CN1119426C - 加工性能极好的低铁损的非取向电工钢薄板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，其含有(重量%)0.010%或以下的C、0.1-1.5%的Mn、0.1-4%的Si、0.1-4%的Al、其中后面三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0%，和0.0005-0.0200%的Mg；或还含有0.005%或以上的Ca，其中Mg和Ca的总量是0.0200%或以下；或还含有0.005%或以上的REM，其中Mg和REM的总量是0.0200%或以下；或还含有0.005%或以上的Ca和REM，其中Mg、Ca和REM的总量为0.0200%或以下，以及其余由Fe和不可避免的杂质组成。还涉及该电工钢薄板制备方法。

Description

加工性能极好的低铁损的非 取向电工钢薄板及其制备方法
本发明涉及一种可以用作电气设备的铁芯材料的加工性能和铁损性能极好的非取向电工钢薄板及其制备方法。
在全世界的电力和能源节约以及全球的环境保护的趋势下，已经强烈地需要改进电气设备的效率。特别是最近，随着旋转机械的效率提高的发展，需要一种比目前现有材料有更好磁性，即较好的铁损性能的材料，用于转子或定子的非取向电工钢薄板。
作为减少非取向电工钢铁损的方法，广泛地和通常使用的方法是增加合金元素例如硅、铝和锰等等以及增加电阻来减少非取向电工钢薄板的铁损，减少涡流损失。而且，确定成分之后，重要的是设法通过将成品板的晶粒直径调整为大约100到150μm以优化铁损。
在加工性能方面，最近已经征明：如果成品板的晶粒直径太大，那么在电机磁芯的冲压过程中出现粗糙的波纹和毛边等等。另一方面，如果成品板的晶粒直径太小，磁芯的铁损会恶化。为了克服这些问题，在磁芯的冲压过程中需要减少晶粒直径，而在磁芯的消除应力退火过程中在一定程度上需要增大晶粒。
大家都知道：显著地妨碍晶粒长大的作为杂质的最有害的析出物是具有相对低的固溶温度的MnS。尽管在精炼钢的过程中S量本身的减少可以减少析出物，但是在工业应用上还有限制。为了解决这个问题，公开的方法是通过使用稀土元素(REM)例如Ce和La等等固定钢中的S以抑制细MnS的析出，而作为具有高固溶温度的析出物(日本的未经审查的专利公开号昭51-62115)，和通过使用Ca固定S(日本的未经审查的专利公开号昭59-74213)来抑制细小的MnS析出。
然而，例如REM和S的析出物实际上有复杂的含氧形式，因为虽然它们作为单质来说溶解温度较高，但是它们是化合物析出物，因此部分溶解，并且与锰以细小析出物再次析出。这样的话，如果REM和Ca的析出物变为MnS的析出核心，那么将避免上述问题。然而，例如，CaS是Ca和S的析出物，与MnS的晶格相匹配性差，当含有一定量或更多的S且不能避免形成MnS时，CaS作为析出物核心的性能是差的。
本发明提供一种低铁损的非取向电工钢薄板及其制备方法，该非取向电工钢薄板在电机磁芯冲压过程中具有小晶粒直径和极好的加工性能，而用户在消除应力退火之后具有充分生长的大晶粒直径和极好的加工性能。
本发明的要点如下：
(1)加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，其特征在于含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al(其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％)、0.0005到0.0200％的Mg和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(2)加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al(其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％)、0.0005％或更多的Mg、0.0005％或更多Ca(其中Mg和Ca的总量是0.0200％或以下)和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(3)加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al(其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％)、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的REM(其中Mg和REM的总量是0.0200％或以下)和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(4)加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al(其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％)、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的Ca和0.0005％或以上的REM(其中Mg、Ca和REM的总量是0.0200％或以下)和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(5)按照(1)或(2)项的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，其特征在于在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)；
