BR112012018799B1 - processo para produção de fita magnética com grão orientado - Google Patents

processo para produção de fita magnética com grão orientado Download PDF

Info

Publication number
BR112012018799B1
BR112012018799B1 BR112012018799-6A BR112012018799A BR112012018799B1 BR 112012018799 B1 BR112012018799 B1 BR 112012018799B1 BR 112012018799 A BR112012018799 A BR 112012018799A BR 112012018799 B1 BR112012018799 B1 BR 112012018799B1
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
hot
lamination
rolling
heating temperatures
process according
Prior art date
Application number
BR112012018799-6A
Other languages
English (en)
Other versions
BR112012018799A2 (pt
Inventor
Giuseppe ABBRUZZZESE
Stefano Cicale
Stefano Fortunati
Original Assignee
Centro Sviluppo Materiali S.P.A.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Centro Sviluppo Materiali S.P.A. filed Critical Centro Sviluppo Materiali S.P.A.
Publication of BR112012018799A2 publication Critical patent/BR112012018799A2/pt
Publication of BR112012018799B1 publication Critical patent/BR112012018799B1/pt

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H01F1/18—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets with insulating coating
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

PROCESSO PARA PRODUÇÃO DE CHAPAS MAGNÉTICAS COM GRÃO ORIENTADO. A presente invenção tem como objetivo um procedimento para a chapa magnética que fornece condições operativas particulares de laminação a quente de placas de aço silício, por meio que seja possível conter altamente as heterogeneidades da chapa laminada a quente de recristalização. O uso dessas condições operacionais permite reduzir a tendência de crescimento do grão recristalizado durante o recozimento das chapas a uma espessura final, que precede a recristalização orientada secundária. Atualmente, as condições operacionais particulares do laminador de laminação a quente conforme a invenção permite uma precipitação fina de fases secundárias úteis para o controle do crescimento do grão, começando a partir da quantidade de enxofre (S) e nitrogênio (N) na matriz inferior menor que a correspondente fornecida pelas tecnologias convencionais e consequentemente descartáveis em solução sólida metálica antes da laminação após o aquecimento da placa a valores de temperatura menores que 1300°C.

