效果趋于饱和。在本发明中，Al/N比率被限定为300以上，优选为350～600。
O：对磁性有害，可以在炼钢过程中形成氧化物夹杂，其数量及形态均对磁性有较大的影响，因此，除了尽可能地降低炼钢过程最终的氧含量外，还需通过炼钢工艺降低氧化物数量并控制其形态。
B：低Si含量钢中加B用于降低Al量，降低炼钢成本；高Si高Al钢中加B，B处于固溶状态，固溶的B沿晶界偏聚可以改善晶体织构，同时可以防止P偏聚的脆化，并可以防止形成内氧化层和内氮化层从而促进晶粒长大。但B是间隙原子，其含量过高会阻碍磁畴运动，降低磁性能，因此，在本发明中，B含量被限定为0.005wt％以下。
接着，本发明人考察了无取向硅钢表层中氮与氧的总含量以及晶粒等轴系数对无取向硅钢的铁损和/或铁损各向异性的影响。
无取向硅钢表层中氮与氧的总含量代表了表面氮化及内氧化发生的程度以及氧化物总量水平，其直接影响无取向硅钢的铁损优劣水平。图4所示为无取向硅钢表面下30μm处的氮与氧的总含量与无取向硅钢的铁损P15/50的关系。如图4所示，无取向硅钢的铁损随氮与氧的总含量增加而增大，当氮与氧的总含量为300ppm以下时，无取向硅钢具有较低的铁损。因此，为获得具有较低铁损的无取向硅钢，应尽可能降低无取向硅钢表层中氮与氧的总含量。
本发明中所述的“晶粒等轴系数”定义如下：平行于板面取样，磨去表层制成金相样品，在显微镜下观察晶粒组织，分别检测晶粒组织平行于轧向及垂直于轧向(即横向)的平均直径DL、DC，这两者的比率即为晶粒的等轴系数L，即L＝DL/DC。
L用于表征晶粒沿轧向及横向的形状特点。L值越趋近于1，表明晶粒越趋近于等轴晶粒，L值越偏离1，表明晶粒形状越偏离等轴形态；L值越大，晶粒沿轧向越长，横向越短。图5所示为无取向硅钢的晶粒等轴系数与无取向硅钢的铁损各向异性的关系。如图5所示，在L值为1.05-1.35之间时，无取向硅钢具有较低的铁损各向异性。因此，为获得具有较好磁性的无取向硅钢，其晶粒等轴系数L优选在1.05-1.35之间。
在本发明方法的一个优选实施方式中，在RH精炼中采用先用FeSi合金进行脱氧、接着使用FeAl合金进行脱氧的脱氧方式。先采用FeSi合金进行脱氧，可有效去除硅钢中的绝大部分自由氧，并且其所生成的脱氧生成物SiO2颗粒尺寸较大，从而较易上浮、去除；接着采用脱氧能力优于FeSi的FeAl合金，可以较容易地去除硅钢中残留的自由氧，使得硅钢中的氧化物夹杂数量明显减少，保证最终硅钢产品中500nm以下的氧化物夹杂数量不大于40％，从而可减弱晶界的钉扎作用以及磁畴钉扎效应，提高硅钢的磁性。FeSi合金脱氧与FeAl合金脱氧对硅钢中夹杂物的影响如表1所示。
1
Figure BDA0000140227650000071
在本发明方法的另一优选实施方式中，在所述热轧步骤b)中，950℃以上的变形量为80％以上。热轧时的高温变形量(950℃以上的变形量)对钢带组织的影响如表2所示。由表2可知，增大热轧时的高温变形量可减少钢带中的细小析出物并提高晶粒的再结晶情况。因此，为获得磁性优异的无取向硅钢，在本发明的方法中，优选在热轧步骤b)中，950℃以上的变形量为80％以上。
表2
  950℃以上的变形量   细小析出物   再结晶情况
  1   30％   明显可见   芯部纤维组织
  2   50％   明显可见   芯部纤维组织
  3   60％   可见   芯部少量纤维组织
  4   80％   很少   完全再结晶
  5   85％   很少   完全再结晶
在本发明方法的另一优选实施方式中，在热轧步骤中，热轧钢带不同部位间的最大温差优选为20℃以下，进一步优选为10℃以下。钢带中心与边部的最大温差与最大凸度及边裂之间的关系如表3所示。由表3可知，温差为20℃以下时的凸度与边裂均达到良好水平，并且温差为10℃以下时，基本可以避免边裂的发生。因此，考虑到获得良好的板型并防止边裂，优选热轧钢带不同部位间的最大温差为20℃以下，进一步优选为10℃以下。
表3
  中心与边部的最大温差(℃)   最大凸度   边裂
  1   10   30μm   无边裂
  2   15   30μm   偶有边裂
  3   20   35μm   稍有边裂
  4   30   50μm   有边裂
  5   ＞35   60μm   明显边裂
下面结合实施例对本发明进行更详细地说明，但本发明的保护范围并不限于这些实施例。
实施例1
首先进行炼钢，即通过RH精炼和连铸获得以重量百分比计包含如下成分的铸坯：C 0.002％，Si 3.2％，Al 0.7％，Mn 0.50％，P 0.014％，S 0.001％，N 0.002％，B 0.002％，Nb 0.001％，V 0.002％，Ti 0.0015％，Zr 0.001％，以及Sn 0.008％，其余为铁和不可避免杂质；其中在炼钢中，转炉出钢的钢水温度T与碳含量[C]以及自由氧含量[O]之间满足下式：7.27×103≤[O][C]e(-1/T)≤2.99×104，以及RH精炼中采用先FeSi合金后FeAl合金进行脱氧的脱氧方式。
