"Procédé de fabrication d'un feuillard électrique à grains orientés par coulée continue"
A toute fin utile,la déposante déclare l'existence de la demande de brevet déposée au Japon le 30 juillet 1975 sous le n[deg.] Sho 50-92839, au nom de la Société susdite,non encore accordée à ce jour.
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fabrication par coulée continue d'un feuillard d'acier électrique à grains orientés présentant d'excellentes propriétés magnétiques.
En ce qui concerne les exigences importantes auxquelles doit satisfaire un feuillard d'acier électrique à grains orientés, la propriété de magnétisation (relation entre l'intensité du champ magnétique et la densité du flux magnétique)
et la propriété de pertes dans le fer (relation entre la densité du flux magnétique et les pertes dans le fer) doivent être bonnes; autrement dit, la densité du flux magnétique (exprimée
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être faibles.
Eu égard à l'abaissement de la valeur des pertes dans le fer, on sait très bien que les constituants de l'acier, les dimensions des grains, les impuretés, les inclusions et les contraintes résiduelles exercent une influence définie, mais une diminution des pertes dans le fer peut conduire à des améliora-
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particulièrement élevée possède une très bonne propriété de pertes dans le fer dans une zone de densité élevée de flux magnétique.
Par conséquent, des améliorations de la propriété
de magnétisation contribuent non seulement à réduire les
pertes dans le fer, mais aussi à diminuer le poids des
noyaux de fer, ce qui permet ainsi de miniaturiser les
appareils électriques tels que les transformateurs.
Au cours de ces récentes années, l'industrialisation des techniques de coulée continue a progressé large-ment et a remplacé le procédé classique de fabrication de lingots largement adopté à l'échelle industrielle jusqu'à présent dans l'industrie de l'acier.
Parmi les différents avantages du procédé de coulée continue, il est intéressant de souligner l'obtention d'avantages techniques tels que la possibilité d'obtenir une composition chimique uniforme des brames, puisque cette composition chimique est uniforme sur la longueur entière de la brame, en plus des avantages consistant en un rendement de fabrication amélioré attribuable à la simplification des stades de la production, et en une productivité augmentée telle qu'une économie de main-d'oeuvre.
Par conséquent, l'utilisation du procédé de coulée continue pour la fabrication de feuillards d'acier électriques à grains orientés a entraîné des avantages techniques et économiques divers, à savoir l'élimination ou la réduction des fluctuations des propriétés magnétiques sur la longueur entière de la brame, ce qui assure une qualité notable sur la totalité de la longueur entière des feuillards d'acier formés et un rendement de production élevé sur la base de l'acier fondu.
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tés que procure l'utilisation d'un procédé de coulée continue pour la fabrication de feuillard d'acier électriques, on a été confronté à différents défauts, notamment ceux cités ci-dessous:
1) une croissance anormale des grains a lieu aux hautes températures au cours du chauffage de la brame pour le laminage à chaud et provoque très souvent des stries
dans les produits finals;
2) la ségrégation centrale inhérente à la brame coulée en continu rend difficile le contrôle des inhibiteurs, tels que le MnS, au cours du laminage à chaud; et
3) un défaut superficiel dit "soufflure" apparaît sur les produits finals.
En vue d'éliminer les défauts précités pendant la fabrication de feuillards d'acier électriques à grains orientés par la aise en oeuvre d'un procédé de coulée continue, la Demanderesse à déjà proposé plusieurs solutions techniques mentionnées ci-dessous.
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et le brevet japonais n[deg.] 50-32059 offrent la possibilité
de communiquer d'excellentes propriétés magnétiques aux brames d'acier coulées en continu et les brevets japonais
n[deg.] 49-42208 et 49-42211, etc., apportent une solution permettant de prévenir les défauts superficiels.
La présente invention prévoit d'autres améliorations de la stabilisation et de l'accentuation des propriétés magnétiques des produits d'acier finals en modifiant la haute température des brames aussitôt après la coulée continue, directement dans un four de chauffage pour le laminage à chaud.
La Demanderesse a entrepris des études poussées sur les températures auxquelles sont soumises les brames de coulée continue se trouvant dans le four de chauffage pour le laminage à chaud, ainsi que sur les structures des feuillards d'acier laminés à chaud obtenus, et a constaté qu'une relation intime existe entre les structures et les températures des brames et qu'une structure améliorée du feuillard chaud donne des propriétés magnétiques sensiblement- stabilisées.
Au surplus, la Demanderesse a observé que si les feuillards d'acier électrique à grains orientés sont fabri-
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et autres inhibiteurs, utilisés ordinairement dans les feuillards d'acier électriques classiques à grains orienté*, peuvent se coaguler au cours du stade de refroidissement lent des brames. En particulier, comme décrit ci-après, il a été confirmé, par des expériences, que la coagulation du MnS est sensiblement favorisée par un refroidissement lent au-dessous de 900[deg.]C.
Ce phénomène devient plus perceptible lorsque les brames sont soumises positivement à un refroidissement lent en vue d'empêcher leur fissuration. La coagulation est nette en particulier dans la ségrégation centrale de la brame et rend plus difficile l'obtention d'une solution solide satisfaisante des précipités dans le four de chauffage pour le laminage à chaud.
Néanmoins, au cours de la fabrication de feuillards d'acier électriques à grains orientés, il est nécessaire de dissoudre complètement les précipités, tels que MnS, en une solution solide dans le four de chauffage afin de stabiliser
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lation du MnS, par exemple, ..a progressé et a formé un large précipité dans la brame, un temps de chauffage prolongé à une haute température est nécessaire pour le laminage à chaud en vue de dissoudre le précipité et si la brame coulée en continu destinée à la fabrication de feuillards d'acier électriques à grains orientés, est chauffée à de hautes températures pendant un temps prolongé, une croissance anormale des grains se produit dans la brame pendant le chauffage dans le four et ceci entraine successivement un état magnétique anormal par suite des stries des produits finals, comme on le sait très bien.
Par conséquent, en fabriquant des feuillards d'acier électriques à grains orientés par coulée continue, les conditions du chauffage sont sensiblement limitée* et il ne peut pas être satisfait entièrement à ces conditions limitées en employant un four de chauffage industriel, disponible de nos jours.
La présente invention est basée sur les connaissances et découvertes précitées et a pour but, en premier lieu, d'améliorer la structure d'un feuillard chaud et de stabiliser ainsi les propriétés magnétiques des produits finals à un niveau encore plus élevé en introduisant les brames, à un ordre de haute température spécifique, dans un four de chauffage pour le laminage à chaud, aussitôt après la coulée continue sans refroidissement lent. Un second but de la présente invention est d'élargir davantage l'ordre limité des conditions de chauffage pour le laminage à chaud, en empêchant
la coagulation du MnS, etc. dans les brames, de façon à favoriser leur solution solide dans le four de chauffage.
