BRPI0719460B1

BRPI0719460B1 - "método de formação de textura {100} sobre superfície de ferro ou chapa fina de liga à base de ferro, método de fabricação de chapa fina de aço elétrico não orientada utilizando o referido método chapa fina de aço elétrico não orientada fabricada utilizando o referido método.

Info

Publication number: BRPI0719460B1
Application number: BRPI0719460A
Authority: BR
Inventors: Kyung Sung Jin
Original assignee: Kyung Sung Jin
Priority date: 2006-12-22
Filing date: 2007-12-21
Publication date: 2017-03-28
Also published as: CN101568652B; BRPI0719460A2; US8361243B2; EP2102375A1; TWI342339B; WO2008078921A1; US20100043928A1; EP2102375A4; TW200835794A; KR100797895B1; JP2010513716A; JP5754042B2; CN101568652A

Description

“MÉTODO Dl FORMAÇÃO DE TEXTURA {100} SOBRE SUPERFÍCIE DE FERRO OU CHAPA FINA DE LIGA À BASE DE FERRO, MÉTODO DE FABRICAÇÃO DE CHAPA FINA DE AÇO ELÉTRICO NÃO ORIENTADA UTILIZANDO O REFERIDO MÉTODO E CHAPA FINA DE AÇO ELÉTRICO NÃO ORIENTADA FABRICADA UTILIZANDO O REFERIDO MÉTODO" REFERÊNCIA CRU2ADA COM PEDIDO RELACIONADO

[001] O presente pedido reivindica o benefício do Pedido de Patente Coreana N2 10-2006-0133074, deposdfado em 22 de dezembro de 2006 na Secretaria Coreana de Propriedade Intelectual, cuja revelação na integra é aqui incorporada por referência, HISTÓRICO DA INVENÇÃO 1, Campo da invenção 1002] A presente invenção refere-se, de modo geral, a uma chapa fina de aço elétrico nâo orientada, tendo excelentes características de textura para uso em motores, geradores, transformadores de pequeno porte e similares, bem como um método de fabricação da referida chapa fina. 2, Descrição da Técnica Relacionada [003 ] Chapas finas magnéticas de aço flexíveis exigem duas propriedades magnéticas importantes, a saber, baixa perda de núcleo e alta densidade de fluxo magnético. Os métodos de redução da perda de ferro das chapas finas magnéticas de aço flexíveis incluem a facilitação dos movimentos de dominíos magnéticos {reduzindo a perda de histerese) e o aumento da resistividade (reduzindo a perda de corrente de vórtice).

[004] Para facilitar o movimento dos domínios magnéticos, impurezas tais como oxigênio, carbono, nitrogênio e titânio, devem ser removidas para aumentar a pureza do ferro ou das ligas à base de ferro, Para aumentar a resistividade, os teores de silício, alumínio e manganês devem ser aumentados, [005] Uma vez que os cristais do tipo "bcc" [cúbico de corpo centrado) ã base de ferro são magneticamente anisotrópicos, sabe-se que a textura cristalográfica afeta significativamente as propriedades magnéticas das chapas finas de liga de ferro ou à base de ferro·, A textura ideal das chapas finas de aço elétrico não orientadas é [100} plana paralela á superfície da chapa fina (daqui em diante denominada textura {100}), uma vez que o {100} plano tem duas direções de fácil magnetizaçâo, <Q01>, e nenhuma direção de magnetizaçâo rígida, <111>.

[006] Existem métodos conhecidos de fabricação de textura {100}, Quando uma fina Fe-3%Si foi recozida em atmosfera de H^S em não menos que 1000 °C, observou-se o crescimento preferencial de grãos com {100} planos paralelos à superfície da chapa fina. Considera-se que o enxofre ou o oxigênio adsorve na superfície e causa a anísotropía da energia da superfície na atmosfera de recozimento, No método de fundição· direta que o presente inventor revelou no Pedido de Patente Coreana Laid-open N2 95-48472/1995, uma textura [100} de alta densidade é observada na chapa fina de silicio-aço. No entanto, uma vez que a chapa fina de silício-aço· possui uma superfície rugosa e espessura irregular, os problemas devem ser resolvidos para permitir o uso da chapa fina de silicio-aço como chapas finas elétricas.

[007] Conforme acima mencionado, existem métodos conhecidos de fabricação de chapas finas magnéticas de aço flexíveis com. textura {100}. Entretanto,· uma vez que esses processos apresentam problemas para produção em massa, não· é fácil fabricar a chapa fina magnética de aço flexível com textura {100} em escala comercial.

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

[008] A presente invenção se destina a superar as desvantagens supramencionadas das técnicas convencionais.

[009] É um objetivo da presente invenção prover um método repetitivo, efetivo e eficiente para a fabricação de uma chapa fina de aço magnético macio com alta proporção de textura [100] por meio de um processo de recozimento.

[0010] A presente invenção revela que quando uma chapa fina de Fe ou de uma liga à base de Fe é recozída em uma região de temperatura de austenita, enquanto ê minimizado o efeito do oxigênio na chapa fina ou nas superfícies da chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento· a quente, e também quando a chapa fina acima é submetida a uma transformação de fase para ferrita, é desenvolvida uma textura {100} de alta densidade nas superfícies da chapa fina.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[0011J Os aspectos acima e demais aspectos da presente invenção se tornarão aparentes e mais prontamente apreciados a partir da seguinte descrição detalhada de determinadas configurações exemplares da invenção, tomadas era conjunto com os desenhos de acompanhamento onde: [0012] A FIG, 1 é um gráfico mostrando um efeito da temperatura de recozimento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento em atmosfera 1 atm Hi para ferro puro 1;

[0013] ft FIG. 2 é um gráfico mostrando um efeito do oxigênio era solução na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento era uma atmosfera de vácuo de 6x1 Q"6 torr para ferro puro 2;

[0014] A FIG. 3 é um gráfico mostrando· um efeito da pressão de vácuo na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 1000eC por 30 minutos para ferro puro 2,* [00151 A FIG, 4 é um gráfico mostrando· um efeito do teor de silício na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento em uma atmosfera de vácuo de 6xl0“6 torr com absorvedor de Ti;

[0016] A FIG. 5 é um gráfico mostrando um efeito da pressão de vácuo na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 115DeC por 15 minutos para Fe-1,5%Si;

[0017] A FIG, 6 ê um gráfico mostrando um efeito da temperatura de recozimento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento em atmosfera 1 atm H2 para Fe-1,01Si;

[0018] A FIG. 7 é um gráfico mostrando um efeito do gás de vazamento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 105Ü°C por 15 minutos para Fe-3,0%Si-0,3%C;

[0019] A FIG. 8 é um gráfico mostrando um efeito da pressão de vácuo na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 1000eC por 10 minutos para Fe-0,4%Si-0,3%Mn;

[0020] A FIG, B é um gráfico mostrando um efeito da pressão de vácuo na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 1100°C por 10 minutos para Fe-2,0%Si-l,0%Mn-0,2lC;

[0021] A FIG, 10 é um gráfico mostrando um efeito do ponto de orvalho na atmosfera de recozimento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento em atmosfera 1 atm H2 para Fe-1,0%Si;

[0022] A FIG, 11 é um gráfico mostrando um efeito da pressão do gás hidrogênio na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento a 1150°C por 15 minutos para Fe-1,5%Si-0,1%C;

[0023] A FIG. 12 é um gráfico· mostrando um efeito do tempo de encharcamento na formação da textura |100}f que foi desenvolvida por recozimento ín 4,1x1o"1 torr a 1050°C para Fe-1,0%Si;

[0024] A FIG. 13 é um gráfico mostrando um efeito da taxa de resfriamento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento in 9.0x10”2 torr H2 a 1050°C por 20 minutos para Fe-1,0%Si;

[0025] h FIG, 14 é um gráfico mostrando um efeito da temperatura de resfriamento a vácuo na formação da textura (100}, que fox desenvolvida por recozimento em uma atmosfera de vácuo de 6x10"6 torr com absorvedor de Ti a 1050°C por 15 minutos para Fe~l,0lSi;

[0026] A FIG, 15 é um gráfico mostrando um efeito da taxa de resfriamento na formação da textura {100}, que foi desenvolvida por recozimento em uma atmosfera de vácuo de 6xl0~ê torr a 1050°C por 10 minutos para Fe-1,5%Si-l,SMn;

[0027 J A FIG. 16 é uma micrograf ia ótica de ferro puro 1 mostrando bem desenvolvidos grãos colunares grandes, que foram desenvolvidos por recozimento em atmosfera 1 atm de gás Hj a 930°C por 1 minuto;

[0028) A FIG. 17 é uma micrograf ia ótica de Fe- 1,OlSi mostrando bem desenvolvidos grãos colunares grandes, que foram desenvolvidos por recozimento em uma atmosfera de vácuo de 6xl0‘6 torr com absorvedor de Ti a 1150cC por 15 minutos;

[0029] A FIG. 18 é um gráfico mostrando uma distribuição de tamanhos de grãos em amostra Fe-1,0%Si recozida a 1050°C por 15 minutos em uma atmosfera de vácuo de 5x10'6 torr;

[0030) A FIG. 19 é uma micrografia ótica de amostra Fe-1,5%Si-0,7%Mn, que foi recozida em uma atmosfera de vácuo de 6x10”6 torr a 1100°C por 10 minutos e subsequentemente resfriada, usando resfriamento a vácuo;

[0031] Ά FIG. 20 é uma micrografia ótica de amostra Fe-1,5%Si-Q,7%Mn, que foi recozida em uma atmosfera de vácuo de 6x10 5 torr a 11000 C por 10 minutos e subseqüentemente resfriada com uma taxa de resfriamento de 25°C/h; e [0032] A FIG. 21 é uma micrografia ótica de amostra Fe~l,5%Si-G,1%C mostrando bem desenvolvidos grãos colunares, que foram desenvolvidos por descarbonetaçâo a 950°C por 15 minutos em uma atmosfera de hidrogênio úmido.

DESCRIÇÃO DETALHADA DAS CONFIGURAÇÕES

EXEMPLARES

[0033] A invenção será doravante descrita mais completamente. Entretanto, esta invenção pode ser configurada em muitas formas diferentes e nâo deve ser interpretada como limitada às configurações ora apresentadas; ao invés disso, essas configurações são providas de maneira que esta revelação seja direta e completa, ilustrando totalmente o escopo da invenção aos técnicos no· assunto.

[0034] Um método para a formação de grãos em superfícies com [100] plano paralelo à superfície da chapa fina inclui as etapas de i) recozimento de uma chapa fina de ferro ou de liga a base de ferro enquanto é minimizado· um efeito de oxigênio na chapa fina ou em superfícies da chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento a quente, ii) a chapa fina acima é recozida ou passa por tratamento a quente na faixa de temperaturas em que a fase estável da referida liga é austenita (γ) (doravante denominada como temperatura de austenita), e então iii} a chapa fina acima é submetida a transformação de fase para ferrita (a) {doravante denominada como uma transformação γ—α}* Após formar grãos com textura {100} na superfície da chapa fina, os grãos devem crescer para dentro o suficiente para terem um tamanho de grão de pelo menos a metade da espessura da chapa fina, para fazer a parte principal dos grãos na chapa fina terem textura 1100). Na presente invenção, a formação da textura {100} em superfícies da chapa fina e o crescimento de grãos de textura f 1001 podem ser obtida simultânea, ou separada e contirmamente.

