CN116786772A

CN116786772A - 电工钢

Info

Publication number: CN116786772A
Application number: CN202210271658.0A
Authority: CN
Inventors: P.凯利; Y.杜; M.布切利; R.J.奥马利; 李化龙; 施一新; 陈爱华; 张淑娟
Original assignee: Nucor Corp
Current assignee: Nucor Corp
Priority date: 2022-03-18
Filing date: 2022-03-18
Publication date: 2023-09-22
Also published as: WO2023174404A1

Abstract

公开了一种厚度小于3mm的电工钢带，由熔融的电工钢熔体制成，包括：按重量计，最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物。公开了一种双辊铸造和热轧的电工钢带。还公开了随后冷轧和退火的电工钢带。还公开了生产这些产品的方法。

Description

电工钢

技术领域

本发明涉及在双辊连铸机中和下游加工步骤中制造薄钢带，其适用于电工钢应用。

背景技术

在双辊连铸机中，熔融金属，通常是钢，从输送系统被输送到支撑在一对反向旋转的水平铸辊的铸造表面上的铸造池，这对铸辊被内部水冷，从而在移动的铸辊表面上形成凝固的金属壳。金属壳在铸辊之间的辊隙处被集合在一起，以产生从铸辊之间的辊隙向下输送的凝固的带材产品。这里使用的术语“辊隙”是指铸辊靠得最近的大致区域。

熔融金属可以从浇包倒入较小的容器或一系列较小的容器中，从这些容器中流过位于辊隙上方的一个或多个金属输送喷嘴，以形成支撑在辊隙上方的铸辊的铸造表面上并延伸辊隙的长度的熔融金属的铸造池。

铸造池通常被限制在侧板或侧封板之间，侧板或侧封板与铸辊的端部保持滑动接合，以限制铸造池流出。铸造池的上表面(通常称为“弯月面”)通常高于输送喷嘴的下端，使得输送喷嘴的下端浸没在铸造池内。

当通过双辊连铸机铸造钢带时，薄带离开辊隙，穿过引导台，穿过夹送辊机架，然后穿过热轧机，在热轧机中，薄带被减薄到期望的厚度。热轧带然后被冷却以形成具有最终应用所需微观结构的带。冷却后的带随后被卷取，卷取机上游的剪切机周期性地切割带，以在每个卷中形成所需长度的带。

根据钢的成分和铸造条件，双辊铸造、热轧和冷却的带可用于多种最终应用。

电工钢是本发明的焦点。

电工钢是低碳铁硅软磁钢，广泛用于电机、传感器、发电机和变压器。电工钢可分为无晶粒取向(NGO)和晶粒取向(GO)电工钢。冷轧非晶粒取向钢(CRNGO)一般比冷轧晶粒取向钢(CRGO)便宜。因此，当成本很重要时，或者当最终应用的磁通量方向不恒定时，使用NGO电工钢。

当用于电机时，NGO电工钢被切割成薄叠片，用绝缘涂层隔离并堆叠形成电机芯，以减少涡流损耗。因此，如果薄带NGO电工钢能够直接连续铸造成薄带，将有助于节约能源和时间。申请人已经认识到双辊薄带连铸方法具有很好的潜力，因为它可以直接连续铸造薄的、通常1-2mm厚的钢带。

当通过常规厚板坯连铸工艺铸造NGO电工钢时，很难保持该工艺中通常在热轧步骤中形成的θ-纤维织构。在该工艺中随后的冷轧和退火步骤中，通常观察到强烈的α-纤维和γ-纤维织构。变形基体剪切带的形成直接影响再结晶退火过程中高斯(Goss)晶粒的形核和长大。此外，由于低的局部位错密度和尖锐的晶格曲率，冷轧后残留的Goss晶粒也可以促进该工艺中再结晶退火步骤中Goss晶粒的形成。

基于最终应用，控制NGO电工钢的磁性能很重要。NGO电工钢的磁性能受晶粒尺寸和织构的影响很大，而晶粒尺寸和织构又受轧制和再结晶退火步骤的影响。据报道，在最终退火后，2.0wt.％Si NGO电工钢具有很强的 {110}<001>(Goss)织构。也有报道称，对于4.5wt.％Si NGO电工钢，两步冷轧有助于在退火过程中形成具有强Goss和近Goss再结晶织构的粗晶粒。

电工钢的磁性能受织构的影响很大。在电工钢中，<001>轴方向容易磁化，而<111>轴方向更难磁化。众所周知，Goss和立方体(Cube)取向优化了磁性能。据报道，Brass和Goss取向通过剪切变形织构在BCC金属中形成。据报道，在γ纤维变形区内剪切带处形成许多Goss晶粒和Cube晶粒。还据报道，在重冷轧过程后，一些Cube成分被保留，因为Cube变形带也作为新Cube晶粒的成核位置。

对于NGO电工钢，在再结晶退火过程中很难控制织构。据报道，在某些情况下，相变可用于获得磁性的理想取向。在退火过程中，由于各向异性的应变能，当奥氏体转变为铁素体时，形成一些{100}取向的晶粒。然而，这种转变不适用于全铁素体钢成分。文献中也研究了用化学组成获得理想晶体取向而没有相变的方法。研究了初始退火对具有0.003wt.％C的3.4wt.％Si 电工钢的织构演变和磁性能的影响。也研究了3wt.％Si电工钢的再结晶动力学。

据报道，轧制过程对织构演变、晶粒生长和磁性能有显著影响。在退火过程中，一些理想的织构是由轧制过程形成的变形剪切带演变而来的。此外，热变形过程中的相变也会影响后续退火过程中的再结晶速率和晶粒尺寸。也有报道称，对于C<0.01的6.2wt.％Si电工钢，热轧有利于最终磁性能。还报道了冷轧前退火对电工钢微观结构和磁性能的有益影响。

虽然已经进行了一些研究来检验轧制和退火在制造NGO电工钢中的影响，但是很少有关于轧制和退火对通过双辊连铸方法生产的薄电工钢带的影响的研究。

上述评论并不是对中国或其他地方的公知常识的承认。

发明内容

本发明包括一种生产电工钢带的方法，包括：

-双辊连铸机中由电工钢熔体铸造厚度小于3mm的连续薄电工钢带，所述电工钢熔体包括：按重量计，最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的 Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物，

