CN113195766B - 无取向电工钢板及其制造方法 - Google Patents

无取向电工钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板，以重量％计，所述无取向电工钢板包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％，余量包含Fe和不可避免的杂质，钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数大于等于27％。

Description

无取向电工钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种无取向电工钢板及其制造方法。具体地，本发明涉及一种无取向电工钢板及其制造方法，省略了热轧板退火，同时改善了磁性。
背景技术
电动机或发电机是将电能转换为机械能或将机械能转换为电能的能量转换装置，随着近来环境保护和节能法规的加强，对提高电动机或发电机效率的需求日益增加。因此，在用作电动机、发电机和小型变压器等的铁芯材料的无取向钢板中，也越来越需要开发出性能更优异的材料。
在电动机或发电机中，能量效率是指输入能量与输出能量之比，为了提高效率，重要的是在能量转换过程中可以降低多少能量损耗如铁损、铜损和机械损耗等，因为其中铁损和铜损受无取向电工钢板特性的影响很大。无取向电工钢板的典型磁特性是铁损和磁通密度，无取向电工钢板的铁损越低，铁芯磁化过程中损耗的铁损越少，从而提高效率，并且磁通密度越高，相同的能量下可以感应到更大的磁场，为了获得相同的磁通密度，施加较小的电流即可，所以通过减少铜损，可以提高能量效率。因此，为了提高能量效率，开发具有低铁损、高磁通密度的磁性优异的无取向电工钢板的技术是必不可少的。
作为降低无取向电工钢板的铁损的有效方法，有一种方法是增加电阻率高的元素Si、Al和Mn的加入量。然而，增加Si、Al、Mn的加入量会增加钢的电阻率，从而减少无取向电工钢板的铁损中涡流损耗，具有减少铁损的效果，但并不是随着加入量增加，铁损与加入量成比例地无条件减少，反而合金元素的加入量增加会导致磁通密度降低，因此即使优化成分体系和制造工艺，也不易降低铁损并确保优异的磁通密度。尽管如此，改善织构是一种可以同时改善铁损和磁通密度而不必牺牲任何一个的方法。为此，在磁性优异的无取向电工钢板中，广泛采用如下技术，以改善织构：对板坯进行热轧之后，在热轧板冷轧前的步骤中进行热轧板退火工艺，从而改善织构。但是，该方法增加了热轧板退火工艺，因此也导致制造成本增加，并且热轧板退火促使晶粒粗大化时，存在冷轧性变差等问题。因此，如果不实施热轧板退火工艺的情况下能够制造出磁性优异的无取向电工钢板，就可以降低制造成本，也可以解决热轧板退火工艺造成的生产性问题。
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明提供一种无取向电工钢板及其制造方法。具体地，本发明提供一种无取向电工钢板及其制造方法，省略了热轧板退火，同时改善了磁性。
(二)技术方案
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板，以重量％计，所述无取向钢板包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％，余量包含Fe和不可避免的杂质，钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数大于等于27％。
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板，并且满足下述式1，
[式1]
[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35。
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的含量(重量％)。
钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数可为27％至35％。
含硅氧化物的富集层可以存在于距离表面小于等于0.15μm的深度范围内。
富集层可包含Si：大于等于3重量％、O：大于等于5重量％、Al：小于等于0.5重量％。
所述无取向钢板可包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比(Fcount)和直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比(Farea)的乘积(Fcount×Farea)大于等于0.15。
所述无取向钢板可包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比(Fcount)大于等于0.2。
直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比(Farea)可大于等于0.5。
所述无取向钢板可以满足0.9≤(Vcube+Vgoss+Vr-cube)/强度max≤2.5，
其中，Vcube、Vgoss、Vr-cube各自为立方、高斯、旋转立方织构的体积％，强度max表示ODF图像(Φ2＝45度截面)上出现的最大强度值。
所述无取向钢板可以满足YP/TS≥0.7，
其中，YP表示屈服强度，TS表示拉伸强度。
小于等于平均晶粒粒径的0.3倍的微小晶粒的面积比可小于等于0.4％，大于等于平均晶粒粒径的2倍的粗大晶粒的面积比可小于等于40％。
平均晶粒粒径可为50μm至100μm。
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板的制造方法，其包含：对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％；对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；在没有热轧板退火的情况下，对热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；以及对冷轧板进行最终退火的步骤。
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的含量(重量％)。
最终退火时，Si、Al成分和退火炉内氢气环境(H2)可以满足10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90，
其中，[Si]、[Al]各自表示Si和Al的含量(重量％)，[H2]表示退火炉内氢气的体积分数(体积％)。
在对板坯进行加热的步骤中，MnS的平衡析出量(MnSSRT)和MnS的最大析出量(MnSMax)可以满足下述式。
MnSSRT/MnSMax≥0.6
在对板坯进行加热的步骤中，当奥氏体100％转变成铁素体的平衡温度为A1(℃)时，板坯加热温度SRT(℃)和A1温度(℃)可以满足下述关系。
SRT≥A1+150℃
在对板坯进行加热的步骤中，可以在奥氏体单相区保持1小时或更长。
热轧步骤可包含粗轧和精轧步骤，精轧开始温度(FET)可以满足下述关系。
Ae1≤FET≤(2×Ae3+Ae1)/3
其中，Ae1表示奥氏体完全转变成铁素体的温度(℃)，Ae3表示奥氏体开始转变成铁素体的温度(℃)，FET表示精轧开始温度(℃)。
热轧步骤可包含粗轧和精轧步骤，精轧的压下率可大于等于85％。
热轧步骤可包含粗轧和精轧步骤，在精轧前段的压下率可大于等于70％。
热轧步骤可包含粗轧和精轧步骤，在热轧板整体长度上精轧结束温度(FDT)的偏差可小于等于30℃。
热轧步骤可包含粗轧、精轧和卷取步骤，卷取步骤中的温度(CT)可以满足下述关系。
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
其中，CT表示卷取步骤中的温度(℃)，[Si]表示Si的含量(重量％)。
热轧板的微细组织可以满足下述关系。
GScenter/GSsurface≥1.15