接着进行热轧，即将铸坯加热到1100℃，保温后进行轧制，热轧终了温度为850℃以上，其中950℃以上的变形量为80％以上，热轧后的热轧钢带厚度为1.5～3.0mm。
然后对热轧钢带采用连续退火方式常化或者罩式炉常化。采用连续退火方式常化时，在850～950℃下常化10-90秒，常化加热速度为5～15℃/S，冷却速度为5～20℃/S；采用罩式炉常化时，在氢气保护下在780～880℃下常化2-6小时。
接着对经常化处理后的热轧钢带进行冷轧以形成冷轧钢带，冷轧后的冷轧钢带厚度为0.27～0.5mm，冷轧的压下率为70-88％。
最后对冷轧钢带进行退火，在连续退火炉中，以25-45℃/S的加热速度加热到900℃，并在该温度下，在氢氮保护下以及0.5MPa的张力σ下退火8-60秒，从而获得实施例1的无取向硅钢。
实施例2
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火温度改为920℃。
实施例3
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火温度改为1020℃。
实施例4
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火温度改为1050℃。
实施例5
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，张力σ改为1MPa。
实施例6
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，张力σ改为1.3MPa。
实施例7
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，张力σ改为1.5MPa。
对照例1
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火温度改为850℃。
对照例2
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火温度改为1100℃。
对照例3
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，张力σ改为0.3MPa。
对照例4
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，张力σ改为2MPa。
对照例5
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是在最后的退火步骤中，退火时间改为5秒。
对照例6
采用与实施例1相同的方法制造无取向硅钢，所不同的只是炼钢中的转炉出钢的钢水温度T与碳含量[C]以及自由氧含量[O]之间未满足下式：7.27×103≤[O][C]e(-1/T)≤2.99×104。
对上述实施例和对照例的无取向硅钢(0.5mm厚度规格)的铁损P15/50以及铁损各向异性进行测定，结果如表4所示。
表4
Figure BDA0000140227650000111
由上表可知，与对照例相比，实施例中的无取向硅钢具有较低的铁损和铁损各向异性，其无取向硅钢在0.5mm厚度下的铁损P15/50为2.40W/kg以下，以及铁损各向异性为10％以下，其中P15/50为50Hz、1.5T磁感强度下的铁损。
此外，本发明人对实施例中的无取向硅钢的表层性能以及晶粒性能进行了测定。测定结果表明，实施例中的无取向硅钢其晶粒直径为100～200mm，晶粒等轴系数L为1.05-1.35。此外，实施例中的无取向硅钢表面下30μm处的氮与氧的总含量为300ppm以下，尺寸为500nm以下的夹杂物数量为40％以下。
本发明的实验结果证明，本发明通过严格控制转炉出钢的钢水温度T与[C]以及[O]之间的关系并控制铸坯中各成分含量，可降低无取向硅钢表层中的氮氧总含量以及夹杂物数量，从而改善无取向硅钢的结构，提高无取向硅钢的磁性。进一步地，本发明通过在900-1050℃的温度以及0.5-1.5MPa的张力下实行低温张力短时退火，可使晶粒迅速长大，并获得适宜的晶粒等轴系数，从而可降低铁损和铁损各向异性，提高无取向硅钢的磁性。
本发明的有益效果
本发明通过炼钢控制铸坯中各成分含量、严格控制转炉出钢的钢水温度T与[C]以及[O]之间的关系以降低夹杂物数量并控制其形态，以及进行低温张力短时退火来控制晶粒形态，可获得铁损以及铁损各向异性优良的无取向硅钢。本发明的无取向硅钢可满足电子设备小型化、节能化的要求，从而具有广阔的应用前景。