Dans ces conditions, la présente invention consiste en un procédé de fabrication d'un feuillard d'acier électrique à grains orientés, dans lequel la brame (pour le feuillard d'acier électrique à grains orientés), contenant 2,0
à 4,0% de Si, 0,015 à 0,07% de C et d'autres éléments nécessaires, est chauffée à une température de l'ordre de 1250 à
1400[deg.]C, puis est laminée à chaud et soumise à un laminage
à froid en un stade ou à un laminage à froid en deux stades. Ce procédé est caractérisé en ce que la brame, telle qu'elle vient de la coulée continue et dont le centre est à une température de l'ordre de 900 à 1200[deg.]C, est introduite directement dans le four de chauffage.
Pour mettre en évidence les améliorations de la structure du feuillard chaud apportées par la présente invention, certaines des brames, dont les teneurs en carbone identiques sont préparées à partir de la même charge par coulée continue, sont refroidies lentement de façon à éviter leur fissuration et à obtenir des brames froides; puis, les brames froides sont introduites dans le foui 2 chauffage et laminées à chaud. La structure du feuillard chaud ainsi obtenu est représentée à la figure 1 et les autres brames, dont le centre est encore à 950[deg.]C, sont directement introduites dans le four de chauffage, sans refroidissement jusqu'à un état froid, et sont chauffées et laminées à chaud. La structure des feuillards chauds ainsi obtenue est reproduite à la figure 2.
Dans la structure de la figure 1, on distingue des grands grains allongés dans la partie centrale des feuillards chauds. Ces grands grains allongés altèrent les propriétés magnétiques des feuillards d'acier électriques à grains orientés, préparés en partant d'une brame coulée en continu.
En revanche, dans la structure de la figure 2, ces grands grains allongés, situés dans la partie centrale de la structure de la figure 1, ont disparu et la structure est uniforme sur l'épaisseur entière du feuillard.
En outre, des textures, déterminées par une intensité de réflexion de rayons X sur les feuillards chauds représentés aux figures 1 et 2, ont donné les résultats reproduits à la figure 3. (L'intensité de réflexion des rayons X montre leur taux d'intensité sur des échantillons dont les orientations sont en désordre).
On constate que la texture des feuillards chauds changeen conformité avec leur structure. Ainsi, une comparaison entre 3(a) correspondant à la figure 1 et 3(b) correspondant à la figure 2 laisse apparaître une zone expansée existante du plan 110 et une proportion accrue de l'intensité des plans 112 et 211 par rapport à l'intensité du plan 100.
Le plan 100 est à peine recristallisé par le laminage à froid suivi d'un recuit, tandis que le plan 111 se recristallise aisément, si bien que les grains recristallisés <EMI ID=8.1>
rentes et sont ainsi aisément attaqués par les noyaux recristallisés secondaires et ne résistent pas à la croissance
des noyaux de recristallisation secondaire. Par conséquent,
les grains secondaires recristallisés se stabilisent.
Les résultats des essais précités sont ceux des exemples caractéristiques de la présente invention.
La Demanderesse a effectué d'autres expériences
pour découvrir le niveau de température permettant d'apporter des améliorations désirées à la structure du feuillard chaud. Ainsi, on a constaté que des améliorations désirées peuvent être obtenues lorsque la brame est introduite dans
le four de chauffage pour le laminage à chaud en maintenant sa partie centrale à une température non inférieure à 900[deg.]C.
Par conséquent, dès que la température du centre de la brame descend au-dessous de 900[deg.]C, aucune amélioration désirée
ne peut être apportée en introduisant la brame dans le four
de chauffage.
D'autre part, la Demanderesse a entrepris des études poussées sur le traitement de solution, la précipitation et la coagulation du MnS en utilisant des échantillons préparés à partir d'une brame coulée en continu dans une installation industrielle de fabrication de feuillards d'acier électriques à grains orientés. Les résultats ont montré
une différence sensible du comportement de la précipitation
du MnS entre le procédé de chauffage classique (traitement
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comme représenté à la figure 4, l'échantillon utilisé contenant 0,045% de C, 3,10% de Si, 0,060% de Mn et 0,020% de S.
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basse que celle du procédé cité en dernier lieu.
Ensuite/les observations de la coagulation du
MnS au cours du procédé de refroidissement après le traitement de solution, ont été effectuées au moyen d'un microscope électronique, conformément à la reproduction d'extraction du MnS.
Les mêmes échantillons que ceux précités ont été
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nalement à un refroidissement brusque. Les résultats sont donnés à la figure 5.
D'après ces résultats, on constate que si la température de précipitation est de 900[deg.]C ou moins, la coagulation du MnS progresse fortement. Par conséquent, si la brame coulée en continu est introduite directement dans le four de chauffage en maintenant sa partie centrale à une température de 900[deg.]C ou plus, il est possible d'améliorer désirablement
la structure du feuillard chaud et de supprimer simultanément la coagulation du MnS, ce qui facilite ainsi le traitement de solution du MnS dans le four de chauffage pour le laminage à chaud, élargit l'ordre utile des conditions de chauffage
pour le laminage à chaud et améliore sensiblement les propriétés magnétiques des produits finale.
Néanmoins, la limite supérieure de la température centrale de la brame à introduire dans le four de chauffage, conformément à la présente invention, est de 1300[deg.]C environ, en partan- -es limitations de l'installation de coulée conti-
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tés magnétiques.
La ségrégation des carbures aux limites des grains entraîne la formation d'une colonie de grains fins recristallisés, répartis non uniformément, en raison de la nonuniformité du carbone de la structure des grains primaires recristallisés au cours du procédé de laminage à chaud subséquent. Ceci a donc un effet défavorable sur le comportement des grains secondaires recristallisés durant les stades subséquents.
Sous ce rapport, la présente invention permet de résoudre le problème posé par la ségrégation des grains des carbures désirâmes d'acier coulées en continu en contrôlant la température sur l'épaisseur entière des brames pendant
le stade de laminage à chaud continu succédant à la coulée continue et a rendu possible l'obtention d'un feuillard d'acier électrique à grains orientés présentant d'autres propriétés magnétiques améliorées et se composant d'un acier coulé en continu.
Par conséquent, la présente invention concerne un procédé de fabrication d'un feuillard d'acier électrique à grains orientés qui consiste à soumettre une brame d'acier coulée en continu, contenant 2,0 à 4,0% de Si, 0,015 à 0,07% de C, à un laminage à chaud et à un laminage à froid normal en un stade ou en deux stades. Ce procédé est caractérisé en ce que les noyaux des grains de recristallisation secondaire, situés à proximité de la surface de la brame, subissent au
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centrale de la brame, céterminée par la croissance des noyaux des grains de recristallisation secondaire, est maintenue à
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continue et le laminage à chaud.
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peut être obtenue en contrôlant la recristallisation secondaire pendant laquelle les grains de recristallisation primaire
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mation d'une précipitation dispersée appropriée, mais aussi une sélection propre des conditions pour la formation et la croissance des royaux des grains de recristallisation secondaire sont très importantes.