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，GSsurface表示表面至1/4t部分的晶粒平均粒径。
热轧板的微细组织可以满足下述关系。
GScenter×再结晶率/10≥2
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，再结晶率表示热轧后再结晶的晶粒的面积分数。
(三)有益效果
根据本发明的一个实施例，即使加工无取向电工钢板，磁性也不会衰减，加工前和后磁性都优异。
具体实施方式
第一、第二、第三等词汇用于描述各部分、成分、区域、层和/或段，但这些部分、成分、区域、层和/或段不应该被这些词汇限制。这些词汇仅用于区分某一部分、成分、区域、层和/或段与另一部分、成分、区域、层和/或段。因此，在不脱离本发明的范围内，下面描述的第一部分、成分、区域、层和/或段也可以被描述为第二部分、成分、区域、层和/或段。
本文所使用的术语只是出于描述特定实施例，并不意在限制本发明。除非上下文中另给出明显相反的含义，否则本文所使用的单数形式也意在包含复数形式。在说明书中使用的“包含”可以具体指某一特性、领域、整数、步骤、动作、要素和/或成分，但并不排除其他特性、领域、整数、步骤、动作、要素、成分和/或组的存在或附加。
如果某一部分被描述为在另一个部分之上，则可以直接在另一个部分上面或者其间存在其他部分。当某一部分被描述为直接在另一个部分上面时，其间不存在其他部分。
另外，在没有特别提及的情况下，％表示重量％，1ppm是0.0001重量％。
在本发明的一个实施例中，进一步包含附加元素是指余量的铁(Fe)中一部分被附加元素替代，替代量相当于附加元素的加入量。
虽然没有另作定义，但是本文中使用的所有术语(包含技术术语和科学术语)的含义与本发明所属领域的普通技术人员通常理解的意思相同。对于辞典中定义的术语，应该被解释为具有与相关技术文献和本文中公开的内容一致的意思，而不应该以理想化或过于正式的含义来解释它们的意思。
在下文中，将详细描述本发明的实施例，以使本发明所属领域的普通技术人员容易实施本发明。然而，本发明能够以各种不同方式实施，并不限于本文所述的实施例。
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板，以重量％计，所述无取向钢板包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％，余量包含Fe和不可避免的杂质。
下面说明无取向电工钢板的成分限制理由。
C：小于等于0.005重量％
碳(C)与Ti、Nb等结合形成碳化物，致使磁性变差，当从最终产品加工成电气产品后使用时，由于磁时效，铁损变高，进而降低电气设备的效率，因此碳含量限制为小于等于0.005重量％。更具体地，C可包含0.0001重量％至0.0045重量％。
Si：0.5重量％至2.4重量％
硅(Si)是为了增加钢的电阻率降低铁损中涡流损耗而加入的主要元素。如果Si加入量过少，就会发生铁损恶化的问题。另一方面，如果Si加入量过多，就会减少奥氏体区域，因此在省略热轧板退火工艺的情况下，为了利用相变现象，可以将上限限制为2.4重量％。更具体地，Si可包含0.6重量％至2.37重量％。
Mn：0.4重量％至1.0重量％
锰(Mn)是与Si、Al等一起增加电阻率降低铁损的元素，也是改善织构的元素。当加入量过少时，不仅电阻率增加效果小，而且不同于Si、Al，作为奥氏体稳定化元素，需要根据Si、Al的加入量适量加入。当加入量过多时，磁通密度可能会大大降低。更具体地，Mn可包含0.4重量％至0.95重量％。
S：小于等于0.005重量％
硫(S)是形成不利于磁特性的MnS、CuS和(Cu、Mn)S等硫化物的元素，因此可以尽量少加入硫。当S的加入量过多时，由于微小的硫化物增加，磁性可能会变差。更具体地，S可包含0.0001重量％至0.0045重量％。
Al：小于等于0.01重量％
铝(Al)与Si一起发挥增加电阻率降低铁损的重要作用，但是与Si相比，Al是使铁素体更稳定的元素，随着加入量增加，磁通密度会大大降低。在本发明的一个实施例中，通过利用相变现象来省略热轧板退火，因此限制Al的含量。更具体地，Al可包含0.0001重量％至0.0095重量％。
N：小于等于0.005重量％
氮(N)与Al、Ti、Nb等强力结合，从而形成氮化物抑制晶粒生长，是不利于磁性的元素，因此可以尽量少包含氮。更具体地，N可包含0.0001重量％至0.0045重量％。
Ti：小于等于0.005重量％
钛(Ti)与C、N结合，从而形成微小的碳化物、氮化物抑制晶粒生长，随着加入量增多，由于所增加的碳化物和氮化物，织构也会变差，进而磁性变差，因此可以尽量少包含钛。更具体地，Ti可包含0.0001重量％至0.0045重量％。
Cu：0.001重量％至0.02重量％
铜(Cu)是与Mn一起形成(Mn、Cu)S硫化物的元素，当加入量多时，将会形成微小的硫化物，从而导致磁性变差，因此可以将加入量限制为0.001重量％至0.02重量％。更具体地，Cu可包含0.0015重量％至0.019重量％。
除了上述元素之外，还可以加入已知作为织构改善元素的P、Sn和Sb，以进一步改善磁性。然而，当加入量过多时，存在抑制晶粒生长和降低生产性的问题，因此可以将加入量分别控制为小于等于0.1重量％。
如果是炼钢工艺中不可避免地加入的元素Ni和Cr，则由于它们与杂质元素反应形成微小的硫化物、碳化物和氮化物，对磁性产生不利影响，因此可以将它们的含量分别限制为小于等于0.05重量％。
另外，Zr、Mo、V等也是较强的碳氮化物形成元素，因此优选尽量不加入，而且可以分别限制成含量小于等于0.01重量％。
余量包含Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是炼钢步骤和取向电工钢板的制造工艺过程中混入的杂质，这些杂质是所属领域中众所周知的，因此省略具体描述。在本发明的一个实施例中，除了前述的合金成分之外，并不排除加入其他元素，在不影响本发明的技术思想的范围内，可以包含各种元素。当进一步包含附加元素时，替代余量的Fe中的一部分。
在本发明的一个实施例中，无取向电工钢板可以满足式1。
[式1]
[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的含量(重量％)。
在本发明的一个实施例中，无取向电工钢板可以满足式2。
[式2]
0.19≤[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35
在式2中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的含量(重量％)。
Al具有非常大的铁素体稳定化效果，所以要少量加入，Mn需要加入适量水平以上，以使硫化物粗大化。当满足式1时，在高温下具有充分的奥氏体单相区，通过热轧时的相变，可以确保热轧后的再结晶组织，并且通过控制热轧再结晶温度，可以形成粗大的硫化物。另外，当满足式1时，通过控制最终退火时退火炉内的环境，可以抑制形成氧化层。
在本发明的一个实施例中，钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数可大于等于27％。在本发明的一个实施例中，省略了热轧板退火，进而钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数变高。但是，通过控制合金组分和下述的工艺条件，可以改善磁性。更具体地，钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数可为27％至35％。
在本发明的一个实施例中，含硅氧化物的富集层可以存在于距离表面小于等于0.15μm的深度范围内。由于含硅氧化物的富集层会导致磁性变差，需要将形成厚度控制得尽可能薄。在本发明的一个实施例中，富集层的厚度可小于等于0.15μm。更具体地，富集层的厚度可为0.01μm至0.13μm。