Description

DESCRIÇÃO
[001] A presente invenção se refere à produção de chapas de ligas de ferro contendo silício para aplicações elétricas com alto grau de anisotropia magnética e excelentes características magnéticas ao longo da direção de laminação das tiras, conhecidas como chapas magnéticas com grão orientado.
[002] A invenção consiste em um novo procedimento para a produ ção dos mencionados produtos que, através de um controle particular do processo termomecânico da laminação a quente, as condições para o controle do fenômeno de recristalização secundária orientada na espessura final e a obtenção de produtos acabados com excelentes características magnéticas e particularmente homogêneos são favorecidas.
[003] Como é bem conhecido, chapas magnéticas com grão ori entado são comumente classificadas em duas classes de produtos que diferem quanto ao valor de indução magnética medido sob a ação de um campo de 800 As/m (B800): chapas magnéticas com grão orientado convencionais (CGO - B800 > 1800 mT), e chapas magnéticas com grão orientado de alta permeabilidade (HGO - B800 > 1900 mT).
[004] Chapas magnéticas com grão orientado são utilizadas, em particular, na construção dos núcleos de transformadores elétricos usados ao longo de todo o ciclo de produção e distribuição de energia elétrica (a partir da usina de força até os usuários finais). As características magnéticas que qualificam esses materiais, além da permeabilidade ao longo da direção de referência (curva de magnetização na direção de laminação das chapas) são as perdas de energia, dispersas principalmente sob a forma de calor, para a aplicação de um campo eletromagnético alternado (50 Hz na Europa) na mesma direção de referência na qual o fluxo magnético flui nas induções de trabalho do transformador (tipicamente são medidas perdas de energia a 1,5 e 1,7 Tesla).
[005] As excelentes características magnéticas na direção de la- minação das tiras são o resultado da estrutura policristálica peculiar dos produtos acabados caracterizado por uma distribuição de cristais que constitui a matriz metálica que estão passando as espessuras das chapas e cuja orientação cristalográfica é tal que a direção <001> da estrutura de cerca de todos os cristais presentes (de acordo com os índices de Miller) alinhados ao longo da direção de laminação das tiras.
[006] Uma vez que a direção cristalográfica <001>é a direção de magnetização mais simples da estrutura cúbica de corpo centrado, isto garante o alcance da melhor permeabilidade possível para o policristal. O grau de alinhamento relativo entre as direções de cristal único <001> (entre eles e com a direção de laminação) em termos de desvio angular é diretamente proporcional à permeabilidade magnética que pode ser obtida no produto. Os melhores produtos (grau HGO) mostram a maior parte dos cristais com uma desorientação média dentro de um cone de dispersão angular de 3-4 graus. No caso de produtos com grão orientado convencionais (CGO) o cone de dispersão angular máxima, dentro do qual está disposta a parte máxima dos cristais que constituem o produto, se torna 7-8 graus em média.
[007] Tal estrutura de cristal dos produtos é obtida na produção industrial pelo controle do crescimento contínuo do grão após a cristalização das chapas laminadas na espessura final e subsequentemente um crescimento descontínuo do grão que é conhecido dos experts na técnica como recristalização orientada secundária.
[008] Para a produção de chapas magnéticas com grão orientado, é necessário regular a presença da quantidade e a distribuição de partículas de segundas fases que reduzem criticamente o movimento das bordas dos grãos a alta temperatura (inibidores do crescimento dos grãos) e permitir o controle da recristalização secundária orientada.
[009] A quantidade de partículas (fração volumétrica dos precipi tados)é determinada pelo teor de alguns elementos tais como tais como enxofre e/ou selênio, nitrogênio que são potencialmente capazes de formar sulfetos e/ou selenetos, e nitretos suficientemente estáveis à alta temperatura com muitos elementos (por exemplo manganês, cobre, cromo, alumínio, nióbio, vanádio, titânio, etc.).
[010] Outros tipos de partículas não podem ser usados uma vez que eles são não muito estáveis a altas temperaturas (por exemplo, carbonetos), ou são muito estáveis e por essa razão eles não são elimináveisda matriz no fim do processo (por exemplo, óxidos).
[011] Além disso, para um controle eficiente do crescimento do grão, é importante que as partículas das segundas fases sejam muito pequenas e distribuídas uniformemente na matriz.
[012] Uma expressão analítica que descreve a intensidade da força de breque dos movimentos das bordas dos grãos é a equação (1) a seguir:
Figure img0001
onde /v é a fração volumétrica e * Favor inserir símbolo. 7 é o valor médio das dimensões das fases secundárias reais (expressas como raio equivalente esférico).
[013] Como bem conhecido dos peritos na técnica, a fase de pro cesso para a qual o controle do crescimento do grão de cristal nesses aços é crítico é a que vai desde a cristalização primária que é realizada nos produtos semiacabados após a laminação a frio na espessura final (tipicamente durante o recozimento contínuo), até a recristaliza- ção secundária que é realizada durante o recozimento final a alta temperatura (tipicamente o recozimento estático). A força de frenagem tem que ser tal que trabalhe uniformemente em toda a matriz e conter o crescimento do grão de uma estrutura inicial da cristalização primária com um diâmetro equivalente esférico do grão médio de cristal que é da ordem de, por exemplo, 5 - 15 μm.
[014] Uma tendência das bordas dos grãos migrarem, ativadas pela temperatura, é devido a tal estrutura de partida do cristal, e assim uma propensão para o crescimento das dimensões médias do grão de cristal que podem ser obtidos da expressão (2) a seguir:
Figure img0002
com "DF"(força diretriz do crescimento) que pode ser expressa em cm-1também, e onde Φ representa a dimensão média do grão conforme expressa em cm e Φ max □ a dimensão da classe de distribuição dos grãos maiores, ainda expressa em cm (para ambos, se refere comumente ao raio equivalente esférico respectivamente da média e da classe do maior grão). Os valores de Φ e de Φ max □ podem ser facilmente avaliados por meio de observações simples da microes- trutura no microscópio ótico e no caso da produção de chapas laminadas com grão orientado e na ausência de não-homogeneidade anormais de estruturas eles podem ser tais que "DF" está na faixa de valores entre 1000 e 3000 cm-1.
[015] Para conter tal tendência para o crescimento, a força de frenagem dos inibidores conforme definido na equação (1) tem que ser adequadamente equilibrada pela regulagem da fração volumétrica dos precipitados e sua dimensão média.
[016] Nos processos produtivos convencionais para a produção de chapas com grão orientado, as frações volumétricas das fases secundárias na matriz metálica, tipicamente adotadas para o controle do crescimento do grão e da recristalização orientada secundária, são da ordem de grandeza de 0,001 - 0,002 (0,1 - 0,2%) que corresponde a, por exemplo, uma precipitação controlada em forma fina de 0,030% - 0,040% em peso de enxofre e/ou nitrogênio (por exemplo como MnS e AlN).