Comme décrit ci-dessus, les brames d'acier coulées en continu, qui sont ordinairement refroidies rapidement, sont sensibles à la ségrégation aux limites des grains des carbures, ce qui empêche finalement l'uniformité de la structure des grains �e recristallisation primaire avant la recristallisation secondaire et ce qui détériore ainsi ou altère
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ci-dessus, inhérent aux brames d'acier coulées en continu, a un effet défavorable sur l'état de croissance des noyaux
des grains de recristallisation secondaire dans la partie centrale de l'épaisseur des brames car, conformément à la technique classique, la partie entière des brames passe par la zone a + au cours du refroidissement des brames, après que celles-ci sont rapidement refroidies et étirées. En se basant sur cette découverte, la Demanderesse a réussi à fabriquer
un feuillard d'acier électrique à grains orientés, présentant d'excellentes propriétés magnétiques, en contrôlant la température de la brame après le refroidissement rapide au cours du stade de laminage à chaud continu subséquent, de telle façon que la partie proche de la surface de la brame, qui est une zone où les noyaux des grains de recristallisation secondaire sont engendrés, soit soumise à la transformation
a + y afin de faciliter la formation des noyaux des grains de recristallisation secondaire d'une orientation uniforme, tandis que la partie centrale de la brame, dans le sens de l'épaisseur de celle-ci, qui est une zone déterminée par la croissance des noyaux des grains de recristallisation secondaire, est maintenue à une température supérieure à celle de la transformation a + y en vue de faciliter la croissance des noyaux des grains de recristallisation secondaire.
La présente invention est décrite en détail ciaprès en se référant aux dessins annexés au présent mémoire, dans lesquels:
la figure 1 est une photographie montrant la microstructure d'un feuillard chaud formé à partir d'une brame d'acier coulée en continu par un procédé de laminage à chaud classique; la figure 2 est une photographie montrant une microstructure d'un feuillard chaud obtenu conformément à la présente invention;
les figures 3(a) et 3(b) sont respectivement un graphique de la structure déterminée au moyen d'une intensité de réflexion de rayons X sur les feuillards chauds des figures 1 et 2; la figure 4 est un graphique représentant le comportement de la précipitation du MnS au cours du chauffage ou refroidissement des brames; et la figure 5 sont des photographies de microscope électronique reproduisant la coagulation du MnS pendant le chauffage et le laminage des brames.
Le contrôle de la température de la brame d'acier coulée en continu, conformément à la présente invention, est décrit à titre d'exemple en exposant les résultats caractéristiques des études effectuées sur la formation et la croissance des noyaux des grains de recristallisation secondaire.
Un acier fondu contenant 0,05% de C, 3,15% de Si, 0,090% de Mn, 0,030% de S et 0,030% d'Al soluble est préparé dans un four de fusion expérimental et coulé en brames d'une épaisseur de 150 mm dans une installation de coulée continue expérimentale.
Pendant la coulée continue, le degré de refroidissement est modifié de façon à maintenir la partie centrale
de la brame à une température de 1250[deg.]C et la partie superficielle de la brame à une température de 850[deg.]C. Les brames sont introduites à ces niveaux de température dans un four de
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Elles sont ensuite laminées enfeuillards chauds d'une épaisseur de 2,3 mm dans un laminoir continu, recuites à 1150[deg.]C pendant
2 minutes, laminées à une épaisseur de 0,30 mm et soumises à un recuit de décarburation dans de l'hydrogène humide. Cesfeuillards d'acier ainsi obtenus sont soumis à un recuit de finition à haute température. Ils laissent apparaître une croissance satisfaisante des noyaux des grains de recristallisation secondaire.
Le résultat précité est dû au fait que-les carbures de la partie centrale du:.feuillard chaud précipitent uniformément la plupart du temps dans les grains, avec quelques carbures seulement aux limites des grains .Ce mode tition des carbures est obtenu parce que la partie centrale conserve une seule phase a pendant le laminage chaud conti-
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Les propriétés magnétiques du produit final ainsi
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La température à laquelle la transformation d'a en a+ y varie, dépend de la teneur en Si et C et il est très difficile de la définir spécifiquement. Toutefois, conformément aux expériences effectuées par la Demanderesse et selon la littérature technique pertinente, les niveaux de température pour obtenir la phase binaire a + y peuvent être les suivantes: le niveau est de 1300 à 820[deg.]C avec 2% de Si et 0,03% de C, le niveau est de 1360 à 750[deg.]C avec 2% de Si et 0,6% de C, le niveau est de 1190 à 880[deg.]C avec 3% de Si et 0,03% de C et le niveau est de 1290 à 780[deg.]C avec 3% de Si et 0,06% de C.
En mettant en oeuvre la présente invention à l'échelle industrielle, il est nécessaire de modifier les installations et les conditions opératoires en vue de maintenir la différence de température dans l'épaisseur entière des brames coulées en continu. Par exemple, l'emplacement de l'installation de coulée continue et du laminoir à chaud, ainsi que de leur organe de jonction, est modifié de façon à raccourcir la durée de transfert entre l'installation et le laminoir, où les conditions de refroidissement des brames coulées en continu sont modifiées de façon à les maintenir à un niveau de température prédéterminée.
Les considérations exposées ci-dessous expliquent les raisons des limitations de la composition de l'acier, conformément à la présente invention.
La teneur en silicium peut être semblable à celle présente dans un feuillard d'acier électrique courant à grains orientés. Les pertes dans le fer augmentent avec moins de 2% de Si, tandis que l'acier dévient fragile avec plus de 4% de Si, ce qui rend difficile le laminage à froid.
Par conséquent, la teneur en silicium doit être, selon la présente invention, de l'ordre de 2,0 à 4,0%.
En ce qui concerne la teneur en carbone, les grains de la brame croissent grossièrement pendant le chauffage dans le four pour le laminage à chaud si cette teneur en carbone est inférieure à 0,015%. Ainsi, les propriétés magnétiques du produit final sont altérées. D'autre part, une teneur en carbone de plus de 0,07% exige une durée de décarburation prolongée pendant le stade subséquent, ce qui nuit à l'économie du procédé et provoque une altération des propriétés magnétiques. Par conséquent, la teneur en carbone est limitée à un ordre de grandeur de 0,015 à 0,07%.
Au surplus, conformément à la présente invention, il est nécessaire de prévoir une petite quantité de certaines impuretés à utiliser sous la forme de précipités dispersés pour obtenir la recristallisation secondaire requise dans le feuillard d'acier électrique à grains orientés.
Dans ce but, 0,03 à 0,10% de Mn, 0,010 à 0,030% de S, 0,01% d'Al au minimum, 0,004% de N au minimum, 0,02%
de Se au minimum et 0,02 % de Sb au minimum peuvent être utilisés en combinaison comme précipités dispersés.