富集层可包含Si：大于等于3重量％、O：大于等于5重量％、Al：小于等于0.5重量％。富集层包含大于等于3重量％的Si以及包含大于等于5重量％的O，这一点上区别于钢板基底。当Al富集在表面时，有可能成为磁性变差的原因，但是如前所述本发明的一个实施例中限制了Al的含量，因此富集层内包含小于等于0.5重量％的Al，从而可以防止磁性变差。对于富集层的控制方法，将在下述的无取向电工钢板的制造方法中具体描述。
另外，在本发明的一个实施例中，通过控制具有特定直径的硫化物的数量比和面积比，可以改善磁性。具体地，硫化物越微小越抑制晶粒生长，并阻碍磁畴壁的移动，从而导致磁性变差。因此，在本发明的一个实施例中，通过使特定尺寸的硫化物粗大化来增加直径大于等于0.05μm的数量，并增加面积比，从而可以改善磁性。
具体地，所述无取向钢板可包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比(Fcount)和直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比(Farea)的乘积(Fcount×Farea)可大于等于0.15。更具体地，可为0.15至0.3。
所述无取向钢板可包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比(Fcount)可大于等于0.2。更具体地，可为0.2至0.5。
直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比(Farea)可大于等于0.5。更具体地，可为0.5至0.8。硫化物可包含MnS、CuS或MnS和CuS的复合物。
对于控制硫化物的数量比和面积比的方法，将在下述的无取向电工钢板的制造方法中具体描述。
另外，在本发明的一个实施例中，通过控制织构，可以改善磁性。
可以满足0.9≤(Vcube+Vgoss+Vr-cube)/强度max≤2.5，
其中，Vcube、Vgoss、Vr-cube各自为立方、高斯、旋转立方织构的体积％，强度max表示ODF图像(Φ2＝45度截面)上出现的最大强度值。
Vcube、Vgoss、Vr-cube分别是从(100)[001]、(110)[001]、(100)[011]方向15°以内的织构的体积％。
在本发明的一个实施例中，织构中有利于磁性的立方、高斯和旋转立方织构更发达，从而满足前述的关系式，结果改善了磁性。
对于控制织构的方法，将在下述的无取向电工钢板的制造方法中具体描述。
另外，通常，当省略热轧板退火工艺时，与进行热轧板退火工艺时相比，因为不利于磁性的织构的强化，最大强度会大大增加。
相比之下，在本发明的一个实施例中，强度的增加幅度不大，满足强度(max，HB)/强度(max，HBA)≤1.5的关系式，
其中，强度(max，HB)和强度(max，HBA)各自表示未实施热轧板退火和实施热轧板退火时的织构的最大强度。
也就是说，即使省略热轧板退火，磁性也优异。
在本发明的一个实施例中，由于省略热轧板退火，YP/TS之比高。具体地，可以满足YP/TS≥0.7，其中，YP表示屈服强度，TS表示拉伸强度。由于YP/TS高，加工性得到改善，并且制作利用无取向电工钢板的产品如电动机后驱动时，可以抑制变形导致磁性变差的现象。
另外，在本发明的一个实施例中，通过控制晶粒粒径的分布，可以改善磁性。铁损对晶粒粒径很敏感，如果晶粒粒径过大或过小，则铁损会增加。具体地，小于等于平均晶粒粒径的0.3倍的微小晶粒的面积比可小于等于0.4％，大于等于平均晶粒粒径的2倍的粗大晶粒的面积比可小于等于40％。
另外，平均晶粒粒径可为50μm至100μm。在本发明的一个实施例中，晶粒粒径的测定基准可以是与轧制面(ND面)平行的面。晶粒粒径是指假设有一个具有相同面积的虚拟球时该球的直径。
对于控制晶粒粒径分布的方法，将在下述的无取向电工钢板的制造方法中具体描述。
由于前述的合金成分和特性，根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板具有优异的铁损和磁通密度。
具体地，50Hz频率下激励出1.5Tesla的磁通密度时的铁损(W15/50)可小于等于3.5W/Kg。更具体地，可为2.5W/Kg至3.5W/Kg。
施加5000A/m的磁场时感应的磁通密度(B50)可大于等于1.7Tesla。更具体地，可为1.7Tesla至1.8Tesla。磁性的测定基准厚度可为0.50mm。
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板，可以满足下述关系。
(W15/50C-W15/50L)/(W15/50C+W15/50L)×100≥7
W15/50L、W15/50C各自表示轧制方向和轧制垂直方向的铁损(W15/50)。
B50L-B50C≥0.006
B50L、B50C表示轧制方向和轧制垂直方向的磁通密度(B50)。
通过满足前述的关系，轧制方向的磁通密度进一步改善，从而可以改善平均磁通密度。
根据本发明的一个实施例的无取向电工钢板的制造方法，其包含：对板坯进行加热的步骤；对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；在没有热轧板退火的情况下，对热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；以及对冷轧板进行最终退火的步骤。
首先，对板坯进行加热。
对于板坯的合金成分，在前述的无取向电工钢板的合金成分部分中已经描述过，因此省略重复描述。无取向电工钢板的制造过程中合金成分实际上没有变化，因此无取向电工钢板与板坯的合金成分实际上相同。
具体地，以重量％计，板坯包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％，并且满足下述式1。
[式1]
[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的含量(重量％)。
对于这些元素以外的附加元素，在无取向电工钢板的合金成分部分中已经描述过，因此省略重复描述。
在对板坯进行加热的步骤中，当奥氏体100％转变成铁素体的平衡温度为A1(℃)时，板坯加热温度SRT(℃)和A1温度(℃)可以满足下述关系。
SRT≥A1+150℃
当板坯加热温度足够高满足前述的范围时，可以确保热轧后的再结晶组织，即使不进行热轧板退火，也可以改善磁性。
A1温度(℃)取决于板坯的合金成分。对此，所属技术领域中众所周知，因此不再赘述。例如，可以用Thermo-Calc.、Factsage等商用热力学程序进行计算。
在对板坯进行加热的步骤中，MnS的平衡析出量(MnSSRT)和MnS的最大析出量(MnSMax)可以满足下述式。
MnSSRT/MnSMax≥0.6
如果板坯再加热温度过高，则MnS重新溶解，在热轧和退火工艺中微析出，如果板坯再加热温度过低，则有利于MnS粗大化，但是热轧性会下降，而且由于未确保充分的相变区，难以确保热轧后的再结晶组织。
此时，MnS的平衡析出量(MnSSRT)表示板坯加热温度(SRT)下MnS的热力学上可以平衡析出的量，MnS的最大析出量(MnSMax)表示热力学上可由板坯内存在的Mn、S合金元素析出的理论最大量。
在对板坯进行加热的步骤中，可以在奥氏体单相区保持1小时或更长。这是硫化物的粗大化所需的时间，也是通过热轧前奥氏体晶粒尺寸粗大化使热轧后再结晶组织粗大化所需的时间。
接下来，对板坯进行热轧，以制造热轧板。具体地，通过热轧来制造热轧板的步骤可包含粗轧步骤、精轧步骤和卷取步骤。
在本发明的一个实施例中，通过适当地控制粗轧步骤、精轧步骤和卷取步骤的压下率和温度，在不进行热轧板退火的情况下，也可以改善磁性。
首先，粗轧步骤是对板坯进行粗轧以制造粗轧坯(Bar)的步骤。
精轧步骤是对粗轧坯进行轧制以制造热轧板的步骤。
卷取步骤是卷取热轧板的步骤。
当相变结束时，精轧中的轧制造成直接残留为变形组织，致使无取向电工钢板的微细组织细化，织构也会变差，从而导致磁性大幅降低。另一方面，当精轧中产生过多相变时，如果热轧再结晶组织的晶粒细化，则基于变形能量的织构的改善效果降低，最终导致磁性大幅降低。
当精轧开始温度(FET)满足下述关系时，最终退火后织构中有利于磁性的立方、高斯和旋转立方织构更发达，从而可以改善磁性。