[017] Dada a solubilidade do enxofre e do nitrogênio na presença da quantidade adequada de alumínio e manganês na matriz, para pre- cipitar homogeneamente, e em uma forma fina, as mencionadas segundas fases, é necessário, antes da laminação a quente do material solidificado, aquecer a temperaturas muito altas (> 1300°C) para fundir sulfetos e/ou nitretos precipitados durante o resfriamento lento após a solidificação das placas, e precipitá-los novamente em forma fina durante o resfriamento rápido sob deformação controlada na laminação a quente e eventualmente os subsequentes recozimentos das tiras.
[018] Tal tratamento térmico a alta temperatura impõe alto con sumoenergético, a necessidade de forno de aquecimento especial, a presença de escória líquida ou pastosa durante o processo e a consequente alta incidência de defeitos superficiais.
[019] Para superar essas inconveniências, diferentes técnicas alternativas de produção formam propostas recentemente.
[020] No WO9846802 e no WO9848062, são descritos processos de fabricação de chapas de grão orientado que utilizam as tecnologias de placas finas, o controle dos teores de Mn, S, (S + Se), Cu, Al, N, e outros elementos potencialmente envolvidos na preparação da distribuição da inibição do crescimento do grão em faixas definidas de modo a garantir, dentro dos limites das condições possíveis de aquecimento a dissolução da fração precipitada durante o resfriamento do fundido e a precipitação de sulfetos e nitretos de forma fina durante e/ou após a fase de laminação a quente.
[021] Na EP0922119 e na EP0925376 é descrita a adoção de ou trascomposições químicas e ciclos de transformações subsequentes, com a qual é possível obter industrialmente produtos de qualidade e com bons rendimentos, também com a adoção de técnicas de nitração no estadosólido para aumentar a fração volumétrica dos inibidores de crescimento de grão antes da recristalização orientada secundária.
[022] Diferentes soluções propostas mostram astúcias específi cas para obter, sob as restrições de temperatura máxima que sejam possíveis para o aquecimento/homogeneização do material solidificado antes da laminação a quente, a quantidade e a distribuição dos ini-bidores de crescimento de grão necessários para o controle da recris- talização secundária orientada para a obtenção de produtos com exce-lentescaracterísticas magnéticas, de modo a garantir a "inibição"do crescimento de grão (distribuição de fases secundárias não metálicas), homogeneamente presente na matriz antes da recristalização secundária pelo menos igual a ou superior a 1300 cm-1.
[023] Uma metodologia alternativa para o controle do crescimen to dos grãos antes e durante a recristalização orientada secundária é operar de forma a reduzir a tendência de o grão de cristal crescer (veja a equação (2)), por exemplo, por meio da redução das heterogeneidades de recristalização nas diferentes fases de processo de produção.
[024] Uma forma para obter, em tiras industriais, estruturas de recristalização primária homogênea é aumentar a taxa de redução a frio de modo a gerar na estrutura deformada uma alta densidade de deslocamentos que são distribuídos homogeneamente na matriz mesmo na presença de estruturas de partida homogêneas. Tal estra-tégia implica, entretanto, na necessidade de aumentar proporcionalmente a espessura da chapa quente (considerando-se a espessura final do produto como fixa) com as sobrecargas proporcionais no custo para a laminação a frio e na redução do rendimento físico (número de paradas na laminação a frio proporcionalmente superior a no caso de reduções maiores de rendimento). Em adição, conforme conhecido, aumentando-se a taxa aplicada de redução a frio, as dimensões dos grãos de recristalização primária são reduzidas proporcionalmente. Isso implica em um aumento da tendência de crescimento dos grãos (conforme derivável da relação (1)) que consequentemente requer um gerenciamento de valores mais altos de inibidores de crescimento dos grãos para o controle da qualidade final do produto.
[025] Alternativamente, utilizando-se o processo de laminação a frio, é possível recuperar a homogeneidade microestrutural executando-selaminações a frio em mais fases espaçadas por recozimentos intermediários, embora com um aumento de custos de transformação.
[026] Os inventores do processo conforme a presente invenção executaram diferentes estudos sobre a possibilidade de reduzir as heterogeneidades microestruturais das chapas laminadas a frio recristali- zadas produzidas durante a produção de chapas de grãos orientado, ajustando-se as modalidades com as quais as placas lingotadas são transformadas em tiras. Em particular, eles identificaram algumas condições operacionais da laminação a quente de placas por meio das quais é possível conter bastante as heterogeneidades da recristaliza- ção das tiras laminadas a quente com a subsequente redução da tendência ao crescimento do grão recristalizado no recozimento das tiras com espessura final, que precede o processo de recristalização secundária orientada e, ao mesmo tempo, gerar uma precipitação fina das segundas fases úteis para o controle do crescimento do grão começando a partir do controle das quantidades de enxofre (S) e nitrogênio (N) na matriz inferior a aquela fornecida pelas tecnologias convencionais e consequentemente disponíveis em solução sólida metálica antes da laminação após o aquecimento das placas a uma temperatura inferior a 1300°C.
[027] No processo da presente invenção, o teor de Si tem que ser superior a 2% para aumentar a temperatura do recozimento final estático a valores necessários para o desenvolvimento correto da recrista- lização orientada secundária sem o que fenômenos de transição de fase ferrita-austenita-ferrita são realizados simultaneamente o que compromete o controle da microestrutura final e assim as característicasmagnéticas dos produtos acabados com relação particular à permeabilidademagnética medida ao longo da direção de laminação. Pa ra teores de Si superiores a 4,5%, foi notado um aumento crítico da temperatura de transição dúctil-frágil do material que provoca problemas de rendimento físico do processo produtivo até a produção industrial de produtos acabados não ser mais conveniente.
[028] Na presente invenção, o aquecimento das placas necessá rio para laminar a quente o material até a obtenção de tiras laminadas é conduzido preferivelmente a ma temperatura não inferior a 1100°C e não superior a 1300°C.
[029] Temperaturas de aquecimento menores que 1100°C, mes mo se possível, não são convenientes uma vez que as forças de separação necessárias para a subsequente laminação a quente se tornam muito elevadas. Temperaturas de aquecimento menores que 1300°C não levam a vantagens significativas no processo de laminação enquanto transmitem inconveniências conectadas à formação de oxidaçãosuperficial até a escória líquida ou pastosa para temperaturas superiores a 1300°C, os movimentos das placas no forno de aquecimento devido à excessiva ductilidade e assim a capacidade de dobramento das placas sobre os apoios. Além disso, a retenção do valor da temperatura do processo inferior a 1300°C permite usar o tipo convencional de forno de aquecimento e a retenção de consumos energéticos associada ao processo.
