由(001)集合体构成的电工钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种由(001)集合体构成的电工钢板及其制造方法。

背景技术

电工钢板在决定电气设备的能源效率的方面起到重要的作用，这是因为电工钢板在如电机以及发电机等旋转设备以及如小型变压器等静止设备中作为铁芯(Iron core)材料使用，从而起到将电能转换成机械能的作用。

作为电工钢板的磁性特性，可以以铁损(Iron loss：W

通常来讲，在电工钢板的磁性性质中，可以通过添加比电阻较大的合金元素即Si、Al以及Mn等而减少铁损。但是，虽然可以通过添加如上所述的合金金属而减少铁损，但不可避免地会导致磁通量密度的减少。而且，在硅(Si)以及铝(Al)的添加量增加时，会因为冷轧变得困难而导致生产性下降的问题，而且会因为硬度的增加而导致如板材发生断裂等加工性下降的问题。

目前，为了最大限度地减少在商用电机铁芯(Iron core)中使用的无取向电工钢板的铁损，通过添加大量的Si、Al以及Mn等而最大限度地提升比电阻，或通过钢板的薄板化而降低构成铁损的涡流损耗(Eddy current loss)以及磁滞损耗(Hysteresis loss)中的涡流损耗。

但是，因为如上所述的无取向电工钢板大部分由{111}集合体构成，而且包含易磁化轴(Easy magnetization axis)即[100]结晶轴的(001)面积分数大约为5～10％左右，因此其磁性特性并不优秀。例如，在厚度为0.35mm的情况下，在Si以及Al的添加量减少时，磁通量密度(B

因此，为了大幅提升电机的性能，大幅提升包括电工钢板内的易磁化轴即[100]方向的(001)结晶粒的面积分数并大幅降低损害磁性特性的{111}结晶粒的面积分数为宜。

在美国公开专利US005948180A、欧洲公开专利EP 0 741 191 B1、学术文献1以及学术文献2中介绍了用于提升(001)结晶粒的面积分数的方法。在如上所述的发明中，将利用包含0.05％至0.1％的奥氏体(γ)稳定化要素即C的热轧钢板制造出来的冷轧钢板在950℃至1050℃区域内的铁素体(α)+奥氏体(γ)2相温度以及高真空环境下进行热处理，从而利用脱碳反应所导致的奥氏体(γ)→铁素体(α)的相变化使得(001)结晶粒生长。

在所述发明中，在950℃至1050℃的相对较低的温度区域以及高真空条件下进行热处理的期间内，在发生脱碳反应的同时Mn会从表面蒸发，而且虽然是高真空条件，但是因为温度区域相对较低而会发生表面氧化并因此导致锰的浓度从钢板内部向表面逐渐降低，从而必然会形成损害磁性特性的表面脱锰层以及表面氧化膜。

在所述发明中，从原理上来讲利用通过高真空脱碳反应的奥氏体(γ)→铁素体(α)的相变化促进(001)结晶粒生长的温度区域范围被限制在950℃至1050℃的较低的温度区域，因此呈现出65％以下的较低的(001)面积分数(欧洲公开专利EP 0 741 191 B1)。

此外，如学术文献1以及学术文献2所述，通过所述发明获得的钢板截面结构的特征在于，因为在进行热处理时(001)铁素体(α)结晶粒会从两侧的钢板表面向钢板内部沿着从钢板表面向钢板内部的脱碳反应方向生长，因此结晶粒的生长最终会在钢板的中心部相遇。

此外，在韩国公开专利第10-0797895号以及第10-0973406号中还公开了一种由(001)集合体构成的电工钢板的制造方法，但是所述发明中公开的仍然是通过从奥氏体(γ)向铁素体(α)的相变化使得(001)结晶粒生长的工程。

所述所公开的(001)电工钢板制造工程的发明，因为伴随真空热处理的复杂的热处理工程以及最终退火后所获得的较低的(001)面积分数而没有能够成功实现商用化。

此外，在韩国公开专利第10-1842417号中公开了一种通过一般的冷轧以及热处理工程的由(001)集合体构成的电工钢板的制造工程，但是在本发明中将铁损降低效果较大的Mn的添加量限制在了最大0.5％。