Ae1≤FET≤(2×Ae3+Ae1)/3
其中，Ae1表示奥氏体完全转变成铁素体的温度(℃)，Ae3表示奥氏体开始转变成铁素体的温度(℃)，FET表示精轧开始温度(℃)。
具体地，通过控制精轧开始温度(FET)，可以满足0.9≤(Vcube+Vgoss+Vr-cube)/强度max≤2.5。
Ae1温度(℃)和Ae3温度(℃)取决于板坯的合金成分。对此，所属技术领域中众所周知，因此不再赘述。
另外，精轧中的压下率也可能有助于前述的织构发达。具体地，精轧的压下率可大于等于85％。当精轧由多道次组成时，精轧的压下率可以是多道次的累积压下率。更具体地，精轧的压下率可为85％至90％。
在精轧前段的压下率可大于等于70％。对于精轧前段，以2次以上的偶数道次实施精轧时，(总道次数)/2为止是精轧前段，以2次以上的奇数道次实施精轧时，(总道次数+1)/2为止是精轧前段。更具体地，在精轧前段的压下率可为70％至87％。
在热轧板整体长度上精轧结束温度(FDT)的偏差可小于等于30℃。也就是说，精轧结束温度中最大温度和精轧结束温度中最小温度之差可小于等于30℃。如此，通过将精轧结束温度(FDT)的偏差控制成较小，可以控制最终退火后的微小晶粒和粗大晶粒的面积分数。最终，在不进行热轧板退火的情况下，也具有优异的磁性。更具体地，热轧板整体长度上精轧结束温度(FDT)的偏差可为15℃至30℃。
另外，通过适当地控制卷取步骤的温度，可有助于控制最终退火后的微小晶粒和粗大晶粒的面积分数。具体地，卷取步骤中的温度(CT)可以满足下述关系。
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
其中，CT表示卷取步骤中的温度(℃)，[Si]表示Si的含量(重量％)。
通过控制前述的精轧结束温度和卷取温度，热轧板的微细组织得到改善。在本发明的一个实施例中，由于不进行热轧板退火工艺，热轧板的微细组织对最终制造的无取向电工钢板的微细组织产生很大影响。
具体地，热轧板的微细组织可以满足下述关系。
GScenter/GSsurface≥1.15
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，GSsurface表示表面至1/4t部分的晶粒平均粒径。
如上所述，通过使热轧板中心的晶粒粒径变大，可有助于控制最终退火后的微小晶粒和粗大晶粒的面积分数。
1/4t至3/4t部分是指相对于热轧板总厚度(t)的1/4t至3/4t的厚度部分。
另外，热轧板的微细组织可以满足下述关系。
(GScenter×再结晶率)/10≥2
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，再结晶率表示热轧后再结晶的晶粒的面积分数。
在本发明的一个实施例中，成分体系设计成发生相变，由于控制热轧温度条件，通过相变引起再结晶，在热轧之后，可以确保再结晶组织。此时，再结晶率越高，最终制造的无取向电工钢板的组织特性越改善，从而改善磁性。在本发明的一个实施例中，由于不进行热轧板退火工艺，热轧中的再结晶率很重要。
再结晶的晶粒和没有再结晶的晶粒可以通过是否包含变形组织来区分，通过光学显微镜观察微细组织，可以区分是否有变形组织。
接下来，在没有热轧板退火的情况下，对热轧板进行冷轧，以制造冷轧板。如前所述，在本发明的一个实施例中，通过控制合金组分和各种工艺，即使在不进行热轧板退火的情况下，也可以制造出磁性优异的无取向电工钢板。
对于冷轧，最终轧制成厚度为0.10mm至0.70mm。根据需要，可以进行1次冷轧以及中间退火后进行2次冷轧，最终压下率的范围可以是50％至95％。
接下来，对冷轧板进行最终退火。在对冷轧板进行退火的工艺中，退火温度不受太大限制，只要是适用于无取向电工钢板的温度即可。无取向电工钢板的铁损与晶粒尺寸密切相关，因此900℃至1100℃是合适的温度。如果温度过低，则由于晶粒太微小，磁滞损耗会增加，而如果温度过高，则由于晶粒太粗大，涡流损耗会增加，铁损可能会变差。
在本发明的一个实施例中，最终退火时，Si、Al成分和退火炉内氢气环境(H2)可以满足10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90。通过在前述的氢气环境下进行退火，可使含硅氧化物的富集层生成为适当的深度，而且避免富集层内含有Al。对于这样的富集层，可有助于改善磁性。
在最终退火之后，可以形成绝缘膜层。所述绝缘膜层可以处理成有机膜层、无机膜层以及有机和无机复合膜层，也可以用其他可绝缘的成膜剂进行处理。
在下文中，将通过实施例更详细地描述本发明。然而，这些实施例只是意在例示本发明，本发明不限于本文所述的实施例。
实施例1
制造板坯，该板坯包含下表1所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1150℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.5mm后进行卷取。在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，冷轧板退火时的环境控制成满足10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90的关系式，退火温度为900℃至950℃。
对于每个试样，最终退火后测定夹杂物分布，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表2中。
铁损(W15/50)是50Hz频率下激励出1.5Tesla的磁通密度时的轧制方向和轧制方向垂直方向的平均损耗(W/kg)。
磁通密度(B50)是施加5000A/m的磁场时感应的磁通密度的大小(Tesla)。
作为MnSSRT/MnSMax的测定方法，通过在再加热温度(SRT)下保持1小时或更长的条件下能够达到的分数来测定MnSSRT，并利用商用热力学程序进行计算。
【表1】
钢种 C Si Mn S Al N Ti Cu
A1 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
A2 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
A3 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
A4 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
A5 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
A6 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
A7 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
A8 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
A9 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
A10 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
A11 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
A12 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
A13 0.0036 1.69 0.75 0.0038 0.016 0.0022 0.0012 0.004
【表2】
如表1和表2所示，本发明的一个实施例中提出的合金成分和制造工艺都得到满足的A1、A2、A3、A6、A7、A10、A12适当地析出(Mn、Cu)S硫化物，从而具有优异的磁性。
另一方面，A4没有满足式1的值，因此磁性较差。