[030] A presente invenção permite controlar a precipitação de fa sesnão metálicas secundárias (enxofre, nitretos...) na matriz metálica das tiras a quente produzidas com densidade e dimensões definidas, com base em um processo de laminação a quente executado em pelo menos duas fases diferentes por meio do uso de dois laminadores de laminação a quente. As duas fases de laminação a quente são mutuamente separadas por um espaço físico de modo que a primeira lami- nação a quente efetuada no primeiro laminador desbastador produz um produto semi-acabado que é transferido, pelos meios adequados, tais como, por exemplo, uma mesa de cilindros, para a segunda lami- nação a quente de acabamento que transforma o produto semiacabado (barra) em uma chapa laminada a quente com uma espessura final definida. A mencionada fita laminada a quente assim produzida, é convenientemente enrolada na forma de tiras e assim enviada para o tratamento termomecânico subsequente fornecido pela invenção.
[031] A transferência do desbaste do primeiro laminador para o segundo laminador tem que ocorrer de tal maneira que a temperatura final de laminação no primeiro laminador seja superior a ou igual à temperatura inicial do segundo laminador. Para limitar o resfriamento durante a transferência do laminador desbastador para o laminador de acabamento, o espaço entre os dois laminadores pode ser protegido por painéis passivos de isolamento térmico.
[032] O tempo de transferência da barra entre o final da lami- nação de desbaste e o início da laminação de acabamento tem que ser de pelo menos 5 s. Tal tempo mínimo é necessário para ativar na matriz metálica o fenômeno de recristalização estática antes da segunda laminação a quente. Tal tempo de transferência, entretan-to,não tem que exceder 60 s de modo a limitar a precipitação indesejável e o crescimento de partículas de segundas fases tais como enxofre e nitretos.
[033] A primeira laminação a quente (laminação de desbaste) é realizada por meio de um laminador desbastador que pode ser tanto do tipo reversível quanto do tipo contínuo com uma ou mais cadeiras de laminação, e é conduzida de forma a preparar um produto semiacabado laminado (barra) tendo uma espessura não superior a 40 mm, que antes da fase de segunda laminação é mantida a uma temperatura superior a 950°C e de forma a limitar a precipitação dos elementos potencialmente capazes de formar, na matriz metálica, segundas fases não metálicas por uma fração não superior a 20%.
[034] É importante que a temperatura da laminação de desbaste, com a qual a barra é produzida, não diminua abaixo de 950°C; na verdade os inventores constataram inesperadamente que com a aplicação de uma rápida redução complexa superior a 75% na faixa de temperaturas prescrita, a precipitação de segundas fases não metálicas após o desbaste não ocorre, mesmo em condições termodinâmicas estáveis favoráveis aos precipitados.
[035] Para taxa de redução inferior a 75%, uma alta quantidade de enxofre e/ou nitrogênio precipitados sob a forma de enxofre e/ou nitretos com dimensões relativamente muito altas, para garantir um controle correto do crescimento do grão (diâmetro esférico equivalente superior a 0,2 μm) no final da laminação de desbaste e antes da lami- nação de acabamento.
[036] Uma explicação possível desse comportamento é que para taxas menores que 75% e a valores de temperaturas superiores a 900°C, os defeitos de estrutura gerados durante a deformação a quente permanecem no material deformado em quantidade relativamente alta e eles não são segregados homogeneamente na matriz metálica, formando assim os núcleos para uma precipitação localizada de enxofre e/ou de nitretos. Além disso, nas mesmas condições de temperatura e no caso de deformações superiores a 75%, os fenômenos de re- cristalização são da mesma forma favorecidos que eliminam rapidamente da matriz a maior parte dos defeitos de estrutura, inibindo a precipitação de partículas de enxofre e/ou de nitretos.
[037] O segundo processo de laminação, pelo qual a barra é transformada a quente em uma tira, é executada de forma tal que as segundas fases, potencialmente precipitáveis, se precipitam de forma difusa, homogeneamente e em pequenas dimensões (preferivelmente com um diâmetro esférico equivalente inferior a 0,2 μm.
[038] Os inventores da presente invenção constataram que a es- pessura do material na qual a deformação é aplicada, não tem que ser superior a 40 mm de modo a realizar, durante a primeira etapa de re-dução, da mencionada segunda laminação, dois fenômenos simultâneos e sinérgicos, que são a geração muito rápida de uma grande quantidade de defeitos distribuídos homogeneamente em toda a matriz metálica e um resfriamento rápido do material deformado que limita a recuperação dinâmica dos defeitos de superfície gerados e aumenta a estabilidade termodinâmica da segunda fase potencialmente precipitá- vel. Tais condições metalúrgicas são favorecidas pela aplicação de uma redução de espessura realizada durante a primeira passagem da laminação de acabamento que é superior a ou igual a 40%.
[039] A segunda laminação a quente, chamada de laminação de acabamento, tem que ser realizada em etapas subsequentes mais diferentes, tais como três diferentes etapas sequenciais. Após a execução da primeira etapa do segundo processo de laminação a quente (onde quase toda a fração da segunda fase não metálica é precipitada), o procedimento conforme a invenção fornece o cumprimento de pelo menos um tratamento térmico para completar os processos de precipitação e para homogeneizar a distribuição dimensional das inclusões por meio de processos de dissolução e crescimento dos precipitados ativados pela temperatura.
[040] Os inventores do presente processo de produção constata ram que o mencionado tratamento térmico controlado (em uma ou mais fases diferentes) entre a primeira etapa e pelo menos uma das etapas de laminação subsequentes, produz uma microestrutura das tiras laminadas a quente que são mais recristalizadas em relação ao caso no qual tratamentos térmicos intermediários similares não são executados ou são executados por um tempo mais curto que aquele sugerido pela presente invenção.
[041] Tal tratamento térmico pode ser realizado industrialmente uti- lizando-se qualquer técnica adequada para o propósito, tal como estações de aquecimento situadas entre uma ou mais cadeiras de laminação para trens de laminação de acabamento com mais cadeiras e/ou estações de aquecimento colocadas antes ou depois das cadeiras dos laminadores de acabamento do tipo reversível. O tratamento térmico pode ser feito com diferentes técnicas de aquecimento tais como, por exemplo, aquecimento por indução eletromagnética ou com elementos de aquecimento radiante inseridos em painéis ou câmaras fechadas.