在如所述发明的Mn的添加量低至0.5％以下的情况下，在热轧以及冷却过程、热轧板退火以及冷轧钢板最终退火时，因为MnS的析出量较低，因此没有形成MnS的原子状态的S将大量固溶在母相内部。

如在下述的用于实施本发明的具体内容中进行的详细说明，如上所述的大量的原子状态的S将在最终退火的期间内在表面集中偏析，从而导致{111}结晶面的表面能量变得比(001)结晶面的表面能量更低并因此在最终退火的期间内与(001)结晶粒的生长相比更加促进{111}结晶粒的生长，从而在最终退火之后很容易形成由{111}结晶粒构成的电工钢板而非由(001)结晶粒构成的电工钢板，而且钢板的厚度越厚，如上所述的现象也将越发明显。因此，对于包含给定S浓度的钢板来讲，为了有效地制造出由(001)结晶粒构成的电工钢板，最大的核心技术在于通过大量添加Mn而激活MnS的析出反应并最大限度地减少固溶到钢板内部的S的量，从而在最终退火的期间内将(001)结晶面的表面能量控制到最低，并借此组成可以使得(001)结晶粒在侵占{111}或{110}结晶粒的同时生长的条件，从而最终获得由(001)结晶粒构成的电工钢板。

因此，本发明为了克服如上所述的多种问题并制造出与所述发明相比(001)面积分数较高、磁通量密度较大且铁损得到大幅降低的电工钢板，通过将Mn的添加量增加至超过0.5％至2.0％的范围而在所有热处理温度区间内形成没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物区域并在1大气压还原性环境以及没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域内长时间进行最终退火，从而可以激活因为为了降低铁损大量添加的Mn而过度生成的MnS析出物的分解反应并借此加速(001)结晶粒的生长的可呈现出高密度的(001)面积分数并大幅降低铁损的电工钢板制造工程。

发明内容

本发明旨在解决如上所述的现有问题，尤其涉及一种并不像美国公开专利US005948180A、欧洲公开专利EP 0 741 191 B1、学术文献1以及学术文献2一样通过在高真空以及脱碳环境下的Mn的表面脱锰以及C的脱碳反应利用奥氏体(γ)→铁素体(α)相转换形成(001)集合体，而是通过将Mn的添加量增加至超过0.5％至2.0％的范围而在所有热处理温度区间内形成没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物区域并在1大气压还原性环境以及没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域内长时间进行最终退火，从而可以在使得因为添加大量的Mn而过度生成的MnS析出物快速地发生分解反应的同时加速(001)结晶粒的生长并借此防止因为形成表面脱锰层以及表面氧化膜而导致的磁性特性的下降，还可以使得平均(001)结晶粒直径贯通钢板厚度并使得平均(001)结晶粒直径呈现出钢板厚度的1倍至50倍，而且可以通过添加大量的Mn而大幅降低铁损并借助于高密度的(001)面积分数呈现出高磁通量密度的由(001)集合体构成的电工钢板及其制造方法。

此外，本发明还包括没有明确地进行记载但可以通过下述的详细说明及其效果轻易地推导出来的范围内的其他目的。

为了达成如上所述的目的，根据本发明之一实例的电工钢板的特征在于：按照重量％包含Si：2.0％至4.0％、Mn：超过0.5％至2.0％以下、S：0.01％以下(除0％)、C：0.01％以下(除0％)、N：0.01％以下(除0％)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，由(001)结晶粒构成，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)满足0°≤θ≤8°，通过2段冷轧形成0.05至0.25mm的厚度。

所述根据本发明之一实例的所述电工钢板的平均(001)结晶粒直径可以贯通钢板厚度，平均(001)结晶粒直径可以是钢板厚度的1倍至50倍，平均(001)结晶粒直径可以是0.3至5mm。

所述根据本发明之一实例的电工钢板的特征在于：(001)结晶粒的面积分数可以是80％以上，磁通量密度(B

根据本发明的由(001)集合体构成的电工钢板的特征在于：按照重量％包含Si：2.0％至4.0％、Mn：超过0.5％至2.0％以下、S：0.01％以下(除0％)、C：0.01％以下(除0％)、N：0.01％以下(除0％)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，由(001)结晶粒构成，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)满足0°≤θ≤8°，通过2段冷轧形成0.05至0.25mm的厚度，借此可以使得(001)结晶粒的面积分数达到80％以上，从而可以实现1.70特斯拉(Tesla)以上的磁通量密度(B