A5没有满足Mn含量和式1的值，并且板坯加热时没有满足MnSSRT/MnSMax≥0.6，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
A8没有满足Al成分加入量，其结果磁性较差。
A9没有满足式1的值，并且板坯加热时没有满足MnSSRT/MnSMax≥0.6，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
A11没有满足Mn含量和式1，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
A13没有满足Al含量和式1，其结果磁性较差。
实施例2
制造板坯，该板坯包含下表表3所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1100℃至1250℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.7mm后进行卷取。板坯加热时，如下表4所示改变在奥氏体单相区的保持时间，并观察保持时间的影响。在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，在满足10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90的关系式的环境下进行退火，退火温度为900℃至950℃。
对于每个试样，最终退火后测定夹杂物数量和分布，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表5中。
【表3】
钢种 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
B1 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
B2 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
B3 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
B4 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
B5 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
B6 0.0016 1.1 0.52 0.1 0.0022 0.0041 0.004 0.0035 0.05 0.015
B7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
B8 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
B9 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
B10 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
B11 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
B12 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
B13 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
B14 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
【表4】
【表5】
如表3至表5所示，本发明的一个实施例中提出的合金成分和制造工艺都得到满足的B1、B3、B4、B7、B8、B12、B13适当地析出(Mn、Cu)S硫化物，从而具有优异的磁性。
另一方面，B2在板坯加热中没有满足MnSSRT/MnSMax≥0.6，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B5没有式1和MnSSRT/MnSMax≥0.6，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B6在板坯加热中没有满足MnSSRT/MnSMax≥0.6和奥氏体单相保持时间，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B9在板坯加热中没有满足奥氏体单相保持时间，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B10是板坯加热温度低，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B11是板坯加热温度低以及没有满足奥氏体单相保持时间，其结果硫化物没有适当地析出，磁性较差。
B14是板坯加热时在奥氏体(γ)/铁素体(α)双相区进行热处理，并不是在奥氏体单相(γ)区进行热处理，因此磁性较差。
实施例3
制造板坯，以重量％计，板坯包含C：0.0023％、Si：2％、Mn：0.7％、P：0.02％、S：0.0017％、Al：0.009％、N：0.002％、Ti：0.001％、Sn：0.01％、Cu：0.01％、余量的Fe和其他杂质。在1180℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.6mm后进行卷取。经过酸洗和冷轧，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。冷轧板退火温度为900℃至950℃，此时改变退火炉内的氢气环境，以观察10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90的关系式对形成表面氧化层以及磁性产生的影响。
Al氧化层厚度表示从表面到Al和O为主成分的区域的厚度，Si富集层表示从表面到Si大于等于3重量％的区域的厚度。
【表6】
如表6所示，适当地控制最终退火的氢气环境的发明例是Al没有富集在表面上，而且Si富集层形成为适当的厚度，具有优异的磁性。另一方面，没有适当地控制最终退火的氢气环境的比较例是Al富集在表面上，而不是Si，因此磁性衰减。
实施例4
制造板坯，以重量％计，板坯包含C：0.0023％、Si：2％、Mn：0.7％、P：0.02％、S：0.0017％、N：0.002％、Ti：0.001％、Sn：0.01％、Cu：0.01％、Al：下表5所示含量、余量的Fe和其他杂质。在1180℃下对板坯进行再加热后，热轧成厚度为2.6mm，然后进行卷取。经过酸洗和冷轧，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。冷轧板退火温度为900℃～950℃，此时改变退火炉内的氢气环境，以观察基于Al加入量的变化的10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90的关系式对形成表面氧化层以及磁性产生的影响。
对于每个试样，利用SEM和TEM测定氧化层及其厚度，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表7中。
【表7】
如表7所示，本发明的一个实施例中提出合金成分和最终退火环境都得到满足的发明例是Al没有富集在表面上，而且形成适当厚度的Si富集层，具有优异的磁性，。
另一方面，没有满足合金组分或最终退火环境没有得到控制的比较例是Al富集在表面上而不是Si，或者Si富集层的厚度变厚，因此磁性衰减。
实施例5
制造板坯，该板坯包含下表8所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1150℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.6mm后进行卷取。如表9所示改变精轧入口侧温度FET，以观察FET的影响，并且以如下压下率进行热轧，精轧压下率为87％，精轧中前段压下率为73％。热轧之后，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，冷轧板退火温度为900℃至950℃。