[042] É um objetivo da presente invenção um processo para a produção de chapas magnéticas com grão orientado, onde a placa de aço que inclui, em porcentagem em peso, C: 0,010 - 0100%, Si: 2,0 - 4,5%, Al: 0,005 - 0,050%, N + S: < 0,030% sofre, após o lingotamento e solidificação, um ciclo termomecânico compreendendo as seguintes operações: a) recozimento a um valor de temperatura na faixa de 1100 - 1300°C, b) laminação de desbaste a quente, em um primeiro lami- nador de desbaste, em pelo menos duas etapas de laminação subsequentes, até a obtenção de uma barra tendo uma espessura não superior a 40 mm, com uma taxa de redução da espessura total superior a 75% e com uma temperatura de laminação ,superior a 950°C, c) transferência da barra assim produzida do primeiro lami- nador desbastador para o segundo laminador de acabamento em um tempo na faixa de 5 a 60 s, d) laminação a quente de acabamento em um segundo la- minador de acabamento, em pelo menos duas etapas de laminação subsequentes, a primeira etapa de laminação com uma redução de espessura superior a 40% e temperaturas na faixa de 900°C a 1100°C, e a segunda etapa de laminação com uma taxa de redução de espessura inferior a 25% e temperaturas não superiores a 850°C, e) sujeição da chapa laminada a quente, durante a mencionadalaminação de acabamento, entre a primeira etapa e pelo menos uma das etapas subsequentes de laminação, a pelo menos um tratamentotérmico na faixa de temperaturas de 800°C a 1100°C e na faixa de tempo compreendida entre 10 e 900 s.
[043] Em uma concretização do processo conforme a invenção, a placa de aço a ser submetida ao ciclo termomecânico contém: C: 0,010 - 0,100%, Si: 2,5 - 3,5%, S+(32/70), Se: 0,005 - 0,025%, N: 0,002 - 0,006%, pelo menos um elemento entre Al, Ti, V, Nb, Zr, B, W por uma porcentagem total em peso não superior a 0,035%, pelo menos um dos elementos na série Mn, Cu por uma porcentagem total em peso não superior a 0,300%, e possivelmente pelo menos um dos elementos na série Sn, As, Sb, P, Bi por uma porcentagem total em peso não superior a 0,150%, o restante sendo ferro além das inevitáveis impurezas.
[044] O tempo de aquecimento necessário para a presente in venção depende da faixa de temperaturas na qual se realiza o tratamentotérmico e é regulada conforme o seguinte esquema: f) mínimo = 10 s para temperaturas de aquecimento de 1050°C < T < 1100°C g) mínimo = 20 s para temperaturas de aquecimento de 1000°C < T < 1050°C t mínimo = 60 s para temperaturas de aquecimento de 950°C < T < 1000°C t mínimo = 100 s para temperaturas de aquecimento de 900°C < T < 950°C t mínimo = 300 s para temperaturas de aquecimento de 800°C < T < 900°C Para os objetivos da invenção, o tratamento térmico pode ser realizado em uma ou mais diferentes fases durante a laminação a quente de acabamento na faixa de temperaturas prescrita (800 - 1100°C) dentro de pelo menos um tempo mínimo descrito acima em temperatura.
[045] Além disso, no caso de aquecimentos conduzidos a uma temperatura superior a 1000°C, é adequado limitar o tempo de trata- mento térmico na temperatura ao valor máximo definido no esquema a seguir: t máximo = 160 s para temperaturas de aquecimento de 1050°C < T < 1100°C t máximo = 300 s para temperaturas de aquecimento de 1000°C < T < 1050°C t máximo = 600 s para temperaturas de aquecimento de 950°C < T < 1000°C t máximo = 900 s para temperaturas de aquecimento de 900°C < T < 950°C t máximo = 900 s para temperaturas de aquecimento de 800°C < T < 900°C
[046] De fato, para valores de temperatura superiores a 950°C, durante tempos de tratamento superiores a aqueles sugeridos no esquema acima mencionado, ambos os fenômenos de dissolução e crescimento das partículas precipitadas podem ocorrer, os quais dificilmente podem ser controlados de maneira reprodutível, e eles geram níveis variáveis de inibição para o crescimento dos grãos de cristal e assim produzem instabilidade microestrutural e então instabilidade magnética dos produtos acabados, não adequados para uma produção industrial. Os inventores do processo conforme a presente invenção constataram que, para tempos de tratamento maiores ou menores que os limites fornecidos, as características do produto magnético pio- ram, mostrando uma alta instabilidade do resultado. A fita de aço laminada a quente assim preparada é então transformada em produto acabado por um ciclo de tratamento compreendendo as seguintes etapas de processamento: possível recozimento contínuo a quente da tira, laminação a frio na espessura final em uma ou mais etapas com possível recozimento intermediário, recozimento contínuo de recristalização primária e possível descarburação no estado sólido, recozimento estático a alta temperatura da recristalização orientada secundária, recozimento de achatamento térmico e deposição da cobertura resultante.
[047] Após o achatamento térmico e a deposição de uma cober tura isolante, a fita pode ser opcionalmente submetida a um tratamento de refino do domínio magnético que consiste preferivelmente em uma marcação a laser na superfície.
[048] Em uma variação da presente invenção, o recozimento de recristalização das tiras resultantes da laminação a frio é conduzido na atmosfera de nitração de modo a aumentar o teor médio de nitrogênio das tiras por uma quantidade superior a 0,001% e preferivelmente compreendida entre 0,001% e 0,030%.
[049] A espessura das placas solidificadas pode estar na faixa de 50 a 120 mm e preferivelmente a laminação de acabamento é feita por meio de um laminador do tipo reversível.
[050] Até aqui, foi dada a descrição geral da presente invenção. Com a ajuda dos exemplos a seguir, que são dados apenas como ilustração, mas não como limitação, será agora fornecida uma des-crição de suas configurações, que são apresentadas para melhor compreensão das suas características, vantagens, modos operacio-nais e propósitos.
Exemplo 1
[051] Uma amostra de aço contendo 3,1% de silício, 0,058% de carbono, 0,025% de alumínio, 0,021% de enxofre e 0,0062% de nitrogênio foi solidificada a uma espessura de 100 mm. Três amostras do material produzido foram submetidas à laminação a quente nas condições descritas a seguir: recozimento a 1150°C por um tempo de permanência no forno, à temperatura de tratamento, de 20 minutos; primeira laminação de desbaste com uma redução de espessura de 100 mm até 12 mm executada 30 s após a laminação de desbaste e de modo que a última etapa de redução seja realizada à temperatura de 1020°C; segunda laminação a quente de acabamento com redução de espessura de 12 mm para 2,3 mm executada 30 s após a lamina- ção de desbaste e de modo que com a primeira etapa de laminação a espessura foi de 12 mm para 5 mm e antes da continuação da lamina- ção de acabamento até a espessura final de 2,3 mm as peças foram mantidas a 1040°C por um tempo diferente para cada amostra de teste e respectivamente de 10 s (A), 120 s (B) e 480 s (C).
[052] As chapas laminadas a quente assim produzidas foram en tão recozidas a 1080°C por 20 s, laminadas a frio em uma fase única até a espessura de 0,30 mm, subsequentemente recristalizadas em uma atmosfera de descarburação a um valor de temperatura de 850°C por 120 s e finalmente submetidas a um recozimento estático até um valor de temperatura de 850°C em uma atmosfera contendo nitrogênio para aumentar o teor de nitrogênio de cerca de 150 ppm.
[053] As chapas laminadas foram submetidas a recozimento está ticoaté o valor de temperatura de 1200°C em uma atmosfera contendo hidrogênio para desenvolver uma recristalização secundária e remover da matriz metálica o nitrogênio e o enxofre inicialmente presentes no material. No final do processo, as chapas produzidas nas três diferentes condições foram submetidas a medições magnéticas. Os resultados das medições estão mostrados sintetizadamente na Tabela 1. Tabela 1
Figure img0003
(*) exemplo comparativo fora do campo da invenção
Exemplo 2
[054] Cinco diferentes aços com diferentes concentrações de en xofre, nitrogênio e alumínio foram produzidos para uma experiência comparativa. Na Tabela 2 estão mostradas as composições químicas das cinco ligas produzidas. Tabela 2