(6)一种加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于当精炼钢时用Al使钢水脱氧，然后在其中加入Mg源，该钢含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、0.0005到0.0200％的Mg、和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(7)一种加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于当精炼钢时用Al使钢水脱氧之后在钢水中加入至少一种或多种Mg源、Ca源和REM源，该钢含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％或的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、0.0005或以上的Mg、0.0005％或以上的Ca、0.0005％或以上的REM，其中Mg、Ca和REM的总量为0.0200％或以下，和其余是由Fe和不可避免的杂质组成；
(8)一种按照(6)或(7)项的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于重新加热含有所说成分的板坯，热轧该板坯，热轧之后或热轧并退火之后，酸洗该热轧的板，制备具有成品厚度的薄钢板，其中通过单一的冷轧或两道或多道冷轧，同时在其间实施中间退火，然后在连续退火作业线上在700到1,100℃温度下使薄钢板最终退火。
(9)按照(6)到(8)任何一项的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于：在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)。
在下面将详细说明本发明。
本发明人将下列论点作为指导原则选择加入到薄钢板中的元素以制备晶粒生长性能极好的材料。也就是说，为了不析出细小的MnS，本发明人选择元素：(1)其S化合物在比MnS开始析出的温度较高的温度下开始析出，(2)其S化合物或氧化物可以作为MnS的析出核心，尽管MnS也析出。
作为(1)的选择物，本发明选择Mg，不同于在日本的未经审查的专利公开号昭51-62115中使用的Ce和在日本未经审查的专利公开号昭59-74213中使用的Ca。尽管关于MgS析出物的数据不是众所周知，但是据估计在比MnS开始析出的温度较高的温度下MgS开始析出，因为从自由能的观点来说，MgS比MnS稳定。
作为(2)的选择物，除上述的元素之外，通过MnS与它们的S化合物和氧化物的晶格畸变δ测评非取向电工钢薄板中含有的元素。由下面公式定义晶格畸变δ：
δ＝|a-a0|/a0
其中，a0：MnS的晶格常数
a：每种S化合物或氧化物的晶格常数。
该结果示于表1中。表1意思是与MnS的晶格畸变越小，与MnS的一致性越好，且当MnS析出时形成核心就越容易。在这种情况下，很清楚：作为MnS的析出核心作用，MgS明显地比其它化合物更有效。
表1：每种化合物与MnS的晶格畸变
化合物 与MnS的晶格畸变δ(％)
MgS 0.6
CeO2 2.2
Ce2O3 3.8
CaO 8.5
CaS 9.0
MnO 15.7
MgO 19.8
TiO2 23.8
Al2O3 27.0
SiO2 33.5
从以上测评可知：它已经说明了加入作为助剂元素的Mg来抑制MnS的细小析出物和在薄钢板中产生MgS是有效的，该MnS析出物对晶粒长大产生副作用。
其次，本发明人进行下列实验证实了Mg的作用，由于上述原因的结果可判断Mg是有效的。在实验室中通过真空熔炼和将2.0％的Si、0.4％的Al、0.2％的Mn、0.0015％的C和0.0032％的S作为助剂元素加入到Fe中来制备熔融物料。此时，熔融物料中的氧足够地低，大约为0.0003％。然后，将熔融物料分开并注入四个桶(bulk)中。在其中的一个桶(bulk)中没有加入助剂，而在其它三个桶(bulk)中加入Ca化合物、Ce化合物和Mg化合物。
由此制备的上述钢锭在重新加热1,100℃的温度之后经过热轧，并制成厚度为2.3毫米的热轧薄板。在950和1,100℃的温度下将该热轧的板退火60秒，然后通过冷轧减小到最终厚度为0.50毫米。而且，在750℃的温度下使该薄钢板连续退火60秒，用切片(segment)方法测量它们的平均晶粒直径，然后假定在用户冲压磁芯之后消除应力退火，那么在750℃的温度下使该薄钢板经过装箱退火120分钟，并测量磁性和平均晶粒直径。
表2表示了每种助剂及其加入量，连续退火之后的晶粒直径，以及装箱退火之后磁性和晶粒直径的测量结果。本文中，用SST方法测量磁性，并通过L和C方向的平均数表示在W15/50时的铁损值(在最大磁通密度为1.5T和频率为50Hz时的铁损)。
从表2中可知：标号7和8的样品(指加入Mg的情况)装箱退火之后比其它样品有较好的晶粒长大。结果，装箱退火之后在W15/50时的铁损值不超过2.8W/千克，而且是很好的。
表2每种添加剂与磁性和晶粒直径的关系
 标号   添加剂   热轧薄板的退火温度(℃)   装箱退火之前的粒径(μm)  装箱退火之后的粒径(μm)     铁损W15/50(w/kg) 注
 1   无   950    25  65      2.92 对比例
 2   1100    20  44      3.23 对比例
 3   Ca32ppm   950    30  91      2.81 对比例
 4   1100    25  76      2.86 对比例
 5   Ce40ppm   950    30  82      2.84 对比例
 6   1100    25  67      2.90 对比例
 7   Mg19ppm   950    30  105      2.73 本发明实施例
 8   1100    25  105      2.73 本发明实施例
如上所述，本发明人最近发现形成MgS的方法，其作为提高非取向电工钢薄板的晶粒长大性能的方法，且已经完成了本发明。
本发明人将下列情况作为指导原则选择加入到薄钢板中的元素以制备晶粒生长性能极好的材料。它们是这些情况：(1)重新加热板坯或在高温下使热轧的板退火，(2)钢中含有大量的S。
(1)是通过在高温下重新加热板坯代替使热轧的板退火，完成热轧之后有足够的长大晶体颗粒的情况，或通过在高温下使热轧的板退火企图获得较高的磁通密度的情况。另一方面，(2)假定在实际的炼钢过程中增加S(是不可避免的杂质)的数量的情况。