为了求出强度(max，HBA)，相同的合金组分和工艺中加入热轧板退火工艺来测定强度(max，HBA)。
最终退火后利用EBSD测定织构，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表10中。
【表8】
钢种 C Si Mn S Al N Ti Cu
C1 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
C2 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
C3 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
C4 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
C5 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
C6 0.0026 1.75 0.68 0.0053 0.0052 0.0032 0.0022 0.014
C7 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
C8 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
C9 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
C10 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
C11 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
C12 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
C13 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
C14 0.0043 1.21 0.53 0.0027 0.007 0.0021 0.0036 0.01
【表9】
【表10】
如表8至表10所示，本发明的一个实施例中提出的合金成分和精轧开始温度都得到满足的C2、C4、C5、C8、C9、C11、C13在最终退火后适当地形成织构，而且强度(max，HB)/强度(max，HBA)也小。
另一方面，C1没有满足式1，也没有适当地控制精轧开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
C3没有满足Mn含量和式1。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
C6没有适当地控制S含量和精轧开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
C7没有满足Al含量。因此，强度(max，HB)/强度(max，HBA)显示出较大值，其结果磁性衰减。
C10没有满足式1，也没有适当地控制精轧开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
C12没有满足Mn含量和式1，也没有适当地控制精轧开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
C14没有适当地控制精轧开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
实施例6
制造板坯，该板坯包含下表11所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1100℃至1250℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.7mm后进行卷取。按照钢种如下表12所示改变精轧开始温度FET，而且如下表12所示改变精轧的压下率和精轧中前段压下率进行热轧。热轧之后，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，冷轧板退火温度为900℃至950℃。
为了求出强度(max，HBA)，相同的合金组分和工艺中加入热轧板退火工艺来测定强度(max，HBA)。
最终退火后利用EBSD测定织构，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表13中。
【表11】
钢种 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
D1 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
D2 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
D3 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
D4 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
D5 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
D6 0.0016 1.1 0.52 0.1 0.0022 0.0041 0.004 0.0035 0.05 0.015
D7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
D8 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
D9 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
D10 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
D11 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
D12 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
D13 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
D14 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
【表12】
【表13】
如表11至表13所示，本发明的一个实施例中提出的合金成分和精轧压下率、前段压下率和开始温度都得到满足的D1、D2、D5、D7、D9、D11、D13在最终退火后适当地形成织构，而且强度(max，HB)/强度(max，HBA)也小。
另一方面，D3没有满足精轧压下率、前段压下率和开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D4没有满足前段压下率。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D6没有满足精轧压下率和开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D8没有满足式1、精轧压下率和开始温度。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D10没有满足精轧压下率、前段压下率。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D12没有满足精轧开始温度和精轧前段压下率。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
D14没有满足精轧开始温度和精轧压下率。因此，没有适当地形成织构，强度(max，HB)/强度(max，HBA)也显示出较大值，其结果磁性衰减。
