CN1033653C - 高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法 - Google Patents

高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1033653C
CN1033653C CN 91108401 CN91108401A CN1033653C CN 1033653 C CN1033653 C CN 1033653C CN 91108401 CN91108401 CN 91108401 CN 91108401 A CN91108401 A CN 91108401A CN 1033653 C CN1033653 C CN 1033653C
Authority
CN
China
Prior art keywords
annealing
silicon steel
temperature
cooling
method comprises
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
CN 91108401
Other languages
English (en)
Other versions
CN1071960A (zh
Inventor
杰里W·舍恩
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Armco Inc
Original Assignee
Armco Inc
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=8208430&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN1033653(C) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Armco Inc filed Critical Armco Inc
Publication of CN1071960A publication Critical patent/CN1071960A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1033653C publication Critical patent/CN1033653C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D8/1266—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 between cold rolling steps
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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

Landscapes

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

Abstract

本发明涉及一种最终规格为0.35-0.15mm或更薄的高硅低碳规则晶粒取向电工硅钢的生产方法，该方法包括在第一次冷轧阶段之后采取保温时间极短和两步控温冷却周期的中间退火，在脱碳之前，最好还采用一步超快速退火处理。试验结果清楚地表明，本发明所提供的中间退火工艺使铁损得以改善且增大了这些规则晶粒取向材料的二次晶粒生长的稳定性。较好的工艺是除了本发明的中间退火工艺外，采用超快速退火处理，它进一步为磁性再提高作准备。

Description

高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法
本发明涉及一种厚度约为0.35mm-0.15mm或更薄的高硅、低碳规则晶粒取向电工钢板的生产方法，更具体地说，涉及这样一种方法，它包括在第一次冷轧阶段之后进行保温时间很短，有两部分控温冷却周期的中间退火，在脱碳之前，最好采用一种超快速退火。
本发明的内容可用于具有米勒指数表示为(110)[001]的立方体在棱上(cube-on-edge)取向的硅钢。这些硅钢通常称为晶粒取向电工钢。晶粒取向电工钢又分成二种：规则晶粒取向的和高导磁率晶粒取向。规则晶粒取向电工钢用锰和硫[和(或)硒]作为主要的晶粒生长抑制剂，其在796 A/m下的导磁率一般小于1870。高导磁率电工钢，其晶粒生长抑制剂除了用硫化锰和(或)硒外锰外，还用氮化铝、氮化硼或其它本领域中人们所知的物质，甚至完全用后者代替硫化锰和(或)硒化锰，其导磁率大于1870。本发明的内容可应用于规则晶粒取向硅钢。
规则晶粒取向电工钢的常规工艺包括在常规设备中生产电工钢熔体、精炼、然后浇注成钢锭或者扁铸坯的步骤。铸成的电工钢最好含有碳小于大约0.1％(重量)，锰大约0.025％-0.25％(重量)，硫和(或)硒大约为0.01％-0.035％(重量)，硅大约为2.5％-4.0(重量)，控制硅含量大约为3.15％(重量)，氮小于大约50ppm，总铝量小于大约100ppm，其余基本上为铁。如果需要，可添加硼和(或)铜。
如果铸成钢锭，则该钢要热轧开坯或者直接由钢锭轧制成带。如果是连铸的，则可以按照美国专利第4,718,951号钢坯进行预轧。如果在商业发展了的话，则本发明的方法对于带坯连铸也是有益的。坯料在大约1400℃热轧成热轧带厚度，再经大约1010℃，保温大约30秒钟，进行热轧带退火。然后，空冷至室温。之后，冷轧到中间规格；在大约950℃，保温30秒钟，进行中间退火，空冷至室温。在中间退火之后，电工钢再冷轧成成品规格。成品规格的电工钢经常规脱碳退火，使钢再结晶，把碳含量降低到非时效水平，并生成铁橄榄石型表面氧化物。脱碳退火通常在一含氢的湿气氛中进行，在温度为大约830℃-845℃下保持一段足以使碳含量降低到大约0.003％或更低的时间。之后，此电工钢用退火隔离剂如氧化镁涂敷，然后在大约1200℃温度下最终退火24小时。这种最终退火造成第二次再结晶。铁橄榄石层与隔离剂涂层会反应形成镁橄榄石层或“研磨(mill)”玻璃层。
美国专利第4,202,711号，第3,764,406号以及第3,843,422号揭示了规则晶粒取向(立方体在棱上)硅钢的代表性生产方法。
近年来，为了降低规则晶粒取向产品的铁损，人们的注意力业已转向通过提高硅含量，增大体积电阻率来抑制宏观涡流损耗。然而由较高硅含量所引起的预期的改善并没有实现。一种典型的现有技术方法是通过增大硅和铁的含量(但保持特定的比例)试图提高磁性。业已发现，同时提高碳和硅含量将使钢在钢锭/钢坯高温加热过程中更易于出现初步的晶界熔化，并在热轧之后的处理中变脆。特别是硅和碳含量较高的材料的处理性能和冷轧性能都较差。在规则晶粒取向硅钢的生产方法中，为了得到成品晶粒取向电工钢的非时效磁性，要求脱碳到0.003％或更低的碳。然而，硅含量高会妨碍脱碳，使高硅、高碳材料更难生产。
本发明基于这样的发现，在规则晶粒取向电工钢的生产中，在冷轧的第一阶段之后的中间退火及其冷却周期对最终产品的磁性有明显的影响。在退火过程中生成的奥氏体、以及在冷却过程中生成奥氏体分解产物和碳化物析出物的体积分数均是很重要的。中间退火之后的冷却速率若不能导致在细碳化铁析出后的奥氏体分解，则导磁率很低，二次晶粒生长不甚稳定，并(或)二次晶粒度增大。除此之外，较高含量的硅将提高碳的活性，升高碳化物析出温度以及形成较粗的碳化物。因此，较高的硅会使由中间退火之后不适当的冷却所引起的问题更为严重。本发明即可克服这些问题。
本发明涉及规则晶粒取向硅钢的生产，该钢熔体的化学成分：硅含量为大约3％-4.5％，碳含量小于0.07％。本发明的方法与上面所述的常规方法基本上相同，但有三个方面不同。
首先，热轧带的退火可以取消。当硅含量在上述范围的下限时尤其如此。然而，本发明的方法仍包括这种热轧带退火。
第二，本发明打算在冷轧第一阶段之后采用一种改进的中间退火工艺。此改进后的中间退火工艺的好处在于在比典型的现有技术中的中间退火温度低的温度下有一短的保温时间，它还包括一控温的两阶段冷却周期，这些在下文将详细叙述。
本发明的中间退火冷却保证了在第二阶段快速冷却析出细的碳化铁之前的第一阶段慢冷中，奥氏体发生分解。碳含量低有利于采用短的保温时间和奥氏体分解。
最后，本发明的方法优先包括一个脱碳前的超快速退火处理。此超快速退火处理能通过改善再结晶组织来提高总的磁性。所用的超快速退火处理是美国专利第4,898,626号所提出的类型，本文引用作为参考。
简言之，美国专利第4,898,626号揭示，此种超快速退火处理是以超过每秒100℃的速率，将电工钢加热到再结晶温度通常为675℃。以上的温度。超快速退火处理可以在至少第一冷轧阶段之后，最终退火前的脱碳退火之前的过程中的任何阶段进行。适宜进行快速退火处理是在冷轧结束之后和脱碳退火之前。超快速退火处理既可以在脱碳退火之前进行，也可以并入脱碳退火过程作为其加热过程的一部分来进行。
本发明提供一种生产厚度为大约0.35mm-0.15mm或更薄规则晶粒取向硅钢的方法，它包括提供主要由小于大约0.07％(重量)的碳，大约0.025％-0.25％(重量)的锰，大约0.01％-0.035％(重量)的硫和(或)硒，大约3.0％-4.5％(重量)的硅，小于大约100ppm的铝，小于大约50ppm的氮，其余主要为铁而组成的电工钢的步骤。如果需要，可添加硼和(或)铜。
为此目的，称之为“热轧带”的原材料可以由本技术领域中许多公知的方法，例如钢锭浇注/连铸和热轧，或者带坯连铸等方法生产。
热轧带先经过大约1010℃，保温大约30秒钟的退火，接着空冷到室温。业已发现，这种热轧带的退火可以略去，特别是当生产的规则晶粒取向电工钢的硅含量是在其成分范围下限时。
之后，将电工钢冷轧到中间规格。经冷轧的中间厚度的电工钢再经中间退火：温度为大约900℃-1150℃，优先采用大约900℃-930℃，保温时间为大约1-30秒，优先采用大约3-8秒。这样的保温之后，电工钢按两个阶段进行冷却。第一阶段为缓冷，以每分钟小于大约835℃的速度，最好以每分钟大约280℃-585℃的速率，从保温温度冷却到大约540℃-650℃，最好冷却到595℃±30℃。第二阶段为快冷，以每分钟大于835℃的速率，最好以每分钟大约1390℃-1945℃的速率冷却，接着在大约315℃-540℃下水淬。中间退火之后，将电工钢冷轧到成品规格，脱碳，用退火隔离剂涂敷，最终退火以引起二次再结晶。
在本发明的一个较佳实施方案中，电工钢是经上述类型的超快速退火处理的。这可以在至少第一阶段冷轧之后和脱碳之前过程中的任何时候进行。一般来说，宜在冷轧结束和脱碳退火之前进行超快速退火处理。如前所述，超快速退火可以作为脱碳退火加热过程的一部分并入其中进行。
图1所示为本发明的中间退火和现有典型技术的中间退火的时间/温度周期曲线图。
在本发明的实践中，高硅、低碳规则晶粒取向电工钢的生产过程是常规的，且基本上与上述相同，但有三个不同。第一个不同在于热轧带退火可按需要略去。倘若设备和条件允许，还是建议进行热轧带退火，这是为了使高硅规则晶粒取向电工钢降低脆性，更经得起冷轧。而且，热轧带退火有助于较稳定的二次再结晶。热轧带退火的实施温度大约为1010℃，保温时间大约30秒钟。热轧带退火之后，就空冷到室温。第二个不同是在第一阶段冷轧之后，实施本发明的中间退火和冷却工艺。最后，第三个不同是在脱碳之前最好采用超快速退火处理，虽非必需。
在第一阶段冷轧之后，硅钢按照本发明进行中间退火。可以参照附图进行，该图为本发明中间退火的时间/温度曲线图。该图还表明，还以虚线表示了现有技术典型的中间退火的时间/温度曲线。
主要推动本发明的在于发现了中间退火及其冷却周期可以调整，以得到很细的碳化物析出物。如前所述，这种退火及其冷却周期克服了高硅含量的不利影响。
在中间退火的加热过程中，再结晶出现在大约675℃进炉后大约20秒钟，在这之后，出现正常的晶粒生长。附图中的“O”表示再结晶开始。在大约690℃以上，碳化物开始熔解，如附图中“A”所示。这种情况随温度升高继续进行并且速度加快。超过大约900℃，有少量铁素体转变成奥氏体。奥氏体使碳更快溶解并且限制了正常的晶粒生长，由此确立了经中间退火的晶粒度。现有技术的中间退火工艺规定在大约950℃保温至少25-30秒钟。而本发明的中间退火工艺规定保温时间为大约1-30秒钟，最好为大约3-8秒钟。已经确定保温温度并不是关键。保温可以在大约900℃-1150℃进行，最好在大约900℃-930℃，更好是在大约915℃。宜采用较短的保温时间和较低的保温温度，因为可形成较少的奥氏体。另外，在原先的铁素体晶界上以弥散岛状存在的奥氏体是较细的。因此，奥氏体较容易分解成铁素体，该铁素体固溶有碳，随后将析出细的碳化铁。提高保温温度或延长保温时间均会导致岛状奥氏体增大，与先前铁素体基体比较，岛状奥氏体迅速成为富含碳的。奥氏体的生长和富碳阻止了其在冷却过程中的分解。出炉时所需的结构应是由铁素体的再结晶基体组成，其中有少于大约5％的细岛状奥氏体在整个材料中均匀弥散着。退火结束时，碳将在固熔状态，在冷却时会再次析出。重新设计中间退火的时间和保温温度，主要是为了控制岛状奥氏体的生长。采用较低温度，可减少生成的奥氏体的平衡体积分数。采用较短时间，可降低碳扩散，因此抑制奥氏体的生长和过分的富集。采用较低的带温，奥氏体的体积分数的减小和其形态较细，均使其较容易在冷却过程中进行分解。
保温之后，立即开始冷却周期。本发明的冷却周期分为两个阶段。图1中从保温到“E”点的第一阶段为缓冷，从保温温度到大约540℃-650℃，最好到大约595℃±30℃。第一缓冷阶段为奥氏体分解成碳饱和的铁素体的阶段。在平衡状态下，奥氏体在大约900℃-770℃分解成碳饱和的铁素体。然而，冷却过程的动力学使得奥氏体的分解直到中间温度815℃才真正开始，继续到稍低于595℃。
若在第一冷却阶段中奥氏体未能分解，则会形成马氏体和(或)珠光体。马氏体如果存在的话，它将会引起二次晶粒度增大，并使(110)[001]的取向质量变坏。马氏体的存在对第二冷轧阶段的贮能不利，而且使最终电工钢产品的磁性变差并有较大波动。最后，马氏体还会降低机械性能，特别是冷轧性能。珠光体的作用则是良性的，但它仍将碳以不适宜的形式结合着。
如上所述，奥氏体分解始于附图中的“C”点，继续到“E”点。在“D”点上，细碳化铁开始从碳饱和的铁素体中析出。在平衡状态下，碳化物在低于690℃开始从碳饱和的铁素体中析出。然而，实际的过程要求一定的过冷才开始析出，实际上是在650℃开始。应当注意，奥氏体分解成富碳的铁素体和碳化物从铁素体中的析出这两个过程略有重叠。碳化物呈两种形式。它以晶间薄膜和晶间细析出物的形式存在。前者是在大约570℃以上温度析出的。后者是在低于大约570℃温度析出的。从图1中的“C”点到“E”点的第一缓冷阶段的冷却速度为每分钟小于835℃，最好为每分钟大约280℃-585℃。
冷却周期的第二阶段为快冷阶段，始于附图中的“E”点，直至处于315℃-540℃之间的“G”点，在“G”点，带子可以水淬，以完成快速冷却阶段。水淬后的带子温度为65℃或更低，在附图中表示为室温25℃。在第二冷却阶段中，冷却速度最好为每分钟大约1390℃-1945℃，更好为每分钟大于1665℃。这样可以保证细碳化铁的析出。
由上可知，在获得所需显微组织的工艺过程中，要求采用本发明的整个中间退火和冷却周期的，并且精确控制是关键。附图中所示的典型现有技术周期时间要求至少3分钟，它结束在水浴(图中未表示)中，带速每分钟57米。本发明的中间退火周期时间要求大约2分钟10秒，即可采用每分钟80米的带速。所以应当认为，本发明的退火周期使生产线具有更高的生产率。退火后的时效处理既不需要，也不适宜，因为该时效处理会使二次晶粒度增大，从而使最终电工钢产品的磁性降低。
中间退火后，进行第二阶段冷轧，使电工钢轧成要求的最终规格。在这一阶段，可以使电工钢脱碳，涂敷退火隔离剂，最终退火进行二次再结晶。
在本发明的较佳实践中，在冷轧之后和脱碳之前，电工钢还进行超快速退火处理。为此目的，最终规格的电工钢以每秒钟大于110℃的速度加热到675℃以上的温度，升温速度最好为每秒钟540℃。另外，还可以将超快速退火处理作为脱碳退火的加热过程的一部分来实施。
本发明硅钢适宜采用的化学组成(以重量％表示)如下：碳小于0.05％，锰大约0.04％-0.08％，硫和(或)硒大约0.015％-0.025％，硅大约3.25％-3.75％，铝小于100ppm，氮小于50ppm，如需要，可添加硼和(或)铜，其余基本上为铁。
超快速退火处理通过产生更多的(110)[001]初生晶粒而改善脱碳后的再结晶组织。它还有助于形成较小的二次晶粒度。当本发明方法采用超快速退火处理时，则本方法对中间和最终规格波动的敏感性减小，并且规则晶粒取向硅钢的磁性得以提高且更恒定。
实施例1
熔炼四炉具有表1所示组成(以重量％表示)的钢水。将钢水连铸成200mm厚的坯料，将200mm厚坯料预轧成150mm厚，再加热到1400℃，热轧成2.1mm热轧带供后续处理之用。接着进行的工厂加工工序是1010℃热轧带退火处理，冷轧成各种中间厚度；但是，炉号A和B是用现有技术典型的中间退火处理，在950℃保温25-30秒钟，再冷却到室温，而炉号C和D则按本发明的方法进行中间退火。中间退火之后，冷轧到最终厚度：0.18mm和0.28mm。冷轧结束以后，在830℃，含氢的湿气氛中脱碳，涂敷MgO，在1200℃进行最终退火。这些炉号测试所得的最终磁性汇总于表II。
                          表    I炉号   C      Mn    S      Si   Al     Cu    P     NA      0.0288 0.059 0.0198 3.41 0.0013 0.092 0.006 0.0042B      0.0296 0.059 0.0209 3.42 0.0014 0.118 0.006 0.0038C      0.0265 0.058 0.0218 3.44 0.0012 0.097 0.005 0.0040D      0.0274 0.058 0.0212 3.36 0.0012 0.085 0.006 0.0035
                  表    II
             热轧
       炉号  带端部      中间厚度     P15     H-10    中间厚度       P15  H-10常规方法    A      前         0.020″    0.393    1842      0.022″    0.413  1849
               后         0.020″    0.396    1833      0.022″    0.442  1831
        B      前         0.020″    0.399    1842      0.022″    0.432  1842
               后         0.020″    0.420    1824      0.022″    0.430  1840用本发明方法C      前         0.019″    0.383    0844      0.021″    0.411  1845(但常规脱碳)：     后         0.019″    0.380    1838      0.021″    0.412  1843
        D      前         0.019″    0.376    1845      0.021″    0.408  1844
               后         0.019″    0.381    1840      0.021″    0.410  1840
        C      前         0.021″    0.373    1841      0.023″    0.411  1846
               后         0.021″    0.380    1838      0.023″    0.423  1836
        D      前         0.021″    0.368    1849      0.023″    0.402  1849
               后         0.021″    0.379    1840      0.023″    0.405  1846
        C      前         0.025″    0.376    1838      0.025″    0.405  1844
               后         0.025″    0.376    1840      0.025″    0.407  1846
        D      前         0.025″    0.377    1841      0.025″    0.405  1846
               后         0.025″    0.376    1837      0.025″    0.406  1845平均值：常规方法              0.022″    0.402    1835                 0.429  1841
本发明方法                0.019″    0.380    1842                 0.410  1843
本发明方法                0.021″    0.375    1842                 0.410  1844
本发明方法                0.025″    0.376    1839                 0.406  1845
本发明提高                5.5％                                    4.4％
                          6.7％                                    4.5％
                          6.4％                                    5.5％
试验结果清楚地表明，本发明的中间退火周期的实施使得铁损得以改善，并且增大了这些规则晶粒取向材料的二次晶粒生长的稳定性。
实施例2
在工厂试验中，获取一些炉号A和B的试样，供后续的实验室加工试验之用。工厂试验与实施例1的常规方法一样；但是，冷轧到中间厚度之后，自工厂取样，然后在实验室中按本发明的方法进行加工，此时采用中间退火保温温度及时间以及控制的冷却工艺，而较好的工艺是在冷轧结束之后及脱碳之前还采用超快速退火处理。在后一种工艺中，将每秒钟556℃从室温加热到746℃的加热速度并入脱碳退火的加热部分。中间退火后，冷轧到0.18mm最终厚度，在830℃下含氢的湿气氛中，采用常规方法以及加热中超快速退火处理脱碳。脱碳后，试样涂敷MgO，在1200℃进行最终退火。试验结果汇总于表III。
             表    III
         炉号    热轧带    中间厚度    R15         H10
                 端部常规方法：    A      前         0.020″    0.395       1847
                 后         0.020″    0.391       1837
          B      前         0.020″    0.399       1842
                 后         0.020″    0.420       1824本发明方法    A      前         0.021″    0.368       1846(常规脱碳)：         后         到         0.359       1850
          B      前         0.024″    0.372       1855
                 后                    0.363       1855本发明方法    A      前         0.021″    0.355       1853(用超快              后         到         0.350       1856速退火)：     B      前         0.024″    0.359       1859
                 后                    0.353       1857常规方法                                   0.401       1838本发明—常规脱碳                           0.366       1857本发明—超快速退火                         0.354       1856本发明的提高：                             8.9％
                                       11.7％试验结果清楚地表明，本发明中间退火周期的方法使得铁损得以改善，并且增大了这些规则晶粒取向材料的二次晶粒生长的稳定性。更好的方法是除采用本发明的中间退火周期外，还采用超快速退火处理，结果进一步改进了磁性。
在不脱离本发明的精神下，在本发明中还可作出一些修改。

Claims (13)

1.一种生产厚度为0.35mm-0.15mm或更薄的高硅、低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法，其中所说的硅钢主要由(用重量％表示)碳少于0.07％，锰0.025％-0.25％，硫和/或硒0.01％-0.035％，硅3.0％-4.5％，铝小于100ppm，氮小于50ppm，如果需要，可添加硼和(或)铜及余量铁组成，所说的方法包括以下步骤：
先提供硅钢的热轧带，冷轧到中间规格，使所说的中间规格材料进行中间退火，将所说的硅钢冷轧到最后规格，在含氢的湿氛围下，于830°～845℃温度下，在足以使碳含量低达0.003％或更低的时间里脱碳退火，用诸如氧化镁的退火隔离剂涂覆所说的脱碳硅钢，使所说的硅钢在1200℃下最终退火24小时，以进行二次再结晶，其特征在于所说的中间规格材料保温温度约900℃-1150℃及保温时间为1秒-30秒下进行中间退火，然后，进行缓冷阶段，以每分钟小于835℃的冷却速度从保温温度冷却到540℃-650℃，再进行快冷阶段，以每分钟大于835℃的冷却速度冷却到315℃-540℃，接着水淬。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所说的硅含量为3.25-3.75％(重量)。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的热轧带退火在1010℃下保温30秒种，再空冷到室温来进行。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括使最终规格且在脱碳之前的所说硅钢经超快速退火处理，以每秒钟大于100℃的加热速度加热到大于675℃的温度的步骤。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以保温时间为3-8秒进行所说的中间退火的步骤。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以保温温度为900℃-930℃进行所说的中间退火的步骤。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以保温温度为915℃进行所说的中间退火的步骤。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以温度为595℃±30℃结束所说的缓冷阶段的步骤。
9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以每分钟280℃-585℃的冷却速度进行所说的缓冷阶段的步骤。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以每分钟1390℃-1945℃的冷却速度进行所说的快冷阶段步骤。
11.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所说的方法包括以915℃保温温度及3-8秒保温时间进行所说的中间退火，以每分钟280℃-585℃的冷却速度进行所说的缓冷阶段，以595℃±30℃的温度结束所说的缓冷阶段，以及以每分钟1390℃-1945℃的速度进行所说的快冷阶段的步骤。
12.根据权利要求1所述的方法，其中所说的硅钢主要由(以重量％表示)碳小于0.05％，锰0.04％-0.08％，硫和/或硒0.015％-0.025％和硅3.25％-3.75％组成。
13.根据权利要求4所述的方法，其特征在于所说的方法包括使所说的超快速退火处理作为所说的脱碳退火的加热部分来达到的步骤。
CN 91108401 1991-10-21 1991-10-29 高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法 Expired - Lifetime CN1033653C (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP91309686A EP0538519B2 (en) 1991-10-21 1991-10-21 Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1071960A CN1071960A (zh) 1993-05-12
CN1033653C true CN1033653C (zh) 1996-12-25

Family

ID=8208430

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN 91108401 Expired - Lifetime CN1033653C (zh) 1991-10-21 1991-10-29 高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法

Country Status (3)

Country Link
EP (1) EP0538519B2 (zh)
CN (1) CN1033653C (zh)
DE (1) DE69128624T3 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100436630C (zh) * 2006-05-18 2008-11-26 武汉科技大学 一种采用薄板坯工艺制造低碳高锰取向电工钢板的方法
CN103270180A (zh) * 2010-12-23 2013-08-28 Posco公司 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5665178A (en) * 1995-02-13 1997-09-09 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing grain-oriented silicon steel sheet having excellent magnetic characteristics
JP3275712B2 (ja) * 1995-10-06 2002-04-22 日本鋼管株式会社 加工性に優れた高珪素鋼板およびその製造方法
CN100447262C (zh) * 2005-10-31 2008-12-31 宝山钢铁股份有限公司 一种普通取向硅钢的制造方法
DE102005059308A1 (de) * 2005-12-09 2007-06-14 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Wärmebehandeln eines Stahlbands
CN100436631C (zh) * 2006-05-18 2008-11-26 武汉科技大学 一种低碳高锰取向电工钢板及其制造方法
CN101748258B (zh) * 2008-12-12 2011-09-28 鞍钢股份有限公司 提高低温go取向硅钢磁性能的生产方法
DE102010012830B4 (de) 2010-03-25 2017-06-08 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Kraftfahrzeugkomponente und Karosseriebauteil
CN102330021B (zh) * 2011-09-16 2013-03-27 刘鹏程 低温取向硅钢生产全工艺
CN103725995B (zh) * 2013-12-27 2016-01-20 东北大学 一种取向高硅电工钢的制备方法
CN115449696A (zh) * 2022-08-30 2022-12-09 武汉钢铁有限公司 一种提高低温高磁感取向硅钢磁感强度的生产方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3855020A (en) * 1973-05-07 1974-12-17 Allegheny Ludlum Ind Inc Processing for high permeability silicon steel comprising copper
US3929522A (en) † 1974-11-18 1975-12-30 Allegheny Ludlum Ind Inc Process involving cooling in a static atmosphere for high permeability silicon steel comprising copper
US4202711A (en) * 1978-10-18 1980-05-13 Armco, Incl. Process for producing oriented silicon iron from strand cast slabs
JPS5920745B2 (ja) * 1980-08-27 1984-05-15 川崎製鉄株式会社 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板とその製造方法
US4797167A (en) * 1986-07-03 1989-01-10 Nippon Steel Corporation Method for the production of oriented silicon steel sheet having excellent magnetic properties
US4898626A (en) * 1988-03-25 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100436630C (zh) * 2006-05-18 2008-11-26 武汉科技大学 一种采用薄板坯工艺制造低碳高锰取向电工钢板的方法
CN103270180A (zh) * 2010-12-23 2013-08-28 Posco公司 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法
US9240265B2 (en) 2010-12-23 2016-01-19 Posco Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic property

Also Published As

Publication number Publication date
DE69128624T2 (de) 1998-04-23
CN1071960A (zh) 1993-05-12
DE69128624T3 (de) 2002-05-29
DE69128624D1 (de) 1998-02-12
EP0538519B2 (en) 2001-06-13
EP0538519B1 (en) 1998-01-07
EP0538519A1 (en) 1993-04-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US4929286A (en) Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet
CN103695619B (zh) 一种高磁感普通取向硅钢的制造方法
CN1033653C (zh) 高硅低碳规则晶粒取向硅钢的生产方法
US5049205A (en) Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density
CA1320107C (en) Process for making non-oriented high silicon steel sheet
US5702539A (en) Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel
CN100436042C (zh) 一种薄板坯工艺高磁感取向电工钢板及其制造方法
CN110777299A (zh) 一种含Ce高磁感无取向硅钢及制备方法
US4469533A (en) Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss
HU177279B (en) Process for producing boron-doped silicon steel having goss-texture
US5061326A (en) Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel
US3144363A (en) Process for producing oriented silicon steel and the product thereof
JPS6114209B2 (zh)
US3130093A (en) Production of silicon-iron sheets having cubic texture
US3115430A (en) Production of cube-on-edge oriented silicon iron
CN1033822C (zh) 不采用热轧带退火的规则晶粒取向硅钢的生产方法
CN1891844A (zh) 一种薄板坯工艺低碳高锰取向电工钢板及其制造方法
RU2038389C1 (ru) Способ производства кремнистой текстурованной стали
US4878959A (en) Method of producing grain-oriented silicon steel with small boron additions
US20230212720A1 (en) Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium
JPS59153832A (ja) マルテンサイトステンレス鋼の熱延鋼帯の熱処理方法
JPS6148761B2 (zh)
KR0169992B1 (ko) 고 규소, 저 융점 탄소, 및 규칙적 입자 배향 규소 강의 제조방법
JPH0798976B2 (ja) 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP2693327B2 (ja) 標準高珪素低炭素結晶粒配向珪素鋼の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C17 Cessation of patent right
CX01 Expiry of patent term

Expiration termination date: 20111029

Granted publication date: 19961225