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 O50HP)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 2.5^%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°C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%, Α1≥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°C的温度下保温 30〜120秒， 接着在 1050°C下保温 3〜60秒， 获得 了铁损 Pi 5/ ₅₀ ≤2.70W/kg ( 0.5mm厚的硅钢) 的无取向硅钢。

曰本公开专利 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%, A 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°C/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 P _15/5Q ( 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， 硅钢的铁损各向异性将直接影响定转子铁芯的 转动损耗， 是电

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确认本 动设备能否获得优异损耗特性的关键因素之一 。 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 P _15/5 o≤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： C 0.001~0.004%， 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 (单位为 K) 与碳 含量 [C] (单位为 ppm ) 以及自由氧含量 [0] (单位为 ppm ) 之间满足下式： 7.27x l0 ³ <[O][C]e ^5000/τ) ≤2.99χ 10 ⁴ ; 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°C，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°C， 进一步优选为 920~1000°C _; 以 及优选张力 σ为 0.5-1.5MPa， 进一步优选为 1-1.3 MPa。 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 Ν、 0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°C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 °C/s 的加热速度将热轧后的热轧钢带加热到 850~950°C , 在氮气保护下进行保温， 保温时间 t为 10-90秒， 然后以 10°C/s以下的冷 却速度冷却至 650°C， 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， 950Ό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°C以下， 进一步优选为 10°C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 100~200 μ πι, 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%, A1 0.5-1.5%, Μη 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 30μηι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 [0]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 [0]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 P ₁₅ / _5Q 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 P _15/5 o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 P _15/50 的关系。

图 2所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的硫含� �与无取向硅钢的铁损 P _15/5 o的 关系。

图 3所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的 A1 N比率与无取向硅钢的铁损 P _15/5 o 的关系。

图 4 所示为无取向硅钢表面下 30μιη 处的氮与氧的总含量与无取向硅钢的铁损 Pi _5/5Q 的关系。

图 5所示为无取向硅钢的晶粒等轴系数与无取向� �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含量过高吋， 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%。

A1: 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。 A1含量过低时，其上述降低铁损、 脱氧固氮的有利效果不.明显， A1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、 A1—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 Acl 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 P _15/5 o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 P _15/5 o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 P _15/5 c的效果， 在 Mn/S比 率达到 600后， 其降低铁损 P ₁₅ / _5Q 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 FeS ₂ 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 P _15/5 o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 P ₁₅ / ₅ o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 P ₁₅ / ₅ o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 Acl， 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 A1的含量， 形成粗化的 A1N， 来减少 N元素及其它细小 N化物的 影响。 A1/N的比例将直接影响 A1N的形态及尺寸， 如果 A1含量较低， 将形成严重影 响磁畴移动的细小针状 A1N， 从而劣化铁损。 本发明人考察了 A1/N 比率与无取向硅 钢的铁损 P ₁₅ / _5fl 的关系。 图 3所示为用于制造无取向硅钢的铸坯中的 A1/N比率与无取 向硅钢的铁损 P ₁₅ / ₅ o的关系。 如图 3所示， 在 A1/N比率为 300以上、 优选为 350〜600 时， 铁损较低， 在 A1 N比率超过 600时， 其降低铁损的效果趋于饱和。 在本发明中， A1/N比率被限定为 300以上， 优选为 350~600o

0: 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 A1量， 降低炼钢成本； 高 Si高 A1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� � 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 30μπι处的氮与氧的总含量与无取向硅钢的铁� �� P _15/5 o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 I 、 D _c ， 这两者的比率即为晶粒的等轴系数 L， 即 L=D!7D _C 。

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� �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 Si0 ₂ 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。

表 1

< 0. 5 μ m 0. 5-1 μ m 1-1. 5 μ ιη 1. 5-5 μ m 5-10 μ m 大量 A 1N、 MnS复 A I N. MnS复合， A 1N、 MnS复合， 少量少量 Fe0、

FeS i合

MnS , 合， 部分 MnS 部分含有 Cu ₂ S Ca0、 A 1 ₂ 0 ₃ 、 FeO等复 S i0 ₂ 复合 金脱氧

Cu ₂ S、 A 1N 合

FeA l合 大量 MgO+MnS A 1N、 A 1 ₂ 0 ₃ 和 S i0 ₂ 少量 Fe0、

A 1N、 A 1 ₂ 0 ₃ 为主

金脱氧 MnS , Cu ₂ S /Cu ₂ S为主 或 Cu ₂ S复合 A 1 ₂ 0 ₃ 复合 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°C以上的变形 量为 80%以上。热轧时的高温变形量（950Ό以上的变� ��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°C以上的变形量为 80%以上。

表 2 950°C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°C以下， 进一步优选为 10Ό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°C以下时的凸度与边裂 均达到良好水平， 并且温差为 10°C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 20Ό以下， 进一 步优选为 10°C以下。

表 3

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� ��的铸坯： C 0.002%, Si 3.2%, A1 0.7%, Mn O.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 [0]之间满 足下式： 7.27xl0 ³ ≤[O][C] _e ⁽ — ^{5( )/T} )≤2.99x l0 ⁴ ， 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 1 100°C，保温后进行轧制，热轧终了温度为 850Ό 以上， 其中 950°C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°C下常化 10-90秒， 常化加热速度为 5~15 °C/S , 冷却速度为 5~20°C/S ; 釆用罩式炉常化时， 在氢气保护下在 780~880°C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 °C/S 的加热速度加热到

900°C , 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� �最后的退火步骤中， 退火温度改为 920°C。

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� �最后的退火步骤中， 退火温度改为 1020°C。

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� �最后的退火步骤中， 退火温度改为 1050°C。

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 1 MPa。

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 1.3 MPa。

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� �最后的退火步骤中， 张力 σ改为 1.5 MPa。

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°C。 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� �最后的退火步骤中， 退火温度改为 1 100°C。

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� �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� �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 [0]之间未满足下式： 7.27x l0 ³ ≤[O] [C]e ⁽ - ^5000/T) ≤2·99χ 10 ⁴ 。

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 P ₁₅ / ₅ o以及铁损各 向异性进行测定， 结果如表 4所示。

表 4

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 P _15/5 o为 2.40W/kg以下， 以及铁损各向异 性为 10%以下， 其中 P _15/5Q 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 100~200 P m, 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 30μιη 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 [0] 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°C的温度以及 0.5-1.5MPa的张力下实行低温张力短时退火，可� �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 [0]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。