-热轧机中热轧电工钢带并减小带厚度；

-冷却站中冷却电工钢带并冷却带；和

-卷取机中卷绕电工钢带，并在卷取机处形成一定长度的卷。

Mn浓度范围使得熔体可以具有低的Al浓度，而不影响所得电工钢带的电阻率。

术语“杂质”是指作为炼钢实践不可避免的结果或作为炼钢原料的结果而存在于熔体中的元素。这些往往是非金属元素。杂质的例子有N、P、S和 H。

术语“夹杂物”是指炼钢过程中形成的化合物。“夹杂物”的例子包括 AlN和MnS。

Cu浓度可以<0.3％。

Cr浓度可以<0.2％。

Ni浓度可以<0.2％。

Mo浓度可以<0.1％。

Mo浓度可以<0.06％。

Sb的浓度可以满足公式Sn+2*Sb<0.4％。

Sb的浓度可以<0.2％。

Sb的浓度可以<0.1％。

碳浓度可以最多0.0060％。

碳浓度可以最多0.0080％。

碳浓度可以最多0.01％。

锰浓度可以是至少1.10％。

锰浓度可以是至少1.20％。

锰浓度可以小于1.70％。

锰浓度可以是1.10％至1.55％。

硅浓度可以是至少2.80％。

硅浓度可以是至少3.00％。

硅浓度可以不超过3.70％。

硅浓度可以不超过3.60％。

硅浓度可以不超过3.50％。

硅浓度可以是2.70％至3.50％。

电工钢熔体中C、Mn和Si的浓度可以如下：

表1-C、Mn和Si的目标化学成分-重量％

	C	Mn	Si
				Max	0.0060	1.55	3.45
目标	0.0025	1.50	3.40
				Min		1.45	3.35

在一个实施例中，电工钢熔体中残余物的浓度可以如下：

表2-主要杂质和非金属元素-重量％

	S	P	Cr	Mo	Al	Cu	Ni	Nb	Ti	V
											Max	0.002	0.018	0.03	0.0020	0.002	0.03	0.03	0.0020	0.0020	0.0020
典型	0.0020	0.009

电工钢熔体中残留气体的浓度可以如下：

表3-气体和金属间化合物-重量％

	N	O	H
				Max	0.0090	0.0020
典型	0.0050

*计算的。

成卷带材中的电工钢可以具有至少基本上为铁素体的微观结构。

微观结构可以是至少基本上等轴的晶粒。

该方法可以包括冷轧电工钢带以进一步减小钢带的厚度。

该方法可以包括冷轧电工钢带以进一步将钢带厚度减小到不超过0.50 毫米，通常不超过0.35毫米。

该方法可以包括在冷轧步骤之前酸洗电工钢带。

该方法可包括退火电工钢带以获得具有所需磁性能的非晶粒取向电工钢带。

期望的磁性能可以是铁损或磁导率。这些术语被电工钢领域的技术人员很好地理解，并且被工业标准所涵盖。通常，客户向炼钢厂订购具有特定厚度和铁损和/或磁导率的电工钢。

期望的磁性能可以如中国标准GB/T 2521.1-2016，标题为“以完全加工状态交付的冷轧电工钢-第1部分：晶粒无取向钢带(片)”中所述。

例如，期望的磁性能可以是如标准中所述的35W250，0.35mm，2.50瓦 /千克铁损P1.5/50的电工钢。

作为进一步的例子，期望的磁性能可以如标准中所描述的35W300， 0.35mm，3.00瓦/千克、铁损P1.5/50的电工钢。

退火步骤可以在受控气氛中进行，例如氢气和氮气的混合气体。

退火步骤可以在将碳浓度降低到不超过0.0030％的受控气氛中进行。

电炉钢熔体可以通过任何合适的炼钢方法制成。

举例来说，电工钢熔体可以通过以下步骤制造，然后转移到双辊薄带连铸机：电弧炼钢炉(EAF)→钢包炉→罐或RH脱气器→中间包→双辊薄带连铸机。

或者，电工钢熔体可以通过以下步骤制造，然后转移到双辊薄带连铸机：碱性氧气炼钢炉(BOF)→钢包炉→RH脱气器→中间包→双辊薄带连铸机。

该方法可以包括在将电工钢熔体转移到双辊连铸机之前，将该熔体过热到过热温度。

过热温度可以是T_liq+最多120℃。

过热温度可以是T_liq+最多90℃。

过热温度可以是T_liq+最多30℃。

热轧步骤可以包括800-900℃的轧机出口温度。

该方法可以包括以>2500m³/hr的速率向热箱供应氮气，使得热箱中有高的N浓度，注意2500m³/hr的阈值可根据泄漏到热箱中的空气而变化。

热轧步骤可以包括720-820℃的轧机出口温度。

该方法可包括以<2500m³/hr的速率向热箱供应氮气，使得热箱中有低的N浓度，注意2500m³/hr的阈值可根据泄漏到热箱中的空气而变化。

该方法可包括改变流向热箱的氮气流速以控制带材温度，注意较低的氮气流速会导致更多的空气泄漏到高温箱中，空气会氧化带材并增加其发射率，从而增加热损失并降低轧机入口处的带材温度。

该方法可以包括热轧铸带，铸带在140-160℃的轧机入口温度下进入热轧机，通常比轧机出口温度高150℃。

该方法可以包括在550至720℃范围内的卷取机入口温度下卷绕电工钢带。

本发明还提供了一种用于生产电工钢带的设备，包括：

-用于由熔融电工钢熔体形成厚度小于3mm的连续薄金属带的双辊薄带连铸机，所述熔融电工钢熔体包括：按重量计，最多0.015％的碳，1.0％至 2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的 Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物；

-用于减小电工钢带厚度的热轧机；

-用于冷却电工钢带的冷却站；和

-用于形成选定长度的电工钢带卷的卷取机。

本发明可以包括冷轧机以减小电工钢带的厚度。

该设备可以包括退火单元，用于退火电工钢带以获得具有所需磁性能的非晶粒取向电工钢带。

如上所述，电工钢带可以由熔融的电工钢熔体生产。

本发明还提供了厚度小于3mm的双辊薄带连铸和热轧的电工钢带，具有按重量计的以下成分：最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多 0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物。