[0035] Os aços elétricos não orientados fabricados pelo método revelado pela presente invenção são compostos de Fe ou de ligas de Fe-Si com grãos colunares, tendo pelo menos 251 da área superficial coberta por grãos com textura {100}, Se as condições de tratamento a quente forem rigidamente controladas, todas as superfícies da chapa fina poderíam ser cobertas por grãos com textura {100}, Método de formação de textura na superfície [0036] De acordo com a presente invenção, o método para a formação de uma textura superficial inclui uma etapa de tratamento a quente e uma etapa de transformação de fase. A textura superficial acima inclui {100} e {111}. Também, o método acima para a formação de textura superficial se aplica a ligas de Fe ou à base em ferro. O tratamento a quente deve ser feito em uma faixa de temperatura onde a fase austenita seja estável. Como a temperatura de austenita é determinada por uma composição química de dados sistemas de ligas, a temperatura de tratamento a quente deve ser definida de maneira diferente, dependendo da composição química das ligas.

[0037] A formação da textura superficial é feita por meio da transformação γ-α. Durante a transformação γ—α , ocorre um grande rearranjo da estrutura atômica. A transformação γ—ό pode ser induzida pela variação de temperaturas (resfriamento), composição, ou temperatura e composição, ã transformação γ-ct pode ser induzida pela variação da composição da chapa fina devido à reação química entre os elementos de liga e a atmosfera de recozimento ou devido à evaporação dos elementos de liga. A formação de textura superficial parece estar intimamente relacionada cora a transformação γ—α. Assim, a taxa de resfriamento deve ser precísamente controlada para obter a pretendida textura superficial.

[00383 De acordo com a presente invenção, a transformação γ-»α pode ser usada como ferramenta para rearranjar os átomos superficiais para ter uma textura específica. As transformações de fases que ocorrera na temperatura de recrístalizaçâo pode ter um profundo efeito no rearranjo atômico. Isto se deve à mudança de energia associada à transformação de fase γ—ct (aproximadamente 1000 J/mol) ser muito maior que a mudança de energia associada à densidade de deslocamento ou à área limite do grão, Apesar de ser bem conhecido que existe uma relação de orientação cristalográflea entre a austenita e a ferríta [por exemplo, a relação Krudjumow-Sachs), a textura é melhor randomízada apôs a transformação· γ~»õ, porque 24 variantes atuam com iguais possibilidades, Na presente invenção, é revelado um método de extenso rearranjo da estrutura atômica em uma superfície da chapa fina utilizando a transformação γ-»« em atmosfera especifica. Método para a formação da textura {100} na superfície [0039] Um método da presente invenção para formar textura {100} na superfície compreende uma etapa de tratamento a quente em atmosfera controlada. Entre as importantes variáveis do tratamento a quente como a taxa de aquecimento, temperatura de encharcamento, tempo de encharcamento, taxa de resfriamento e atmosfera gasosa, a variável mais importante e o nivel de oxigênio na atmosfera de recozimento.

[0040] Paxa obter uma textura {100} de alta densidade, o nível de oxigênio na atmosfera de recozimento deve ser suficientemente baixo para não oxidar as superfícies da chapa fina. O método para a formação de textura {100) em superfícies da chapa fina se aplica ao Fe ou às ligas à base em Fe que consistem essencialmente de Si, Mm, Ni, C, Al, Cu, Cr e P. Os elementos de liga acima descritos não impedem os efeitos da presente invenção e, além disso, podem ser usados para reduzir o efeito· prejudicial do oxigênio na formação da textura {100}, que será descrito posteríormente.

[0041] O tratamento a quente deve ser feito ma faixa de temperaturas em que a fase austeníta é estável. Como a temperatura de austenita é uma função da composição química dos referidos sistemas de ligas, a temperatura de tratamento a quente deve ser determinada de forma diferente, já que a composição quimica da superfície varia. Indutando os elementos estabilizadores de austenita como Mn, Ni e C, a temperatura de tratamento a quente pode ser reduzida, melhorando assim a eficiência do processo.

[0012] De acordo com a presente invenção, a transformação γ—α pode ser usada como uma ferramenta para rearranjar os átomos superficiais para ter textura {100}. A transformação γ-*α pode ser induzida variando a temperatura (resfriamento), a composição ou a temperatura e a composição. Durante os tratamentos a quente, a variação na composição da chapa fina pode ocorrer devido a uma reação química entre os elementos de liga e a atmosfera de recozíroento ou devido à evaporação de elementos estabilizadores de austenita, como o manganês. A formação da textura {100} superficial parece estar íntimamente relacionada com a transformação γ—α. Assim, a taxa de resfriamento durante a transformação γ-^α deve ser controlada precísamente para a obtenção da textura {100} de alta densidade em superfícies da chapa fina.

[0043] O método da presente invenção para formar a textura {100} nas superfícies da chapa fina compreende uma etapa de um tratamento à quente a vácuo ou uma atmosfera controlada. Também, o teor de oxigênio das ligas de Fe ou ã base em Fe deve ser menor que 40 ppm para minimizar o efeito prejudicial do oxigênio na formação da textura {100}. Quando é feito um tratamento a quente em condição de vácuo, a pressão de vácuo deve ser preferivelmente menor que lxlO'3 torx e mais preferivelmente menor que 1x10'5 torr. O motivo para ter tal baixa pressão de vácuo é manter a pressão parcial de oxigênio baixa na atmosfera de recozimento.

[0044] Na presente invenção, se a pressão parcial do oxigênio for alta, a formação da textura [100} superficial é prejudicada. Tratamentos a quente podem ser feitos preferivelmente em uma atmosfera em que o gás redutor ¢.¾ ou gases de hidrocarbonetos) , um gás inerte {He, Ne ou Ar) ou uma mistura gasosa de ambos seja o componente principal. Em uma atmosfera gasosa redutora, os átomos de oxigênio nas superfícies da chapa fina podem ser removidos por reações químicas para formarem HjO ou CO.

[0045] Em atmosferas gasosas redutoras, apesar de nâo haver limitação para a pressão do gás, pode ser utilizada preferencialmente uma pressão gasosa de 1 atm, e mais preferivelmente uma pressão· na faixa de 10”1 a 10”5 atm. Também, o ponto de orvalho das atmosferas de recozimento deve ser controlado, para que nâo se forme qualquer tipo de oxido nas superfícies da chapa fina antes e durante os tratamentos a quente na temperatura de austenita. Isto se deve ao fato de que o vapor d'água em atmosfera gasosa redutora ou em uma atmosfera gasosa inerte pode agir como uma fonte de oxigênio. [0046J De acordo com a presente invenção, o- teor de oxigênio nas ligas de ferro ou à base em ferro é uma importante variável na formação de textura {100} pela transformação y—α. A quantidade de oxigênio intersticial nas ligas de ferro ou à base em ferro deve ser controlada para estar abaixo de um determinado limite. Se o teor de oxigênio for alto, ê prejudicada a formação da textura {100).

[0047] Também, é recomendado remover qualquer forma de óxidos nas superfícies da chapa fina utilizando um processo de decapagem química antes do tratamento a quente para a formação da textura {100).

[0048] Para purificar a atmosfera de recozimento, podem ser incluídas outras etapas para a remoção do oxigênio e/ou do vapor d'água era uma atmosfera gasosa antes e durante o tratamento a quente para a formação da textura {100}, 0 oxigênio e o vapor d'água nas atmosferas gasosas podem ser removidos utilizando vários tipos de absorventes.

[0G49J O efeito prejudicial do oxigênio na formação de textura {100} em superfícies da chapa fina também pode ser reduzido ligando ou revestindo determinados elementos, como o carbono e o manganês. Os átomos de carbono podem remover o oxigênio em superfícies da chapa fina para formarem o gás monóxido de carbono·. No caso do manganês, como sua pressão de vapor é tão alta na temperatura de recozimento, os átomos de manganês evaporados das superfícies da chapa fina parecem bloquear as moléculas de oxigênio na atmosfera gasosa, para não colidirem com as superfícies da chapa fina durante o recozimento, No caso da liga dos elementos acima, o teor de carbono é menor que 0,5% e o teor de manganês é menor que 3,01, O revestimento desses elementos em superfícies da chapa fina tem os mesmos efeitos benéficos na formação da textura {100}, Também, o revestimento de ferro, níquel e cobre, que são elementos menos reativos ao oxigênio que os aços de silício, reduz o efeito prejudicial do oxigênio na formação de textura {100}. Esses elementos nâo somente protegem a superfície contra uma atmosfera contendo oxigênio, mas também estabilizam a fase austenita, reduzindo assim a temperatura de tratamento a quente.

[0050] O método da presente invenção para a formação de textura {100} nas superfícies da chapa fina compreende uma etapa de resfriamento de austeníta para ferrita. Como a formação da textura {100} está intimamente relacionada com a transformação γ-α, a taxa de resfriamento durante a transformação desempenha uma importante função na formação de textura {100}, Durante a transformação y-or, é preferível ter uma taxa de resfriamento inferior a 3000°C/h.

[0051] Pelo controle da taxa de resfriamento, pode ser ampliada a formação de textura {100} e suprimida a formação de {111}. Quando a transformação γ-.α é induzida, pelo resfriamento, a taxa de resfriamento ideal varia, dependendo da composição química da chapa fina e da temperatura de encharcamento. Por exemplo, nas ligas de Fe-Si, a taxa de resfriamento ideal è 50 a 1000°C/h. Entretanto, nas ligas de Fe-Si com temperatura de encharcamento maior que 110Q°C, ê formada a textura {100} de alta densidade mesmo com taxa de resfriamento superior a 3000°C/h. Também, nas ligas de Fe-Si-C, em que o teor de carbono é 0,03 a 0,51, a taxa de resfriamento ideal é maior que 600°C/h. Nas ligas de Fe-Sí-Mn, em que o teor de manganês é 0,1 a 3,0%, a taxa de resfriamento ideal é menor que l00°C/h, O tempo de encharcamento também afeta a formação da textura {100}. O tempo de encharcamento ideal para a formação da textura {100} é 1 a 60 minutos e não maior que 120 minutos, 10052] Na presente invenção, a rugosidade superficial (Ra) da chapa fina está intímamente relacionada com a formação da textura {100}. Para formar uma textura {100} de alta densidade, é preferivei ter uma rugosidade superficial inferior a 0,Ipm, Portanto, é necessário ter uma superfície lisa antes da formação· do tratamento a quente í100} - [0053] Adotando o método da presente invenção, a formação de textura [100] altamente agregada nas superfícies da chapa fina pode ser obtida em 30 minutos ou menos, e preferivelmente em alguns minutos, Como o tempo de recozímento é pequeno, pode ser adotado· o recozímento contínuo, que é mais adequado para a produção em massa, [0054] Nesta invenção, o coeficiente de textura, Phki, é usado para avaliar a formação da textura- Phki é definido como a seguir, , onde NhStl: fator de multiplicidade, Ihxií Intensidade de raios-X do plano (hkl) de uma dada amostra, Ir,hki: Intensidade de raios-X do plano < hkl) de um corpo de prova com grãos de orientação randômica.

[0055] Phfci representa uma razão aproximada da área superficial coberta pelo plano (hkl} na amostra de interesse com relação à de uma amostra com grãos de orientação randômica.