Figure img0004
[055] Os cinco aços produzidos foram solidificados em placas de 200 mm de espessura e então laminados a quente conforme o seguinte ciclo: recozimento a 1280°C por um tempo de permanência no forno à temperatura de tratamento de 15 minutos; primeira laminação de desbaste com uma redução de espessura de 200 mm até 23 mm e executado de forma que a última etapa de redução seja realizada à temperatura de 1150C; segunda laminação de acabamento a quente com a redução da espessura de 23 mm até 2,1 mm executada 30 s após a lami- nação de desbaste de modo que com a primeira etapa de laminação a espessura foi de 23 m a 13 mm e antes da continuação da laminação de acabamento até a espessura final de 2,1 mm as peças foram mantidas a 1090°C por 120 s. as chapas laminadas a quente assim produzidas foram então recozidas a 1050°C por 20 s, laminadas a frio em uma fase única até a espessura de 0,27 mm, subsequentemente recristalizadas em uma atmosfera de descarburação ao valor de temperatura de 850°C por 180 s e finalmente submetidas a um recozimento estático até o valor de temperatura de 1200°C em uma atmosfera contendo hidrogênio pra desenvolver uma recristalização secundária e remover da matriz metálica o nitrogênio e o enxofre inicialmente presentes no material.
[056] No fim do processo, as chapas produzidas começando a partir de cinco ligas diferentes foram submetidas a medições magnéticas. Os resultados das medições foram mostradas sintetizadamente na Tabela 3. Tabela 3
Figure img0005
(*) exemplo comparativo fora do campo da invenção
Exemplo 3
[057] Uma amostra de aço contendo 3,2% de silício, 0,065% de carbono, 0,029% de alumínio, 0,008% de enxofre e 0,007% de nitrogênio foi solidificado a uma espessura de 200 mm. Após a solidifica-ção porções diferentes do material lingotado foram laminadas a quente de acordo com diferentes ciclos termomecânicos começando a partir do aquecimento em um forno a um valor de temperatura de 1200°C por um tempo de permanência, à temperatura de tratamento, de 15 minutos. Um primeiro grupo de peças foi submetido a uma laminação de desbaste com uma redução de espessura de 200 mm a 55 mm (grupo A), para um segundo grupo a redução de espessura foi de 200 mm a 45 mm (grupo B), para um terceiro grupo a redução de espessura foi de 200 mm a 35 mm (grupo C), e para um quarto grupo a redução de espessura foi de 200 mm a 20 mm (grupo D). Todas as lamina- ções de desbaste foram conduzidas de forma que a última etapa de redução fosse executada a uma faixa de temperaturas entre 1050°C e 950C. Todas as peças foram então submetidas a uma segunda lami- nação a quente subsequente de acabamento dentro de um tempo de 50 segundos com uma redução de espessura de respectivamente 55mm, 45 mm, 35 mm, e 20 mm até chapas laminadas a quente de 2,3 mm de espessura. No caso de chapas de desbaste a 55 mm a espessura após a primeira etapa de laminação estava na faixa de 25 - 28 mm, no caso de chapas de desbaste a 45 mm a espessura após a primeira etapa de laminação estava na faixa de 20 mm - 22 mm, no caso de chapas de desbaste a 35 mm a espessura após a primeira etapa de laminação estava na faixa de 13 mm - 15 mm, enquanto no caso de chapas de desbaste a 20m a espessura após a primeira etapa de laminação estava na faixa de 8 mm - 9mm. Imediatamente antes de continuar a laminação de acabamento até a espessura final de 2,3 mm (a mesma para todas as amostras) cada corpo de prova foi tratado em um forno à temperatura de 980°C por um tempo de permanência, a esse valor de temperatura, de 300 s.
[058] As chapas laminadas a quente assim produzidas foram la minadas a frio uma primeira vez a uma espessura de 1,2 mm, recozi- das a 1000°C por 40 s e laminadas a frio uma segunda vez à espessura de 0,23 mm.
[059] As chapas laminadas a frio na espessura final foram então recozidas em uma atmosfera de descarburação ao valor de temperatura de 860°C por 90 s e subsequentemente recozidas à mesma temperatura, mas em atmosfera de nitração para o aumento do teor de nitrogênioa 150 - 200 ppm e finalmente submetidas a um recozimento estáticoa um valor máximo de temperatura de 1200°C por 10 h.
[060] No final desse processo, as chapas produzidas com as dife rentescondições foram submetidas a medições magnéticas. Os resultados da medição foram mostrados sintetizadamente na Tabela 4. Tabela 4
Figure img0006
(*) exemplo comparativo fora do campo da invenção
Exemplo 4
[061] Uma amostra do aço contendo 3,2% de silício, 0,032% de carbono, 0,015% de alumínio, 0.068% de manganês, 0,085% de cobre, 0,0140% de enxofre, e 0,0080% de nitrogênio foi solidificado a uma espessura de 70 mm. Após um aquecimento a cerca de 1290°C por um tempo de permanência no forno de 15 minutos à temperatura de tratamento, o material produzido foi laminado a quente em diferen-tescondições.
[062] Uma primeira parte do material (A) foi laminado a quente operando-se uma primeira laminação de desbaste de 70 mm a 15 mm em três etapas de redução a uma temperatura final de laminação de 900°C e, após 40 s, uma segunda laminação de acabamento de 15 mm a 2,3 mm em três etapas de redução; entre a primeira e a segunda etapas e entre as segunda e terceira etapas da mencionada laminação de acabamento, os produtos semi-acabados sob laminação foram aquecidos e mantidos à temperatura de 940°C por 90 s, entre a primeira e a segunda etapas, e à temperatura de 910°C por 90 s, entre a segunda e a terceira etapas.
[063] Uma segunda parte do material (B) foi laminada a quente operando-se uma primeira laminação de desbaste de 70 mm a 15 mm em três etapas de redução a uma temperatura final de laminação de 1050°C e, após 40 s, uma segunda laminação de acabamento de 15 mm até 2,3 mm em três etapas de redução; entre a primeira e a segunda etapas e entre a segunda e a terceira etapas da mencionada laminação de acabamento, os produtos semiacabados sob laminação foram aquecidos e mantidos a uma temperatura de 910°C por 30 s, entre a segunda e a terceira etapas.
[064] Uma terceira parte do material (A) foi laminada a quente operando-se uma primeira laminação de desbaste de 70 mm a 15 mm em três etapas de redução a uma temperatura final de laminação de 900°C e, após 40 s, uma segunda laminação de acabamento de 15 mm a 2,0 mm em três etapas de redução; entre a primeira e a segunda etapas e entre a segunda e a terceira etapas da mencionada lamina- ção de acabamento, os produtos semi-acabados sob laminação foram aquecidos e mantidos à temperatura de 940°C por 90 s, entre a primeira e a segunda etapas, e à temperatura de 910°C por 90 s, entre a segunda e a terceira etapas.
[065] As chapas laminadas a quente assim produzidas foram en tão recozidas a 1000°C por 30 s, laminadas a frio em uma etapa única até a espessura de 0,35 mm, posteriormente recristalizadas em uma atmosfera de descarburação à temperatura de 850°C por 90 s e sub-metidas ao recozimento estático até a temperatura de 1200°C em uma atmosfera contendo hidrogênio.
[066] No final do processo, as chapas produzidas com as diferen tescondições de laminação a quente foram submetidas a medições magnéticas. Os resultados da medição estão mostrados sintetizada- mente na Tabela 5. Tabela 5
Figure img0007
(*) exemplo comparativo fora do campo da invenção