残留物的浓度如表2所示。

电工钢带可以具有至少基本上为铁素体微观结构的微观结构。

微观结构可以是至少基本上等轴的晶粒。

Cu浓度可以<0.3％。

Cr浓度可以<0.2％。

Ni浓度可以<0.2％。

Mo浓度可以<0.1％。

Mo浓度可以<0.06％。

Sb的浓度可以满足公式Sn+2*Sb<0.4％。

Sb的浓度可以<0.2％。

Sb的浓度可以<0.1％。

碳浓度可以最多0.0060％。

碳浓度可以最多0.0080％。

碳浓度可以最多0.01％。

锰浓度可以至少1.10％。

锰浓度可以至少1.20％。

锰浓度可以小于1.70％。

锰浓度可以是1.10％至1.55％。

硅浓度可以是至少2.80％。

硅浓度可以是至少3.00％。

硅浓度可以不超过3.70％。

硅浓度可以不超过3.60％。

硅浓度可以不超过3.50％。

硅浓度可以是2.70％至3.50％。

本发明还提供了一种厚度小于3mm的双辊薄带连铸、热轧、冷轧和退火的电工钢带，具有按重量计的以下成分：最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的 Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物。

微观结构可以是至少基本上等轴的晶粒。

碳、锰、硅和残余物的浓度可以如上所述，注意，当电工钢带退火时，由于去渗碳，碳浓度可能低于熔体浓度。

电工钢带可以具有期望的磁性能。

例如，期望的磁性能可以是35W250 0.35mm铁损P1.5/50-2.50Wkg^-1或 35W3000.35mm铁损P1.5/50–3.00Wkg^-1。

注意，虽然优选在(a)双辊薄带连铸和热轧的电工钢带和(b)双辊薄带连铸和热轧/冷轧和退火的电工钢带的微观结构中存在100％铁素体，但是本发明可以扩展到不是这种情况的情况，例如在微观结构中存在一些奥氏体。

还应注意，微观结构将是一系列因素的函数，包括成分、过热以及铸造、热轧、冷轧和退火条件的选择。

附图说明

为了更详细地描述本发明，将参考附图给出一些说明性的例子，其中：

图1是本发明的双辊连铸机的一个实施例的概略侧视图；

图2是图1的双辊连铸机的一部分的放大局部剖视图；

图3是图1的双辊连铸机的出口端的局部示意侧视图；

图4(a)示出了在实验工作中用于真空辅助(VA)快速冷却方法以产生样品的取样器的示意图；

图4(b)示出了在VA取样器中固化后的铸态样品；

图5是实验工作中使用的热机械加工路线的示意图；

图6是VA铸态样品的枝晶结构；

图7(a)是示出未经热轧(HR)的加工样品的结构的图像；

图7(b)是示出25％HR和47％HR样品结构的图像；

图8(a)是在1050℃下进行1、6、18、24小时批量退火后，具有0％、 25％和47％HR的高C和S样品的平均晶粒尺寸对退火时间的曲线图；

图8(b)是在1050℃下进行1、6、18、24小时批量退火后，具有0％、25％和47％HR的低C和S样品的平均晶粒尺寸对退火时间的曲线图；

图9是示出最终退火前后VA样品的沉淀物尺寸分布的图；

图10示出了文献中报道的完全加工电工钢样品的取向分布函数(“ODF”) 部分的典型织构；

图11是示出在最终退火高C和S带材样品的截面的ODF图，其中(a)0％HR，(b)25％HR，(c)47％HR，以及示出在/>截面的ODF 图，其中(d)0％HR，(e)25％HR，(f)47％HR；

图12是示出在最终退火的低C和S带材样品的截面的ODF图，其中(a)0％HR，(b)25％HR，(c)47％HR，以及示出在/>截面的ODF 图，其中(d)0％HR，(e)25％HR，(f)47％HR；

图13至18是VA样品在和45°截面显示的一系列进一步的ODF 图，这些样品在1050℃下批量退火1、6和24小时；

图19是对于具有(a)0％HR、(b)25％HR、(c)47％HR的高C 和S VA样品，以及具有(d)0％HR、(e)25％HR、(f)47％HR的低C 和S VA样品，主要织构的体积分数对退火时间的一系列曲线图；和

图20是铁损P_1.5/50的预测值和测量结果之间的比较图。

具体实施方式

通过双辊薄带连铸方法生产的电工钢带的实施例的以下描述不是本发明的唯一实施例。

此外，以下对双辊连铸机实施例的描述并不是适合于生产根据本发明的电工钢带的双辊连铸机的唯一实施例。

本领域普通技术人员基于本发明所描述的实施例而获得的所有其他实施例，无需任何创造性努力，都属于本发明的保护范围。

除非另有定义，否则本公开中使用的技术术语或科学术语应该采用本发明领域的普通技术人员通常理解的含义。

现在参考图1和图2，示出了双辊连铸机，其包括从工厂地面竖立并支撑安装在辊盒11的模块中的一对可反向旋转的铸辊12的主机架10。铸辊 12安装在辊盒11中，以便于操作和移动，如下所述。辊盒11有助于准备好铸造的铸辊12作为连铸机中的一个单元从设置位置快速移动到操作铸造位置，并且当铸辊12要被更换时，易于从铸造位置移除铸辊12。没有期望的辊盒11的特定构造，只要它执行如本文所述的促进铸辊12的移动和定位的功能。

双辊连铸机包括一对可反向旋转的铸辊12，铸辊12具有横向定位的铸造表面12A，以在它们之间形成辊隙18。熔融金属从钢包13通过金属输送系统供应到位于辊隙18上方的铸辊12之间的金属输送喷嘴17(芯喷嘴)。如此输送的熔融金属在辊隙18上方形成熔融金属的铸造池19，该铸造池19 支撑在铸辊12的铸造表面12A上。该铸造池19被一对侧封闭板或侧封板 20限制在铸辊12端部的铸造区域内。铸造池19的上表面(通常称为“弯月”面)可以上升到输送喷嘴17的下端之上，使得输送喷嘴17的下端浸没在铸造池19内。铸造区域包括在铸造池19上方添加保护气氛，以抑制铸造区域中熔融金属的氧化。

钢包13通常具有支撑在旋转转台40上的传统结构。对于金属输送，钢包13位于铸造位置的可移动中间包14上方，以用熔融金属填充中间包14。可移动中间包14可以定位在中间包车66上，中间包车66能够将中间包14 从加热站(未示出)转移到铸造位置，在加热站中，中间包14被加热到接近铸造温度。

可移动中间包14可以装配有滑动水口25，该滑动水口25可以由伺服机构致动，以允许熔融金属从中间包14通过滑动水口25流动，然后通过耐火出口护罩15流动到铸造位置中的过渡件或分配器16。熔融金属从分配器 16流到位于辊隙18上方的铸辊12之间的输送喷嘴17。