此外，即使是没有在本说明书中明确地进行提及的效果，可以通过本发明的技术特征实现的在下述说明书中记载的效果及其潜在效果，都应该理解为是已经在本发明的说明书中进行记载。

附图说明

图1是对利用在状态图计算中普遍使用的内置有TCFE9数据库的ThermoCalc程序计算出来的在Fe-2％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。

图2是对利用在状态图计算中普遍使用的内置有TCFE9数据库的ThermoCalc程序计算出来的在Fe-3.1％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。

图3是对利用在状态图计算中普遍使用的内置有TCFE9数据库的ThermoCalc程序计算出来的在Fe-4％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。

图4是对在下述实施例7的(001)结晶粒的面积分数为98％且钢板厚度为0.1mm(100μm)的E钢种中，在最终退火之后从钢板表面向钢板内部的Si原子以及Mn原子的含量变化进行图示的示意图。

图5是通过与2段冷轧之后最终退火的下述实施例3的结晶粒的面积分数为98％的0.05mm厚度的D钢板相关的取向分布函数(ODF：orientation distribution function)对(001)<1200>+(001)<230>集合体进行图示的示意图。

图6是通过蚀刻坑组织对所述图5的取向分布函数(ODF)进行图示的示意图。

具体实施方式

接下来，将对本发明进行详细的说明。在下述内容中介绍的实施例以及附图，是作为用于向相关从业人员充分传递本发明之思想的实例提供。此外，除非另有定义，否则在本发明中使用的技术术语以及科学术语的含义与具有本发明所属技术领域之一般知识的人员所通常理解的含义相同，而且在下述的说明以及附图中，与可能会导致本发明的要旨变得不清晰的公知功能或构成相关的说明将被省略。进而，附图中的各种要素以及区域是概要性绘制的结果。因此，本发明的技术思想并不因为附图中所绘制的相对的大小或间隔而受到限制。

此外，在本说明书中除非另有明确的提及，否则％代表重量％。

在本发明中所使用的术语“(001)面”，是指构成电工钢板的结晶粒的结晶学(001)面与电工钢板的板面平行的面。其中，电工钢板的板面是指在将钢板的轧制方向(RD方向)定义为x轴并将宽度方向(TD方向)定义为y轴时的xy面。

在测定(001)集合体时，利用背向散射电子衍射技术(EBSD，ElectronBackscatter Diffraction)通过取向分布函数(orientation distribution function，ODF)对各个取向的面强度进行了计算以及分析。此外，在测定(001)结晶粒的面积分数时，使用了蚀刻坑法(Etch-pit method)以及光学显微镜。

除此之外，平均结晶粒直径是利用光学显微镜按照一般的结晶粒大小计算方法求出。

在本发明中所使用的术语“(001)集合体的面强度”，是指在以不具有任何集合体的无序组织的强度(Intensity)1为基准时的相对强度。例如，(001)集合体的面强度，是指在取向分布函数图像(ODF image，φ

目前为了降低电工钢板的铁损，采用将比电阻较大的合金元素即Si、Al以及Mn等添加到钢中的方式，但是具有同时导致低通量密度降低的问题。尤其是在添加过量的Mn时，会因为MnS析出而阻碍(001)结晶粒的生长并阻碍磁畴的移动，从而导致铁损的增加以及磁通量密度的下降，因此将其含量限制在0.3％以下，但是仍然难以同时提升铁损特性以及磁通量密度特性。

因此，本发明通过对可以在降低铁损的同时提升磁通量密度的方法进行不懈的研究，发现在制造满足下述构成的电工钢板时可以同时提升铁损特性以及磁通量密度特性，从而完成了本发明。

具体来讲，根据本发明之一实例的电工钢板的特征在于：按照重量％包含Si：2.0％至4.0％、Mn：超过0.5％至2.0％以下、S：0.01％以下(除0％)、C：0.01％以下(除0％)、N：0.01％以下(除0％)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，由(001)结晶粒构成，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)满足0°≤θ≤8°，通过2段冷轧形成0.05至0.25mm的厚度。

通过满足如上所述的条件，根据本发明的由(001)集合体构成的电工钢板的(001)结晶粒的面积分数可以达到80％以上，从而可以实现1.70特斯拉(Tesla)以上的磁通量密度(B