实施例7
制造板坯，该板坯包含下表14所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1200℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.7mm后进行卷取。精轧结束温度的偏差和卷取温度调节成如下表15所示。热轧之后，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，冷轧板退火温度为900℃至950℃。
对于每个试样，最终退火后分析微细组织，以测定根据平均晶粒粒径和晶粒粒径的面积分布，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表16中。
【表14】
钢种 C Si Mn S Al N Ti Cu
E1 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
E2 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
E3 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
E4 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
E5 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
E6 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
E7 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
E8 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
E9 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
E10 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
E11 0.0026 1.75 0.68 0.0053 0.0052 0.0032 0.0022 0.014
E12 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
E13 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
E14 0.0043 1.21 0.53 0.0027 0.007 0.0021 0.0036 0.01
【表15】
【表16】
如表14至表16所示，在本发明的一个实施例中提出的合金成分和精轧结束温度偏差、卷取温度都得到满足的E1、E2、E4、E6、E9、E12、E13在最终退火后形成适当的晶粒粒径和分布。
另一方面，E3没有满足Mn含量和式1，而且没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E5没有满足式1和卷取温度。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E7没有满足Al含量。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E8没有满足式1和精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E10没有满足Mn含量、式1，而且没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E11没有满足S含量。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
E14没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
实施例8
制造板坯，该板坯包含下表17所示的合金成分、余量的Fe和不可避免的杂质。在1100℃至1200℃下对板坯进行加热，并热轧成厚度为2.8mm后进行卷取。将精轧结束温度的偏差和卷取温度调节成如下表18所示。热轧之后，在没有热轧板退火的情况下，对卷取后的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧成厚度为0.50mm，最后实施冷轧板退火。此时，冷轧板退火温度为900℃至950℃。
对于每个试样，热轧后分析微细组织，以测定中心部位和表面部位的晶粒尺寸，还测定再结晶的分数，并示于下表18中。另外，最终退火后分析微细组织，以测定根据平均晶粒尺寸和晶粒尺寸的面积分布，还测定铁损(W15/50)和磁通密度(B50)，将其结果示于下表19中。
【表17】
钢种 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
F1 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
F2 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
F3 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
F4 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
F5 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
F6 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
F7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
F8 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
F9 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
F10 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
F11 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
F12 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
F13 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
【表18】
【表19】
如表17至表19所示，本发明的一个实施例中提出的合金成分和精轧结束温度偏差、卷取温度都得到满足的F2、F3、F6、F7、F8、F11、F12适当地形成了热轧板的微细组织，而且最终退火后适当地形成了晶粒粒径和分布。
另一方面，F1没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
F4没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
F5没有满足卷取温度。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
F9没有满足式1、精轧结束温度偏差和卷取温度。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
F10没有满足精轧结束温度偏差。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
F13没有满足精轧结束温度偏差和卷取温度。因此，没有适当地形成热轧板微细组织、晶粒粒径和分布，其结果磁性变差。
本发明能以各种不同方式实施，并不局限于上述的实施例，本发明所属技术领域的普通技术人员可以理解在不改变本发明的技术思想或必要特征的情况下能够通过其他具体方式实施本发明。因此，应该理解上述的实施例在所有方面都是示例性的，并不是限制性的。