侧封板20可由耐火材料制成，例如氧化锆石墨、石墨氧化铝、氮化硼、氮化硼氧化锆或其他合适的复合材料。侧封板20具有能够与铸辊12和铸造池19中的熔融金属物理接触的表面。侧封板20安装在侧封板保持器(未示出)中，侧封板保持器可通过侧封板致动器(未示出)移动，例如液压缸或气压缸、伺服机构或其它致动器，以使侧封板20与铸辊12的端部接合。另外，侧封板致动器能够在铸造过程中定位侧封板20。在铸造操作过程中，侧封板20为铸辊12上的金属熔池形成端盖。

图1示出了生产铸造薄带21的双辊连铸机，薄带21穿过引导台30到达包括夹送辊31A的夹送辊架31。在离开夹送辊架31时，铸造薄带21可以穿过热轧机32，热轧机32包括一对工作辊32A和支承辊32B，形成能够热轧从铸辊12输送的铸造薄带21的间隙，在此铸造薄带21被热轧以将带减薄到期望的厚度，改善带表面，并提高带平整度。工作辊32A具有与工作辊32A上的期望带轮廓相关的工作表面。热轧的铸造薄带21然后传送到冷却站97内的输出台33上，在此处，它可以通过与经由雾化喷嘴90或其他合适的装置供应的冷却剂(例如水)接触以及通过对流和辐射而被冷却。在任何情况下，冷却的热轧铸造薄带21穿过第二夹送辊架91，该第二夹送辊架91具有向铸造薄带21提供张力的一对辊91A。最后，冷却的热轧铸造薄带21随后被卷绕，在卷取机上游的剪切站98处的剪切机周期性地切割带，以形成每个卷所需长度的带。

如下所述，铸辊12被内部水冷，从而当铸辊12反向旋转时，随着铸辊 12的每次旋转，铸造表面12A移动到与铸造池19接触并穿过铸造池19，壳在铸造表面12A上凝固。壳在铸辊12之间的辊隙18处靠近在一起，以产生从辊隙18向下输送的铸造薄带产品21。铸造薄带产品21由铸辊12之间的辊隙18处的壳形成，并如上所述向下输送和向下游移动。

在操作中，带在1400℃或更高的温度下离开辊隙。为了防止带的氧化和氧化皮，金属带被向下浇铸到外壳27中，外壳27在铸造位置的铸辊正下方支撑保护气氛。外壳27可以沿着铸造薄带的路径延伸直到第一夹送辊架31，并且可以沿着铸造薄带的路径延伸直到热轧机32，以减少氧化和氧化皮。

在热轧机32之后，轧制的薄带随后进入冷却站97，在冷却站97中，当带在冷却站97中的输出台33上移动时，带由延伸穿过输出台33的多排喷水组件的雾化喷嘴90输送的水冷却。虽然雾化喷嘴雾化冷却剂以产生喷雾，但是在任何实施例中可以使用任何其他冷却剂排放口来代替雾化喷嘴。除了产生喷雾之外，其他类型的冷却剂排放口可以排放非雾化的冷却剂流。

在图3所示的示例性实施例中，冷却站97沿着热轧机32和第二夹送辊架91之间的带路径99延伸，在其间布置有多排喷水组件中的多个雾化喷嘴 90。尽管在图3所示的视图中不可辨别，但是雾化喷嘴90的排在宽度方向上基本上横跨带宽度或冷却站宽度延伸，并且沿着冷却站的长度间隔开。

最后，冷却后的热轧带被卷取。

关于图1-3描述的双辊连铸机的更多细节可以在以本申请人的名义申请的中国专利申请号201780029304.2的说明书中找到，该说明书中的公开内容通过交叉引用结合于此。

双辊连铸机和方法的上述实施例适用于从熔融电工钢熔体生产厚度小于3mm的电工钢带，该熔融电工钢熔体包括：按重量计，最多0.015％的碳，通常最多0.0060％的碳，1.0％至2.0％的锰，通常1.1％至1.55％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有少于0.01％的铝的镇静硅，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的 Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物，过热温度为T_liq+最多120℃

典型地，选择热轧条件，使得在热箱中具有高N浓度的情况下，铸带在 800-900℃的轧机出口温度下离开热轧机，而在热箱中具有低N浓度的情况下，铸带在720-820℃的轧机出口温度下离开热轧机。通常，轧机入口温度选择为比轧机出口温度高140-160℃。

典型地，冷却的热轧铸带在550-720℃范围内的卷取机入口温度下被卷取。

根据本发明的实施例，可以可选地冷轧电工钢带以进一步减小钢带的厚度。

根据本发明的实施例，冷轧的电工钢带可以被退火以发展所得非晶粒取向电工钢带的期望磁性能。

典型地，退火步骤在受控气氛中进行，例如氢气和氮气的混合气体。

典型地，期望的磁性能如中国标准GB/T 2521.1-2016，标题为“以完全加工状态交付的冷轧电工钢-第1部分：晶粒无取向钢带(片)”中所述。例如，期望的磁性能可以是35W250 0.35mm铁损P1.5/50-2.50Wkg^-1或 35W300 0.35mm铁损P1.5/50–3.00Wkg^-1。

应该注意的是，通常情况下，在最终使用产品中钢有目标C浓度。例如，对于马达，目标C浓度为0.003％。在最终使用产品中获得目标浓度的水平是(1)钢熔体中的C浓度和(2)退火步骤——使钢脱碳。

申请人通过外部研究机构进行了下面总结的实验工作，以研究本发明的热轧和退火条件。

实验工作

在本研究中，采用真空辅助快速冷却取样法模拟薄带双辊铸轧过程的凝固条件，生产了Fe-3.4wt.％Si无取向电工钢。分析和讨论了轧制变形对磁性能、晶粒长大和织构的影响。

材料和方法

材料

在氩气保护气氛下，在无芯中频感应炉中熔炼两种不同碳和硫含量的无取向电工钢。

表4示出了这些钢的化学成分。

表4所研究的3.4wt.％Si钢的化学成分(wt.％)

钢1使用高碳和硫(C和S)成分生产，而钢2使用低碳和硫化学成分生产，以避免沉淀物和相变对NGO Si钢磁性能的负面影响。为了控制退火过程中MnS沉淀和α-γ相变的影响，工业上通常采用低C和S化学成分来生产工业级NGO电工钢。