通过添加超过0.5％至2.0％以下的过量的Mn，可以在再加热以及退火时析出大量的MnS并借此预防在最终退火时S在钢板表面集中偏析，从而防止{111}结晶面的表面能量变得比(001)结晶面更低并借此达成如上所述的优秀的特性。

与此同时，通过还原性气体对在最终退火时阻碍(001)结晶粒生长的MnS析出物进行分解，从而使得Mn阳离子(Mn

借此，可以获得(001)结晶粒的面积分数为80％以上，磁通量密度(B

为此，将制造工程条件严格地调节为添加超过0.5％至2.0％以下的Mn并通过对板坯进行再加热以及退火而使得MnS充分析出之后在最终退火时使得MnS快速分解的状态显得至关重要，关于此将在后续的电工钢板的合金组成说明以及制造方法说明部分进行详细的说明。

此外，根据本发明之一实例的所述电工钢板的平均(001)结晶粒直径可以贯通钢板厚度，平均(001)结晶粒直径可以是钢板厚度的1倍至50倍，较佳地，平均(001)结晶粒直径可以是钢板厚度的5倍至35倍。在如上所述的范围内，可以同时确保低铁损以及高磁通量密度特性。更具体来讲，所述平均{100}结晶粒直径可以是0.3至5mm。

此外，根据本发明之一实例的电工钢板中呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)可以满足0°≤θ≤8°，这可以是指呈现出电工钢板的最大面强度的主集合体接近于(001)[010]。较佳地，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)可以满足0°≤θ≤7°，更较佳地，可以满足0°≤θ≤5°。此外，在钢板表面没有脱锰层以及表面氧化膜。借此，可以同时确保低铁损以及高磁通量密度特性。

接下来，将对根据本发明之一实施例的电工钢板的合金组成进行详细的说明。

Si：2.0％至4.0％

所述Si是为了通过增加钢的比电阻而降低铁损中的涡流损耗进行添加的主要元素，在添加量不足2.0％的情况下，会在热处理时因为奥氏体(γ)相的存在而造成(001)集合体无法顺利生长并因此导致无法获得高磁通量密度以及极低铁损特性的问题，而在添加量超过4.0％的情况下，会在冷轧时导致板断裂的问题，因此在本发明中将Si限定为2.0％至4.0重量％。

Mn：超过0.5％至2.0％以下

所述Mn可以与Si以及Al等一起呈现出通过增加比电阻而降低铁损的强力效果，但是在与硫结合并形成MnS析出物之后存在于电工钢板内部的情况下，不仅会阻碍(001)结晶粒的生长，还会阻碍磁畴的移动并导致铁损增加以及磁通量密度下降的问题，因此在由{111}结合组织构成的现有的无取向电工钢板中，Mn最多允许添加至0.3％。因为如上所述的原因，在由{111}集合体构成的无取向电工钢板中，需要通过在900至1100℃的温度区域将最终退火控制在3分钟以内的较短时间而最大限度地对MnS的生成进行抑制。

因此，有必要理解可以提供一种通过大量Mn的添加以及高密度的(001)面积分数而大幅降低铁损的由(001)集合体构成的电工钢板的本发明的热处理工程特性。

在x轴为时间轴而y轴为温度轴的坐标系统中，MnS生成开始曲线呈现出C曲线的形态，而在Mn以及S的添加量增加时，C曲线将向相对较高的温度以及较短的时间区域移动。因为如上所述的C曲线的存在，MnS将在热轧之后冷却的期间内析出到钢板内部，在以某种加热速度将冷轧钢板升温至最终退火温度以及维持最终退火温度的期间内，将必然追加生成MnS。

当抑制(001)结晶粒生长的MnS析出物直至最终退火结束为止持续存在于钢板内部时，将无法获得(001)面积分数较高的电工钢板。

此外，在没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度以及还原性气体环境下进行最终退火的期间内，环境中的氢气(H

尤其是，对于在如上所述的还原性气体环境中发生的利用氢气的MnS分解反应来讲，温度越高其速度也将越快，从而使得分解反应结束时间急剧缩短。但是，在Mn以及S的含量较多的情况下，在钢板厚度增加时，在执行热处理的过程中利用氢气对大量生成的MnS进行分解反应所需要的时间也将急剧增加。因此，在钢板的厚度较厚的情况下，为了降低MnS的生成量而需要降低S的含量，或者增加热处理时间或增加热处理温度。