Si du Mn et S sont présents, mais en une quantité inférieure aux limites minimales précitées, la quantité de Mn comme précipités dispersés pour la recristallisation secondaire n'est pas suffisante, tandis que si les quantités de Mn et S dépassent leurs limites supérieures, le MnS
ainsi formé a une dimension excessivement grande et ne se dissout pas en un solide d'une manière satisfaisante au niveau de température prévu pour le chauffage de la brame, défini dans la présente invention, et la dispersion et la dimension du MnS, qui précipite au cours du laminage à chaud, ne sont donc pas appropriées et ne sont pas non plus uniformes, si bien qu'un développement complet des grains de re-cristallisation secondaire n'est pas réalisé en utilisant le précipité dispersé précité, soit MnS.
Par conséquent, les teneurs en Mn et S sont limitées à un ordre de grandeur de 0,03 à 0,10% de Mn et à un ordre de grandeur de 0,010 à 0,03% de S.
Les raisons pour lesquelles la température de chauffage des brames est limitée au niveau de 1250 à 1400[deg.]C, sont exposées ci-dessous.
La limite inférieure du niveau de température pour le chauffage de la bramedestinée à la fabrication d'un feuillard d'acier électrique à grains orientés, est définie par une température nécessaire au traitement de solution des précipités dispersés, tandis que la limite supérieure est définie par une température à laquelle les grains de la brame coulée en continu ne croissent pas anormalement.
Avec des teneurs en Mn et S se rangeant dans les ordres définis dans la présente invention, une température non inférieure à 1250[deg.]C est nécessaire au traitement de solution du MnS. D'autre part, afin d'empêcher la croissance anormale des grains de la brame coulée en continu, une température de chauffage inférieure de la brame est plus avantageuse et bien que la croissance anormale des grains soit liée à la teneur en carbone, la limite supérieure de la température de chauffage de la brame est de 1400[deg.]C, même avec une teneur en carbone plus élevée que l'ordre de grandeur défini dans la présente invention.
Par conséquent, la température de chauffage de la brame pour le laminage à chaud est limitée au niveau de
1250 à 14000C.
La présente invention est expliquée en détail plus clairement à l'aide des exemples suivants.
Exemple 1:
On soumet à une coulée continue un acier fondu contenant 0,044% de C, 3,17% de Si, 0,065% de Mn, 0,021% de
S, 0,003% d'Al soluble dans les acides, 0,0037% de N (composition de la poche), préparé dans un convertisseur, dégazé sous vide et réglé avec précision, quant à sa composition, dans
un appareil de dégazage sous vide. Après la coulée continue, deux brames sont transférées directement à un four de chauffage pour le laminage à chaud et 50 minutes après la coulée, dès que la température du centre des brames est de 950[deg.]C, ces brames sont introduites dans le four de chauffage et chauffées
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Les brames sont conservées dans le four de chauffage, la première pendant 110 minutes et la seconde pendant
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grains orientés. Les autres brames sont refroidies lentement, jusqu'à ce qu'elles deviennent froides de façon à éviter la fissuration et, après refroidissement à la température ambiante, les brames sont introduites dans un four de chauffage, chauffées à 1350[deg.]C et retirées du four après un séjour de
200 minutes dans celui-ci. Les brames ainsi traitées sont laminées à chaud dans les conditions normales d'un laminage
à chaud pour des feuillards d'acier électriques à grains orientés afin d'obtenir des feuillards d'ure épaisseur de
2,3 mm. Ces feuillards chauds sont soumis à un laminage à froid en deux stades, suivi d'un recuit intermédiaire à 850[deg.]C pendant 3 minutes pour obtenir des feuillards d'acier laminés à froid d'une épaisseur finale de 0,30 mm, puis les feuillards d'acier laminés à froid ainsi obtenus sont décarburés à
840[deg.]C pendant 3 minutes dans une atmosphère d'hydrogène humide et sont soumis à un recuit de finition de 1170[deg.]C pen-
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Les propriétés magnétiques dans le sens du laminage de ces produits finals sont citées au tableau 1.
Tableau 1
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rée à l'état laminé à chaud. On observe en outre de meilleures propriétés magnétiques du produit final et une variation moindre des propriétés magnétiques sur la longueur entière du feuillard, en comparaison avec les brames-témoins.
Exemple 2
On soumet à une coulée continueun acier fondu contenant 0,050% de C, 3,15% de Si, 0,060% de Mn, 0,020% de S, 0,002% d'Al soluble dans les acides et 0,0035% de N (composition de la poche), préparé dans un convertisseur, dégazé sous vide et réglé avec précision, quant à sa composition, dans un appareil de dégazage sous vide. Après la coulée continue, cinq brames sont introduites directement dans un four de chauffage pour le laminage à chaud (le centre des brames présentant
des températures différentes de 600, 700, 800, 900 et 1000[deg.]C respectivement) et sont chauffées à 1350[deg.]C de façon à maintenir la partie centrale de la brame a une température non infé-rieure à 1300[deg.]C pendant 60 minutes. Les brames sont ensuite retirées du four. Les brames ainsi traitées sont laminées à chaud pour obtenir des feuillards d'une épaisseur de 2,3 mm.
Les brames restantes sont refroidies lentement après la coulée continue de manière à éviter leur fissuration et à obtenir des brames froides. Les brames froides sont introduites dans un four de chauffage, sont chauffées à 1350*C pour maintenir la partie centrale de la brame à une température non inférieure à 1300[deg.]C pendant 60 minutes, puis sont retirées du four. Les brames ainsi traitées sont laminées à chaud pour former des feuillards chauds d'une épaisseur de 2,3 mm qui sont soumis ensuite à un laminage à froid en deux stades, avec recuit intermédiaire à 850[deg.]C pendant 3 minutes, pour obtenir des feuillards d'acier laminés à froid d'une épaisseur finale de 0,30 mm. Ces feuillards d'acier laminés à froid
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d'hydrogène humide et sont soumis à un recuit de finition de
1170[deg.]C pendant 20 heures dans du gaz H2 pour obtenir les produits finals. Les propriétés magnétiques de ces produits finals sont données ci-dessous:
1. Température de 600[deg.]C du centre de la brame : 1850 T
2. Température de 700[deg.]C du centre de la brame : 1845T
3. Température de 800[deg.]C du centre de la brame : 1850T
4. Température de 900[deg.]C du centre de la brame : 1870T
5. Température de 1000[deg.]C du centre de la brame: 1875T
Il est bien évident que l'amélioration des propriétés magnétiques est très nette lorsque la brame est introdûi,te dans le four de chauffage en maintenant sa partie centrale à une température non inférieure à 900[deg.]C.
Exemple 3
On soumet à une coulée continue un acier fondu contenant 0,045% de C, 2,83% de Si, 0,087% de Mn, 0,021% de S, 0,025% d'Al soluble dans les acides, 0,0061% de N (composition de la poche), préparé dans un convertisseur, dégazé sous
vide et réglé avec précision, quant à sa composition, dans
un appareil de dégazage sous vide. Après la coulée continue, ces brames sont introduites directement dans un four de chauffage (tout en maintenant leur partie centrale à une température de 940[deg.]C) et sont chauffées à 1360[deg.]C. Les brames ainsi chauffées sont laminées à chaud en feuillards chauds d'une épaisseur de 2,3 mm.