钢1和2的装料在带氩气保护气氛的90kg无芯中频感应炉中熔化。

使用真空取样器在100℃的过热温度下直接从感应炉中取样，如下所述。

取样法

使用真空辅助快速冷却(VA)取样方法来取样，模拟双辊铸造过程的凝固条件。具体而言，使用真空辅助工艺将液态钢拉入铜模具内的薄内腔中，以生产具有高凝固冷却速率的带状样品。铸态样品的厚度为2mm。图4(a) 示出了VA取样器的示意图，图4(b)示出了在VA取样器中凝固后的铸态样品。如先前研究中所报道的，该方法可以获得具有适当枝晶结构和计算的凝固冷却速率(～1700K/s)的均匀2mm厚的带样品，其适当地模拟了双辊薄带连铸过程的凝固条件。

加工计划

对2mm厚的铸态样品进行热机械处理，模拟工业薄带双辊铸造工艺的实施方案。设计了三条热机械加工路线。一条加工路线包括在950-1000℃范围内的热轧温度下进行不同热轧(HR)变形(25％和47％)的热轧。在热轧至变形25％和47％后，通过初始喷水将样品冷却至环境温度，然后进行炉冷，并冷轧至最终厚度为0.35mm。另一条加工路线仅包括冷轧，无热轧步骤。较高的HR变形导致较低的CR变形，HR+CR的总厚度从2mm减少到0.35mm。在轧制过程之后，样品在1050℃下批量退火不同时间(1、6、18、 24小时)。上述热机械加工路线的示意图如图5所示。

实验程序

分析了不同退火时间样品的晶粒尺寸、析出物尺寸分布、磁性能和织构分布。使用来自ASTM E112-13的线性截距法测量平均晶粒尺寸，使用单片测试仪测量磁性能，使用ASPEX PICA 1020SEM上的自动特征分析(AFA) 分析沉淀物，使用Helios SEM设备上的电子背散射衍射(EBSD)分析织构分布。磁性能测试样品沿轧制方向切割成100×30mm的尺寸。沿着RD-ND 横截面(轧制方向-法向平面)扫描EBSD分析。在取向分布函数(ODF)计算中使用了调和级数展开法。

微观结构表征和磁性能测试

用金相法制备样品，用水基苦味酸蚀刻以显示枝晶结构，用硝酸蚀刻剂蚀刻以显示晶粒结构。如上所述，根据ASTM E112-13的线性截距法用于进行二次枝晶臂间距(SDAS)和晶粒尺寸测量。

从测量的SDAS计算VA铸态样品的凝固冷却速率。基于预期的冷却速率和化学成分，在每种情况下，Suzuki等式用于该计算。

S₂＝688(60×r)^-0.36 (1)，

其中S₂是以μm为单位的SDAS，r是以K/s为单位的凝固冷却速率。

对于不同的测试条件，最佳晶粒尺寸用于最小化铁损。这是因为据报道，特别粗的晶粒尺寸会导致更高的磁导率、更低的矫顽力和大的磁畴尺寸，这反过来会增加铁损。据报道，最佳晶粒尺寸(GsOp)可描述如下：

G_sOp＝(cρ/(B^0.4t²f^(1/2))^2/3 (2)

其中c是实验确定的常数，ρ是电阻率，B是磁感应强度，t是样品厚度，f是工作频率。

使用基于ASTM A1036的单片测试仪测量磁性能。通过在轧制方向上将加工的材料切割成100mm长、30mm宽的带来制备测试样品。在50和60 Hz、1.5和1.0T条件下测量铁损(P_1.5/50,P_1.5/60,P_1.0/50,P_1.0/60)。在2500和5000 A/m的条件下测量磁感应强度(B₂₅,B₅₀)。使用Helios SEM(30kV，11nA) 中的电子背散射衍射(EBSD)分析最终的再结晶晶体取向。在RD-ND(轧制方向-法向平面)横截面上进行扫描。在取向分布函数(ODF)的计算中使用了调和级数展开法。

结果和讨论

凝固冷却速率

VA铸态样品的枝晶结构如图6所示。使用线性截距法，测得SDAS约为10m。使用等式(1)计算出凝固冷却速率约为1700K/s，这在工业上报道的2mm厚带材直接双辊铸造法的范围内。

0％HR(100％CR)处理样品的结构如图7(a)所示。正如所观察到的，许多不希望的边缘裂纹在冷轧过程后扩展。这是由钢的残余应力和微观结构造成的，其在高凝固冷却速率的基础上形成。另一方面，如图7(b)所示，在25％HR和47％HR样品的加工过程中，几乎没有观察到边缘开裂。

晶粒尺寸效应

为了使0.35mm厚的3.4wt.％Si NGO电工钢样品(4.70×10-7Ω·m)在 1.5T和50Hz条件下的铁损最小化，等式(2)用于计算最佳晶粒尺寸，在试验条件下确定为约250μm。因此，在1.5T和50Hz条件下，晶粒尺寸接近 250μm的钢有望表现出降低的铁损。

在1050℃下进行1、6、18、24小时批量退火后的平均晶粒尺寸如图8 所示。对于经过24小时退火的高C和S样品，随着HR变形的增加，平均晶粒尺寸增加到89、148和190μm。对于经过24小时退火的低C和S样品，随着HR变形的增加，平均晶粒尺寸增加到136、199、249μm。测量的平均晶粒尺寸都小于计算的最佳晶粒尺寸。在具有相同HR变形的样品中，具有较低C和S水平的样品在每个测量的退火时间显示出较粗的平均晶粒尺寸。在具有相似C和S水平的样品中，具有较高HR变形的样品在每个测量的退火时间显示出较粗的平均晶粒尺寸(样品47％HR>样品25％HR>样品0％HR)。生长速率在批量退火的前6小时较高，在6-24小时的时间范围内减慢。在每种条件下的每个样品中都观察到这种现象。

对于具有高C和S浓度的样品，最终晶粒尺寸受退火过程中α-γ相变的影响，这可能延缓晶界迁移。

正如先前的研究中所报道的，MnS和不同类型的氧化物是在这些NGO 电工钢带样品中发现的主要沉淀物。通过这些析出物对晶界的钉扎作用可以抑制退火过程中的再结晶和晶粒长大。

据报道，小沉淀物的钉扎力如下：

其中γ_GB是晶界能，F_v是沉淀物体积分数，r是沉淀物平均半径。

最初，钉扎力高于再结晶和晶粒生长的驱动力，然后，如图9所示，在退火过程中沉淀物变粗，这在最终退火后产生较少的小沉淀物(<0.85μm) 和更多的大沉淀物(>0.85μm)。