Claims (21)

1.一种无取向电工钢板，其特征在于，
以重量％计，所述无取向电工钢板包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％，余量包含Fe和不可避免的杂质，
钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数大于等于27％，其中所述无取向电工钢板满足下式1，其中，
所述无取向电工钢板满足0.9≤(Vcube+Vgoss+Vr-cube)/强度max≤2.5，
其中，Vcube、Vgoss、Vr-cube各自为立方、高斯、旋转立方织构的体积％，强度max表示ODF图像Φ2＝45度截面上出现的最大强度值，
[式1]
[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的重量百分含量。
2.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
钢板中{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数为27％至35％。
3.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
含硅氧化物的富集层存在于距离表面小于等于0.15μm的深度范围内。
4.根据权利要求3所述的无取向电工钢板，其特征在于，
所述富集层包含Si：大于等于3重量％、O：大于等于5重量％、Al：小于等于0.5重量％。
5.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
所述无取向电工钢板包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比Fcount和直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比Farea的乘积Fcount×Farea大于等于0.15。
6.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
所述无取向电工钢板包含硫化物，直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的数量比Fcount大于等于0.2。
7.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
直径小于等于0.5μm的硫化物中直径大于等于0.05μm的硫化物的面积比Farea大于等于0.5。
8.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
所述无取向电工钢板满足YP/TS≥0.7，
其中，YP表示屈服强度，TS表示拉伸强度。
9.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
小于等于平均晶粒粒径的0.3倍的微小晶粒的面积比小于等于0.4％，大于等于平均晶粒粒径的2倍的粗大晶粒的面积比小于等于40％。
10.根据权利要求1所述的无取向电工钢板，其特征在于，
平均晶粒粒径为50μm至100μm。
11.一种无取向电工钢板的制造方法，其特征在于，
所述制造方法包含：
对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含C：大于0％且小于等于0.005％、Si：0.5％至2.4％、Mn：0.4％至1.0％、S：大于0％且小于等于0.005％、Al：大于0％且小于等于0.01％、N：大于0％且小于等于0.005％、Ti：大于0％且小于等于0.005％、Cu：0.001％至0.02％；
对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；
在没有热轧板退火的情况下，对所述热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；以及
对所述冷轧板进行最终退火的步骤，
所制造的钢板的{111}面与轧制面所形成的角度小于等于15°的晶粒的体积分数大于等于27％，其中所述无取向电工钢板满足下式1，其中，
所述热轧步骤包含粗轧和精轧步骤，精轧开始温度FET满足下述关系，
Ae1≤FET≤(2×Ae3+Ae1)/3
其中，Ae1表示奥氏体完全转变成铁素体的温度，单位为℃，Ae3表示奥氏体开始转变成铁素体的温度，单位为℃，FET表示精轧开始温度，单位为℃，
[式1]
[Mn]/([Si]+150×[Al])≤0.35
在式1中，[Mn]、[Si]和[Al]各自表示Mn、Si和Al的重量百分含量。
12.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
最终退火时，Si、Al成分和退火炉内氢气环境满足10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90，
其中，[Si]、[Al]各自表示Si和Al的重量百分含量，[H2]表示退火炉内氢气的体积分数。
13.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
在对板坯进行加热的步骤中，MnS的平衡析出量MnSSRT和MnS的最大析出量MnSMax满足下述式，
MnSSRT/MnSMax≥0.6。
14.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
在对板坯进行加热的步骤中，当奥氏体100％转变成铁素体的平衡温度为A1时，单位为℃，板坯加热温度SRT和A1温度满足下述关系，所述板坯加热温度SRT的单位为℃，
SRT≥A1+150℃。
15.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
在对板坯进行加热的步骤中，在奥氏体单相区保持1小时或更长。
16.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
所述热轧步骤包含粗轧和精轧步骤，
精轧的压下率大于等于85％。
17.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
所述热轧步骤包含粗轧和精轧步骤，
在精轧前段的压下率大于等于70％。
18.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
所述热轧步骤包含粗轧和精轧步骤，
在热轧板整体长度上精轧结束温度FDT的偏差小于等于30℃。
19.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
所述热轧步骤包含粗轧、精轧和卷取步骤，
卷取步骤中的温度CT满足下述关系，
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
其中，CT表示卷取步骤中的温度，单位为℃，[Si]表示Si的重量百分含量。
20.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
热轧板的微细组织满足下述关系，
GScenter/GSsurface≥1.15
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，GSsurface表示表面至1/4t部分的晶粒平均粒径。
21.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，
热轧板的微细组织满足下述关系，
(GScenter×再结晶率)/10≥2
其中，GScenter表示厚度方向上1/4t至3/4t部分的晶粒平均粒径，再结晶率表示热轧后再结晶的晶粒的面积分数。
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