如上所述，通过保证MgS作为MnS的析出核心的作用可以解决情况(2)，其与MnS具有很好晶格一致性。然而，当板坯重新加热的温度或热轧薄板的退火温度很高时，MgS的热稳定性是不可靠的。因此，本发明人设计了使CaS和/或REM的硫化物(其即使高温下也很稳定并易于变为粗的析出物)结合形成以解决情况(1)。
首先，在高温下使热轧的板退火的情况(1)时进行下列试验。在实验室中通过真空熔炼和将1.7％的Si、0.4％的Al、0.2％的Mn、0.0015％的C和0.0024％的S作为助剂元素加入到Fe中来制备熔融物料。此时，熔融物料中的氧足够地低，大约为0.0003％。然后，将熔融物料分开并注入五个桶(bulk)中。在其中的一个桶(bulk)中没有加入助剂，而在其它四个桶(bulk)中加入Mg合金或Mg合金加上Ca合金。
由此制备的上述钢锭在重新加热1,100℃的温度之后经过热轧，并制成厚度为2.3毫米的热轧薄板。在950和1,150℃的温度下使该热轧的板退火60秒，然后通过冷轧减小到最终厚度为0.50毫米。而且，在800℃的温度下使薄钢板经过连续退火30秒，然后，如果用户在冲压磁芯之后消除应力退火，就在750℃温度下使该薄钢板经过装箱退火2小时，并测量磁性。
表3表示了每种助剂的加入量和磁性的测量结果。本文中，用SST方法测量磁性，并通过L和C方向的平均数表示在W15/50时的铁损值(在最大磁通密度为1.5T和频率为50Hz时的铁损)。
表3 每种添加剂的加入量与磁性之间的关系
 样品号   Mg量(ppm)    Ca量(ppm)   热轧薄板的退火温度(℃)    磁通密度B50(T)     铁损W15/50(w/kg)   注
 1   无    无   950     1.695     3.03   对比例
 2   1150     1.709     3.65
 3   12    无   950     1.700     2.85   对比例
 4   1150     1.713     2.90
 5   12    6   950     1.701     2.77   本发明实施例
 6   1150     1.715     2.84
 7   12    14   950     1.702     2.75   本发明实施例
 8   1150     1.717     2.79
 9   12    26   950     1.702     2.75   本发明实施例
 10   1150     1.717     2.78
按照表3，在热轧薄板的退火温度低到950℃的情况下，由于Mg加入总量为12ppm，所以铁损值不超过3.0W/kg，且是良好的，如样品3、5、7和9所示。认为的原因是S变为MgS(是热稳定的化合物)和比MnS(热稳定性较差)更粗的MgS析出物。
在热轧制薄板的退火温度高达1,150℃情况下，铁损低于在950℃的温度下样品的铁损。原因是在1,150℃下MnS又溶解了，在接着的连续退火时细小地析出，以及在消除应力退火时妨碍了晶粒长大。在只加入12ppm Mg的样品4中，尽管它比不加入Mg的样品2好，但是它的作用小。这说明在1,150下MgS在一定程度上溶解的可能性，结果在连续退火时形成细小的MnS。
另一方面，在除加入12ppm的Mg之外再加入Ca的样品6、8和10中，尽管热轧薄板的退火温度是1,150℃，铁损值也不超过3.0W/kg，而且是好的。估计的原因是：正如开始时所料，即使在1,150℃的高温下也形成很稳定CaS。因此，在重新加热板坯或在高温下使热轧薄板退火的情况(1)下，仅仅加入Mg是不够的，而且需要加入Ca。
第二，在钢中含有大量S的情况(2)下进行下列试验。在实验室中通过真空熔炼和将2.1％的Si、0.3％的Al、0.2％的Mn和0.0012％的C，并以两次改变的S量(28和47ppm)作为助剂元素加入到Fe中来制备熔融物料。此时，熔融物料中的氧足够地低，大约为0.0003％。然后，将熔融物料分开并注入五个桶(bulk)中。在其中的一个桶(bulk)中没有加入助剂，而在其它四个桶(bulk)中加入Ca合金或Ca合金加上Mg合金。
由此制备的上述钢锭在重新加热1,100℃的温度之后经过热轧，并制成厚度为2.3毫米的热轧薄板。在1,000℃的温度下使该热轧的板退火60秒，然后通过冷轧减小到最终厚度为0.50毫米。而且，在800℃的温度下使薄钢板经过连续退火30秒，然后，如果用户在冲压磁芯之后消除应力退火，就在750℃温度下使该薄钢板经过装箱退火2小时，并测量磁性。
表4表示了每种助剂的加入量和磁性的测量结果。本文中，用SST方法测量磁性，并通过L和C方向的平均数表示在W15/50时的铁损值(在最大磁通密度为1.5T和频率为50Hz时的铁损)。按照表4，在S数量低到28ppm情况下，由于Ca加入总量为20ppm，所以铁损值不超过3.0W/kg，且是良好的，如样品3、5、7和9所示。认为的原因是S变为CaS(是热稳定的化合物)和比MnS(热稳定性较差)更粗的CaS析出物。
在S数量增大到47ppm的情况下，铁损低于在S数量低到28ppm情况下的铁损。原因是增加了对晶粒长大有不利影响的MnS含量，和在消除应力退火时妨碍了晶粒长大。在只加入20ppm Ca的样品4中，尽管它比不加入Ca的样品2好，但是它的作用小。认为这是因为不仅存在CaS而且当S数量充裕时不可避免地存在MnS。
另一方面，在除加入20ppm的Ca之外再加入Mg的样品6、8和10中，即使当S数量充裕到47ppm时，铁损值也不超过3.0W/kg，而且是好的。认为的原因是：正如开始时所料，尽管S不能固定作为CaS的粗析出物，但是通过形成少量的与MnS有良好晶格一致性的MgS，MgS足够起MnS析出核心的作用。因此，在含有大量S数量的情况(2)下，仅仅加入Ca是不够的，而且需要加入Mg。
表4  每种添加剂与磁性之间的关系
样品号    Ca量(ppm)   Mg量(ppm)     S量(ppm)  磁通密度B50(T)   铁损W15/50(w/kg) 注
1    无   无     28  1.701    3.01   对比例
2     47  1.693    3.22