Claims (16)

1.一种无取向硅钢的制造方法，其顺序包括如下步骤：a)炼钢、b)热轧、c)常化、d)冷轧、以及e)退火，其特征在于，
通过所述炼钢步骤a)获得以重量百分比计包含如下成分的铸坯：C0.001～0.004％，Si 2.5～4.0％，Al 0.5～1.5％，Mn 0.10～1.50％，P≤0.02％，S≤0.002％，N≤0.003％，B≤0.005％，Mn/S≥300，Al/N≥300，其余为Fe和不可避免杂质；其中，
所述炼钢步骤a)包括转炉炼钢，其中转炉出钢的钢水温度T与碳含量[C]以及自由氧含量[O]之间满足下式：7.27×103≤[O][C]e(-1/T)≤2.99×104；以及
在所述退火步骤e)中，将冷轧后的冷轧钢带加热到900～1050℃，并在0.5-1.5MPa的张力σ下进行保温，保温时间t为8-60秒。
2.如权利要求1所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述退火步骤e)中的温度为920～1000℃，张力σ为1-1.3MPa。
3.如权利要求1或2所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述炼钢步骤a)中获得的铸坯中，350≤(Mn/S)≤600，350≤(Al/N)≤600。
4.如权利要求1至3中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述铸坯还包含Sn和/或Sb，其中Sb+2Sn的含量为0.001-0.05wt％。
5.如权利要求1至4中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述炼钢步骤a)还包括RH精炼，在所述RH精炼中，脱碳结束时，先采用FeSi合金进行脱氧，接着采用FeAl合金进行脱氧。
6.如权利要求1至5中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述冷轧步骤d)中，压下率为70～88％。
7.如权利要求1至6中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述常化步骤c)采用罩式炉常化，即在氮氢保护下，在780～880℃处保温2～6小时。
8.如权利要求1至6中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，所述常化步骤c)采用连续退火方式常化，即以5～15℃/s的加热速度将热轧后的热轧钢带加热到850～950℃，在氮气保护下进行保温，保温时间t为10-90秒，然后以10℃/s以下的冷却速度冷却至650℃，之后进行自然冷却。
9.如权利要求8所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，在所述常化步骤c)中，将热轧后的热轧钢带加热到850～930℃。
10.如权利要求1-9中任一项所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤b)中，950℃以上的变形量为80％以上。
11.如权利要求10所述的无取向硅钢的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤b)中，热轧钢带不同部位间的最大温差为20℃以下。
12.一种无取向硅钢，其特征在于，用于制造所述无取向硅钢的铸坯包含2.5～4.0wt％的硅；以及
所述硅钢的晶粒直径为100～200mm，晶粒等轴系数L为1.05-1.35。
13.如权利要求12所述的无取向硅钢，其特征在于，所述铸坯以重量百分比计还包含如下成分：C 0.001～0.004％，Al 0.5～1.5％，Mn 0.10～1.50％，P≤0.02％，S≤0.002％，N≤0.003％，B≤0.005％，Mn/S≥300，Al/N≥300，其余为铁和不可避免杂质。
14.如权利要求12或13所述的无取向硅钢，其特征在于，所述硅钢表面下30μm处的氮与氧的总含量为300ppm以下。
15.如权利要求12至14中任一项所述的无取向硅钢，其特征在于，所述硅钢中尺寸为500nm以下的夹杂物数量为40％以下。
16.如权利要求12至15中任一项所述的无取向硅钢，其特征在于，所述硅钢在0.5mm厚度下的铁损P15/50为2.40W/kg以下，以及铁损各向异性为10％以下，其中P15/50为50Hz、1.5T磁感强度下的铁损。
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