Les brames restantes sont refroidies lentement
pour éviter leur fissuration et obtenir ainsi des brames froides. Les brames froides sont introduites dans un four de chauffage, sont chauffées et laminées à chaud en feuillards d'une épaisseur de 2,3 mm dans les mêmes conditions que précédemment. Ces feuillards chauds sont recuits à 1150[deg.]C pendant
2 minutes et laminés à froid en un stade jusqu'à une épaisseur de 0,3 mm. Ces feuillards d'acier laminés à froid sont décarburés à 840[deg.]C pendant 3 minutes dans une atmosphère d'hydrogène humide, puis soumis finalement à un recuit de finition de 1200[deg.]C pendant 20 heures dans du gaz H2.
Les propriétés magnétiques des produits finals ainsi obtenus sont citées ci-dessous:
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Exemple 4
Un acier fondu contenant 0,042% de C, 3,02% de Si, 0,09% de Mn, 0,020% de S, 0,033% d'Al soluble dans les acides et 0,052% de N, préparé dans un convertisseur de 100 tonnes, est soumis à une coulée continue pour obtenir 12 brames d'acier d'une épaisseur de 200 mm et d'une largeur de 1000 mm. Pour le refroidissement de ces brames, des conditions de refroidissement lent sont appliquées, en ce sens qu'on diminue le volume de l'eau de refroidissement secondaire pour assurer une température de 950[deg.]C ou plus à la surface des brames et une température de 12éO[deg.]C ou plus dans leur partie centrale. Six brames sont introduites directement dans un four de chauffage où elles acquièrent une température d'environ 920[deg.]C à leur surface et une température d'environ
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Les six autres brames sont refroidies selon un procédé classique et sont introduites dans le four de chauffage où elles acquièrent une température d'environ 300[deg.]C à leur surface et une température d'environ 450[deg.]C dans leur partie
<EMI ID=31.1>
dant 3 heures, puis sont laminées en feuillards de 2,2 mm d'épaisseur. Ensuite, les feuillards chauds sont chauffés à 1150[deg.]C pendant 2 minutes et laminés à froid jusqu'à une épaisseur finale de 0,30 mm. Les feuillards obtenus sont décarburés dans une atmosphère d'hydrogène humide, revêtus d'un film de séparation et soumis à un recuit final d'une température de 1200[deg.]C pendant 20 heures.
Les propriétés magnétiques des feuillards d'acier électriques à grains orientés ainsi obtenus sont citées au tableau 2.
Tableau 2
<EMI ID=32.1>
"Method of manufacturing an electric strip with oriented grains by continuous casting"
For all practical purposes, the applicant declares the existence of the patent application filed in Japan on July 30, 1975 under the n [deg.] Sho 50-92839, in the name of the aforesaid Company, not yet granted to date.
<EMI ID = 1.1>
continuous casting fabrication of a grain oriented electrical steel strip exhibiting excellent magnetic properties.
With regard to the important requirements to be met by a grain oriented electrical steel strip, the property of magnetization (relationship between the strength of the magnetic field and the density of the magnetic flux)
and the property of losses in iron (relationship between the density of magnetic flux and losses in iron) must be good; in other words, the density of the magnetic flux (expressed
<EMI ID = 2.1>
be weak.
In view of the lowering of the value of the losses in iron, it is well known that the constituents of the steel, the dimensions of the grains, the impurities, the inclusions and the residual stresses exert a definite influence, but a decrease in the losses in iron can lead to improvements
<EMI ID = 3.1>
particularly high has a very good property of losses in iron in an area of high magnetic flux density.
Therefore, improvements to the property
magnetization not only help reduce
losses in iron, but also to reduce the weight of
iron cores, which thus makes it possible to miniaturize
electrical devices such as transformers.
In recent years, the industrialization of continuous casting techniques has progressed widely and replaced the conventional ingot making process widely adopted on an industrial scale heretofore in the steel industry.
Among the various advantages of the continuous casting process, it is interesting to highlight the obtaining of technical advantages such as the possibility of obtaining a uniform chemical composition of the slabs, since this chemical composition is uniform over the entire length of the slab, in addition to the advantages of improved manufacturing efficiency attributable to the simplification of production stages, and increased productivity such as labor saving.
Therefore, the use of the continuous casting process for the manufacture of grain oriented electrical steel strip has resulted in various technical and economic advantages, namely the elimination or reduction of fluctuations in magnetic properties over the entire length of the strip. the slab, which ensures a noticeable quality over the entire entire length of the steel strips formed and a high production efficiency on the basis of the molten steel.
<EMI ID = 4.1>
tees provided by the use of a continuous casting process for the manufacture of electrical steel strip, we have been confronted with various defects, in particular those mentioned below:
1) Abnormal grain growth occurs at high temperatures during heating of the slab for hot rolling and very often causes streaking
in final products;
2) the central segregation inherent in the continuously cast slab makes it difficult to control inhibitors, such as MnS, during hot rolling; and
3) a superficial defect called "blister" appears on the final products.
In order to eliminate the aforementioned defects during the manufacture of grain-oriented electrical steel strips by the ease of carrying out a continuous casting process, the Applicant has already proposed several technical solutions mentioned below.
<EMI ID = 5.1>
and Japanese patent n [deg.] 50-32059 offer the possibility
impart excellent magnetic properties to continuously cast steel slabs and Japanese patents
n [deg.] 49-42208 and 49-42211, etc., provide a solution to prevent surface defects.
The present invention provides further improvements in stabilizing and enhancing the magnetic properties of the final steel products by changing the high temperature of the slabs immediately after continuous casting, directly in a heating furnace for hot rolling.
The Applicant has undertaken extensive studies on the temperatures to which the continuous casting slabs located in the heating furnace for hot rolling are subjected, as well as on the structures of the hot-rolled steel strips obtained, and found that An intimate relationship exists between the structures and temperatures of the slabs and that an improved structure of the hot strip results in substantially stabilized magnetic properties.
In addition, the Applicant has observed that if the strips of grain oriented electrical steel are manufactured
<EMI ID = 6.1>
and other inhibitors, commonly used in conventional grain oriented electrical steel strips *, can coagulate during the slow cooling stage of the slabs. In particular, as described below, it was confirmed, by experiments, that the coagulation of MnS is significantly promoted by slow cooling below 900 [deg.] C.
This phenomenon becomes more noticeable when the slabs are positively subjected to slow cooling in order to prevent cracking. The coagulation is marked in particular in the central segregation of the slab and makes it more difficult to obtain a satisfactory solid solution of the precipitates in the heating furnace for hot rolling.