根据等式(1)，较大的沉淀物具有较低的钉扎力，这降低了晶界钉扎效应。

磁性能

不同HR变形和1050℃下24小时批量退火样品的磁性能如表5所示。

表5最终退火后的磁性能

对于所有化学成分，25％HR和47％HR样品满足GB/T 2521.1中35W250 NGO电工钢的磁性能要求，对于P_1.5/50为2.50W/kg。

一般来说，在较高HR变形下加工的样品(具有相同的化学成分)，以及具有较低C和S水平的样品(具有相同的HR变形)显示出较好的磁性能。结果与之前讨论的平均晶粒尺寸直接相关。比较表5的磁性能结果和图9的平均晶粒尺寸结果，磁性能随着平均晶粒尺寸的增加而提高。唯一的例外是具有25％HR的样品。尽管低C和S的样品比高C和S的样品具有更粗的平均晶粒尺寸，但是它们在1.5T测试条件下显示出相似的铁损。

根据之前研究中报告的夹杂物分析，VA样品均具有相似的夹杂物尺寸分布。因此，除了前面讨论的晶粒尺寸差异之外，磁性能还受到织构的影响，这将在下面的小节中讨论。

织构效果

图10示出了文献中报道的完全加工的电工钢样品的取向分布函数 (“ODF”)部分中预期的典型织构，而图11和12示出了几个样品受轧制工艺影响的演变织构强度和图案。Cube{100}<001>，Brass{110}<112>， Goss{110}<001>是这些ODF图像结果中获得的主要方向。

对于高C和S样品，增加HR变形显示Goss取向的强度降低。在具有 47％HR的样品上存在Cube取向的高强度，而在具有25％HR和0％HR的样品上存在Cube取向的较低强度。退火后每个样品中的γ纤维消失，这有利于磁性能的提高。与γ纤维织构相比，Cube和Goss织构的磁性能更理想。

对于低C和S样品，在每个样品中观察到旋转的Goss取向。在具有 0％HR的样品上，存在低强度的Cube取向和一些旋转的Goss取向。这种 0％HR的样品受冷轧过程中形成的γ-纤维的影响很大，而在25％HR和 47％HR的样品中不存在γ-纤维。

最终退火后的再结晶织构受轧制过程中变形组织和织构的影响很大。应变诱发的晶界迁移(SIBM)和晶界处的亚晶生长被认为是晶粒形核的主要机制。亚晶生长通常在<111>//ND(γ纤维)变形晶粒中观察到，而通过SIBM 形核通常发生在<100>//ND(θ纤维)变形晶粒中。HR优先CR处理降低了 γ纤维剪切带的比例，同时提高了{100}变形微观结构的保留。γ纤维变形区内广泛分布的剪切带提供了大量新的Goss晶粒。

在25％HR变形的样品中，具有高C和S的样品显示出较高强度的Goss 取向，而具有低C和S的样品的Cube织构强度较低。这似乎解释了为什么在25％HR变形时，尽管低C和S样品的晶粒尺寸较粗，但与1.5T条件下的高C和S样品相比，其具有相似的铁损结果。

织构演化织构成分

在图14至图18中，以和45°截面显示了在1050℃下批量退火 1、6、24小时的样品的ODF图像。

图13、15和17示出了高C和S钢的ODF图像，而图14、16和18示出了低C和S钢的ODF图像。此外，图14和15示出了0％HR样品的ODF 图像，图15和16示出了25％HR样品的ODF图像，图17和18示出了47％ HR样品的ODF图像。主要织构体积分数随退火时间的变化如图19所示。

对于高C和S 0％HR样品(图13)，退火1小时后可观察到不均匀的α- 纤维(<110>//轧制方向[RD])和α*-纤维({hhl}<h/l+1h/l+2h/l>)织构。退火6小时后，仍可观察到不均匀的α*-纤维织构，而α-纤维织构已经消失。退火24小时后，α*-纤维织构也消失了。

作为比较，低C和S 0％HR样品(图14)受退火工艺前形成的γ纤维 (<111>//ND)织构的影响很大。退火1小时后观察到高强度的γ-纤维织构和弱的非均匀α*-纤维织构。退火6小时后，仍可观察到高强度γ-纤维织构，但变得不均匀。24小时后，高强度γ-纤维织构变得更加不均匀。在6和24 小时后可以观察到不均匀的α*-纤维织构。

这一现象可以用纤维织构演变来解释。0％HR样品受退火处理前形成的 α*-纤维和γ-纤维织构的影响很大。α*-纤维和γ-纤维织构的形成与0％HR样品的高CR变形和应变有关。在CR过程中，随着变形和应变的增加，旋转的Goss取向将逐渐旋转到{111}<110>取向，进而形成γ-纤维织构。最后，随着变形和应变的进一步增加，会出现α-纤维和α*-纤维织构。

0％HR样品的主要织构体积分数(图19(a)和19(d))在1至6小时的退火时间内大部分降低。在6至24小时之间，Goss取向的体积分数显著增加，而其他主要取向的分数基本保持不变。主要区别在于，与低C和S样品相比，高C和S样品的Brass取向体积分数也在6至24小时之间增加。

文献中关于晶粒生长的热力学驱动力和临界半径的理论有助于解释织构的演变。临界半径可描述如下：

其中γ是边界能量，ΔG_v是驱动力。

晶界的速度可以描述如下：

/>

其中γ是边界能量，R是半径，M是晶界迁移率(取决于相邻晶粒的取向)。

图13和14中的织构演变可以分为两个步骤。

在第一步中，Goss晶粒的体积分数的减少可以用晶粒间的边界能量差来解释。高能量边界更可能出现在Goss颗粒周围。因此，为了减少系统的总能量，在晶粒生长过程的早期消耗Goss晶粒在能量上是有利的。这种现象也可以用临界半径差来解释。在初始阶段，大量小于临界半径的晶粒被消耗。根据等式(4)，较高的边界能量也赋予Goss晶粒较大的临界半径。据文献报道，Goss晶粒的临界半径比其他织构的晶粒高9％左右。因此，在初始步骤中消耗了更多的Goss晶粒。此外，考虑到沉淀物的钉扎效应也可以解释这一现象。在第一步，根据等式(3)和(5)，来自沉淀物的钉扎力仍然很高，并且只有具有高能边界的晶粒可以移动。

然后，在第二步中，随着沉淀物在更长的退火时间变粗，钉扎力根据等式(3)减小。在这种情况下，钉扎为大于临界尺寸的残存Goss晶粒提供了迁移率优势。如等式(5)所示，这种迁移率优势通过消耗小于临界尺寸的其它晶粒而导致更快的Goss晶粒生长。