3    21   无     28  1.710    2.92   对比例
4     47  1.703    3.03
5    21   5     28  1.712    2.79   本发明实施例
6     47  1.708    2.87
7    21   16     28  1.713    2.78   本发明实施例
8     47  1.710    2.84
9    21   26     28  1.713    2.78   本发明实施例
10     47  1.711    2.83
基于以上所述结果，本发明人最近发现一种组合加入Mg和Ca的方法而且完成了本发明，该方法作为提高非取向电工钢薄板的晶粒长大性能的方法，假设情况是(1)重新加热板坯或在高温下使热轧薄板退火，和(2)钢中含有大量的S。
此外，本发明人最近发现加入Mg和REM，或组合加入Mg、Ca和REM的方法并完成了本发明，其作为提高非取向电工钢薄板的晶粒长大性能的方法，如实施例6或7所示。
其次，在下文将说明在本发明中限制数值条件的理由。
设定C的上限值为0.010％的理由是因为如果超过0.010％，由于存在碳化物而降低铁损值。
设定Mn的下限为0.1％和上限为1.5％的理由是因为如果Mn小于0.1％，MnS细小地析出物和对晶粒长大性能有极大地不利影响，而如果Mn超过1.5％，固溶体中的Mn使晶粒长大性能恶化。而且，Mn的更理想范围是0.2≤Mn≤1.0％。
Si和Al的范围分别设定为0.1到4％的Si和0.1到4％的Al。理由是因为在Si和Al数量太小时，因为电阻率小，所以在W15/50时铁损值较低，当Si和Al数量太多时，晶粒长大的性能恶化。因此，确定了上述的范围。而且，Si、Al和Mn的总量设定为不超过5.0％。这是因为当总量超过5.0％时晶粒长大的性能将恶化。而且，更理想的范围是0.5≤Si≤2.5％，0.2≤Al≤2.5％和1.5≤Si+Mn+Al≤3.5％。
Mg加入量的范围定为0.0005到0.0200％。如实施例1所示，这是因为当Mg小于0.0005％时，形成太少的MgS，且它对改进晶粒长大性能无效，而超过0.0200％的Mg量在使加入Mg的作用达到饱和的范围内，不仅导致合金成本增加，而且不是很理想的。在Mg数量范围内，理想的范围是0.0010到0.0100％，更具体地说，更理想的范围是控制Mg数量为0.0015到0.0050％。
此外，当组合加入Mg和Ca时，Mg和Ca的含量分别定为0.0005％或以上。这是因为证明了通过加入5ppm或以上具有改进晶粒长大性能的作用，如表3和4所示。而且，Mg和Ca的总量定为0.0200％或以下。这是因为如果加入它们超出需要量时该作用已达到饱和，不仅导致合金成本增加，而且不是很理想。至于Mg和Ca的含量，理想的范围是0.0010到0.0100％，更具体地说，更理想的范围是控制它们的数量为0.0015到0.0050％。
当组合加入Mg和REM时，Mg和REM的含量分别定为0.0005％或以上。这是因为证明了通过加入5ppm或以上具有改进晶粒长大性能的作用，如表10所示。而且，Mg和REM的总量定为0.0200％或以下。这是因为如果加入它们超出需要量时该作用已达到饱和，不仅导致合金成本增加，而且不是很理想。在Mg和REM的总量中，理想的范围是0.0010％到0.0100％，更具体地说，更理想的范围是控制它们的数量为0.0015到0.0050％。
此外，当组合加入Mg、Ca和REM时，每种含量都是定为0.0005％或以上。这是因为证明了通过加入5ppm或以上具有改进晶粒长大性能的作用，如表11所示。而且，Mg、Ca和REM的总量定为0.0200％或以下。这是因为如果加入它们超出需要量时该作用已达到饱和，不仅导致合金成本增加，而且不是很理想。至于Mg、Ca和REM的总量，理想的范围是0.0015到0.0100％，更具体地说，更理想的范围是控制它们的总量为0.0015到0.0050％。
存在于钢中的S数量上限定为0.010％。如实施例2和5所示，这是因为当S数量超过0.010％时，非常大量地形成细小的MnS，因此即使加入Ca或Mg，也不再能提高晶粒长大的性能。在S数量为0.010％或以下的范围内，理想的范围是0.005％或以下，更具体地说，从磁性的观点来说，更理想的范围是控制S数量为0.003％或以下。
其次，在下文将说明在每种方法下的操作条件。
在包含上述成分的钢中，在炼钢过程中精炼时调整该成分。尽管在当时加入Mg、Ca和REM，但是至少它们中之一必须在用Al使钢水脱氧之后加入。理由是当脱氧不够时，即使加入Mg或Ca或REM，也不会形成MgS、CaS或REM的硫化物，而是形成MgO、CaO或REM的氧化物，因此提高晶粒长大性能的作用消失。本文中，在铝脱氧之前可以共同地采用例如用Si预先地使钢水脱氧的方法。
Mg源和Ca源的类型没有特别地规定，但是从加工容易的观点等等来说，分别由Fe-Mg-X和Fe-Ca-X(X是第三种元素)组成的合金等等是理想的。至于REM源，从加工容易等等的观点来说，稀土金属合金也是理想的。
同时，在日本的未经审查的专利公开号平10-212555中公开了加入Mg的非取向电工钢薄板，且要点是确实地形成MgO，以增加氧化物夹杂物成分中MgO比例，并减少对磁性有有害影响的MnO的比例。然而，因为加入的可溶解的铝含量低到0.0001-0.002％，与本发明相比较脱氧作用是不够的，因此很难形成MgS。另一方面，本发明人最新的认识基于在加入0.1％或以上的Al以实施足够的脱氧作用之后加入Mg，用于形成MgS，不是形成MgO。在上述意义上，本发明是基于完全不同于在日本的未经审查的专利公开号H10-212555中公开的技术的概念的发明。
在后继炼钢过程的方法中，重加热之后热轧板坯，热轧之后或热轧且退火之后酸洗该热轧的板，通过单一的冷轧或两次或多次冷轧同时实施中间退火，以减少成品厚度。本文中，虽然最终的冷轧率没有特别地规定，但是从磁性的观点来说，最好设定为70到90％。
最终退火温度的上限和下限分别定为700℃和1,100℃。理由是如果温度小于700℃，再结晶不够，在用户后续的装箱退火时使晶粒长大困难，而如果温度超过1,100℃，晶粒直径太大，导致加工性能例如电机磁芯的冲压等等和铁损性能两者的退化。在上述的范围内，退火温度的较好的范围是700-1,050℃。虽然退火时间没有特别地规定，但是促进从再结晶和生产率的观点来说，退火时间最好是10到120秒。
实施例1
在实验室中使具有1.0％的Si、0.9％的Al、0.3％的Mn、0.0015％的C和0.0038％的S成分的熔融物料经过真空熔炼。而且，当分开和浇注熔融物料时，加入Mg合金，最后制备含4-210ppm Mg的钢锭。重新加热该钢锭之后，制备厚度为2.3毫米的热轧薄板，在1,080℃下退火80秒和酸洗。然后通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在750℃下经过最终退火40秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
在装箱退火前后的晶粒直径和装箱退火之后的磁性的测量结果示于表5中。Mg加入量为5ppm或以上的样品2-9在装箱退火之后具有大的粒径，在W15/50时铁损值为2.8w/kg或以下，并且是好的。在这些样品之中，加入量超过200ppm的样品9是排除在本发明之外，因为加入Mg的作用达到饱和，因此该用量只增加合金成本。在这些样品之中，证明与Mg加入量相当的足够作用的那些样品是Mg量为0.0010-0.0100％的样品3-7。表5  Mg加入量与磁性和晶粒直径之间的关系
标号 Mg量(ppm) 装箱退火之前的粒径(μm) 装箱退火之后的粒径(μm) 铁损W15/50(w/kg) 注
1   4     20     66     2.90   对比例
2   8     25     95     2.78   本发明的实施例
3   14     25     100     2.76   本发明的实施例
4   29     25     105     2.74   本发明的实施例
5   55     25     110     2.72   本发明的实施例
6   76     25     115     2.70   本发明的实施例
7   96     25     117     2.69   本发明的实施例
8   155     25     120     2.68   本发明的实施例
9   210     25     120     2.68   对比例
实施例2
在实验室中使含有2.0％的Si、0.6％的Al、0.2％的Mn、0.0011％的C、0.0020％的Mg、和各种各样变化的S量的熔融物料经过真空熔炼。由该材料制备厚度为2.2毫米的热轧薄板，在1,080℃下退火50秒和酸洗。然后通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在750℃下经过最终退火40秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
在装箱退火前后的晶粒直径和装箱退火之后的磁性的测量结果示于表6中。S加入量为100ppm或以下的样品1-5在装箱退火之后具有大的粒径，在W15/50时它们的铁损值为2.8W/kg或以下，并且是好的。S加入量的较好的范围是0.005％或以下，以样品1-3的代表，且更具体地说，含量为0.003％或以下的样品1和2更好。表6  S加入量与磁性和晶粒直径的关系
标号   S量(ppm) 装箱退火之前的粒径(μm) 装箱退火之后的粒径(μm)     铁损W15/50(w/kg) 注
1   19     25     114     2.65   本发明实施例
2   26     20     110     2.67   本发明实施例
3   45     20     103     2.69   本发明实施例
4   56     20     88     2.77   本发明实施例
5   89     15     81     2.79   本发明实施例
6   105     15     55     3.01   对比例
实施例3
在实验室中进行真空熔炼，并制备具有2.0％的Si、0.4％的Al、0.5％的Mn、0.0012％的C、0.0031％的S和0.0021％的Mg成分的钢锭。通过重新加热和热轧该材料制备厚度为2.2毫米的热轧薄板，在1,080℃下退火60秒和酸洗。然后通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在不同的温度下进行最终退火40秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
在装箱退火前后的晶粒直径和装箱退火之后的磁性的测量结果示于表7中。在具有最终退火温度为700-1,100℃的样品2-8中，在W15/50时的铁损值为2.8w/kg或以下，并且是好的。在样品1的情况下，再结晶是不够的，且不能测量粒径，因为最终退火温度太低，而在装箱退火之后粒径较小，因为样品通过再结晶的过程和在后续的装箱退火中晶粒长大。在样品9的情况下，磁性恶化，因为最终退火之后的晶粒直径过分地大，以致于偏离最适合于良好铁损性能的粒径。最终退火温度的较好范围是700-1,050℃，以样品2-7为代表。表7  最终退火温度与磁性和晶粒直径的关系
标号   最终退火温度(℃) 装箱退火之前的粒径(μm) 装箱退火之后的粒径(μm)     铁损W15/50(w/kg) 注
1     650     未测量     71     2.81     对比例
2 700 20 103 2.76 本发明实施例
3     750     25     104     2.75     本发明实施例
4     800     36     106     2.75     本发明实施例
5     900     51     108     2.74     本发明实施例
6     1000     102     110     2.73     本发明实施例
7     1050     140     140     2.71     本发明实施例
8     1100     179     179     2.73     本发明实施例
9     1150     231     231     2.86     对比例
实施例4
在实验室中使具有1.1％的Si、1.3％的Al、0.3％的Mn、0.0015％的C和0.0039％的S成分的熔融物料经过真空熔炼。而且，当将熔融物料分开并注入六个桶(bulk)中时加入Mg和Ca合金，然后制备钢锭。重新加热该钢锭到1,100℃的温度之后，制备温度为2.3毫米的热轧薄板，在的温度下950℃和1,150℃下退火60秒。然后酸洗该热轧薄板，通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在800℃下进行最终退火40秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
装箱退火之后磁性的测量结果示于表8中。在Mg和Ca的总加入量为10ppm或以上的样品5-12中，铁损值为3.0W/kg或以下，且是良好的。在这些样品之中，证明与Mg和Ca加入量相当的足够作用的那些样品是具有Mg和Ca总量为0.0010-0.0050％范围内的样品5-10。在样品11和12的情况下，该作用是饱和的。
表8  每种添加剂的加入量和磁性之间的关系
样品号   Mg量(ppm)   Ca量(ppm)   Mg+Ca(ppm)   热轧薄板的退火温度(℃)     磁通密度B50(T)     铁损W15/50(w/kg) 注
1   无   无    0   950     1.695     3.02 对比例
2   1150     1.700     3.59
3   3   3    6   950     1.685     3.01 对比例
4   1150     1.701     3.45
5   5   5    10   950     1.689     2.88 本发明实施例
6   1150     1.702     2.98
7   11   10    21   950     1.691     2.79 本发明实施例
8   1150     1.703     2.81
9   18   19    37   950     1.692     2.77 本发明实施例
10   1150     1.704     2.79
11   27   28    55   950     1.692     2.77 本发明实施例
12   1150     1.704     2.79
实施例5
在实验室中使含有2.0％的Si、0.4％的Al、0.2％的Mn、0.0011％的C、0.0015％的Mg、0.0019％的Ca和各种变化的S量的熔融物料经过真空熔炼。由该材料制备厚度为2.2毫米的热轧薄板，在970℃下退火50秒并酸洗。然后通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在790℃下经过最终退火40秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
在装箱退火前后的晶粒直径和装箱退火之后的磁性的测量结果示于表9中。在S加入量为100ppm或以下的样品1-5中，铁损值为3.0W/kg或以下，且是良好的。S加入量较好的范围是0.005％或以下，以样品1-3为代表。
表9 每种添加剂的加入量与磁性的关系
样品号   Mg量(ppm)   Ca量(ppm)     S量(ppm)  磁通密度B50(T)   铁损W15/50(w/kg)   注
1 15 19     21  1.713   2.74   本发明实施例
2     34  1.710   2.77   本发明实施例
3     48  1.708   2.79   本发明实施例
4     74  1.706   2.86   本发明实施例
5     91  1.704   2.96   本发明实施例
6     106  1.698   3.11   对比例
实施例6
在实验室中使具有1.2％的Si、1.2％Al、0.3％的Mn、0.0018％的C和0.0032％的S成分的熔融物料经过真空熔炼。而且，当将熔融物料分开并注入六个桶(bulk)中时加入Mg和稀土金属合金，然后制备钢锭。重新加热该钢锭到1,100℃的温度之后，制备厚度为2.3毫米的热轧薄板，在的温度下950℃和1,150℃下退火60秒。然后酸洗该热轧薄板，通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在820℃下进行最终退火30秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
装箱退火之后磁性的测量结果示于表10中。在Mg和REM的总加入量为10ppm或以上的样品5-12中，铁损值为3.0W/kg或以下，且是良好的。在这些样品之中，证明与Mg和REM加入量相当的足够作用的那些样品是具有Mg和REM总量为0.0010-0.0050％范围内的样品5-10。
表10 每种添加剂的加入量与磁性之间的关系
样品号 Mg量(ppm) REM量(ppm) Mg+REM(ppm) 热轧薄板的退火温度(℃) 磁通密度B50(T) 铁损W15/50(w/kg) 注
1    无     无     0   950     1.687     3.02     对比例
2   1150     1.698     3.60
3    3     5     8   950     1.687     3.01     对比例
4   1150     1.699     3.46
5    6     8     14   950     1.691     2.87     本发明实施例
6   1150     1.700     2.99
7    11     15     26   950     1.693     2.78     本发明实施例
8   1150     1.701     2.82
9    16     22     38   950     1.694     2.76     本发明实施例