[0056] A presente invenção pode ser geral e fundamentaImente aplicada a ligas de ferro ou á base em ferro, É listada abaixo a aplicação geral da presente invenção às ligas à base em ferro típicas. As informações técnicas detalhadas sobre cada sistema de ligas podem ser encontradas nos exemplos, A composição- química das ligas somente incluí os elementos de liga intencionalmente dopados, sendo desconsideradas as impurezas inevitáveis. (1) Fe-Si [0057] Nas ligas de Fe-Si com teor de Si inferior a 1.5 %, para formar uma textura {100} de alta densidade, devera ser realizados tratamentos a quente sob as seguintes condições; faixa de temperaturas do tratamento a quente: 910 a 1250°C, onde a austenita é estável e a atmosfera de tratamento a quente: i) uma atmosfera de vácuo inferior a lxlO-5 torr ou ii) uma atmosfera gasosa redutora com uivei de pressão de 1 atra ou menos. Após o tratamento a quente na temperatura de austenita, as ligas de Fe-Si devera passar pela transformação y-*a por resfriamento.

(2) Fe-Si-C

[0058] Nas ligas de Fe-Si-C com teor de Si de 2,0 a 3,5% e teor de € inferior a 0,51, para formar uma textura í100} de alta densidade, devem ser feitos tratamentos a quente sob as seguintes condições; faixa de temperaturas do tratamento a quente: 800 a 12506C, onde a austenita é estável e a atmosfera de tratamento a quente: i) uma atmosfera de vácuo inferior a IxlCT3 torr ou ií) uma atmosfera gasosa redutora com nível de pressão de 1 atm ou menos. Depois do tratamento a quente na temperatura de austenita, as ligas de Fe-Si-C devem passar pela transformação γ—α por resfriamento ou variando a composição química (descabonetaçào}. {3} Fe-Si-Mn [0059] Nas ligas de Fe-Sí-Mn cora teor de Si de 1,0 a 3.5 % e teor de Mn inferior a 1,5%, para formar uma textura {100} de alta densidade, devem ser feitos tratamentos a quente nas seguintes condições; faixa de temperaturas do tratamento a quente: 800 a 1250°C onde a austenita é estável e a atmosfera de tratamento a quente: i) uma atmosfera de vácuo inferior a lxlO'3 torr ou ii) uma atmosfera gasosa redutora com nível de pressão de 1 atm ou menos» Apôs o tratamento a quente na temperatura de austenita, as ligas de Fe-Si-Mn devem passar pela transformação γ-*« por resfriamento ou variando a composição química (remoção de átomos de manganês em superfícies da chapa fina por evaporação, doravante denominada desmanganização).

{4} Fe-Si-Mn-C

[0060] Nas ligas de Fe-Si-Mn-C com teor de Si de 1,0 a 3,5% e teor de Mn inferior a 1,5%, e teor de C inferior a 0,5%, para formarem uma textura {1001 de alta densidade, devem ser feitos tratamentos a quente nas seguintes condições; faixa de temperaturas de tratamento a quente: 800 a 1250°C, onde a austenita ê estável e a atmosfera de tratamento a quente: i) uma atmosfera de vácuo inferior a lxl0‘3 torr ou ii.) uma atmosfera gasosa redutora com nível de pressão de 1 atm ou menos* Apôs o tratamento a quente na temperatura de austenita, as ligas de Fe-Sí-Mn-C podem, passar pela transformação y-.ot por resfriamento ou variando- a composição química (descarbonetação e/ou desmanganização), (5) Fe-Si-Ni [0061] Nas ligas de Fe-Sí-Ní com teor de Si de 1,0 a 4,5 I, teor de Ni inferior a 3,0%, para formar uma textura [100} de alta densidade, devem ser feitos tratamentos a quente nas seguintes condições; faixa de temperaturas de tratamento a quente: 800 a 1250°Cr onde a austenita é estável e a atmosfera de tratamento a quente: i) uma atmosfera de vácuo inferior a IxlO"5 torr ou ii) uma atmosfera gasosa redutora com nível de pressão de 1 atm ou menos. Após o tratamento a quente na temperatura de austenita, as ligas de Fe-Si-Ni devem passar pela transformação· γ—α por resfriamento.

EXEMPLOS (0062] A Tabela 1 mostra a composição química das ligas usadas na presente invenção. A menos que indicado de outra forma, todas as indicações de porcentagens significam porcentagem em peso. Os lingotes com a composição química mostrada na Tabela 1 foram preparados por fusão· de indução a vácuo. Esses lingotes foram, forjados a quente em chapas finas com 20 mm de espessura, Essas chapas finas de aço· foram laminadas a quente para terem espessura de 2 mm. Após o processo de laminação a quente, a carepa superficial foi removida utilizando um processo de decapagem química em 181 HCl a 60°C. Essas chapas finas foram laminadas a frio· até várias espessuras como 0,3 mm, 0,5 mm e outros. Os elementos de liga com quantidades comuns não foram intencionalmente dopados, a menos que indicado de outra forma, sendo impurezas inevitáveis. Essas pequenas quantidades de impurezas não têm. efeito significativo na formação da textura {100}.

Tabela 1 Exemplo 1 [0063] A FIG, 1 mostra que quando o ferro puro 1 é recozído em temperatura de austenita, minimizando o efeito do oxigênio na chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento a quente, e então quando a chapa fina acima estiver submetida à transformação γ-α, a chapa fina resultante terá uma alta proporção de textura {100}. Os tratamentos a quente foram feitos em uma atmosfera gasosa redutora (1 atm gás Hj com ponto de orvalho de -54eC). Quando a temperatura do forno atinge 850°C, as amostras são colocadas no meio do forno. Após manter a 850°C por 5 minutos, as amostras sâo aquecidas até a temperatura de encharcamento com taxa de aquecimento de 600°C/h. Após manter por 1 minuto na temperatura de eneharcamento, as amostras foram resfriadas a 850°C com taxa de resfriamento de 600°C/h. Na conclusão do tratamento a quente, as amostras foram retiradas do forno e resfriadas em uma câmara em temperatura ambiente, r [0064] Quando as amostras de ferro sâo recozidas em temperatura abaixo· de 910°C, onde a ferríta ê estável, é dominante a formação da textuxa {111}. Este é um comportamento típico de uma chapa fina de aço. Entretanto, quando as amostras sâo recozidas em temperatura acima de 910°C, onde a austenita é estável, a chapa fina resultante tem uma alta proporção de textura {100} (mais de 60% da área superficial é coberta com textura {100}} e quase toda a textura {111} desaparece, A formação de textura {100} de alta densidade em ferro puro com nível de enxofre de 7 ppm é realmente excepcional. Além disso, para formar a textura {100}, 930°C são suficientes e o tempo do tratamento a quente é inferior a 20 minutos. Em uma chapa fina de aço de pureza comercial, este comportamento não foi observado anteriormente. Este resultado sugere que a formação de textura {100} de alta densidade pela transformação γ-α em uma atmosfera gasosa redutora {em uma atmosfera de tratamento a quente minimizando o efeito do oxigênio) é uma propriedade inerente do ferro puro.

[0065] O teor de oxigênio no ferro tem um efeito significativo na formação da textura {100} (FIG. 2). Foram feitos tratamentos a quente em atmosfera de vácuo (6xl0“6 torr). Quando a temperatura do forno atinge a temperatura de enchârcâmento, as amostras são colocadas no meio· do forno. Após manter por 30 minutos na temperatura de encharcamento, as amostras foram retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Após o tratamento a quente abaixo de 910°C, nào se observa fortalecimento significativo do {100} plano {Pico “ aproximadamente 1). Entretanto, quando as amostras são recozidas em temperatura acima de 91Q°C, o teor de oxigênio no ferro afeta a formação da textura {100} sígnífícativamente. Quando o nível de oxigênio é baixo, como de 31 ppm, a textura {100} de alta densidade é observada a 10Q0eC, considerando que no mesmo tratamento· a quente com 45 ppm de oxigênio·, não há o fortalecimento da textura {100} . Este resultado sugere que o oxigênio no ferro prejudica a formação da textura {100} de alta densidade pela transformação γ-*α e o teor de oxigênio no ferro deve ser controlado para estar abaixo de 40 ppm para formar a textura {100}. 1.00 66] O oxigênio das atmosferas de recozimento também tem um profundo efeito na formação da textura {100} {fig- 3). Foram feitos tratamentos a quente de ferro com nível de oxigênio de 31 pptti no forno de vácuo com várias pressões de vácuo. Quando a temperatura do forno atinge 1000“C, as amostras são colocadas no meio do forno. Após manter por 30 minutos a 1000eC, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Os resultados mostram que a ampliação da textura {100} é observada abaixo de um nível de pressão de IxlO'4 torr. Além disso, quando a pressão de vácuo é reduzida, a textura {100} se torna mais forte. Como a pressão de vácuo é proporcional è pressão parcial de oxigênio no sistema de vácuo, o resultado acima pode ser interpretado como um efeito prejudicial do oxigênio nas atmosferas de recozimento na formação da textura {100}, [0067] Pelos resultados acima, podemos concluir que quando o ferro é recozido na temperatura de austenita, minimizando um efeito do oxigênio na chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento a quente, e subsequentemente quando a chapa fina acima estiver submetida à transformação y-o, a chapa fina resultante tem uma alta. proporção de textura {100}. Além disso, a presente invenção revela um método rápido e eficiente de formação de textura {100}, Mesmo com 5 minutos de tratamentos a quente, a textura {100} de alta densidade pode ser desenvolvida em superfícies da chapa fina.

Exemplo 2 [0068J A FIG. 4 mostra que quando ligas de Fe-Si são recozidas era temperatura de austenita, minimizando o efeito do oxigênio em uma atmosfera de tratamento a quente, e depois quando a chapa fina acima é submetida à transformação γ-α, a chapa fina resultante tem uma alta proporção de textura {1001 * Foram feitos tratamentos a quente em uma atmosfera de vácuo (6x10"6 torr com absorvedor de Ti) . Nesses tratamentos a quente, foi colocada uma chapa fina de titânio puro próxima à amostra como um absorvedor de oxigênio para remover o oxigênio na atmosfera de vácuo, Quando a temperatura do forno atingir 1150°C, as amostras são colocadas no meio do forno. Apôs manter por 15 minutos a 1150°C, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente, h 1150°C, a austenita é uma fase estável para ligas com teor de Sí de 0? 1,0 e 1,5%, considerando que a ferrita é uma fase estável para ligas com teor de Si de 2,0,* 2,5, e 3,01.

[0069] Como mostrado na FIG. 4, é observada uma bem desenvolvida textura {100} nas ligas de Fe-Sí que passam pela transformação y—« durante o resfriamento. Entretanto, sem passar pela transformação γ-*α, a intensidade da textura {100} é menor que 1 (amostra orientada randomicamente), e os planos {111} e {211} são dominantes. Por esses resultados, podemos concluir que o método de formação de textura {100} de alta densidade pela transformação γ-α em uma atmosfera deficiente de oxigênio também se aplica aos sistemas de ligas binárias Fe-Si. Como o silicio é um importante elemento de liga nos materiais magnéticos macios de base Fe, esta conclusão é preponderantemente significativa, Além disso, a formação de textura {100} parece ser muito mais fácil nas ligas de Fe-Si que no ferro. Este resultado pode ser interpretado como um efeito de lavagem de oxigênio do silício. Como mostrado no exemplo 1, o oxigênio no Fe inibe a formação de uma textura {100} de alta densidade pela transformação γ—α. Entretanto, se o silício, que tem uma maior afinidade com o oxigênio do que com o ferro, que é um principal elemento de liga, o silício reagirá com os átomos de oxigênio ínterstícia! nas ligas à base ferro e assim a quantidade de átomos de oxigênio intersticial, que parecem prejudicar as ligas à base Fe da formação de textura {100}, seria pequena {efeito de lavagem de oxigênio]. Assim, a formação de textura {1001 parece ser muito mais fácil nas ligas de Fe-Si que no Fe.