因此，为了可以轻易地制造出通过添加大量的Mn而大幅降低铁损并通过高密度的(001)面积分数呈现出低铁损以及高磁通量密度的由(001)集合体构成的电工钢板，需要在还原性气体环境下进行足够长时间的最终退火，从而使其在可以通过加速MnS的分解反应而缩短分解反应结束时间的某一个临界温度以上的较高温度下使得(001)结晶粒顺利生长。

作为具体的一实例，根据本发明之一实施例的电工钢板可以满足下述关系式1。

【关系式1】[Mn]

(在所述关系式1中，[Mn]

如上所述，按照本发明的一实施例利用过量的锰制造出来的电工钢板可以在析出MnS之后最终退火时对MnS析出物进行分解，从而使得Mn重新以原子状态固溶到钢内部，因此板坯与最终退火之后的钢板内的Mn含量可以几乎相同。此时，[Mn]

在本发明中为了可以轻易地制造出铁损大幅降低的由{100}集合体构成的电工钢板，在相对较高的温度下进行长时间的最终退火，从而即使是在Mn的添加量超过至少0.5％且较厚的钢板上也可以获得较高的(001)面积分数。但是，在添加量超过2.0％的情况下，可能会因为在最终退火时生成奥氏体(γ)相而导致(001)集合体的生长不足以及磁性特性变差的问题。因此，为了防止因为奥氏体(γ)相而导致的{100}集合体生长受阻的现象并通过(001)集合体的高密度化而最大限度地降低铁损，在本发明中将Mn的添加量限定为超过0.5％至2.0％以下。

S：0.01％以下(除0％)

在S的添加量过多的情况下，会在热轧之后的冷却过程以及最终退火时导致MnS的过度析出并因此阻碍{100}结晶粒的生长，因此为了(001)结晶粒的生长，需要在相对较高的温度下执行最终退火。

但是在S的添加量过多的情况下，会因为MnS析出反应活跃而导致母相与MnS之间的界面面积的增加，因此在最终退火的期间内，原子状态的S将在母相与MnS的界面上发生偏析而不是在表面发生偏析，从而助推MnS的生长。其结果，S的表面偏析量将下降且{110}结晶面的表面能量将变得比(001)结晶面的表面能量更低，因此与(001)结晶粒相比反而会促进{110}结晶粒的生长并最终形成由{110}结晶粒构成的并不适合于在电机铁芯中使用的电工钢板，而钢板的厚度越厚，如上所述的现象就越明显。因此，在本发明中将S的添加量限定为0.01％以下。

C：0.01％以下(除0％)

在C的添加量过多的情况下，会因为奥氏体(γ)区域扩大而在最终退火时抑制(001)结晶粒的生长并通过与Fe以及Ti等结合而形成碳化物，从而导致磁通量密度降低以及铁损增加的后果，因此在本发明中将C的含量限定为0.01％以下。

N：0.01％以下(除0％)

N通过与Al以及Ti等强力结合而形成氮化物，从而抑制(001)结晶粒的生长并降低其磁性特性，而且在含量过多的情况下最终退火时会因为奥氏体(γ)区域扩大而抑制(001)结晶粒的生长，因此尽可能地降低其含量为宜，在本发明中将N的添加量限定为0.01重量％以下。

除了如上所述的组成之外，还包含余量的Fe以及其他不可避免的杂质。

可以在不损害本发明的效果的情况下包含的合金元素及其成分范围如下所述。

Al：0.1％以下

W、V、Cr、Co、Ni、Mo：分别为1％以下

Cu：0.5％以下

Nb：0.5％以下

Sb、Se、As：分别为0.05％以下

B：0.005％以下

P：0.2％以下

此外，图1是对在包含S的Fe-2％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。图1中图示出了在Fe-2％Si-0.002％S合金体系中的Mn的添加量超过0.5达到0.7％的情况下，在1000℃至大约1035℃以下的温度区域形成的没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)+MnS区域。此外，在S的添加量增加时，所析出的MnS的量也将增加。