However, during the manufacture of grain oriented electrical steel strip, it is necessary to completely dissolve the precipitates, such as MnS, into a solid solution in the heating furnace in order to stabilize
<EMI ID = 7.1>
For example, the MnS reaction has progressed and formed a large precipitate in the slab, a prolonged heating time to a high temperature is required for hot rolling in order to dissolve the precipitate and if the continuously cast slab intended for the manufacture of grain oriented electrical steel strip, is heated to high temperatures for a prolonged time, abnormal grain growth occurs in the slab during heating in the furnace and this successively leads to an abnormal magnetic state by following streaks of the final products, as we know very well.
Therefore, in fabricating grain oriented electrical steel strip by continuous casting, the heating conditions are significantly limited * and these limited conditions cannot be fully satisfied by employing an industrial heating furnace, available nowadays. .
The present invention is based on the aforementioned knowledge and findings and aims, in the first place, to improve the structure of a hot strip and thus to stabilize the magnetic properties of the final products to an even higher level by introducing the slabs. , at a specific high temperature order, in a heating furnace for hot rolling, immediately after continuous casting without slow cooling. A second object of the present invention is to further expand the limited order of heating conditions for hot rolling, by preventing
coagulation of MnS, etc. in the slabs, so as to promote their solid solution in the heating furnace.
Under these conditions, the present invention is a method of manufacturing a grain oriented electrical steel strip, wherein the slab (for the grain oriented electrical steel strip), containing 2.0
to 4.0% Si, 0.015 to 0.07% C and other necessary elements, is heated to a temperature of the order of 1250 to
1400 [deg.] C, then hot rolled and subjected to rolling
cold rolling in one stage or cold rolling in two stages. This process is characterized in that the slab, such as it comes from the continuous casting and whose center is at a temperature of the order of 900 to 1200 [deg.] C, is introduced directly into the heating furnace.
To demonstrate the improvements in the structure of the hot strip provided by the present invention, some of the slabs, whose carbon contents are identical, are prepared from the same charge by continuous casting, are cooled slowly so as to avoid their cracking and to obtain cold slabs; then, the cold slabs are introduced into the heating pad and hot rolled. The structure of the hot strip thus obtained is shown in Figure 1 and the other slabs, the center of which is still at 950 [deg.] C, are introduced directly into the heating furnace, without cooling to a cold state, and are heated and hot rolled. The structure of the hot strips thus obtained is reproduced in FIG. 2.
In the structure of Figure 1, there are large grains elongated in the central part of the hot strips. These large, elongated grains alter the magnetic properties of grain oriented electrical steel strips, prepared from a continuously cast slab.
On the other hand, in the structure of FIG. 2, these large elongated grains, located in the central part of the structure of FIG. 1, have disappeared and the structure is uniform over the entire thickness of the strip.
In addition, textures, determined by an X-ray reflection intensity on the hot foils shown in Figures 1 and 2, gave the results reproduced in Figure 3. (The X-ray reflection intensity shows their rate of intensity on samples whose orientations are out of order).
It is found that the texture of the hot strips changes in accordance with their structure. Thus, a comparison between 3 (a) corresponding to figure 1 and 3 (b) corresponding to figure 2 reveals an existing expanded zone of the plane 110 and an increased proportion of the intensity of the planes 112 and 211 compared to l intensity of the plan 100.
Plane 100 is hardly recrystallized by cold rolling followed by annealing, while plane 111 recrystallizes easily, so that the recrystallized grains <EMI ID = 8.1>
rents and are thus easily attacked by secondary recrystallized nuclei and do not resist growth
secondary recrystallization nuclei. Therefore,
the recrystallized secondary grains stabilize.
The results of the aforementioned tests are those of the characteristic examples of the present invention.
The Applicant has carried out other experiments
to find the temperature level to make desired improvements to the structure of the hot strip. Thus, it has been found that desired improvements can be obtained when the slab is introduced into
the heating furnace for hot rolling while maintaining its central part at a temperature not lower than 900 [deg.] C.
Therefore, as soon as the temperature of the center of the slab drops below 900 [deg.] C, no improvement desired.
cannot be made by introducing the slab into the furnace
of heating.
On the other hand, the Applicant has undertaken extensive studies on the treatment of solution, precipitation and coagulation of MnS using samples prepared from a continuously cast slab in an industrial installation for the manufacture of steel strips. grain oriented electrics. The results showed
a significant difference in the behavior of precipitation
of MnS between the conventional heating process (treatment
<EMI ID = 9.1>
as shown in Figure 4, the sample used containing 0.045% C, 3.10% Si, 0.060% Mn and 0.020% S.
<EMI ID = 10.1>
lower than that of the last-mentioned process.
Then / the observations of the coagulation of
MnS during the cooling process after solution processing, were performed by means of an electron microscope, in accordance with the reproduction reproduction of MnS.
The same samples as those mentioned above were
<EMI ID = 11.1>
nally to sudden cooling. The results are given in figure 5.
From these results, it can be seen that if the precipitation temperature is 900 [deg.] C or less, the coagulation of MnS progresses strongly. Therefore, if the continuously cast slab is fed directly into the heating furnace while keeping its central part at a temperature of 900 [deg.] C or more, it is possible to improve desirably.
the structure of the hot strip and simultaneously suppress the coagulation of MnS, thus facilitating the treatment of MnS solution in the heating furnace for hot rolling, expands the useful order of heating conditions
for hot rolling and significantly improves the magnetic properties of the final products.
Nevertheless, the upper limit of the core temperature of the slab to be introduced into the heating furnace, in accordance with the present invention, is approximately 1300 [deg.] C, apart from the limitations of the continuous casting plant.
<EMI ID = 12.1> <EMI ID = 13.1>
magnetic tees.
The segregation of carbides at grain boundaries results in the formation of a colony of recrystallized fine grains, unevenly distributed, due to the nonuniformity of the carbon structure of the recrystallized primary grains during the subsequent hot rolling process. This therefore has an unfavorable effect on the behavior of the recrystallized secondary grains during the subsequent stages.
In this connection, the present invention solves the problem posed by the segregation of the grains of the desired continuously cast steel carbides by controlling the temperature over the entire thickness of the slabs during
the continuous hot rolling stage succeeding the continuous casting and has made it possible to obtain a strip of grain oriented electrical steel having other improved magnetic properties and consisting of a continuously cast steel.
Therefore, the present invention relates to a method of manufacturing a grain oriented electrical steel strip which comprises subjecting a continuously cast steel slab containing 2.0 to 4.0% Si, 0.015 to 0 .07% C, hot rolling and normal cold rolling in one or two stages. This process is characterized in that the cores of the grains of secondary recrystallization, located near the surface of the slab, undergo at
<EMI ID = 14.1>
central slab, determined by the growth of the nuclei of the secondary recrystallization grains, is maintained at
<EMI ID = 15.1> <EMI ID = 16.1>
continuous and hot rolling.
<EMI ID = 17.1>
can be obtained by controlling the secondary recrystallization during which the grains of primary recrystallization
<EMI ID = 18.1>
Not only a suitable dispersed precipitation, but also a proper selection of the conditions for the formation and growth of the royal grains of secondary recrystallization are very important.
As described above, continuously cast steel slabs, which are ordinarily cooled rapidly, are susceptible to segregation at the grain boundaries of the carbides, which ultimately prevents uniformity of grain structure. primary recrystallization before secondary recrystallization and thereby deteriorates or alters
<EMI ID = 19.1>
above, inherent in continuously cast steel slabs, has an unfavorable effect on the growth state of the cores
secondary recrystallization grains in the central part of the thickness of the slabs because, in accordance with the conventional technique, the entire part of the slabs passes through the a + zone during the cooling of the slabs, after they are rapidly cooled and stretched. Based on this discovery, the Applicant has succeeded in manufacturing
a grain oriented electrical steel strip, exhibiting excellent magnetic properties, by controlling the temperature of the slab after rapid cooling during the subsequent continuous hot rolling stage, such that the part close to the surface of the slab, which is an area where the cores of the secondary recrystallization grains are generated, is subjected to processing
a + y in order to facilitate the formation of the cores of the secondary recrystallization grains of a uniform orientation, while the central part of the slab, in the direction of the thickness of the latter, which is an area determined by the growth of the nuclei of the secondary recrystallization grains, is maintained at a temperature higher than that of the a + y transformation in order to facilitate the growth of the nuclei of the secondary recrystallization grains.
The present invention is described in detail below with reference to the drawings appended hereto, in which:
Fig. 1 is a photograph showing the microstructure of a hot strip formed from a continuously cast steel slab by a conventional hot rolling process; FIG. 2 is a photograph showing a microstructure of a hot strip obtained in accordance with the present invention;
Figures 3 (a) and 3 (b) are respectively a graph of the structure determined by means of an X-ray reflection intensity on the hot foils of Figures 1 and 2; Fig. 4 is a graph showing the behavior of MnS precipitation during heating or cooling of the slabs; and FIG. 5 are electron microscope photographs reproducing the coagulation of MnS during heating and rolling of the slabs.
The control of the temperature of the continuously cast steel slab, in accordance with the present invention, is described by way of example by setting out the characteristic results of the studies carried out on the formation and the growth of the cores of the grains of secondary recrystallization.
A molten steel containing 0.05% C, 3.15% Si, 0.090% Mn, 0.030% S and 0.030% soluble Al is prepared in an experimental melting furnace and cast into slabs with a thickness of 150 mm in an experimental continuous casting installation.
During continuous casting, the degree of cooling is changed so as to maintain the central part
of the slab at a temperature of 1250 [deg.] C and the surface part of the slab at a temperature of 850 [deg.] C. The slabs are introduced at these temperature levels into a furnace.
<EMI ID = 20.1>
They are then rolled into hot sheets with a thickness of 2.3 mm in a continuous rolling mill, annealed at 1150 [deg.] C for
2 minutes, rolled to a thickness of 0.30 mm and subjected to decarburization annealing in wet hydrogen. These steel strips thus obtained are subjected to a high temperature finishing annealing. They show a satisfactory growth of the nuclei of the grains of secondary recrystallization.
The aforementioned result is due to the fact that the carbides of the central part of the hot strip precipitate uniformly most of the time in the grains, with only a few carbides at the edges of the grains. This mode tition of the carbides is obtained because the part plant retains only one phase a during continuous hot rolling.
<EMI ID = 21.1>
The magnetic properties of the final product as well
<EMI ID = 22.1>
The temperature at which the transformation of a into a + y varies, depends on the content of Si and C and it is very difficult to define it specifically. However, in accordance with the experiments carried out by the Applicant and according to the relevant technical literature, the temperature levels to obtain the binary phase a + y can be as follows: the level is from 1300 to 820 [deg.] C with 2% of Si and 0.03% C, the level is 1360 to 750 [deg.] C with 2% Si and 0.6% C, the level is 1190 to 880 [deg.] C with 3% Si and 0.03% C and the level is 1290-780 [deg.] C with 3% Si and 0.06% C.
By implementing the present invention on an industrial scale, it is necessary to modify the installations and the operating conditions in order to maintain the temperature difference in the entire thickness of the continuously cast slabs. For example, the location of the continuous casting plant and the hot rolling mill, as well as their junction member, is changed so as to shorten the transfer time between the plant and the rolling mill, where the cooling conditions continuously cast slabs are modified to maintain them at a predetermined temperature level.
The considerations set forth below explain the reasons for the limitations in the composition of steel, in accordance with the present invention.
The silicon content can be similar to that present in a common grain oriented electrical steel strip. Losses in iron increase with less than 2% Si, while steel becomes brittle with more than 4% Si, making cold rolling difficult.
Therefore, according to the present invention, the silicon content should be in the range of 2.0 to 4.0%.
Regarding the carbon content, the grains of the slab grows roughly during heating in the furnace for hot rolling if this carbon content is less than 0.015%. Thus, the magnetic properties of the final product are altered. On the other hand, a carbon content of more than 0.07% requires a prolonged decarburization time during the subsequent stage, which adversely affects the economy of the process and causes deterioration of the magnetic properties. Therefore, the carbon content is limited to an order of magnitude of 0.015 to 0.07%.
Further, in accordance with the present invention, it is necessary to provide a small amount of certain impurities to be used in the form of dispersed precipitates to achieve the required secondary recrystallization in the grain oriented electrical steel strip.
For this purpose, 0.03 to 0.10% Mn, 0.010 to 0.030% S, 0.01% Al minimum, 0.004% N minimum, 0.02%
Se as a minimum and 0.02% Sb as a minimum can be used in combination as the dispersed precipitates.
If Mn and S are present, but in an amount below the aforementioned minimum limits, the amount of Mn as dispersed precipitates for secondary recrystallization is not sufficient, while if the amounts of Mn and S exceed their upper limits, the amount of Mn MnS
thus formed has an excessively large size and does not dissolve into a solid satisfactorily at the temperature level intended for the heating of the slab, defined in the present invention, and the dispersion and size of MnS, which precipitates in the present invention. during hot rolling, are therefore not appropriate and are not uniform either, so that a complete development of the secondary re-crystallization grains is not achieved using the above-mentioned dispersed precipitate, namely MnS.
Therefore, the contents of Mn and S are limited to an order of magnitude of 0.03 to 0.10% of Mn and to an order of magnitude of 0.010 to 0.03% of S.
The reasons why the heating temperature of the slabs is limited to the level of 1250 to 1400 [deg.] C, are set out below.
The lower limit of the temperature level for the heating of the bromine intended for the manufacture of a grain oriented electrical steel strip, is defined by a temperature necessary for the solution treatment of the dispersed precipitates, while the upper limit is defined by a temperature at which the grains of the continuously cast slab do not grow abnormally.