10   1150     1.702     2.79
11    25     31     56   950     1.694     2.76     本发明实施例
12   1150     1.702     2.79
实施例7
在实验室中使具有1.0％的Si、1.4％的Al、0.3％的Mn、0.0014％的C和0.0034％的S成分的熔融物料经过真空熔炼。而且，当将熔融物料分开并注入六个桶(bulk)中时加入Mg、Ca和稀土金属合金，然后制备钢锭。重新加热该钢锭到1,100℃的温度之后，制备厚度为2.3毫米的热轧薄板，在950℃和1,150℃的温度下退火60秒。然后酸洗该热轧薄板，通过冷轧使该热轧薄板减小到0.50毫米的厚度，然后在800℃下进行最终退火45秒。而且，切割样品用于SST测量，假设用户消除应力退火，在750℃下经过装箱退火2小时。
装箱退火之后磁性的测量结果示于表11中。在Mg、Ca和REM的总加入量为10ppm或以上的样品5-12中，铁损值为3.0W/kg或以下，且是良好的。在这些样品之中，证明与Mg、Ca和REM加入量相当的足够作用的那些样品是具有Mg、Ca和REM总量为0.0015-0.0050％范围内的样品5-10。
表11 每种添加剂的加入量与磁性的关系
    样品号    Mg量(ppm)   Ca量(ppm)   REM量(ppm)    Mg+Ca+REM(ppm)   热轧薄板的退火温度(℃)     磁通密度B50(T)     铁损W15/50(w/kg) 注
    1    无   无   无     0   950     1.688     3.04 对比例
    2   1150     1.696     3.61
    3     3   2   4     9   950     1.688     3.02 对比例
    4   1150     1.697     3.47
    5     6   5   6     17   950     1.692     2.88 本发明实施例
    6   1150     1.698     2.98
    7     10   9   12     31   950     1.694     2.79 本发明实施例
    8   1150     1.699     2.81
    9     15   10   18     43   950     1.695     2.75 本发明实施例
    10   1150     1.700     2.78
    11     20   15   22     57   950     1.695     2.75 本发明实施例
    12   1150     1.700     2.78

Claims (11)

1.一种加工性能极好的低铁损的非取向电工钢薄板，其特征在于含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1-1.5％的Mn、0.1-4％的Si、0.1-4％的Al，其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％，0.0005-0.0200％的Mg和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
2.一种加工性能极好的低铁损的非取向电工钢薄板，其特征在于含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的Ca、其中Mg和Ca的总量是0.0200％或以下、和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
3.一种加工性能极好的低铁损的非取向电工钢薄板，其特征在于含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的REM、其中Mg和REM的总量是0.0200％或以下、和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
4.一种加工性能极好的低铁损的非取向电工钢薄板，含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、其中后三个元素满足公式Si+Mn+Al≤5.0％、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的Ca和0.0005％或以上的REM，其中Mg、Ca和REM的总量是0.0200％或以下，和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
5.按照权利要求1或2的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板，其特征在于在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)；
6.一种按照权利要求1的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于当精炼钢时用Al使钢水脱氧，然后在其中加入Mg源，该钢含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、0.0005到0.0200％的Mg、和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
7.一种按照权利要求2-4中任一项的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法。其特征在于当精炼钢时用Al使钢水脱氧之后在钢水中加入至少一种或多种Mg源、Ca源和REM源，该钢含有(重量％)0.010％或以下的C、0.1到1.5％的Mn、0.1到4％的Si、0.1到4％的Al、0.0005％或以上的Mg、0.0005％或以上的Ca、0.0005％或以上的REM。其中Mg、Ca和REM的总量为0.0200％或以下、和其余是由Fe和不可避免的杂质组成。