图2是对在包含S的Fe-3.1％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。在Si的量增加至3.1％时，即使是添加大约1.4％的Mn，在热处理温度的整个区间都可以呈现出没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)+MnS或铁素体(α)单相。

图3是对在包含S的Fe-4％Si-0.002％S合金体系中根据奥氏体(γ)稳定化元素即Mn的添加量的不同温度的铁素体(α)、MnS析出物以及奥氏体(γ)的存在区域变化进行图示的示意图。在添加大量的铁素体(α)稳定化元素即Si的Fe-4％Si-0.002％S合金体系中，即使是在添加大约2.8％的大量的Mn的情况下，也可以呈现出没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)+MnS或铁素体(α)单相。在图2以及图3的合金体系中，在增加S的添加量时，所析出的MnS的量也将随之增加。如图1、图2以及图3所示，在强力的铁素体(α)稳定化元素即Si的添加量增加时，铁素体(α)+MnS的温度区域也将急剧变宽。

图4是对在下述实施例7的(001)面积分数为98％且钢板厚度为0.1mm(100μm)的E钢种中，在最终退火之后从钢板表面向钢板内部的Si以及Mn的成分变化进行图示的示意图。可以确认与钢板深度无关地在最终退火后钢板内的Si以及Mn的含量与板坯内的Si以及Mn的含量几乎相同，借此可以得知所析出的MnS几乎被完全分解。此外，与钢板深度无关地没有在表面以及内部观察到Si以及Mn的成分变化，借此可以确认根据本发明的钢板表面没有脱锰层以及表面氧化膜。

具有如上所述的优秀的铁损特性以及磁通量密度特性的电工钢板的制造方法，可以包括：a)将按照重量％包含Si：2.0％至4.0％、Mn：超过0.5％至2.0％以下、S：0.01％以下(除0％)、C：0.01％以下(除0％)、N：0.01％以下(除0％)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质的板坯再加热至950至1250℃的步骤；

b)通过对经过再加热的所述板坯进行热轧而获得热轧钢板的步骤；

c)在将所述冷轧钢板加热至800至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域之后进行冷却，从而获得经过退火的热轧钢板的步骤；

d)对所述经过退火的热轧钢板进行第一次冷轧，接下来在执行加热至650至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域之后进行冷却的中间退火处理之后执行第二次冷轧而获得经过2段冷轧的冷轧钢板的步骤；以及，

e)在将经过2段冷轧的冷轧钢板在1000℃至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度以及1大气压还原性气体环境下执行最终退火的步骤。

如上所述，通过将包含超过0.5％至2.0％以下的过量Mn的板坯按照所述方法对再加热、退火、冷轧以及最终退火时的工程条件进行优化，可以制造出由(001)结晶粒构成，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)满足0°≤θ≤8°，通过2段冷轧形成0.05至0.25mm的厚度的电工钢板，并借此获得低铁损以及高磁通量密度的电工钢板。

接下来，将对根据本发明之一实例的(001)电工钢板的制造方法进行详细的说明。

首先，在将满足所述组成的电工钢板的钢板坯再加热至950℃至1250℃之后进行热轧。在所述再加热温度不足950℃的情况下，可能会因为在热轧时需要过大的力量而导致对设备造成伤害或难以顺利地执行热轧的问题，而在超过1250℃的情况下，可能会导致严重的表面氧化问题，因此将再加热温度限制为950℃至1250℃。

接下来，通过对经过再加热的所述板坯进行热轧而获得热轧钢板。

通过如上所述的方法制造出来的热轧钢板可以不经过退火而在酸洗之后执行冷轧，或者为了提升其磁性特性而在冷轧之前执行热轧钢板退火。

热轧钢板退火温度可以是800℃至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域。在如上所述的范围内，因为MnS的析出活跃而可以最大限度地降低钢内的S含量，并借此在最终退火时与{111}结晶粒相比促进(001)结晶粒的生长。与此相反，在所述热轧钢板的退火温度低于800℃的情况下，会导致结晶粒组织不均匀的问题，而在超过1250℃的情况下，会因为结晶粒生长过多而导致热轧板的表面缺陷过多的问题。