此外，这种主要织构的演变还与α*-纤维和γ-纤维织构的演变有关。随着退火时间的延长，纤维织构成核并向其他织构取向生长。据报道，BCC金属上的Goss取向更可能由剪切变形取向和变形的纤维织构形成。

对于25％HR的样品(图15和16)，没有观察到高强度的α*-纤维和γ- 纤维织构。对于高C和S 25％HR样品中的主要织构体积分数(图19(b))， Goss和Brass织构晶粒的分数显著增加，而Cube织构晶粒的分数在1至6 小时之间显著减少。然后，在6至24小时之间，Goss织构晶粒的比例随着 Cube织构晶粒的分数增加而逐渐减少。对于低C和S 25％HR的样品(图 19(e))，Goss织构晶粒的分数在1至24小时之间逐渐增加，而Cube织构晶粒的分数在6至24小时之间逐渐减少。

可以认为1小时时的Cube晶粒的体积分数受到退火过程之前形成的 Cube晶粒的存在的影响。在某些情况下，由于变形的Cube晶粒作为新Cube 晶粒的成核位置，Cube织构成分在重冷轧后得以保留。对于1至6小时的高C和S样品(图11(b))和1至24小时的低C和S样品(图11(e))， Goss晶粒分数的增加可以通过第二步来解释，这是由于钉扎力的降低使大 Goss晶粒具有边界迁移率优势导致的。最后，随着钉扎力的进一步减小和 Goss晶粒的增加，所有晶粒的迁移率优势变得相似。此时，Goss晶粒的选择性生长停止，并建立正常的晶粒生长。

对于47％HR样品(图17和18)，也没有观察到高强度α*-纤维和γ-纤维织构。对于47％HR的样品(图19(c)和图19(f))，在1至6小时之间，Goss织构晶粒的分数增加，而Cube织构晶粒的分数显著减少。在6至 24小时之间，Goss晶粒的分数随着Cube晶粒分数的急剧增加而降低。

在这种情况下，Goss和Cube晶粒的分数反转与最终步骤(6至24小时)中的高体积分数变化有关，这被认为是由旋转的Goss晶粒形成Cube晶粒引起的。据报道，Cube取向的晶体体积或微晶是由旋转Goss取向的剪切带形成的。据报道，随着应变的增加，Cube取向是由旋转Goss晶粒的剪切带形成的最稳定的取向。

铁损模型

铁损受晶粒尺寸和织构分布的影响。很难区分它们各自对铁损的贡献。用于预测铁损的定性模型和等式将有助于区分晶粒尺寸和织构分布对铁损的贡献。

对于晶粒尺寸对铁损的影响，据报道，晶粒尺寸的影响可表述如下[21]：

P_G＝A+Bd^-1+Cd^-2 (6)

其中d是平均晶粒尺寸，A到C是正常数，取决于化学成分、沉淀物尺寸分布和测试条件。

根据该模型，A代表每个单个晶粒中由涡流和畴磁方向旋转引起的能量损失。它受化学成分的影响。Bd^(-1)是畴壁在晶粒内部迁移时的能量损失。这种能量损失受晶粒尺寸和沉淀物尺寸分布的影响。Cd^(-2)代表涡流通过晶界时的能量损失。实际上，这种能量损失非常小，因为畴壁很难穿过晶界。

由于受织构分布的影响，Goss和Cube织构对磁性能起主要作用。我们假设这种影响是线性的。织构分布影响的等式为：

P_T＝DF_C+EF_G (7)

其中D到E是正常数，F_C和F_G是具有Cube和Goss织构的晶粒的百分比。

结合等式(6)和等式(7)以及测量结果，使用MATLAB计算来确定所有常数。对于Fe-3.4wt.％Si无取向电工钢，在1.5T 50HZ下，将铁损与晶粒尺寸、织构分布相关联的合成等式如下：

P_1.5/50＝P_G+P_T＝3.011+7.604d^-1+244.255d^-2-0.016F_C-0.031F_G (8)

计算的铁损值和测量的铁损(P₁₅/₅₀)之间的比较如图20所示。如图所示，对于一系列加工条件，计算值与测量的铁损值相当一致。该等式分离了晶粒尺寸和织构分数对铁损的影响。

为了测试该模型，选择了另外两组平均晶粒尺寸相似的样品(表6)进行评估。在第1组中，使用“低C和25％HR(6小时)”的样品，其具有较大的晶粒尺寸和较低百分比的Goss和Cube晶粒。如使用等式(6)计算的， “低C和S 25％HR(6小时)”样品具有较高的铁损，如等式(6)所预测的。在第2组中，样品的平均晶粒尺寸彼此相似。“高C和25％HR(24小时)”样品具有更高百分比的Goss和Cube晶粒，并且如预测的那样，具有更低的计算铁损。这些样品的测量结果与计算的铁损值相当一致。

表6晶粒尺寸、织构晶粒分数和磁性能比较

虽然等式(8)分离了晶粒尺寸和织构的影响，但它是一个简单的半经验模型。例如，在计算中没有考虑反常损耗，并且假设织构分数的影响是线性的，这些仍然需要更多的理论研究。需要进一步研究，使这一计算更准确，并可用于不同的硅钢成分和使用条件。

结论

在上述实验工作中，实验室生产了Fe-3.4wt.％Si无取向电工钢带样品，以模拟薄带双辊铸轧过程的凝固条件。对具有高和低C和S的样品研究了具有0％HR、25％HR和47％HR的热机械加工路线。

完全加工的25％HR和47％HR样品的测量的磁性能均满足GB/T 2521.1 中对35W250 NGO电工钢的要求，对于P_1.5/50为2.50W/kg。

对于具有相同HR变形的样品，观察到低C和S样品在最终退火后具有更粗的平均晶粒尺寸。高C和S样品可能受到再结晶退火过程中发生的α-γ 相变和热变形过程中奥氏体的存在的影响。随着HR变形的增加，最终退火后的平均晶粒尺寸也增加。这种较粗的晶粒尺寸也导致较低的铁损(P_1.5/50, P_1.5/60,P_1.0/50,P_1.0/60)和较高的磁感应强度(B₂₅,B₅₀)。

在某些情况下，Goss取向似乎比晶粒尺寸对降低铁损有更积极的影响。例如，25％HR、低C和S以及高C和S的样品显示出相似的铁损(1.5T条件)结果，尽管事实上前者的晶粒尺寸比后者粗。对于高C和S的最终退火样品，Goss取向强度随着HR变形的增加而降低。这一观察结果被认为是受到剪切带比例降低的影响。