Claims (10)

1. Processo para produção de fita magnética com grão ori-entado, caracterizado pelo fato de que uma placa de aço consistindo em, em porcentagem em peso: C: 0,010 - 0,100%, Si: 2,0 - 4,5%, Al: 0,005 - 0,050%, N + S < 0,030%, opcionalmente Se de forma que S+(32/79)Se 0,005 - 0,025%, opcionalmente pelo menos um elemento entre Al, Ti, V, Nb, Zr, B, W por uma porcentagem total em peso não superior a 0,035%, opcionalmente pelo menos um dos elementos da série Mn, Cu por uma porcentagem total em peso não superior a 0,300%, e opcionalmente pelo menos um dos elementos da série Sn, As, Sb, P, Bi por uma porcentagem total em peso não superior a 0,150%, o restante sendo ferro além das inevitáveis impurezas, sofre, após o lingotamento e a solidificação, um ciclo ter- momecânico compreendendo as seguintes operações: (a) aquecimento a um valor de temperatura na faixa de 1100 - 1300°C; (b) laminação de desbaste a quente, em um primeiro lami- nador desbastador, em pelo menos duas etapas subsequentes de la- minação, até a obtenção de uma barra tendo uma espessura não superior a 40 mm, com uma taxa de redução da espessura total superior a 75% e com uma temperatura de laminação superior a 950°C; (c) transferência da barra assim produzida do primeiro lami- nador de desbaste para um segundo laminador de acabamento em um tempo na faixa de 5 a 60 s; (d) laminação a quente de acabamento em um segundo laminador a quente de acabamento, em pelo menos duas etapas subsequentes de laminação, a primeira etapa de laminação com uma taxa de redução de espessura superior a 40% e temperaturas na faixa de 900°C a 1100°C, e a segunda etapa de laminação com uma taxa de redução de espessura inferior a 25% e temperaturas não superiores a 850°C; (e) sendo a chapa laminada a quente submetida, durante a mencionada laminação de acabamento, entre a primeira etapa e pelo menos uma das etapas de laminação subsequentes, a pelo menos um tratamento térmico na faixa de temperaturas de 800°C a 1100°C e na faixa de tempo compreendida entre 10 e 900 s.
2. Processo, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a placa de aço a ser submetida ao ciclo termome- cânico contém Si: 2,5 - 3,5% e N: 0,002 - 0,006%.
3. Processo, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracte-rizado pelo fato de que a chapa laminada a quente sofre um tratamento térmico na faixa de temperaturas de 800 - 1000°C por um tempo mínimo de permanência total ajustado conforme o seguinte esquema: para temperaturas de aquecimento de para temperaturas de aquecimento de para temperaturas de aquecimento de para temperaturas de aquecimento de para temperaturas de aquecimento de 800°C < T < 900°C
4. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindica ções 1 a 3, caracterizado pelo fato de que a chapa laminada a quente sofre o mencionado tratamento térmico por um tempo máximo de per-manência total ajustado conforme o seguinte esquema: t máximo = 180 s para temperaturas de aquecimento de 1050°C < T < 1100°C t máximo = 300 s para temperaturas de aquecimento de 1000°C < T < 1050°C t máximo = 600 s para temperaturas de aquecimento de 950°C < T < 1000°C para temperaturas de aquecimento de para temperaturas de aquecimento de 800°C < T < 900°C
5. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pelo fato de que a fita laminada a quente é transfor- mada em um produto acabado por um ciclo de tratamento compreendendo as seguintes etapas de processo: possível recozimento contínuo a quente da chapa, laminação a frio na espessura final em uma ou mais etapas com possíveis recozimentos intermediários, recozimento contínuo de recristalização primária e possível descarburação no estado sólido; recozimento estático a alta temperatura da recristalização secundária orientada; recozimento de achatamento térmico e deposição de reves-timento isolante
6. Processo, de acordo com a reivindicação 5, caracterizado pelo fato de que após o recozimento de achatamento e a deposição de um revestimento isolante, a fita pode ser opcionalmente submetida a um tratamento de refino do domínio magnético.
7. Processo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que o tratamento de refino do domínio magnético é marcação da superfície a laser.
8. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 5 a 7, caracterizado pelo fato de que antes do recozimento estático na recristalização secundária a alta temperatura, um tratamento térmico de nitração é efetuado para introduzir nas tiras uma quantidade de nitrogênio compreendida entre 10 e 300 ppm.
9. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de que a espessura da placa solidificadaestá compreendida entre 50 e 120 mm.
10. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 9, caracterizado pelo fato de que a laminação de acabamento é efetuada por meio de um laminador do tipo reversível.
BR112012018799-6A 2009-12-23 2010-12-22 processo para produção de fita magnética com grão orientado BR112012018799B1 (pt)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ITRM2009A000681 2009-12-23
ITRM2009A000681A IT1402624B1 (it) 2009-12-23 2009-12-23 Procedimento per la produzione di lamierini magnetici a grano orientato.
PCT/IT2010/000508 WO2011077470A1 (en) 2009-12-23 2010-12-22 Process for the production of grain-oriented magnetic sheets