[0070] Pela mesma razão, as ligas de Fe-Si devem ser tratadas termicamente sob uma atmosfera mais severamente deficiente de oxigênio. Os tratamentos a quente de Fe-1,5%Si foram feitos no forno a vácuo em vários niveis de vácuo. Quando a temperatura do forno atingir 1150°C, as amostras sâo colocadas no meio do forno. Após manter por 15 minutos a 1150°G, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Diferente do ferro é observada a ampliação da textura {100} em menor nível de vácuo, abaixo de IxlCT5 torr {FIG. 5) . Quando a pressão de vácuo é mais e mais reduzida, como para fixlO”6 torr ou 3xl0'6 torr com absorvedor de Ti, a textura {100} se torna mais resistente. Nesse caso, o silício das ligas parece reagir com o oxigênio da atmosfera de tratamento a quente devido à alta afinidade do oxigênio com o silício. Como o oxigênio nas superfícies da chapa fina {sob a forma de átomos interstíciaís ou óxidos) parece evitar que o ferro e as ligas à base de ferro formem textura {100}, quanto mais elementos de alta afinidade com o oxigênio nas ligas, mais necessário é o controle rigido da atmosfera de recozíraento, Exemplo 3 [0071] A F1G. 6 mostra que quando uma chapa fina de Fe-l,0%Si é recozida na temperatura de austenita, minimizando o efeito do oxigênio na atmosfera de tratamento a quente, e subseqüentemente quando a chapa fina acima estiver submetida á transformação γ-<χ, a chapa fina resultante tem uma alta proporção· de textura [100} nas superfícies da chapa fina. Os tratamentos a quente foram feitos em uma atmosfera gasosa redutora (1 atra de gás H2 com ponto de orvalho de -55°C) , Quando a temperatura do forno atingir 950°C, as amostras sáo colocadas no meio do forno. Após manter por 5 minutos a 950°C, as amostras foram tratadas na temperatura de enchareamento com taxa de aquecimento de 60Q°C/h. Após manter por 5 minutos na temperatura de enchareamento, as amostras foram resfriadas para 950°C com taxa de resfriamento de 600°C/h, Na conclusão do tratamento a quente, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente, [0072J Em um sistema de liga de Fe-lISí, a austenita ê uma fase estável na faixa de temperaturas de 1000 a 1310eC, considerando que a ferrita é uma fase estável abaixo de 970°C, e o campo de duas fases (α+γ) é de 970 a 1000°C, Quando as amostras Fe-1,OlSi sáo recozídas na temperatura abaixo de 97Q°C, onde a ferrita ê estável, ê dominante a formação de {1111 plano. Este é um comportamento típico de uma chapa fina de aço silício. Entretanto, quando as amostras sao recozidas em temperatura acima de 1Q00°C, onde a austenita é estável, a chapa fina resultante tem uma alta proporção de textura {100} {mais de 80% da área superficial é coberta com textura {100}) e quase todo o {111} plano desaparece.

[0073] Pelos resultados acima, podemos concluir que quando a chapa fina de liga de Fe-Si é recozida em temperatura de austenita minimizando um efeito do oxigênio na chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento a quente, e subseqüentemente quando a chapa fina acima é sujeita à transformação γ->α, a chapa fina resultante tem uma alta proporção de textura {100}. Além disso, a presente invenção revela um método rápido e eficiente de formação de textura {100}. Mesmo em 5 minutos de tratamentos a quente, pode-se desenvolver a textura {100} de alta densidade.

Exemplo 4 [0074] A Tabela 2 mostra que nas ligas à base de Fe, sempre se desenvolve uma alta proporção de textura {100} após a transformação γ-α na atmosfera de recozimento para. a minimização do efeito do oxigênio. Os tratamentos a quente foram feitos em várias atmosferas de vácuo. No tratamento a quente com nível de vácuo de 6xltT6 torr e absorvedor de Tí, foi localizada uma chapa fina de titânio puro perto da amostra como um absorvedor de oxigênio para retirar o oxigênio da atmosfera de vácuo. No tratamento a quente na pressão de vácuo de 4,1x1o"1 torr H2, o gás H2 foi fornecido em uma vazão de 100 cc/min, enquanto a pressão de vácuo foi mantida usando uma bomba rotativa. Quando a temperatura do forno atingir a temperatura de encharcamento, as amostras são colocadas no meio do forno. Após manter por um tempo desejado na temperatura de encharcamento, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente (FC), Em alguns casos, as amostras foram resfriadas no forno até a temperatura de ferrita com taxa de resfriamento de 4Ü0°C/h e então as amostras foram retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. |00?5] Em todo o sistema de ligas mostrado na Tabela 2 como Fe-Si, Fe-Si-C, Fe-Si-Μη, Fe-Si-Hn-C, Fe-Sí-Ni e Fe-Si-Al, se a fase estável na temperatura de encharcamento é a austenita e se as atmosferas de recozimento forem controladas para ter uma quantidade mínima de oxigênio ou, de preferência se for em atmosfera isenta de oxigênio, sempre se desenvolve uma alta proporção de textuxa {100}.

[0076] Foram testadas as ligas de Fe-Si dopadas com carbono porque o carbono é um elemento estabilizador da austenita. As vantagens do uso de ligas dopadas com carbono são a redução na temperatura de encharcamento devido à uma baixa temperatura A3, e â estabilização da fase austenita pelo dope de carbono, mesmo nas ligas sem o campo· da fase austenita. Em um sistema Fe-3,0%Si, sem carbono, não existe temperatura estável da austenita. Assim, a textura {100} nâo pode se desenvolver. Entretanto, dopando 0,3% de carbono, a textura {100} é bem desenvolvida com tratamento a quente era 1100°C. Também, como o carbono reduz a temperatura A 3 do referido sistema de liga, a temperatura de encharcamento pode ser reduzida. Como mostrado na Tabela 2, no sistema de liga de Fe-1,5%Si, a temperatura ftj reduz de 1080 para 970°C quando· o nivel de carbono varia entre 50 e 1000 ppm. Quando a temperatura de encharcamento é de 1050°C, a textura (100} é bem desenvolvida para o Fe-1,5%Si-0,1%C considerando que para Fe-1,5%Si, não se observa o desenvolvimento da textura (100}. Apesar de o carbono prejudicar as propriedades magnéticas dos materiais magnéticos macios, este pode ser facilmente removido pelo processo de descabonetação. Entretanto, se existir muito· carbono, a má praticabilidade e também uma formação de fase complexa como as de vários tipos de carbetos provocariam problemas significativos. Assim, o teor aceitável de carbono das ligas de Pe-Si é inferior a 0,5%. ______ Tabela 2 __________________________________ *FH: aquecimento rápido da amostra na temperatura ambiente até a temperatura de encharcamento. * * FC: resfriamento rápido da amostra na temperatura de encharcamento até a temperatura ambiente, [0077J Foram testadas ligas de Fe-Si dopadas com Mn devido ao manganês ser í) um elemento comum de liga, que reduz as perdas por corrente de eddy e ii) um elemento estabilizador da austenita, Como mostrado na Tabela 2, o manganês parece enfraquecer â formação de textura {100} e, por sua vez, fortalecer a formação de textura {310}. Nos sistemas de liga de Fe~0,431-0» 3%Mn e Fe-1, 0%Si-l,5%Mn, após a transformação γ-α, é observada a formação da textura {100}, mas a intensidade da textura {100} é somente 2 a 4 vezes maior que a dos grãos de orientação randômica. Também, a intensidade do {310} plano é cerca de 2 a 4 vezes maior que a dos grãos de orientação randômica. Apesar desses resultados sugerirem que o manganês estabiliza o {100} plano como também o {310} plano, de fato, a formação do {310} plano é afetada de forma significativa pela taxa de resfriamento. Nas ligas de Fe-Si contendo manganês, o comportamento do crescimento do grão ê totalmente diferente daquele das ligas de Fe-Si, e isto pode afetar a formação da textura. Também será revelado posteriormente um método de formação de textura 1100} de alta densidade nos sistemas de ligas de Fe-Sí-Mn nesta especificação.

[0078] Nas ligas contendo Mn, a temperatura de encharcamento deve ser muito maior que a temperatura Aj {cerca de 50 a 100°C). Durante o tratamento a quente, o manganês da superfície evapora tão rápido, que o nível de manganês na superfície ê muito inferior que o da matriz. Como a remoção do manganês da superfície aumentará a temperatura A3 da área superficial, e a formação da textura {100} começa na superfície da chapa fina, a temperatura de encharcamento deve ser muito maior que a temperatura Aj para manter a fase superficial de austenita. Como o manganês tem ura efeito benéfico na redução da perda do núcleo e da temperatura A3, pode não estar contido.

[0079J As ligas de Fe-Si dopadas com carbono e manganês foram testadas para observar um comportamento sínérgíco de dois elementos estabilizadores de austenita. Na liga de Fe-2,0%Si-l,0%Mn-0,2%C, a textura {100} é bem desenvolvida pelo tratamento a quente a 1100°C. Este resultado sugere que dopando carbono nas ligas de Fe-Si-Mn, pode ser superado o enfraquecimento da textura {100}* Nas ligas de Fe-Si contendo manganês e carbono, devido à evaporação do manganês na superfície, também a temperatura de encharcamento deve ser maior que a temperatura ft3 (cerca de 50 a 100*C).

[0080] Foram testadas principalmente as ligas de Fe-Si contendo Mí devido ao níquel ser um elemento estabilizador da austenita. Além disso, o níquel é benéfico em vários aspectos; i) é estável na temperatura de encharcamento (não ocorre evaporação significativa), ii) reduz a perda por corrente de eddy aumentando a resistividade das ligas de Fe-Si, e ííi) aumenta a resistência â tração das ligas de Fe-Si. Na liga de Fe-2,0%Si-l, 0%Ni, a textura {100} é bem desenvolvida pelo tratamento a quente a 1090°C. Como o níquel tem um efeito benéfico na redução da perda do núcleo e da temperatura A3, pode nâo estar contido, [0081] Foram testadas as ligas de Fe-Si dopadas com Al porque o alumínio ê um elemento de liga comum na redução da perda pela corrente de eddy, Como mostrado na Tabela 2, o alumínio parece enfraquecer a formação da textura {100}, Sem alumínio (Fe-l%Si), o coeficiente de textura {100} é cerca de 16, considerando que este reduz para 6,65 simplesmente pela adição de 0,1% de alumínio {60% de redução). 0 efeito prejudicial do alumínio na formação de textura {100} pode ser interpretado em termos da alta afinidade do alumínio com o oxigênio. Como o alumínio reage prontamente com o oxigênio, mesmo se existir uma quantidade muito pequena de oxigênio em uma atmosfera de recozimento, o alumínio nas superfícies da chapa fina reagirá com as moléculas de oxigênio. Portanto, a formação da textura {100} é enfraquecida. De fato, a cor das superfícies da chapa fina é sempre preponderantemente fosca nas ligas contendo alumínio. Assim, o teor aceitável de alumínio nas ligas de Fe-Si é inferior a 0,3%, Exemplo 5 [0082] Apesar do oxigênio em atmosferas de recozimento ter um efeito significativo na formação da textura {100}, a pressão parcial aceitável de oxigênio na atmosfera de recozimento varia dependendo da composição química das ligas de Fe-Sx, Foram feitos tratamentos a quente das ligas de Fe-Sí-C, Fe-Si-Mn e Fe-Sí-Mn-C no forno a vácuo com vários níveis de vácuo. Quando a temperatura do forno atingir a temperatura de encharcamento, as amostras são colocadas no meio do forno. Apôs a manutenção na temperatura de encharcamento por tempo suficiente para transformar completamente todos os grãos em austenita, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Durante os tratamentos a quente, a pressão de vácuo foi controlada usando uma válvula de agulha* O gás de vazamento foi o ar, mas algumas vezes foi usado gás Ar de alta puxeza de 99,999%.

[0083] Mas ligas contendo- carbono, este parece atenuar o efeito prejudicial do oxigênio na formação da textura {100}. 0 carbono parece desempenhar um importante papel na remoção do oxigênio das superfícies da chapa fina pela reação com o oxigênio para formar monóxido de carbono (CO)-, Na Fe-3, GISi-0,3%C, se a pressão de vácuo é controlada com o- uso de ar, a textura {100} pode se desenvolver em pressão de vácuo menor que IxlO-3 torr, que é uma pressão de vácuo pelo menos cerca de 100 vezes maior que para as ligas de Fe-Si (IxlO"5 torr) (FIG. 7) . Além disso, se a pressão de vácuo for controlada usando o gás Ar ao invés do ar, a textura {100} pode ser desenvolvida na pressão de vácuo de IxlO-1 torr ou até maior. Esses resultados mostram que i) o oxigênio na atmosfera de recozimento prejudica a formação da textura {1001, ü) portanto, a redução da pressão parcial de oxigênio nas atmosferas de recozimento é uma condição necessária para a formação da. textura {100}, e iii) o carbono nas ligas desempenha um importante papel na remoção do oxigênio nas superfícies da chapa fina.

[0084] Nas ligas contendo manganês, este parece atenuar de certa forma o efeito prejudicial do oxigênio· na formação da textura {100}. Os átomos de manganês evaporados das superfícies da chapa fina. parecem bloquear as superfícies contra as moléculas de oxigênio na atmosfera de recozimento, Quando uma chapa fina da. liga de Fe-0,4%Si-0,3lMn é recozida a 1000°C por 10 minutos, a textura {100} se desenvolve na pressão de vácuo inferior a 7xl0‘5 torr, que ê uma pressão de vácuo cerca de 10 vezes maior que a das ligas de Fe-Sí (1x10“ 5 torr) (FIG. 8). Mas a pressão de vácuo de 7xl0‘s torr não tem realmente qualquer significado em particular. A pressão de vácuo limitadora varia dependendo do teor de manganês, da temperatura de encharcamento e do tempo de encharcamento. Por exemplo, se o tempo de encharcamento do tratamento· a quente acima for aumentado para 1 hora, a textura {100} desenvolve em pressão de vácuo inferior a 2xl0”5 torr.

[0085} Nas ligas de Fe-Si dopadas com carbono e manganês, o efeito sínêrgico dos dois elementos é tâo grande que a textura {100} se desenvolve em pressão de vácuo· inferior a IxlO-2 torr (FIG. 9) . Além disso, não é observado o reforço do {3101 plano neste sistema de ligas, sendo assim dominante a textura {100}, [0086] A partir desses resultados, podemos concluir que as atmosferas de recozimento e também os sistemas de ligas devera ser selecionados cora cuidado para minimizar um efeito do oxigênio no desenvolvimento de uma textura {100} de alta densidade.

Exemplo 6 [0087] O controle do ponto de orvalho é um fator extremamente importante para o desenvolvimento da textura {100} em uma atmosfera gasosa H2. Como mostrado na FIG. 1 e FIG. 6, pode ser desenvolvida uma alta proporção de textura {100} em uma atmosfera gasosa redutora como em atmosfera gasosa H2. Uma vantagem potencial do uso da atmosfera gasosa redutora é que o oxigênio nas superfícies da chapa fina pode ser reduzido pelo gás redutor. Entretanto, como os metais são oxidados em pressão parcial muito baixa de oxigênio na temperatura de interesse, o gás redutor deve ser cuidadosamente controlado para nâo oxidar as superfícies da chapa fina. Como o· denominado gás H2 seco é, termodinamícamente uma mistura gasosa H20-H2, durante o recozimento, o oxigênio do H20 pode afetar as superfícies dos metais estabelecendo o equilíbrio entre H2Q, H2 e 02.

Portanto, o oxigênio do H2Q pode prejudicar a formação da textura {100}.

[0068] Para determinar a faixa ideal do ponto de orvalho para a formação da textura {100} em Fe-l%Si, foram feitos tratamentos a quente em uma atmosfera de 1 atm de gás Hz com vários pontos de orvalho. Quando a temperatura do forno atingir 950eC, as amostras são colocadas no meio do forno. Após manter por 5 minutos a 95Ü°C, as amostras foram aquecidas até a temperatura de encharcamento de 10303C, com taxa de aquecimento de 600°C/h. Após manter por 10 minutos na temperatura de encharcamento, as amostras foram resfriadas até 950°C com taxa de resfriamento de 600°C/h. Na conclusão do tratamento a quente, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. A FIG. 10 mostra que quando a chapa fina de liga de Fe-Ξί é recozida em 1 atm de atmosfera gasosa Hz com ponto de orvalho- inferior a -50°C, a chapa fina resultante tem uma alta proporção de textura {100}. De maneira surpreendente, na liga de Fe-l%Si, a oxídação (Sí02í parece iniciar no poeto de orvalho de cerca de -50°C até cerca da temperatura de encharcamento. Esses resultados sugerem que o ponto· de orvalho da atmosfera de recozimento deve ser selecionado de maneira a não oxidar as superfícies do dado sistema de liga. Foram feitos testes similares em Fe (Hz, 930°C por 5 minutos), Fe-l,5lSi (Hz, 1150“C por 15 minutos)· e Fe-1, SlSi-0, 1%C {H2+50%Ar, 1150°C por 15 minutos). Os pontos de orvalho críticos de cada sistema de liga sâo -1Q6C, -50°C e -45°C. Nas ligas de Fe-1,5%Si, o ponto de orvalho crítico da liga dopada com carbono é cerca de 5°C maior que o da liga de baixo carbono. Nas ligas contendo carbono {0,110, o carbono parece desempenhar um importante papel na remoção do oxigênio das superfícies da chapa fina pela reação com o oxigênio para formação do· monóxido de carbono (CG).

[0089] Foram feitos tratamentos a quente da liga de Fe-1,5%Si-0,ItC no forno com vários níveis de pressão de gás H2. Quando a temperatura do forno atingir 1150°C, as amostras sâo colocadas no meio do forno* Após a manutenção em 1150°C por 15 minutos, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Durante os tratamentos a quente, a pressão do gás foi controlada usando uma bomba rotativa e válvulas de agulha nas portas de entrada e de salda do gás. 0 gás de vazamento foi o gás Hz de alta pureza, com ponto de orvalho de aproximadamente -65°C, Como mostrado na FIG. 11, a textura {100} se desenvolve bem em atmosfera de hidrogênio em vários níveis de pressão. Em especial, o reforço da textura {100} é claramente encontrado abaixo de 10 torr. A ampliação da textura {100} em baixa pressào pode ser devida á i} rápida remoção do gás contaminado pela própria amostra e pelo sistema de tratamento a quente ou ii) lenta cinética de oxidaçâo pela baixa pressão parcial de Η20. Foi observado comportamento similar em Pe-llSi e Fe-2,5IS1-1,5%Mn-G,2IC. Esses resultados sugerem que uma alta proporção de textura {100} se desenvolve pela transformação γ-α em atmosferas de recozimento de vários gases redutores.

[0090] Um absorvedor de oxigênio é uma ferramenta efetiva para a remoção do oxigênio e da H20 nas atmosferas de recozimento. Foram feitos tratamentos a quente da liga de Fe-1.0%Si em atmosferas de H; a 1 atm e 0,01 atm. O ponto de orvalho do gás Hs foi de -44 °C, onde nâo se espera formação significativa de textura {100=}* Quando a temperatura do forno atingir 1050°C, as amostras sâo colocadas no meio· do forno. Após manter a 1050eC por 10 minutos, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Uma chapa fina de titânio puro foi colocada próxima à amostra como um absorvedor de oxigênio. Como a oxidaçâo do titânio inicia na pressão parcial de oxigênio de cerca de lxlCT27 atm a 1050°C, a pressão parcial de oxigênio da atmosfera de recozímento seria suficientemente baixa para nâo oxidar o Fe-l,0%si. Em atmosferas de hidrogênio, o absorvedor de titânio remove as moléculas de água. A Tabela 3 mostra que a textura f100} é reforçada pelo absorvedor de oxigênio. Em uma atmosfera H2 de 1 atm, P100 ê 1,91 sem absorvedor de Ti, considerando que Ρχ0ο é 4,5 6 com absorvedor de Tí. Também, em atmosfera H2 a 0,01 atm, sem absorvedor de Ti, P10G é 4,57 considerando que P100 é 8,17 com absorvedor de Ti. Esses resultados sugerem que os materiais de absorvedor de oxigênio podem ser usados como ferramenta efetiva para a remoção do oxigênio e H20 nas atmosferas de recozímento. Os resultados acima reconfirmam que, se o oxigênio ou as moléculas de água nas atmosferas de recozímento forem efetivamente removidas, desenvolve-se uma alta proporção de textura {100} pela transformação γ-*α.

Tabela 3 Exemplo 7 [0091J O revestimento de carbono pode reforçar a textura {100}, O carbono pode ser um efetivo removedor de oxigênio porque o carbono reage prontamente com o oxigênio superficial, que é adsorvido das atmosferas de recozimento ou segregado da liga. Entretanto, é desejável o baixo teor de carbono, porque o carbono compromete de forma significativa as propriedades magnéticas dos materiais magnéticos macios. Como o carbono somente remove o oxigênio nas superfícies da chapa fina, nâo ê necessário que as ligas tenham alto· teor de carbono na matriz. Ao invés disso, o carbono pode ser revestido nas superfícies da chapa fina nua antes da formação do tratamento a quente de formação da {100} por ura processo de deposição de vapor ou de um processo de carburização.

[0092] Foi avaliado um efeito do revestimento de carbono na formação da textura {100} usando uma liga de Fe-1,5%Si, que tem um teor de carbono de 50 ppm. O revestimento de carbono foi feito por meio de um processo de deposição de vapor de carbono com nível de vácuo de 3xlG"5 torr, Uma corrente de 50 A percorreu uma haste de grafite de 1 mm de diâmetro por 15 e 25 segundos* Espera-se que a espessura do revestimento de carbono seja de uns poucos nanômetros, [0093] Os tratamentos a quente foram feitos no forno de vácuo com pressão de vácuo de 2,2xlQ~5 torr. Quando a temperatura do forno atingir 1150°C, as amostras são colocadas no meio do forno, Na liga de Fe-1,5ISi, a austenita é estável a 1150eC. Após a manutenção a 1150°C por 15 minutos, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Como mostrado na Tabela 4, sem o revestimento de carbono, a textura {100} não se desenvolve tΡχοο = 0,41). Resultado similar também pode ser encontrado na FIG. 5. Entretanto, as amostras com revestimento de carbono mostram textura {100} de alta densidade. A partir desses resultados, podemos concluir que o revestimento· de carbono pode ser utilizado para eliminar o efeito prejudicial do oxigênio nas atmosferas de recozímento na formação de textura {100}.

[0094] De acordo com o resultado mostrado na Tabela 4, o carbono também pode ser um absorvedor de oxigênio. Quando uma amostra sem revestimento de carbono· ê tratada termicamente com uma amostra junto com revestimento de carbono, de forma diferente dos resultados acima descritos, a amostra sem revestimento· de carbono mostra textura {100} de alta densidade {PiQ0 = 3,95}. Este resultado sugere que a camada de revestimento de carbono atua como um absorvedor de oxigênio nas atmosferas de recozímento. Portanto, sem o revestimento de carbono, mesmo em uma pobre atmosfera de vácuo, pode se desenvolver uma grande proporção de textura {100} pela transformação γ-*α. ______ Tabela. 4___________________________________________________ * recozida com liga revestida com carbono {revestimento C, 25 seg.) [0095) O revestimento de carbono pode ter papéis de remover o oxigênio nas superfícies da chapa fina ou na atmosfera de recozímento como também na estabilização da fase de austenita nas ligas contendo manganês. Nas ligas contendo manganês de Pe-2,5ISÍ-1,5%Mn, apesar de sua temperatura ft3. ser por volta de 1045°C, a textura {100} não· se desenvolve de forma nenhuma, mesmo com o tratamento a quente a 1200°C por 15 minutos em, 6xlG“€ torr com absorvedor de Ti. O baixo nível de manganês perto da superfície da chapa fina parece ser o responsável por este resultado. Como visto anteriormente, na temperatura de interesse, a pressão de vapor do manganês é muito alta {cerca de 10000 vezes maior que a do ferro} . De acordo cora a análise EDX, o teor de manganês perto da superfície é cerca de 0,3%. Portanto, durante o tratamento a quente, a fase estável na superfície é ferríta. Nessa situação, como não há transformação γ-*α na superfície, não se desenvolve a textura {100}. _________________Tabela 5_____________________________________ [0096] O carbono foí revestido na amostra acima para manter a fase superficial de austenita durante o tratamento a quente. O revestimento de carbono foi feito usando o mesmo método- acima descrito por 15 segundos. O tratamento a quente foi feito a 1100°C por 15 minutos em 6xl0‘€ torr com absorvedor de Ti. Como mostrado na Tabela 5, a estabilização da austenita por revestimento de carbono tem um potente efeito sobre a formação de textura {100}. Sem o revestimento de carbono, a textura {100} não se desenvolve (Pioo - 0,81), considerando que a amostra com revestimento de carbono mostra uma textura {100} de alta densidade (Piqq = 14,97) . Por este resultado, sabemos que o revestimento- de elementos estabilizadores de austenita como o ferro, manganês, níquel e carbono pode ajudar as ligas contendo manganês a terem uma alta proporção de textura {100} pela transformação y~*a.

Exemplo 8 [0097] Para aplicar a presente invenção à produção comercial, ê necessário definir com clareza as variáveis do processo, como a taxa de resfriamento, a taxa de aquecimento, o tempo de encharcamento e outros. De acordo com o método revelado· nesta invenção, a transformação γ-*α em uma atmosfera deficiente de oxigênio é uma importante variável para a formação da textura {100}« A transformação γ—α compreende uma etapa de nucleaçâo dos grãos de ferrita com a textura {100} do-s grãos de austenita e uma etapa de crescimento desses núcleos durante a transformação. Portanto, é necessário pesquisar o efeito da cinêtica de transformação na textura {100}. Também, a textura na austenita pode afetar a textura final na ferrita, porque existem relações de orientação entre os grãos de austenita e de ferrita. Portanto, a textura na austenita parece ser muito importante no desenvolvimento da textura {100} na ferrita. Entre as variáveis do processo, a textura na austenita pode ser afetada pelo tempo de encharcamento e a cinétíca de transformação pode ser afetada pela taxa de resfriamento.

[0098] A. formação de textura {100} pela transformação γ—α não é significativamente afetada pela história da amostra anterior como o grau de laminaçâo a frio, a temperatura de recristalizaçào e a taxa de aquecimento. Apesar dessas variáveis poderem afetar as orientações preferidas na textura 11001, a proporção total de grãos com {100} plano paralelos à superfície da chapa fina é quase a mesma ou varia somente marglnalmente.

[0099] Os tratamentos a quente foram feitos a 1050°C com várias durações em 4,lxlQ_1 torr Hz (ponto de orvalho = aproximadamente ~60eC} com liga de Fe-l,0!5í para encontrar o tempo ideal de encharcamento* Como mostrado na FIG. 12, apesar da proporção de textura {100} variar com o tempo de encharcamento, a textura {100} se desenvolve muito bem, independente da duração do encharcamento. O tempo ideal de encharcamento é de 5 a 20 minutos. A exposição prolongada à temperatura de encharcamento enfraquece a textura {100}, mas ainda tem uma alta proporção de textura {100} (Pioo = aproximadamente 14). Portanto, a duração recomendada na temperatura de encharcamento é menos de 20 minutos e, preferivelmente menos de 10 minutos. Este curto tempo de encharcamento torna possível construir um forno contínuo de recozimento como também reduz significatívamente os custos de produção.

[00100] A taxa de resfriamento ideal ê inferior a lOOO°C/h. Foram feitos tratamentos a quente a 1Q50°C por 20 minutos em 9, OxlO'2 torr {ponto de orvalho -aproximadamente -60eC) com liga de Fe-l,0%Si. Depois, as amostras foram resfriadas a 1000°C com taxa de resfriamento de 40Q°C/h. Subsequentemente, as amostras foram resfriadas a 950°C com taxas de resfriamento de 50, 100, 200, 400 e 600°C/h. Nessa liga, {α+γ) o campo de duas fases é de 970 a 1.000eC. Na. conclusão do tratamento a quente, as amostras são retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente. Também, uma amostra foi diretamente retirada do forno a 1050aC e resfriada na câmara em temperatura ambiente {doravante denominada de resfriamento a vácuo). Como mostrado na FIG. 13, se a taxa de resfriamento ê inferior a 600°C/h, a textura {100} se desenvolve muito bem independente da taxa de resfriamento (Pioo > aproximadamente 15) . Entretanto, se a taxa de resfriamento é muito alta {por exemplo, resfriamento â vácuo}, a formação de textura {100} é enf raquecida [Pico = aproximadamente 7] . Esses resultados sugerem que a formação de textura {100} pela transformação γ-*α pode ser atribuída à nucleação preferencial dos grãos com textura {100}. Como a taxa de resfriamento cresce, a transformação γ-*α deve terminar em um curto período de tempo. Nesse caso, apesar de haver uma tendência para a formação de textura {100} devido à. anisotropia na energia superficial, pode também ocorrer a nucleação randômica; assim desenvolve-se uma fraca textura {100). Entretanto·, as amostras lentamente resfriadas têm tempo suficiente para nuclear seletivamente os grãos com textura {100}; assim desenvolve-se uma proeminente textura ί100}, [00101] A taxa de resfriamento no campo de duas fases (α+γ) é um fator muito importante no desenvolvimento de uma alta proporção de textura {100}. Foram feitos tratamentos a quente a 1050ftC por 15 minutos em uma atmosfera de vácuo (4xlG"fi torr com absorvedor de Ti) com a liga de Fe-1,0%Si. Depois, as amostras foram resfriadas a várias temperaturas com uma taxa de resfriamento de 400°C/h. Na conclusão do tratamento a quente, as amostras são· retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente (resfriamento a vácuo), Como mostrado na F1G. 14, quando ê feito o resfriamento a vácuo na temperatura de austenita, desenvolve-se uma fraca textura {100} (Pitm = aproximadamente 4) , considerando que uma alta. proporção de textura {100} se desenvolve com o resfriamento a vácuo na faixa de temperaturas da ferrita (Pio0 = aproximadamente 16) , Quando o resfriamento a vácuo é feito no campo de duas fases (α+γ) (970 a 1000^C), com o prosseguimento da transformação' (com a redução da temperatura), mais textura {100} se desenvolve. Portanto, para obter uma alta proporção de textura {100}, a taxa de resfriamento no campo de duas fases (α+γ) deve ser adequadamente controlada.

[00102] A taxa de resfriamento no campo de duas fases (α+γ) deve ser alterada dependendo da composição química das ligas.

[00103] Nas ligas de Fe-Sí contendo carbono, a textura {100} se desenvolve bem com o rápido- resfriamento, por exemplo, com. o resfriamento a vácuo. Isto se deve à formação de fases complexas como de vários tipos de carbetos que afetam a formação de textura (100}. Assim, nas ligas contendo carbono, caso seja esperada a formação· de fase complexa, deve ser aplicado o resfriamento rápido.

[00104] Nas ligas de Fe-Si contendo manganês, é melhor o resfriamento lento para a formação da textura (100}. Foram feitos tratamentos a quente a 11Ü0ÜC por 10 minutos em uma atmosfera de vácuo (6xl0~® torr) com liga de Fe-1,5%Si-1,5%Mn. Depois, as amostras foram resfriadas a 850°C com várias taxas de resfriamento·, tia conclusão do tratamento a quente, as amostras sâo retiradas do forno e resfriadas na câmara em temperatura ambiente* Como mostrado na FIG. 15, a taxa de resfriamento deve ser menor que 600°C/h, e preferivelmente menor que 100 *C/h. A baixa mobilidade dos limites da fase a/γ parece ser responsável por uma alta proporção de textura {100} com baixa taxa de resfriamento, tias ligas contendo manganês, i) o tamanho do grão é relativamente pequeno com relação ás ligas de Fe-Si sem manganês e ii) as taxas de resfriamento se tornara menores, o tamanho do grão se torna maior. A relação entre o tamanho do grão e a textura flQO) pode ser explicada usando um conceito de baixa mobilidade dos limites da fase a/y induzida pelo manganês. 0· manganês tende a reduzir a mobilidade dos limites de fase oc/y. Nessa situação, se a taxa de resfriamento se torna alta, a transformação y~ot deve ser encerrada em um curto período de tempo. Apesar de haver a tendência para formar a textura {100} devido à anisotropia na energia superficial, pode ocorrer a nucleaçâo randômica; assim, desenvolve-se uma fraca textura {100} durante o resfriamento rápido. Entretanto, as amostras lentamente resfriadas têm tempo suficiente para crescer seletivamente grãos nucleados com textura {100}. Portanto, nas ligas de Fe-Si contendo manganês, o resfriamento lento é melhor para a formação da textura {100}, Método para a fabricação de aços elétricos não orientados [00105] Para fabricar aços elétricos não orientados com propriedades magnéticas superiores, ê muito importante a textura {100} com uma estrutura adequada de grãos. Na descrição anterior sobre a formação de textura {100] revelada por esta invenção, a aplicação da referida tecnologia é limitada à área superficial da chapa fina. Para completar o controle de textura nos aços elétricos não orientados com textura 1100}, os grãos com. textura {100} das camadas superficiais devem crescer para terem ura tamanho· de grão de pelo menos metade da espessura da chapa fina, Com esta estrutura de grãos, podem ser produzidos aços elétricos nâo orientados com propriedades magnéticas superiores, [00106] Um método de fabricação de chapas finas de aço elétrico· não orientado compreende a etapa de formação de uma alta proporção de textura {100} em superfícies da chapas finas pela transformação γ~*α, minimizando um efeito do oxigênio na chapa fina, em superfícies da chapa fina ou em uma atmosfera de recozimento, e uma etapa de crescimento dos grãos superficiais com a textura {100} para dentro, para ter um tamanho de grão de pelo menos metade da espessura da chapa fina. A transformação γ-*α pode ser induzida variando a temperatura (resfriamento}, a composição (descarbonetaçâo e desmanganização), ou a temperatura e a composição simultaneamente. Nas ligas de Fe, F'e-Si e Fe-Si-Ni, o crescimento dos grãos pode ser completado pela denominada transformação massíva induzida pelo resfriamento. Como a temperatura das amostras é reduzida, a transformação y—ot iniciará na superfície das amostras. Neste método-, o crescimento dos grãos termina com o final da transformação Y—o. Quando a transformação γ-*α contínua, os grãos de ferrita com textura {100}, nucleados em grãos de austenita, crescem nos grãos de austenita. Como a taxa de crescimento dos grãos é muito alta na transformação massiva, o tamanho resultante dos gxâos da ferrita ultrapassa a espessura da chapa fina (geralmente, tamanho de grão maior que 400 μιπ). Portanto, o crescimento do grão- pela transformação massiva é uma forma muito simples e eficiente de crescer os grãos cora textura {100} para aços elétricos não orientados. Neste método, como a formação da textura {100} e o crescimento dos grãos ocorrera em uma única etapa do processo, na transformação γ-α, nâo é necessário ter nenhuma outra etapa de processamento para o crescimento do grão, Se este método for usado para a fabricação de aços elétricos nâo orientados, pode ser adotado um processo de recozímemto contínuo.

[00107] Nas ligas contendo manganês, o crescimento dos grãos com textura {100} em superfícies também pode ser feito pela transformação γ-*α, Entretanto, nesse caso, como o crescimento dos grãos parece ocorrer por difusão de volume, una taxa de resfriamento das amostras deve ser suficientemente baixa para o crescimento dos grãos da superfície com textura {100} para dentro, suprimindo a orientação dos novos grãos com outras orientações, Com a ligação de manganês, as ligas de Fe-Si parecem perder características de transformação massíva como uma invariante de composição, de crescimento rápido com controle de interface e outros. Nas ligas contendo manganês, a taxa de resfriamento no campo de duas fases {α+γ} deve ser controlada para ser inferior a 100aC/h. Nesse método, apesar de a formação da textura {100} e do crescimento dos grãos ocorrerem em uma etapa do processo, a transformação γ—α, é recomendado um processo de recozimento de lote para a fabricação de aços elétricos não orientados, devido ao crescimento dos grãos precisar de um longo período de tempo, [00108] Nas ligas contendo carbono, a transformação γ-*α induzida pela descarbonetaçâo pode ser uma ferramenta efetiva para o crescimento dos grãos com textura {100} na superfície interior. Existem várias atmosferas descarburizantes como a de hidrogênio úmido, hidrogênio seco, vácuo fraco entre outras.

[00109] Em uma atmosfera de hidrogênio úmido, a descarbonetaçâo ocorre tâo rapidamente que o crescimento dos grãos pode ser completado em 10 minutos. Neste método, as amostras têm, obviamente, grãos com textura [100} em superfícies da chapa fina antes do processo de descarbonetaçâo, Ê muito importante uma distribuição das fases o e γ em uma temperatura de descarbonetaçâo na direção da espessura da chapa fina, Na temperatura de descarbonetaçâo, as superfícies da chapa fina devera ser cobertas com grãos de ferríta com textura {100}, considerando que a fase da matriz deve ser a austenita, Quando ocorre uma transformação induzida por difusão pela remoção do carbono, crescerá um elemento estabilizador da austenita {descarbonetaçâo), os grãos de ferrita com textura {100} em superfícies da chapa fina, às expensas dos grãos de austenita próximos aos grãos de ferríta para serem grãos colunares. Em uma atmosfera de hidrogênio úmido, os grãos superficiais não devem ser austenita porque o vapor d'água na atmosfera de hidrogênio úmido atuará como uma fonte de oxigênio. Q oxigênio na superfície da chapa fina descarburíza a chapa fina, e também destróí a textura {100} existente nas superfícies da chapa fina. Como o tempo para o processamento da descarbonetaçâo é curto, pode ser adotado um processo contínuo de descarbonetaçâo.

Exemplo 3 [00110] Nas ligas de Fe, Fe-Sí e Fe-Si-Ni, são desenvolvidos grãos colunares grandes cora textura {100} pela transformação y-ct induzida pelo resfriamento em uma atmosfera deficiente de oxigênio. Como mostrado na FIG. 1, após o tratamento a quente a 930°C por 1 minuto em 1 atm de gás com um ponto de orvalho de -54"C, desenvolve-se uma alta proporção de textura {100} na superfície do ferro (Pico = 18,72). A FIG, 16 mostra uma mícrografia ótica de uma seção transversal completa da chapa fina. O tamanho médio do grão da amostra ultrapassa a espessura da chapa fina (850 pra vs 200 μπι) , e desenvolvem-se os denominados grãos colunares (ou estrutura de bambu), Com a redução da temperatura das amostras e uma atmosfera deficiente de oxigênio, a transformação γ-^α começará nas superfícies das amostras. Com a progressão da redução da temperatura, os núcleos de ferrita com textura {100} crescem, para dentro às expensas dos grãos de austenita, Como a taxa de crescimento dos grãos é muito alta na transformação massiva, o tamanho resultante dos grãos de ferrita ultrapassa a espessura da chapa fina. Uma chapa fina com textura {100} é completada desenvolvendo a estrutura de grãos colunares, porque a textura na superfície é a mesma que a da matriz. Nas ligas de Fe-Si, observa-se um comportamento similar de crescimento dos grãos. Uma amostra da liga de Fe-l,0%Si foi recozida a 1150°C por IS minutos em atmosfera de vácuo de 6xl0'6 torr com absorvedor de Ti. A FIG. 17 mostra uma micrografiâ ótica de uma seção transversal completa da chapa fina. São desenvolvidos grãos colunares grandes com textura {100} pela transformação γ-*α induzida pelo resfriamento em atmosferas deficientes de oxigênio. Nas ligas de Fe-Si-Ni, também se observa comportamento· similar de crescimento de grãos. Uraa amostra, de Fe-2, Q%Si-l, OlNi foi recozida a 1090°C por 15 minutos em 4,lxl0-1 torr com gás H2 (Tabela 2) . São desenvolvidos grãos colunares grandes com textura {100} pela transformação y-κ* induzida pelo resfriamento em uma atmosfera deficiente de oxigênio, [00111J 0 crescimento dos grãos colunares em aços de pureta comercial não é um fenômeno comum. De fato, as impurezas na solução como o oxigênio e outras parecem desempenhar um papel importante no crescimento dos grãos, Quando uma amostra com teor de oxigênio de 4 5 ppm tem tratamento· a quente a 1000°C por 30 minutos em uma atmosfera de vácuo de 6xl0-6 torr, nâo se desenvolve a textura (100) (FIG, 2), não se observando nenhum grão colunar. Ao invés disso, existem pequenos grãos com mesmo eixo·, como é o caso dos aços de pureza comercial, Este resultado sugere gue o crescimento dos grãos colunares {transformação massiva) depende da pureza do ferro, especialmente da pureza dos limites do grão. As impurezas tendem a segregar nos limites do grão, porque a segregação das impurezas pode reduzir a energia dos limites do grão assim como a energia elástica causada pelos átomos da impureza. Quando o limite dos grãos ê movido, como os átomos seg regados tentarão permanecer no· limite, a mobilidade do limite -dos grãos é determinada pelas impurezas que se movem lentamente. No caso acima, os átomos de oxigênio interstí-cial parecem desempenhar ura importante papel no crescimento dos grãos colunares. Nas ligas contendo silício, o silício parece agir como limpador de oxigênio, e assim os grãos crescem mais rapidamente para serem grãos colunares, [00112] O movimento dos limites dos grãos na austenita afeta de maneira significativa a formação da textura {100}, Quando a mesma amostra de ferro (teor de oxigênio de 45 ppm) fox tratada termicamente a 120QeC por 30 minutos em uma atmosfera de vácuo de 6xlQ”ê torr, desenvolve-se a textura {100} (PiM = 3,49} {FIG. 2). Nesse caso, apesar de haver impurezas nos limites do grão, devido à temperatura de tratamento a quente muito alta, o movimento do limite dos grãos pode ser facilitado pela rápida difusão das impurezas e do baixo nível de segregação das impurezas. Assim, tratamentos a quente em alta temperatura por períodos prolongados de tempo em uma atmosfera deficiente de oxigênio podem ser a condição ideal para o desenvolvimento da textura {100} de alta densidade para ligas relativamente impuras. [00113] A formação de textura {100} e o crescimento de grãos colunares podem ser explicados como a seguir. A formação de grãos de austenita com determinada textura em uma atmosfera deficiente de oxigênio parece ser um importante precursor para formar textura {100} na ferrita. Na fase austenita de ligas de Fe ou á base em Fe, parece haver uma distinta anisotropia na energia superficial. Em uma atmosfera deficiente de oxigênio, em que aparecera as propriedades intrínsecas da superfície metálica, os grãos com baixa energia superficial crescerão preferencialmente. Assim, o recozimento em uma temperatura de austenita em uma atmosfera deficiente de oxigênio desenvolve grãos de austenita com uma textura preferida {doravante denominada de textura semente}. Como existem relações de orientação entre precursor {austenita) e produto {ferrita}, um grão de austenita com a textura preferida será um grâo semente de ferrita com textura {100}. Espera-se que a textura semente formada na fase austenita seja textura {100}. Isto se deve à textura de ferrita final obtida pela transformação γ=»« ser textura {100}. De acordo com a relação de Bain, {10 0}Y transforma para {100}d. Com a redução da temperatura da amostra de uma temperatura de austenita para uma temperatura de ferrita em uma atmosfera deficiente de oxigênio, a nucieação dos grãos de ferrita iniciará na superfície da amostra, Com a progressão da redução da temperatura, os núcleos de ferrita com textura {100} crescem para dentro, sacrificando os grãos de austenita. h formação da textura preferida (textura semente) na fase austenita em uma atmosfera deficiente de oxigênio pode ser limitada pelo lento movimento do limite dos grãos devido à segregação das impurezas nos limites do grão das ligas, descrito acima. Assim, apesar de o tratamento a quente na temperatura de austenita em uma atmosfera deficiente de oxigênio prover uma força direcionadora para a formação de grãos com a textura semente, o crescimento dos grãos com a textura semente pode ser limitado pela lenta cinétíca do crescimento dos grãos pelo lento movimento do limite dos grãos. Sem os grãos de austenita com a textura semente, não se desenvolve textura {100} significativa na f © 2Γ JTÍ fcâ 4 [00114] Ά FIG. 18 mostra a distribuição do tamanho dos grãos de uma amostra Fe-l,0%Si recozida a 1050°C por 15 minutos em atmosfera de vácuo de 5xl0‘6 torr. 0 tamanho médio dos grãos é cerca de 430 pra, que ultrapassa a espessura da chapa fina (300 pm) . Mais de 90% da área superficial é preenchida com grãos maiores que 300 μην. O' tamanho do maior grão é cerca de 1,02 mm. Nas ligas tratadas de forma similar Fe, Fe-Si e Fe-Si-Ni, mais de 80% dos grãos têm tamanho de 0,2 a 1,5 mm e mais de 80% dos grãos são grãos colunares.

[00115] Este é um método muito simples e eficiente para preencher aços elétricos não orientados cora textura {100}, porque a formação da textura {100} e o crescimento dos grãos ocorrem simultânea e rapidamente.

Exemplo 10 [00116] Nas ligas de Fe-Si contendo manganês, o crescimento dos grãos cora textura {100} nas superfícies da chapa fina pode ser realizado pela transformação γ-*α. Entretanto, nesse caso, como o crescimento dos grãos parece ocorrer por meio da difusão de volume, a taxa de resfriamento das amostras deve ser suficientemente baixa para crescer para dentro os grãos superficiais, suprimindo a nucleação de novos grãos de orientação randômica. Foram feitos tratamentos a quente a 1100&C por 10 minutos em uma atmosfera de vácuo {6x1Q‘€ torr) com liga de Fe-1,5!Si-0,7%Mn. As FIGS. 19 e 20 mostram micrografias óticas da seção transversal das chapas finas com dois métodos diferentes de resfriamento, resfriamento a vácuo e a taxa de resfriamento de 25°C/h, A microestrutura da amostra com resfriamento a vácuo mostra pequenos grãos com eixos iguais com vários grãos maiores. A fraca textura {100} { Pjoo = 3,16) desenvolve-se sem grão colunar. Entretanto, a microestrutura da amostra com uma taxa de resfriamento de 25*C/h mostra grandes grãos com tamanhos maiores que a metade da espessura da chapa fina. Os grãos de ferrífa formados nas superfícies crescem para o centro, assim como na direção paralela ás superfícies para o desenvolvimento de grãos colunares grandes e assim, a textura da superfície é a mesma que a da matriz. Também, desenvolve-se forte textura {100} íΡιοο β 10,81). Portanto, uma chapa fina com textura {100} é completada pelo lento resfriamento no campo de duas fases {α+γ}. Nas ligas de Fe-Si contendo manganês, a taxa de resfriamento no campo de duas fases (α+γ) deve ser controlado para ser menor que 100 °C/h, e a formação da alta proporção· de textura {100} na superfície da chapa fina e o crescimento dos grãos superficiais com a textura {100} para dentro é completado em cerca de 10 horas.

Exemplo 11 [00117] Nas ligas contendo carbono, a transformação γ-α induzida pela descarbonetaçào pode ser uma ferramenta efetiva para o crescimento dos grãos com textura {100} na superfície para dentro. Na temperatura de descarbonetaçào, a fase de superfície deve ser a ferrita com textura {100} e a fase matriz deve ser a austeníta. Quando ocorre uma transformação induzida por difusão pela descarbonetaçào, os grãos superficiais com textura {100} crescerão para serem grãos colunares. Foram, feitos tratamentos a quente a 1100°C por 10 minutos em uma atmosfera de vácuo {SxlO-6 torr) com liga de Fe-1,5ISÍ-0,1%C, Nesta amostra, desenvolve-se uma forte textura {100} em uma fina camada superficial (Pioo > 8). Para o crescimento dos grãos superficiais com textura {100} para dentro, o recozimento de descarbonetaçào foi feito a 950°C por 15 minutos em uma mistura gasosa ^-20^%¾ úmida (ponto de orvalho de 30°C). h microestrutura da amostra indica que os grãos colunares desenvolvidos em ambas as superfícies se situam no centro da espessura da chapa fina (FIG. 21) , e assim, a textura da chapa fina se caracteriza pela das superfícies da chapa fina. Também, desenvolve-se forte textura {100} [PiM = 7,5}. Portanto, uma chapa fina com textura {100} é completada pela descarbonetação em atmosfera de hidrogênio úmido.

Chapa fina de aço elétrico não orientada [00118] De acordo com o método revelado pela presente invenção, uma chapa fina de aço elétrico nâo orientado tem uma parte dos grãos que penetra na chapa fina na direção da espessura com {100} plano paralelo á superfície. Portanto, a referida chapa fina de aço elétrico nâo orientado tem uma estrutura de grãos colunares com os grãos preferivelmente penetrando na espessura (estrutura de bambu). ft FIG. 16, a FIG. 17 e a FIG. 20 mostram a estrutura colunar acima descrita. A referida chapa fina de aço elétrico nâo orientado tem uma alta proporção de textura {100} com Piao maior que 5 e se for adotado o processo ideal, toda a área superficial da chapa fina é preenchida com grãos colunares grandes cora textura {100} (Pioo- aproximadamente 20) (FIG. 12).

[00119] Na presente invenção, a composição química dos aços elétricos não orientados compreende até 4,5% de silício. O níquel também está contido nos aços elétricos nâo orientados, de preferência até 3,01.

[00120] Além disso, os aços elétricos não orientados têm composição compreendendo 2,0 a 3,5% de silício e 0,5 a 1,51 de níquel. Nas referidas ligas de Fe-Si-Ni, a estrutura do grão ê colunar e a textura {100} é pro-emínente, [00121] De acordo com a presente invenção, os aços elétricos nâo orientados sto caracterizados por um campo de fase única de austeníta era temperatura acima de 800 °C. Como a formação da textura 1100} grãos em superfícies e o crescimento dos grãos superficiais para dentro sâo obtidos pela transformação γ-*α, a referida característica com uma alta proporção de textura {100} pode ser uma distinta evidência da utilização do método revelado pela presente invenção, [00122] A chapa fina de aço elétrico nâo orientado fabricada por outra característica da presente invenção tem uma estrutura de grãos colunares com os grãos penetrando pelo menos na metade da espessura da chapa fina. Nesse caso, Pioo é também maior que 5.

[00123] Como a textura í100} é marcadamente forte nos aços elétricos não orientados revelados pela presente invenção, as propriedades magnéticas como perda de núcleo, indução magnética e permeabilidade dos aços elétricos não orientados sâo bastante superiores às dos aços elétricos não orientados existentes.

[0012 4] De acordo com o método de fabricação de aços elétricos nâo orientados da presente invenção, as chapas finas de aço elétrico nào orientado com alta proporção de textura 1100} podem, ser eficiente e efetivamente fabricadas. A formação da textura {100} grãos em superfícies e o crescimento dos grãos superficiais para dentro sâo obtidos por meio de uma única etapa de processo, a transformação γ—α, em um curto período de tempo. Esse curto tempo de processo permite a construção de um forno de recozimento continuo para produção em massa e também reduz de maneira significativa os custos de produção.

[00125] O método da presente invenção pode se aplicar em geral às ligas de Fe ou â base em Fe, Também, como a presente invenção revela os métodos detalhados de ligas com várias composições químicas, podem ser fabricados os aços elétricos não orientados textura {100} de densidade muito alta, [00126] Como a textura {100} é marcadamente forte nos aços elétricos não orientados revelados pela presente invenção, as propriedades magnéticas como perda de núcleo, indução magnética e permeabilidade dos aços elétricos não orientados são muito superiores às dos aços elétricos não orientados existentes, [00127] Assim, a chapa fina de aço elétrico não orientado da presente invenção é mais adequada para uso como material para motores, geradores e outros.

[00128] Apesar de terem sido mostradas e descritas algumas poucas configurações da presente invenção, a presente invenção não se limita ãs configurações exemplares descritas. Ao invés disso, será visto pelos técnicos no assunto que podem ser feitas alterações a essas configurações exemplares sem abandonar os princípios e o espírito· da invenção, cujo escopo está definido nas reivindicações e em seus equivalentes.

Reivindicações:

Claims

1. Método de desenvolvimento de uma textura {100} sobre superfícies de Fe ou sobre uma chapa fina de liga à base de Fe caracterizado por compreender: tratamento a quente da chapa fina em uma faixa de temperatura em que uma fase de austenita é estável e as superfícies da chapa fina não são oxidadas enquanto minimiza um efeito do oxigênio na chapa fina e/ou sobre a superfície da chapa fina e/ou em uma atmosfera de tratamento a quente; e transformação de fase da chapa fina tratada a quente, por resfriamento passando da fase de austenita para uma fase de ferrita.

2. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que as ligas à base de Fe compreendera pelo menos ura elemento selecionado a partir do grupo consistindo em Si, Ni, Mn, Al, Cti, Cr, C e P.

3. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que um teor de oxigênio de Fe ou as ligas à base de Fe ser inferior a 40 ppm (ppra era peso).

4. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a fase de austenita ê estável em toda a chapa fina ou pelo menos nas camadas de superfície finas na temperatura de tratamento a quente.

5. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento* a quente é realizado em uma atmosfera de vácuo inferior a IxlCT3 torr.

6. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento a quente é realizado em uma atmosfera de gás redutor.

7, Método, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que i) a atmosfera de gás redutor compreende pelo menos um elemento selecionado a partir do grupo consistindo em H2, um hidrocarboneto e um gás inerte; e ii) um ponto de orvalho de uma atmosfera de gás H2 a 100%ser inferior a -1Ü0C.

8. Método, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que uma pressão do gás redutor é inferior a 0,1 atm.

9. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que um material absorvente de oxigênio é afastado da chapa fina por uma distância predeterminada,

10. Método, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que o material absorvente de oxigênio é pelo menos um elemento selecionado a partir do grupo consistindo em Ti, Zr e grafite.

11. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que uma liga à base de Fe compreende elementos removedores de oxigênio incluindo pelo menos um elemento selecionado a partir do carbono inferior a 0,5% em peso, silício inferior a 6,5% em peso e manganês inferior a 3,01 em peso.

12. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por compreender ainda; revestimento de um elemento removedor de oxigênio sobre a superfície do Fe ou das ligas â base de Fe antes do tratamento a quente para formação da textura {100},

13. Método, de acordo com a reivindicação 12, caracterizado pelo fato de que o material do revestimento removedor de oxigênio é selecionado a partir do grupo consistindo- em carbono e manganês.

14. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de -que, o resfriamento é realizado por: uma taxa de resfriamento de 50 a 1000eC/h quando a liga à base de Fe é uma liga de Fe-Si contendo silício inferior a 3,01 em pes-o,

15. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que, o resfriamento é realizado por: uma taxa de resfriamento superior a 600°C/h quando a liga à base de Fe é uma liga de Fe-Si-C contendo carbono em uma faixa de 0,03 a 0,501 em peso.

16. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que, o resfriamento é realizado por: uma taxa de resfriamento inferior a 10GcC/h quando a liga á base de Fe é uma liga de Fe-Si-Μη contendo manganês em uma faixa de 0,1 a 3,01 em peso*

17. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento- a quente é realizado em 20 minutos,

18. Método de fabricação de uma chapa fina de aço elétrico não orientada com uma textura {100} caracterizado por compreender: i) formação de uma alta proporção da textura {100} na superfície da chapa fina por transformação de fase por resfriamento de uma austenita [y) em uma ferríta (a) (y—a) enquanto se minimiza um efeito do oxigênio na chapa fina, na superfície da chapa fina ou em uma atmosfera de tratamento a quente onde as superfícies da chapa fina não sâo oxidadas; e íí) crescimento de grãos de textura {100} da superfície para dentro.

19. Método, de acordo com a reivindicação 18, caracterizado pelo fato de que a formação da alta proporção da textura {100} na superfície da chapa fina é concluída pela transformação y-cc induzida tanto pelo resfriamento da chapa fina passando de austenita (y) para ferrita (or) como pela remoção dos elementos de estabilização da austenita nas superfícies.

20. Método, de acordo com a reivindicação 18, caracterizado pelo fato de que o crescimento ê concluído pela transformação γ-*ο< induzida tanto pelo resfriamento da chapa fina passando de austenita (y) para ferrita (a) como pela remoção dos elementos de estabilização da austenita.

21. Método, de acordo com a reivindicação 18, caracterizado pelo fato de que a chapa fina de aço elétrico não orientada com a textura {1001 tem um tamanho de grão de pelo menos metade da espessura da chapa fina.

22. Método, de acordo com a reivindicação 18, caracterizado pelo fato de que a formação da alta proporção da textura {100} na superfície da chapa fina e o crescimento dos grãos de superfície com a textura {100} para dentro sâo concluídos em 30 minutos.

23, Método, de acordo com a reivindicação 18, caracterizado pelo fato de que, quando a chapa fina elétrica nâo orientada consiste em uma liga de Fe-Si-Mn contendo manganês de 0,1 a 1,5% em. peso, uma taxa de resfriamento durante a transformação γ—α é inferior a lG0eC/h.