随着在1050℃下从1小时到24小时的退火时间的增加，平均晶粒尺寸增加，并且完全加工的样品的铁损降低。此外，增加退火时间对晶粒织构的演变也有很大的影响。0％HR样品中的织构演变受到高强度α*-纤维和γ-纤维织构的存在的影响，所述高强度α*-纤维和γ-纤维织构在退火处理之前由该加工路径中使用的高百分比的冷压下率形成。

织构演变可以分为几个不同的阶段。在退火初期，小于临界半径的晶粒分数减少，但Goss晶粒消耗加快。然后，在退火的第二阶段，Goss晶粒分数通过消耗其它晶粒而增加。

据认为，随着沉淀物的粗化，钉扎的减少为幸存的Goss晶粒提供了迁移率优势，这些Goss晶粒大于生长的临界尺寸。最后，随着钉扎力的进一步降低和晶粒尺寸的增加，正常的晶粒生长得以建立。在这个步骤中，Cube 晶粒可以由旋转Goss晶粒形成。

建立了一个简单的铁损模型来解释晶粒尺寸和织构分布对铁损的影响。通过比较两组结果，该等式成功地分离了晶粒尺寸和织构分布对铁损的影响。

额外的实验工作

申请人对下列电工钢熔体进行了额外的实验工作：0.0034％的碳、1.23％的锰、2.82％的硅、0.0029％的硫、0.067％的磷和0.03％的铬。

通过上述真空辅助快速冷却方法生产样品，以25％和47％的压下率热轧，冷轧至0.35mm，并在950℃、1000℃和1050℃退火60秒。

样品的磁性能与上面报道的结果一致。

尽管已经针对特定实施例解释和说明了本发明的原理和操作模式，但是必须理解，在不脱离本发明的精神或范围的情况下，本发明可以以不同于具体解释和说明的方式实施。

Claims

1.一种生产电工钢带的方法，包括：

-在双辊连铸机中由电工钢熔体铸造厚度小于3mm的连续薄电工钢带，所述电工钢熔体包括：

按重量计，最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物；

-在热轧机中热轧电工钢带并减小带厚度；

-在冷却站中冷却电工钢带并冷却带；和

-在卷取机中卷绕电工钢带，并在卷取机处形成一定长度的卷。

2.根据权利要求1所述的方法，其中，Cu浓度<0.3％。

3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，Cr浓度<0.2％。

4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，Ni浓度<0.2％。

5.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，Mo浓度<0.06％。

6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，Sb的浓度满足公式Sn+2*Sb<0.4％。

7.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，电工钢熔体中C、Mn和Si的浓度如下：

表1-C、Mn和Si的目标化学成分–重量％

C Mn Si Max 0.0060 1.55 3.45 目标 0.0025 1.50 3.40 Min 1.45 3.35

。

8.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，电工钢熔体中残余物的浓度如下：

表2-主要杂质和非金属元素–重量％

。

9.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，电工钢熔体中的气体浓度如下：

表3-气体和金属间化合物-重量％

N O H Max 0.0090 0.0020 典型 0.0050

*计算的。

10.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，所述电工钢带至少具有基本上为铁素体的微观结构。

11.根据前述权利要求中任一项所述的方法，包括冷轧电工钢带以进一步减小带厚度。

12.根据前述权利要求中任一项所述的方法，包括对电工钢带进行退火，以获得具有所需磁性能的非晶粒取向电工钢带，例如中国标准GB/T 2521.1-2016，标题为“以完全加工状态交付的冷轧电工钢-第1部分：晶粒无取向钢带(片)”中所述的磁性能。

13.根据权利要求11所述的方法，其中，退火步骤在受控气氛中进行，例如氢气和氮气的混合气体。

14.根据权利要求1至8中任一项所述的方法，包括在将电工钢熔体转移至双辊连铸机之前，将所述电工钢熔体过热至过热温度。

15.根据权利要求13所述的方法，其中，过热温度为T_liq+最多120℃。

16.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，热轧步骤包括800-900℃的轧机出口温度。

17.根据权利要求15所述的方法，包括以>2500m³/hr的速率向热箱供应氮气，以便在热箱中有高浓度的N。

18.根据权利要求1至14中任一项所述的方法，其中，热轧步骤包括720-820℃的轧机出口温度。

19.根据权利要求15限定的方法，包括以<2500m³/hr的速率向热箱供应氮气，以便在热箱中有低浓度的N。

20.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中，热轧步骤包括比轧机出口温度高140-160℃的轧机入口温度。

21.根据前述权利要求中任一项所述的方法，包括在550至720℃范围内的卷取机入口温度下卷绕电工钢带。

22.一种用于生产电工钢带的设备，包括：

-用于由熔融电工钢熔体形成厚度小于3mm的连续薄金属带的双辊薄带连铸机，所述熔融电工钢熔体包括：按重量计，最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，含有小于0.01％的铝的硅镇静，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物；

-用于减小电工钢带厚度的热轧机；

-用于冷却电工钢带的冷却站；和

-用于形成选定长度的电工钢带卷的卷取机。

23.根据权利要求22所述的设备，包括冷轧机，以减小卷中带的厚度。

24.根据权利要求22所述的设备，包括退火单元，用于对卷中的电工钢进行退火，以获得具有所需磁性能的非晶粒取向电工钢带。

25.一种厚度小于3mm的双辊薄带连铸和热轧的电工钢带，具有按重量计的以下成分：最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物。

26.根据权利要求25所述的电工钢带，其微观结构至少基本上是铁素体微观结构。

27.根据权利要求25或26所述的电工钢带，其微观结构至少基本上是等轴晶粒。

28.一种厚度小于3mm的双辊薄带连铸、热轧、冷轧和退火的电工钢带，具有按重量计的以下成分：最多0.015％的碳，1.0％至2.0％的锰，2.70％至3.80％的硅，最多0.4％的Cu；最多0.3％的Cr；最多0.3％的Ni；最多0.2％的Mo；最多0.01％的Ti；最多0.005％的Nb；最多0.005％的V，最多0.3％的Sb；最多0.3％的Sn；其余为铁、杂质和夹杂物。

29.根据权利要求28所述的电工钢带，其微观结构至少基本上是铁素体微观结构。

30.根据权利要求28或29所述的电工钢带，其微观结构至少基本上是等轴晶粒。