With Mn and S contents falling within the orders defined in the present invention, a temperature of not less than 1250 [deg.] C is necessary for the treatment of MnS solution. On the other hand, in order to prevent the abnormal grain growth of the continuously cast slab, a lower heating temperature of the slab is more advantageous and although the abnormal grain growth is related to the carbon content, the limit upper slab heating temperature is 1400 [deg.] C, even with a carbon content higher than the order of magnitude defined in the present invention.
Therefore, the heating temperature of the slab for hot rolling is limited to the level of
1250 to 14000C.
The present invention is explained in more detail with the aid of the following examples.
Example 1:
A molten steel containing 0.044% C, 3.17% Si, 0.065% Mn, 0.021% C is subjected to continuous casting.
S, 0.003% of acid soluble Al, 0.0037% of N (ladle composition), prepared in a converter, degassed under vacuum and precisely adjusted, as to its composition, in
a vacuum degassing apparatus. After continuous casting, two slabs are transferred directly to a heating furnace for hot rolling and 50 minutes after casting, as soon as the temperature of the center of the slabs is 950 [deg.] C, these slabs are introduced into the heating and heated furnace
<EMI ID = 23.1>
The slabs are kept in the heating furnace, the first for 110 minutes and the second for
<EMI ID = 24.1>
oriented grains. The other slabs are cooled slowly, until they become cold so as to avoid cracking and, after cooling to room temperature, the slabs are introduced into a heating furnace, heated to 1350 [deg.] C and removed from the oven after a
200 minutes in this one. The slabs thus treated are hot rolled under normal rolling conditions.
hot for grain oriented electrical steel strips in order to obtain urea strips thickness of
2.3 mm. These hot strips are subjected to cold rolling in two stages, followed by intermediate annealing at 850 [deg.] C for 3 minutes to obtain cold rolled steel strips with a final thickness of 0.30 mm. , then the cold-rolled steel strips thus obtained are decarburized at
840 [deg.] C for 3 minutes in a humid hydrogen atmosphere and are subjected to a finish annealing of 1170 [deg.] C during-
<EMI ID = 25.1>
The magnetic properties in the rolling direction of these end products are listed in Table 1.
Table 1
<EMI ID = 26.1>
<EMI ID = 27.1>
reed in hot rolled condition. In addition, better magnetic properties of the final product and less variation in magnetic properties over the entire length of the strip are observed compared to the control slabs.
Example 2
A molten steel containing 0.050% C, 3.15% Si, 0.060% Mn, 0.020% S, 0.002% acid soluble in acids and 0.0035% N (composition of N) was subjected to continuous casting. ladle), prepared in a converter, degassed under vacuum and precisely adjusted as to its composition in a vacuum degassing apparatus. After continuous casting, five slabs are introduced directly into a heating furnace for hot rolling (the center of the slabs showing
different temperatures of 600, 700, 800, 900 and 1000 [deg.] C respectively) and are heated to 1350 [deg.] C so as to keep the central part of the slab at a temperature not lower than 1300 [ deg.] C for 60 minutes. The slabs are then removed from the furnace. The slabs thus treated are hot-rolled to obtain strips with a thickness of 2.3 mm.
The remaining slabs are cooled slowly after the continuous casting so as to avoid their cracking and to obtain cold slabs. The cold slabs are put into a heating furnace, are heated to 1350 ° C to keep the central part of the slab at a temperature not lower than 1300 [deg.] C for 60 minutes, and then are removed from the furnace. The slabs thus treated are hot rolled to form hot strips with a thickness of 2.3 mm which are then subjected to cold rolling in two stages, with intermediate annealing at 850 [deg.] C for 3 minutes, to obtain cold rolled steel strips with a final thickness of 0.30 mm. These cold rolled steel strips
<EMI ID = 28.1>
of wet hydrogen and are subjected to a final annealing of
1170 [deg.] C for 20 hours in H2 gas to obtain the final products. The magnetic properties of these end products are given below:
1. Temperature of 600 [deg.] C of the center of the slab: 1850 T
2. Temperature of 700 [deg.] C of the center of the slab: 1845T
3. Temperature of 800 [deg.] C of the center of the slab: 1850T
4. Temperature of 900 [deg.] C of the center of the slab: 1870T
5. Temperature of 1000 [deg.] C of the center of the slab: 1875T
It is obvious that the improvement of the magnetic properties is very marked when the slab is introduced into the heating furnace while maintaining its central part at a temperature not lower than 900 [deg.] C.
Example 3
A molten steel containing 0.045% C, 2.83% Si, 0.087% Mn, 0.021% S, 0.025% acid soluble in acids, 0.0061% N (composition pocket), prepared in a converter, degassed under
vacuum and precisely regulated, as to its composition, in
a vacuum degassing apparatus. After continuous casting, these slabs are introduced directly into a heating furnace (while maintaining their central part at a temperature of 940 [deg.] C) and are heated to 1360 [deg.] C. The slabs thus heated are hot-rolled into hot strips with a thickness of 2.3 mm.
The remaining slabs are cooled slowly
to prevent them from cracking and thus obtain cold slabs. The cold slabs are introduced into a heating furnace, are heated and hot rolled into strips with a thickness of 2.3 mm under the same conditions as above. These hot strips are annealed at 1150 [deg.] C for
2 minutes and cold rolled in one stage to a thickness of 0.3 mm. These cold-rolled steel strips are decarburized at 840 [deg.] C for 3 minutes in a humid hydrogen atmosphere, then finally subjected to a finish annealing at 1200 [deg.] C for 20 hours in H2 gas. .
The magnetic properties of the final products thus obtained are listed below:
<EMI ID = 29.1>
Example 4
A molten steel containing 0.042% C, 3.02% Si, 0.09% Mn, 0.020% S, 0.033% acid soluble Al and 0.052% N, prepared in a 100 ton converter , is subjected to continuous casting to obtain 12 steel slabs with a thickness of 200 mm and a width of 1000 mm. For the cooling of these slabs, slow cooling conditions are applied, in that the volume of the secondary cooling water is reduced to ensure a temperature of 950 [deg.] C or more at the surface of the slabs and a temperature of 12o [deg.] C or more in their central part. Six slabs are introduced directly into a heating furnace where they acquire a temperature of about 920 [deg.] C on their surface and a temperature of about
<EMI ID = 30.1>
The other six slabs are cooled according to a conventional process and are introduced into the heating furnace where they acquire a temperature of about 300 [deg.] C on their surface and a temperature of about 450 [deg.] C in their part.
<EMI ID = 31.1>
dant 3 hours, then are rolled into strips 2.2 mm thick. Then the hot strips are heated to 1150 [deg.] C for 2 minutes and cold rolled to a final thickness of 0.30 mm. The strips obtained are decarburized in a humid hydrogen atmosphere, coated with a separation film and subjected to a final annealing at a temperature of 1200 [deg.] C for 20 hours.
The magnetic properties of the grain-oriented electrical steel strips thus obtained are listed in Table 2.
Table 2
<EMI ID = 32.1>