8.一种按照权利要求6或7的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于重新加热含有所说成分的板坯，热轧该板坯，热轧之后或热轧且退火之后酸洗该热轧的板，在连续退火作业线上通过单一的冷轧或两种或多种冷轧，同时在中间实施中间退火，制备具有成品厚度的薄钢板，然后在700-1,100℃温度下使薄钢板最终退火。
9.按照权利要求6的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于：在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)。
10.按照权利要求7的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于：在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)。
11.按照权利要求8的加工性能极好的低铁损非取向电工钢薄板的制备方法，其特征在于：在所说的薄钢板中含有的S数量不超过0.010％(重量％)。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111601907A (zh) * 2018-02-16 2020-08-28 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MXPA02001880A (es) * 2000-06-23 2002-08-20 Nippon Steel Corp Placa de acero para esmaltado que tiene propiedad anti-envejecimiento, formabilidad, mejorada, y propiedades de esmaltado, y proceso para producir la misma.
JP4568190B2 (ja) * 2004-09-22 2010-10-27 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
US7662242B2 (en) * 2004-11-04 2010-02-16 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel superior in core loss
JP4648910B2 (ja) * 2006-10-23 2011-03-09 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2012087045A2 (ko) * 2010-12-23 2012-06-28 주식회사 포스코 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2013125223A1 (ja) 2012-02-23 2013-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板の製造方法
CN103305659B (zh) * 2012-03-08 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 磁性优良的无取向电工钢板及其钙处理方法
KR101647655B1 (ko) * 2014-12-15 2016-08-11 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN105396229B (zh) * 2015-12-28 2018-05-04 上海联影医疗科技有限公司 一种放射治疗设备的成像装置和方法
KR101901313B1 (ko) 2016-12-19 2018-09-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101902438B1 (ko) 2016-12-19 2018-09-28 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6870687B2 (ja) * 2017-01-16 2021-05-12 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
TWI617674B (zh) * 2017-06-07 2018-03-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Non-directional electromagnetic steel sheet
CN112430778A (zh) 2019-08-26 2021-03-02 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格无取向电工钢板及其制造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4595426A (en) * 1985-03-07 1986-06-17 Nippon Steel Corporation Grain-oriented silicon steel sheet and process for producing the same

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111601907A (zh) * 2018-02-16 2020-08-28 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
CN111601907B (zh) * 2018-02-16 2022-01-14 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法

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