热轧钢板在酸洗之后通过一般的方法执行冷轧。

对于经过酸洗的热轧钢板，可以执行在对经过第一次冷轧的钢板进行中间退火之后再进行第二次冷轧的2段冷轧。此时，进行2段冷轧时的第二次冷轧率可以是25％至90％。

中间退火温度可以是650℃至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度区域。同样，在如上所述的范围内，因为MnS的析出活跃而可以最大限度地降低钢内的S含量，并借此在最终退火时与{111}结晶粒相比促进(001)结晶粒的生长。与此相反，在所述中间退火温度低于650℃的情况下，可能会导致难以在冷轧钢板中发生再结晶的问题，而在超过1250℃的情况下，可能会因为结晶粒的过度生长而在最终退火时导致(001)结晶粒难以生长的问题。

接下来，可以将经过最终冷轧的钢板在1000℃至1250℃区域中没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度以及1大气压还原性气体环境下执行最终退火。此时，直至所述最终退火温度的升温速度可以是25℃/h至14400℃/h，而作为最终退火时间，可以在所述温度下执行8至48小时。只有在执行如上所述的长时间的最终退火，才可以使得最终冷轧的钢板内部的MnS析出物中的大部分发生分解，从而防止MnS析出物阻碍(001)结晶粒生长的现象。

与此相反，在执行最终退火时的温度低于1000℃的情况下，可能会因为阻碍(001)结晶粒生长的MnS析出物的分解反应速度过慢而导致难以获得呈现出高密度(001)面积分数的电工钢板的问题，而在超过1250℃的情况下，可能会因为结晶粒过度生长而导致妨碍磁性特性以及机械特性的问题。

如上所述，根据本发明之一实施例的由(001)结晶粒构成的电工钢板的制造方法，可以通过将冷轧钢板在没有奥氏体(γ)相存在的铁素体(α)单相或铁素体(α)与MnS析出物同时存在的铁素体(α)+MnS析出物温度以及1大气压的还原性气体环境下执行长时间的最终退火而轻易地制造出由(001)结晶粒构成的电工钢板。

除此之外，在将适用于现有的电机铁芯的由{111}集合体构成的无取向电工钢板以轧制方向为基准在0°至45°的范围内变换测定角度对其磁性特性进行测定时，根据方向呈现出与其平均值相比的大约±5％的差异，即测定值呈现出最大10％左右的差异。因为如上所述的差异，严格来讲需要利用环形(Ring type)试验片来表示电工钢板的平均值，但是通常来讲是利用举行形态的钢板试验片以及直流磁性测定仪将轧制方向以及与轧制方向垂直的方向上的两个磁性特性表示为电工钢板的代表值。

而且通过学术文献2可以确认，由(001)[010]集合体构成的电工钢板的磁性特性在从轧制方向在0°至45°的范围内偏向角(Deviation angle)逐渐增加时，磁通量密度将从最大值急剧变化至最小值，而铁损将从最小值变化至最大值。此外，因为由(001)结晶粒构成的电工钢板的独特的特性，在偏向角(Deviation angle)从45°继续增加至90°时，磁通量密度将从最小值急剧增加至最大值，而铁损从最大值减少至最小值。

因为如上所述的由(001)结晶粒构成的电工钢板的特性，通过在与轧制方向平行的方向以及与轧制方向垂直的方向上的无取向电工钢板磁性测定方法，无法表示出由(001)集合体构成的本发明品的磁性特性值。因此，为了准确地表示出由(001)结晶粒构成的本发明品的磁性特性，按照如下述一实施例所述的方式利用环形(Ring type)试验片对磁性特性的平均值进行了测定。关于磁性特性，在从最终退火之后的钢板切割出内径为15mm而外径为30mm的环形钢板之后在800℃的氩气(Ar)环境下执行1小时的应力去除退火，接下来对铁损以及磁通量密度进行了测定，其结果如下述表3所示。关于磁性特性，在从最终退火之后的钢板切割出内径为25mm而外径为40mm的环形钢板之后在800℃的氩气(Ar)环境下执行1小时的应力去除退火，接下来对铁损以及磁通量密度进行了测定，其结果如下述表3所示。通过一实施例可以确认，大部分由(001)结晶粒构成的电工钢板在成分以及厚度相同时可以与工程参数的变化无关地呈现出相同的平均磁性特性。

在最终对由(001)集合体构成的本发明品进行绝缘涂层处理之后运送给客户企业。所述绝缘涂层可以利用有机质、无机质以及有机无机复核涂层进行处理，而且可以为了进一步降低铁损而进行张力涂层处理。客户企业在利用由(001)集合体构成的电工钢板制作出电机铁芯之后，在800℃左右执行1小时至2小时的应力去除退火，并在炉冷却至400℃之后取出使用。

接下来，将通过实施例对根据本发明的由(001)集合体构成的电工钢板的制造方法进行详细的说明。但是，下述实施例只是对本发明进行的例示，本发明的内容并不因为下述的实施例而受到限定。

【表1】

【实施例1至实施例8以及比较例1】

将所述表1的A至F组成(重量％，余量为Fe)的板坯(slab)加热至1150℃并热轧至2.5mm的厚度。执行在将热轧钢板在1050℃下进行2分钟的退火并在酸洗之后执行第一次冷轧，接下来在1050℃下进行2分钟的退火之后第二次冷轧(第二次冷轧率为50％)至0.05mm、0.10mm或0.2mm的厚度的2段冷轧。在1大气压的氢气(H

【比较例2至比较例4】

将所述表1的E组成(重量％，余量为Fe)的板坯(slab)加热至1150℃并热轧至2.5mm的厚度。将热轧钢板在1050℃下进行2分钟的退火并在酸洗之后1段冷轧至0.1mm或0.35mm的厚度。在1大气压的氢气(H

【表2】

利用背向散射电子衍射技术(EBSD)在5mm×12mm区域上对在所述实施例以及比较例中制造出来的各个试片的集合体、面强度以及平均结晶粒直径进行了调查，并利用蚀刻坑法以及光学显微镜在10mm(宽度)×100mm(轧制方向)大小的钢板面上对(001)面积分数、呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)以及平均结晶粒大小进行了调查。此外，利用安装在扫描电子显微镜上的能量色散X射线光谱仪(EDS，energy-dispersive X-ray)从钢板表面沿着厚度方向在不同的分析深度上对Si以及Mn的成分含量进行了分析，其结果如图4所示。

【表3】

参阅所述表1至表3，执行2段冷轧的B至F钢种呈现出95％以上的(001)面积分数且其磁性特性优秀，而添加大量的Mn的钢种的磁性特性中的铁损明显低于通过韩国公开专利第10-1842417号达成的磁性特性。此外，(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)呈现出了0°≤θ≤7.3°的范围。与此相反，A钢种因为其(001)面积分数极低而呈现出了极差的磁性特性。

在使用与实施例7相同组成的钢种E的比较例2中，通过1段冷轧制造出了厚度为0.35mm的电工钢板，从而因为其面积分数极低而呈现出了极差的磁性特性。此外，在使用相同组成的钢种E的比较例3以及比较例4中，同样因为其(001)面积分数极低而呈现出了极差的磁性特性。据判断，之所以呈现出如上所述的极差的磁性特性，是因为在最终退火温度较低的情况下，利用氢气环境内的氢气的MnS分解反应会变得微乎其微，因此存在于钢板内部的MnS析出物将极度抑制(001)结晶粒的生长，而且在较厚的钢板中，利用氢气环境内的氢气的MnS分解反应时间将急剧变长，从而难以在最终退火期间内使得MnS析出物完全分解，此时残留的钢板内部的MnS析出物将极度抑制(001)结晶粒的生长。

此外，图5通过与所述实施例3的结晶粒的面积分数为98％的0.05mm厚度的D钢板相关的取向分布函数(ODF：orientation distribution function)对(001)<1200>+(001)<230>集合体进行了图示。

图6是通过蚀刻坑形态对所述图5的集合体进行图示的示意图，呈现出最大面强度的(001)集合体内的[100]结晶方向与轧制方向所构成的角度(θ)为2.9°，各个集合强度以及易磁化轴即[001]方向与轧制方向之间的角度主要根据2段轧制时的第二次冷轧率发生了变化。

在上述内容中参阅特定的事项和有限的实施例以及附图对本发明进行了详细的说明，但这只是为了帮助整体理解本发明而提供，本发明并不限定于所述实施例，具有本发明所属技术领域之一般知识的人员将可以通过如上所述的记载进行各种修改以及变形。

因此，本发明的思想并不限定于所说明的实施例，后续说明的权利要求书以及与所述权利要求书均等或等价的变形都应该理解为包含在本发明的思想范畴之内。