Publications (2)

Publication Number Publication Date
BR112012018799A2 BR112012018799A2 (pt) 2020-09-01
BR112012018799B1 true BR112012018799B1 (pt) 2021-05-04

Family

ID=42062611

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112012018799-6A BR112012018799B1 (pt) 2009-12-23 2010-12-22 processo para produção de fita magnética com grão orientado

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9328396B2 (pt)
EP (1) EP2516686B1 (pt)
KR (1) KR20120130172A (pt)
CN (1) CN102834528B (pt)
BR (1) BR112012018799B1 (pt)
IT (1) IT1402624B1 (pt)
PL (1) PL2516686T3 (pt)
RU (1) RU2012130313A (pt)
WO (1) WO2011077470A1 (pt)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101667618B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-19 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101676244B1 (ko) 2015-04-14 2016-11-29 현대자동차주식회사 열변형 저감 스티어링 랙바용 탄소강 조성물 및 이의 제조방법
KR102012319B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-20 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
JPWO2023157938A1 (pt) * 2022-02-18 2023-08-24
CN115233082B (zh) * 2022-07-28 2023-02-24 东北大学 通过定向再结晶制备强{100}面织构电工钢薄带的方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5472521A (en) * 1933-10-19 1995-12-05 Nippon Steel Corporation Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics
WO1990013673A1 (fr) * 1989-05-08 1990-11-15 Kawasaki Steel Corporation Procede de production de feuilles d'acier au silicium undirectionnel presentant d'excellentes caracteristiques magnetiques
FR2744135B1 (fr) * 1996-01-25 1998-02-27 Usinor Sacilor Procede de fabrication de tole d'acier magnetique a grains non orientes et tole obtenue par le procede
IT1284268B1 (it) * 1996-08-30 1998-05-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche, a partire da
IT1285153B1 (it) * 1996-09-05 1998-06-03 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, a partire da bramma sottile.
DE69706388T2 (de) * 1996-10-21 2002-02-14 Kawasaki Steel Co Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech
AU2698897A (en) * 1997-04-16 1998-11-11 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs
AU2701197A (en) * 1997-04-24 1998-12-11 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of high-permeability electrical steel fr om thin slabs
JP2002212639A (ja) * 2001-01-12 2002-07-31 Nippon Steel Corp 磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
EP1752549B1 (de) * 2005-08-03 2016-01-20 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroband
RU2536150C2 (ru) * 2009-11-25 2014-12-20 Тата Стил Эймейден Б.В. Способ получения полосы из электротехнической стали с ориентированным зерном и полученная таким образом электротехническая сталь с ориентированным зерном

Also Published As

Publication number Publication date
IT1402624B1 (it) 2013-09-13
US20130160897A1 (en) 2013-06-27
RU2012130313A (ru) 2014-01-27
US9328396B2 (en) 2016-05-03
EP2516686B1 (en) 2014-04-02
ITRM20090681A1 (it) 2011-06-24
KR20120130172A (ko) 2012-11-29
EP2516686A1 (en) 2012-10-31
CN102834528A (zh) 2012-12-19
PL2516686T3 (pl) 2014-12-31
WO2011077470A1 (en) 2011-06-30
BR112012018799A2 (pt) 2020-09-01
CN102834528B (zh) 2015-05-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP0716151B1 (en) High magnetic flux denscity, low iron loss, grainoriented electromagnetic steel sheet and a method for making
Xu et al. Evolution of cube texture in strip-cast non-oriented silicon steels
RU2572947C2 (ru) Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали с превосходными свойствами потерь в железе
EP2370604B1 (en) Process for the production of grain-oriented magnetic sheet starting from thin slab
EP2796585A1 (en) Non-magnetic high manganese steel sheet with high strength and manufacturing method thereof
BR112017008193B1 (pt) Método de produção de uma chapa de aço, chapa de aço e uso de uma chapa de aço
JP7028327B2 (ja) 方向性電磁鋼板
BRPI0711794A2 (pt) método de produção de chapa de aço elétrico com grãos orientados tendo uma alta densidade de fluxo magnético
BR112012018799B1 (pt) processo para produção de fita magnética com grão orientado
Xu et al. Influence of grain size and texture prior to warm rolling on microstructure, texture and magnetic properties of Fe-6.5 wt% Si steel
Zhang et al. Transformation of {100} texture induced by surface effect in ultra-low carbon electrical steel
Shi et al. Deformation twinning characteristics in hot-rolled Fe-6.5 wt% Si alloy with different degree of order
Wang et al. Dependence of recrystallization behavior on initial Goss orientation in ultra-thin grain-oriented silicon steels
Xuan et al. Effect of cooling rate on the order degree, residual stress, and room temperature mechanical properties of Fe-6.5 wt.% Si alloy
Lu et al. Microstructure and magnetic properties of strip-cast grain-oriented 4.5% Si steel under isochronal and isothermal secondary annealing
Fang et al. Effect of rolling temperature on the microstructure, texture, and magnetic properties of strip-cast grain-oriented 3% Si steel
Stokłosa et al. Nanocrystallisation of amorphous alloys based on iron
EP3812478B1 (en) Grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic characteristics
US20230035269A1 (en) Double-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
Stöcker et al. Influence of Hot Rolling Condition on the Final Microstructure of Non-oriented Electrical Steel Fe-3.2 wt.% Si
JP2009155731A (ja) 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板
Kustas Shear-based deformation processing and characterization of electrical steel sheet
JP2784661B2 (ja) 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法
Toledo et al. Influence of Electromagnetic Stirring During the Solidification on the Structure and Magnetic Properties of 2% Si Electrical Steel
JP2525722B2 (ja) 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
B15G Petition not considered as such [chapter 15.7 patent gazette]

Free format text: NAO CONHECIDA A PETICAO NO 860140158311 DE 17/09/2014 EM VIRTUDE DO DISPOSTO NO ARTO219 , INCISO II DA LPI.

B06F Objections, documents and/or translations needed after an examination request according [chapter 6.6 patent gazette]
B06U Preliminary requirement: requests with searches performed by other patent offices: procedure suspended [chapter 6.21 patent gazette]
B09A Decision: intention to grant [chapter 9.1 patent gazette]
B16A Patent or certificate of addition of invention granted

Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 10 (DEZ) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 04/05/2021, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS.