CN1148411A - 特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法 - Google Patents

特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1148411A
CN1148411A CN96190188A CN96190188A CN1148411A CN 1148411 A CN1148411 A CN 1148411A CN 96190188 A CN96190188 A CN 96190188A CN 96190188 A CN96190188 A CN 96190188A CN 1148411 A CN1148411 A CN 1148411A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
hot
less
annealing
rolled
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.)
Pending
Application number
CN96190188A
Other languages
English (en)
Inventor
J·C·巴维
L·波桑耐特
J·卡斯泰尔
F·麦森特
N·布兰乔特
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.)
USINOR SA
Original Assignee
USINOR Sacilor SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by USINOR Sacilor SA filed Critical USINOR Sacilor SA
Publication of CN1148411A publication Critical patent/CN1148411A/zh
Pending 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
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—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
    • C21D8/1255—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 with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • 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
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1227—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—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
    • 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
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating

Abstract

生产特别是用于生产变压器磁路的晶粒取向电工钢的方法，包括将钢连铸成坯或带，它们含小于0.1％C、2.5-4％Si及用于抑制形成正常生长的析出物的元素Al、N、Mn，S和Cu；加热此坯或带；热轧此坯或带以得到厚1-5mm的板；热卷此热轧板；退火后冷轧至小于0.5mm的最终厚度；在湿气氛中进行第一次重结晶及脱碳退火；涂氧化镁于此脱碳钢板的至少一侧；进行最终二次重结晶及净化退火；涂隔绝涂层及进行最后的该涂层烘烤退火。特征是，在生产该坯或带后，含0.02-0.09％(重)C、2.5-4％(重)Si、0.027-0.17％(重)Mn、0.007-0.020％(重)S，0.010-0.030％(重)Al、0.004-0.012％(重)N及0.06-0.50％(重)Cu，余量为Fe和杂质的钢被加热到大于1200℃但不超过1300℃，而且当此热轧板已生产出时，于500-700℃卷取此热轧板。

Description

特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法
本发明涉及一种用于生产特别是变压器磁路的晶粒取向电工钢板的方法，它包括如下步骤：
—将其成份中具体地含有小于0.1％的C、2.5-4％的Si，至少是有倾向于形成抑制正常晶粒生长的化合物的元素，Al、N、Mn、S、Cu的钢连铸成钢坯或钢带；
—将此钢坯或钢带再加热；
—热轧此钢坯或钢带，以便得到厚度在1-5mm之间的钢板；
—热卷此热轧板；
—使此热轧板退火；
—冷轧至小于0.5mm的最终厚度；
—在湿气氛中进行第一次重结晶和脱碳退火
—在此经脱碳的钢板的至少一侧涂氧化镁MgO；
—最后的2次重结晶及净化退火；
—涂隔绝涂层及最后使此涂层烘烤退火。
晶粒取向电工钢板的织构是用Miller指数，如，{110}<001>作符号表达的所谓Goss织构，其中此<001>晶轴向即易于磁化的轴向，是大致与轧制方向平行的，而此{110}面是与此钢板表面大致平行的面。这种织构使此晶粒取向电工钢板在轧制方向上具有良好的磁性能，所述的轧制方向大致是易于磁化的方向。在800A/m磁场下所获得的该钢板中的磁感应强度B800的测量值，及在50赫频率下和1.7泰斯拉(T)工作磁感应强度下该钢板中的W(1.7/50)能量损耗的测量值，在实践中被用于评价平行于该钢板的轧制方向所取的试样的磁性能的质量。
两种类型的晶粒取向钢板是市售的：
—所谓的常规钢板，它以小于1.86T的磁感B800为特征，而且是用这样的方法获得的：具体地包括两次用中间退火隔开的冷轧工序，第二次轧制的压缩比一般为小于70％；
—所谓的高导磁率钢板，它以磁感B800大于1.88T为特征，并且是以这样的方法获得的；具体地包括一次冷轧工序，或带有中间退火的两次冷轧工序，而单工序冷轧，或第2次冷轧的压缩比一般大于80％。
常规钢板在热轧前含有Mn、S和Cu。高导磁率钢板在热轧前含有Al、Mn、Cu、S和N。
一种生产大致具有{110}<001>织构的晶粒取向高导磁率钢板的方法是已知的，其中此钢含Al，Mn、Cu、S和N。Al与N结合而形成AlN，而Mn和Cu与S结合形成MnS和CuS。AlN、MnS和CuS析出相抑制了在静态织构化退火过程中的初晶的正常生长，而同时又使具有所需的Goss组构的2次重结晶晶粒发展。
在热轧之前，以已知的方式，以大于1300℃，约1350-1400℃的温度下使该钢坯重加热，以便使AlN，MnS和CuS单独地或结合地析出，从而完全溶解。在铸态下，它们的尺寸一般大于1微米，这对于使二次重结晶发展是太粗了。在以单工序进行冷轧之前的热轧和退火期间，AlN、MnS和CuS单独或结合地以平均尺寸小于150nm的细颗粒的形式再析出。
将此晶粒取向钢坯或钢带在大于1300℃的温度下重加热的主要缺点在于，形成了液态的氧化物，这需要为这种生产而专门设计的炉子定期停炉以便除渣。
为了获得与得自在1350-1400℃温度范围内经重加热的钢坯相同的磁性能质量，已提出了一些涉及到在低于1300℃的温度下将此坯重加热的冶金方法。
比如，在冷轧和脱碳后进行为在二次重结晶之前形成细的Si和Al的氮化物(Si、Al)N析出相的氮化过程。该氮化过程既可通过在含氨NH3的气氛中的附加热处理，也可通过添加含氮的化合物和MnN、FeMnN和CrN于主要由MgO构成的退火隔离物中进行。该钢坯一般含Al，可能还含Ti、Cr和B这种已知能形成TiN、CrN和BN之类的氮化物的元素。由于此方法旨在于二次重结晶退火阶段析出细的(Si、Al)N颗粒，所以无需先行存有细的MnS和AlN析出相。因此，在热轧之前，粗大的MnS和AlN析出相在钢坯的重加热过程中不会完全溶解。此外Al的不完全溶解对于SiN的析出是不可缺少的。
德国专利DE4311151及欧洲专利EP0.619,376叙述了一种方法，它们包括：
—使钢坯在低于MnS可溶解的温度，但大于CuS的可溶解温度的温度下重加热。
在这些条件下，此CuS析出相被溶解。另一方面，该MnS析出相不溶解，而以粗颗粒形式析出，不再起抑制剂的作用。
—在热轧期间，由于60％以上的氮以粗的AlN形式析出，该AlN析出相也不再起抑制剂的作用。
按在这些文献中所述的方法，在该热轧板退火时析出的细CuS颗粒构成了主要的抑制剂。
本发明的主题是一种制造晶粒取向电工钢板的方法，该板尤其是用于生产变压器磁路，其特征在于重量组成如下的钢
-0.02-0.09％的C，
-2.5-4％的Si，
-0.027-0.17％的Mn，
-0.007-0.020％S，
-0.010-0.030％的Al，
-0.004-0.012％的N，
-0.06-0.50％的Cu，
余量为Fe和杂质在经连铸而制成坯或板之后，
—在大于1200℃而小于或等于1300℃的温度下经重加热，接着被热轧，在得到此热轧板之后将此热轧板在500℃-700℃间卷起。
本发明的其它特征是：
—使此带钢脱碳，从而使形成的氧化物膜中的氧含量小于800×10-4％；
—该成份中还含最多为0.15％的Sn；
—Mn含量与S含量之积小于160×10-5；
—Al含量与N含量之积小于240×10-6；
—热轧此钢，以便以特别是含N和Al的细颗粒的形式析出N，该颗粒的平均直径小于100nm，而被析出的N的百分比小于40％；
—使此热轧过的钢退火，以便使N以特别是含N和Al的，平均直径小于100nm的细颗粒的形式析出，而被析出的N的百分比大于60％；
—热轧此钢，以便使S以平均直径小于100nm的颗粒状析出；
—在使此热轧板在850-1150℃间的温度下作1-10分钟的退火，然后以大于10℃/秒的速度从800℃冷却后以单工序，多道次，总压缩比大于70％进行冷轧至小于0.5mm的最终厚度，在至少一个冷轧道次中，该钢板的温度在100-300℃之间。
—冷轧到小于0.5mm的最终厚度，该冷轧过程以其中有中间退火的两步工序进行，该中间退火在850-1150℃下历时1-10分钟，接着以大于10℃/秒的速度从800℃冷却，第二冷轧工序的压缩比大于40％，当第二冷轧工序的压缩比大于70％时，至少在一个冷轧道次中该钢板的温度在100-300℃之间；
—特别是，若该板的最终厚度小于0.27mm时，则在两步工序冷轧之前，使该板在850—1150℃温度下退火1-10分钟；
—氧化镁除含任选的添加物TiO2、B或硼的化合物外，还含至少一种硫的化合物和/或含S和N的化合物和/或锑的化合物，这些物质被单独或组合地采用；
—该氧化镁除含任选的添加物，TiO2，B或含硼的化合物外，还含S或一种或多种选自硫酸镁、硫酸锰、尿素及硫代硫酸钠的S或N的化合物；
—该氧化镁除含任选的添加物，TiO2、B或硼的化合物外，还含至少一种选自(NH4)2SO4、氨基磺酸和硫代硫酸铵的含S和N的化合物；
—该氧化镁除含任选的添加物TiO2、B或硼的化合物外，还含锑的氯化物。
以非限制性的实施例给出的下面的叙述及附图将使本发明被更清楚地理解。
图1是展示作为该钢坯重加热温度的函数的重量损失的曲线，并说明在1300℃以上熔化的氧化物的形成。
图2展示了在热轧后该钢中的析出相的平均直径和S的百分比间的关系。
图3展示了脱碳后，作为二次重结晶退火停止温度的函数的析出相的密度。
图4展示了按本发明在包括若干道次、最终厚度为0.285mm并相当于87％的总压缩比的冷轧工序的情况下所获得的磁性能。
图5A和5B展示了按本发明所得到的磁性能，它们是以87％的压缩比冷轧至0.285mm  厚的钢板在脱碳过程中形成的表面膜中的氧的质量含量的函数，在二次重结晶回火之前已将1％的S以氨基磺酸的形式加入此被沉积于该钢板上的MgO中了。
本发明涉及有下列被限定的成份(重量)的钢的应用：0.02-0.09％的C、2.5-4％的Si、0.06-0.5％的铜、选择成分自0.027-0.17％的Mn、0.007-0.020％的S、0.010-0.030％的Al、0.004-0.012％的N、余量的Fe及杂质，这种组合物在以连铸生产钢坯或钢带后，经彻底的重加热至，小于或等于1300℃的温度。这是因为，按本发明，在低于此温度熔化的表面氧化物对如图1所示的，总的钢坯重加热周期为4小时30分，在预定的重加热温度下的保温时间为1小时而言，不再形成。按照本发明，该坯的重加热温度大于1200℃，以使单独地或联合地被采用的AlN、MnS、和CuS析出相在钢坯的重加热期间，可以足够的量被溶解，以便进行二次重结晶和可得到良好的磁性能。
按照本发明，在非常严格的限度内选择Mn、S、Al、和N的含量，以便使AlN、MnS、和CuS析出相在热轧之前的钢坯重加热过程中，于小于或等于1300℃的温度以充分的量实际上完全溶解，上述的温度是避免在表面上形成可熔的氧化物的温度。
按照本发明，该含S和/或N的析出相由于将化学成份设计得适应较低的重加热温度，所以在钢坯的重加热过程中，其大部分已溶解。主要的抑制剂是在热轧时少量析出，而在此热轧板退火期间大量以平均直径小于100nm的细颗粒析出的AlN。硫化锰是辅助的抑制剂。Cu尤其具有对AlN和MnS析出物尺寸的净化效果，它与这些化合物是可以结合的。如图2所示，在热轧阶段捕捉某些钢板中的S的CuS析出物有助于减少该析出物的平均尺寸。与AlN析出物相比，在此热轧板退火后，量很少的这些CuS析出物在二次重结晶退火过程中随着温度升高而溶解。因此，它们未充分地参与抑制。向于脱碳后被涂于此钢板的MgO中添加—种或几种S和/或N的化合物则增强了AlN和MnS的抑制作用。
以下面顺序和步骤制造符合本发明的晶粒取向电工钢板：
—将该钢连续铸造成厚150-300mm的钢坯；
—在1200-1300℃的温度下穿透重加热此坯；
—热轧至1-5mm的厚度；
—在500-700℃热卷此热轧板；
—于850-1150℃的温度将此热轧板退火1～10分钟，然后以大于10℃/秒的速度从800℃冷却；
—以一个包含几个道次的工序，以大于70％的总压缩比，而至少一个冷轧工序中该钢板温度为100-300℃冷轧至小于0.5mm的最终厚度；
—或在带有在850-1150℃下历时1-10分钟的中间退火步骤的两工序中冷轧至小于0.5mm的最终厚度，接着从800℃，以大于10℃/秒的速度冷却，当这种第二次冷轧的总压缩比大于70％时，第2次冷轧的压缩比大于40％，而至少一个道次中此钢板的温度为100-300℃。
在两次冷轧工序加一次中间退火的情况下，在第一次冷轧之前进行一次短时间的，1-10分钟，850-1150℃间的任选的退火，以便使二次重结晶稳定化，若该钢板的最终厚度小于0.27mm时，则尤需如此；冷却速度可以慢些。
—在含H2和N2的湿气氛中的，对此最终厚度板的第一次重结晶和脱碳退火；
—在该板的至少一侧涂主要由MgO构成的抗粘合剂；
—该金属的最终二次重结晶及净化退火；
—涂隔绝涂层及最终烘烤此涂层的退火；
已经过上述制造步骤的符合本发明的晶粒取向钢含0.02-0.09％C、2.5-4％Si、0.027-0.17％  Mn、0.007-0.020％S、0.010-0.030％Al、0.004-0.012％N、0.06-0.50％Cu及任选的最多为0.15％的Sn、余量为Fe及杂质。
Mn含量乘S含量的积小于或等于160×10-5：
(％S)×(％Mn)＜160×10-5。
Al含量与N含量之积小于240×10-6：
(％N)×(％Al)＜240×10-6。
在热轧后析出的N的百分比小于40％，其形状为平均直径小于100nm的细颗粒。
在热轧和退火后以平均直径小于100nm的细颗粒形状析出的N的百分比为大于60％
在高温二次重结晶及净化退火时期被用作隔离物的MgO可以含单独的或混合的S或选自硫酸镁、和/或硫酸锰和/或硫代硫酸钠和/或尿素的一种或多种S或N的化合物，含一种或多种含S和N的，选自氨基磺酸和/或(NH4)2SO4和/或硫代硫酸铵的化合物、含氯化锑、B或硼的化合物或TiO2。
图2展示了在此钢坯重加热时，实际上全部析出物完全溶解的情况下，在热轧后，该钢中的析出物的平均直径与S的百分比间的关系。为在热轧后获得细的析出物，S含量按本发明被限于0.020％。
由于细MnS析出物在二次重结晶退火过程中起着二次抑制剂的积极作用，所以为获得足够数量的这些析出物就必须使S含量至少等于0.007％。
为了析出足够量的，发挥抑制剂作用的细MnS析出物，及为了在将S作为添加剂加到MgO中以便增强MnS析出物的抑制能力的情况下可以得到游离的Mn，按本发明，Mn含量必须大于0.027％。为了避免在钢坯中存有MnS的粗的析出物及使其在热轧前的1200-1300℃间的重加热期间完全溶解而将其限于0.17％。
按照本发明，在钢坯中存有细的MnS析出物及其在热轧之前于1200-1300℃溶解是通过满足〔％S〕×〔％Mn〕＜160×10-5的条件而得益的。
按照符合本发明的方法，为在此热轧板退火期间使得细AlN析出物这种主要的抑制剂的充分的析出，必须使N含量大于0.004％。为了避免在该钢的表面上形成结疤、将N含量限于0.012％。对于AlN析出物而言，条件(％N)×(％Al)＜240×10-6使其可能在此钢坯进行热轧前的1200-1300℃的重加热期间实际上完全溶解。
根据本发明，一方面，为在此热轧钢板退火期间有足量的AlN析出物形成，因为AlN是主要的抑制剂，而另一方面，为在将N作为添加剂加到此MgO中以便增强AlN析出物的抑制剂能力的情况下有游离的Al可得，Al含量必须等于或大于0.010％。为避免在热轧的最后阶段析出粗的AlN颗粒，则使Al含量小于0.030％。
除上述元素外，该钢可含最多为0.15％的Sn，这对抑制产生有益影响。
按照本发明方法，所用的S和Al含量低于在较高温度下使该钢坯重加热的方法中的该含量，或含S和Mn，或含N和Al的抑制剂析出物的密度表明是不足以获得完全的二次重结晶和磁性能的均匀性的。为提高二次重结晶的稳定性，并从而避免磁性能值的分散，最好是向此MgO加一种或多种含S和/或N、或锑的化合物，它们在开始二次重结晶之前的升温过程中，能在N和Al的基础上，或在S和Mn的基础上，或在锑的基础上形成补充抑制剂的作用。
通过以下的实验和实施例说明本发明，表I列出了被检测的钢的化学成分。No.2-5及7-9的钢是本发明所述的钢。根据本发明，残留元素P的含量小于0.015％。
No.1钢是含0.021％S和0.030％Al(表1，No.1钢)的对照的钢，其钢坯在热轧前于1400℃被重加热，以便溶解大部分粗的AlN、MnS及CuS析出物。在于1120℃使此热轧板退火后，按本发明的单工序进行冷轧。以最终的0.285mm的厚度所得的磁性能为：
W(1.7/50)＝1.03瓦/kg；B800＝1.91T。
在相同的条件下，但No.1钢坯的重加热温度为1280℃，则以0.285mm的厚度所得的磁性能量中等的；
W(1.7/50)＝1.65瓦/kg；B800＝1.72T
这是因为Mn的百分比与S的百分比之积大于160×10-5的缘故。
在下文给出的描述本发明的实施例中，以下方式制造该钢板：
—将钢连铸成厚210mm的坯；
—以3小时30分升温，于预定温度下保温1小时，在1200—1300℃的温度下重加热此钢坯，将其热透；
—以5个道次预热轧至45mm的厚度；
—以7个道次终热轧至2.3mm厚，终热轧的开始温度为1070-1000℃，而此热轧的终止温度为965-915℃；
—在530或640℃的温度下卷取此热轧板；
—以约60秒升温、950℃保温160秒使此热轧板退火，然后冷却此热轧板，从700℃-300℃所用的时间小于15秒；
—以相当于约30％的连续冷轧压缩比的6个道次冷轧至最终厚度，而在第三道次时此轧制温度达到230℃(实施例2-9)；
—重结晶和脱碳在800-850℃的湿的N2/H2气氛中进行，此热处理时间少于500秒；
—用MgO乳状物涂覆此钢板，然后干燥；该MgO乳状物由每升水加150g MgO组成。添加剂被加入该乳状物中。加于该MgO中的各元素(Ti、B、S、Sb、N)的百分比为其质量除以干MgO的质量再乘以100。
—于25％N2/75％H2的650-1200℃气氛中，以15℃/时的温升进行缓慢的二次重结晶退火，再于1200℃于氢气中进行该金属的净化；
—施加隔绝涂层并烘烤此涂层。该涂层由二氧化硅、磷酸铝和铬酸构成。实施例1
在1280℃将此钢坯重加热、热轧和于530℃卷取此钢板后，将No.2钢冷轧至0.74mm的中间厚度，于1050℃退火90秒，然后从800℃快冷，从700℃至300℃的时间小于15秒，然后轧至0.285mm的最终厚度，这相当于第二冷压缩比为61％。在持续前述的处理后，得到磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.27w/kg
B800＝1.85T。实施例2
在于1280℃将此钢坯重加热，热轧及于530℃卷取后，将此热轧板于950℃退火160秒，从800℃快冷，冷轧至0.285mm的最终厚度，这相当于87％的冷压缩比，然后继续前述的处理，No.3钢所得的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.03w/kg
B800＝1.93T。
按照这两个实施例，很明显的是，为获得最好的磁性能，终冷轧的压缩比必须大于70％。
在实施例1和2中，该退火隔离物由含0.080％的B和1.2％以TiO2形态存在的元素Ti的MgO构成。实施例3
在实施例2的条件下，将10％以(NH4)2SO4  形态存在的S加于此MgO中。下列磁性能是以No.2钢而获得的：
    未加(NH4)2SO4 加入10％(NH4)2SO4
    B800     1.89T     1.94T
实施例4
在实施例2的条件下，将3％(重量)以硫酸镁形式存在的S加入此MgO中。No.2钢所得到的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.02w/kg
B800＝1.94T。实施例5
在实施例2的条件下，将1％以氨基磺酸形式存在的S加于此MgO中。No.2钢所得的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.01w/kg
B800＝1.94。实施例6
在实施例2的条件下，将0.026％的氯化锑形式的元素锑加在此MgO中。No.2钢所得到的磁性能如下：
铁损(1.75/50)＝1.03w/kg
B800＝1.92T。实施例7
在实施例2的条件下，将该热轧板经温度为1050℃的退火，将0.93％的尿素形式的N加于此MgO中。No.7钢所得的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.06w/kg
B800＝1.91T。实施例8
在实施例2的条件下，但使此热轧板在1080℃的温度下退火，而且该MgO含3.6％以TiO2形式存在的元素Ti、0.10％的B，而不含S和/或N添加物和氯化锑，No.8钢所得的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝0.98w/kg
B800＝1.93T。实施例9
在实施例2的条件下，但使此钢坯在1240℃的温度下被重加热，使此热轧板在1050℃的温度下退火，而MgO含1.5％以氨基磺酸形式存在的S，No.9钢所得的磁性能如下：
铁损(1.7/50)＝1.03w/kg
B800＝1.92T。
添加S或硫的化合物(MgSO4，硫酸锰或硫代硫酸钠)于此MgO中，该抑制作用因二次重结晶退火过程中的含Mn和含S的析出物而得以增强。
向此MgO中添加氮的化合物(尿素)能使N进入此钢中，这样借助含N和Al的析出物而增强了抑制作用。
向此MgO加含S和N的化合物(硫代硫酸铵或氨基磺酸，它们含33％的S和14％的N)能使S和N进入此钢中，从而借助一方面是含Mn和S的，另一方面是含N和Al的析出物增强抑制作用。当S和N扩散于此钢中时，就在二次重结晶开始之前导致了很细的抑制颗粒的辅助性析出。
与S结合的N的有益效果以这样的事实来说明；实施例5中所用的S的百分比小于实施例4中所用的该百分比。向此MgO加(NH4)2SO4还能使S和N被同时添加。向MgO加氯化锑能使元素锑进入此钢，该元素在晶界处离析从而起了抑制剂的作用。由于在此MgO乳状物中分散得更均匀，所以最好添加水溶性的硫的化合物，以便有可能添加不溶的元素态的S。进行向此MgO中加含S、N和Sb的化合物，结果得到沿该被卷取的钢板—钢带长度上均匀的磁性能。
表2示出，按本发明，在此热轧板中析出的N的百分比小于40％。降低卷取温度能使析出的N的百分比适当地减少，在1280℃重加热，热轧及在530℃卷取的No.3钢的场合下，减少到少于5％。在这种卷取温度下，当钢坯的重加热温度从1280℃减到1240℃这种通常重加热碳素钢的温度时，析出的N的百分比保持在很低的数值。
一般说来，降低卷取温度至600℃以下则可能避免不起抑制作用的粗颗粒的析出。
与Al结合的N的量通过析出的Al的定量分析确定。通过按本发明使钢坯在1200-1300℃重加热，就可能由于严格控制Mn、S、Al和N含量而获得在热轧态下析出的N的低百分比，这低的百分比不能使该较高的含量成为在大于1350℃的重加热此钢坯的已知方法的特征。
表3展示了，按本发明，在于950℃使此热轧板退火后，析出的N的百分比大于60％。
表4展示了，按本发明，通过使No.2钢的热轧板在整个宽的退火温度范围中退火160秒，再于530℃卷取而获得的含N和Al的析出物的平均直径小于50nm。
因此该含N和Al的析出物就能作为抑制剂起到积极作用。
Cu的作用在本发明的下文中分析。
表5示出了No.2钢坯在重加热后的析出物的平均直径和密度，该钢含0.15％的Cu，于1280℃热轧至2.3mm的厚度并于640℃卷取。
在含0.09％Cu，热轧至2.3mm厚度并于640℃被卷取的No.1参考钢的钢板中的析出物的性能是以对比的方式示出的。从表5可知，提高Cu含量导致了CuS和AlNCuS析出物密度的提高及其平均直径的减小。析出的化合物的结合是由构成元素的特性决定的，而不考虑其比例。
在No.2钢板中，于热轧态下，小直径的CuS和AlNCuS颗粒占大多数，那些含Mn的析出物是次要的。添加Cu及用Cu捕捉S就可能在热轧过程中避免形成直径过大而不起抑制剂作用的粗的含Mn的颗粒。对表4的检查表明，在该热轧板的退火温度升高时含Cu的颗粒数的减少证明了含Al、N、Cu、S的颗粒部分溶解。
图3表明No.6钢在脱碳后及在二次重结晶退火过程中CuS和MnCuS的密度的变化，No.6钢不含Al，选用这种成份以便使其易于用透射电镜对析出物计数。这种钢，其在1400℃被重加热的钢坯经历有两次工序的，带有950℃中间退火步骤的冷轧，第二冷轧的压缩比为60％。
细的CuS析出物在二次重结晶之前逐步溶解，这大约在950℃时发生，伴随着MnS颗粒的细的析出是S的释放。由于在冷却时Cu在MnS颗粒上析出，所以用电镜被鉴定的颗粒是MnCuS。按照本发明，对于二次重结晶的发展，这种细的CuS颗粒不起关键性的抑制剂作用。
在No.2钢中，在使该热轧板退火后，平均直径小于100nm的CuS析出物的百分比不到总数的3％。正是在脱碳后及在二次重结晶前形成的MnS析出物增强了含N和Al的析出物的抑制作用。
根据本发明，为在热轧和热轧及退火阶段获得细的析出物，Cu含量必需大于0.06％。提高Cu含量结果使析出物更细。为避免酸洗此所得的钢板的难题，将Cu含量限于0.50％。
如被实施例1-9的方案所证实的那样，就可能通过以大于1200℃但等于或小于1300℃的温度重加热此钢坯，或通过带有中间退火的两工序冷轧而第二次冷轧的压缩比为40-70％之间，制造出显示出常规钢板的磁性能(B800＜1.86T)的晶粒取向电工钢板，或通过采用先退火的单冷轧工序或带有中间退火的两次冷轧工序，而最终冷轧工序的压缩比大于70％，生产出有高导磁率的磁性能(B800＞1.88T)的钢板。相对于已知方法降低重加热温度就可能避免形成粘在炉中的液体氧化物。
在如图4所示的，以大于70％的压缩比的最终冷轧的情况下，就可能或获得常规钢的磁性能(B800＜1.86T)或获得高导磁率钢板的磁性能(B800＞1.88T)。
如图5中所示，已指出的是随着脱碳工序期间形成的表面氧化物膜中的氧的质量含量减少，铁损水平下降，而B800水平上升。降低该主要由SiO2构成的，并含小于20％的铁的氧化物的表面氧化物膜中的氧含量至800×10-4％以下(约1.8g氧/m2)可使磁性能得以改进，降低幅度越大，说明这种改进愈加明显。
就通过连铸所生产的，及厚150-300mm的钢坯而陈述的本发明的方法，可适用于更薄的，约15-100mm的钢坯。
本发明的方法还可用于钢液的双辊铸造而得的，厚度大于2mm的薄的带钢，该带钢在热轧前经历1200-1300℃的重加热。
预热轧和终热轧的道次数取决于连铸产物的厚度及在热轧态下预定的厚度。若此连铸产物的厚度足够小，则可省去此预热轧。
该连铸产物的重加热周期的总的时间取决于其厚度，此厚度越小则能越快地使芯部达到重加热温度。
           表1：钢坯的化学分析(％)(重量)
钢的编号     Si     C   Mn     S     Al     N     Cu     Sn
    1     3.16     0.060     0.081     0.021     0.030     0.0074     0.09 ＜0.015
    2     3.15     0.044     0.080     0.011     0.025     0.0086     0.151 ＜0.015
    3     3.18     0.057     0.081     0.015     0.021     0.0072     0.154 ＜0.015
    4     3.16     0.059     0.079     0.014     0.026     0.0073     0.150 ＜0.015
    5     3.15     0.058     0.079     0.012     0.021     0.0093     0.151 ＜0.015
    6     3.21     0.042     0.058     0.020     0.001     0.0042     0.205 ＜0.015
    7     3.12     0.058     0.080     0.015     0.024     0.0074     0.149 ＜0.015
    8     3.26     0.054     0.079     0.015     0.019     0.0066     0.010   0.069
    9     3.12     0.056     0.078     0.011     0.019     0.0068     0.014 ＜0.015
             表2：热轧后析出的氮的百分比
  钢的编号 钢坯重加热温度 卷取温度℃     析出的N
    1     1400     640     40
    2     1280     530     21
3 1280     640530     243
4 1280     640530     3712
    5     1245     640     34
    8     1240     530     12
    1280     530     7
    9     1240     530     9
    1280     530     3
           表3：热轧钢板退火后析出的氮的百分比
钢的编号 钢坯的重加热温度℃ 卷取温度℃ 析出的N％
    2     1280     530     75
3 1280     640530     7475
4 1280     640530     7782
            表4：热轧板退火温度对
     含铝析出物平均尺寸，密度及特性的影响
退火温度   平均直径nm   标准误差nm 密度(个数/μm2) 析出物特性
    900℃     27.05     14.59     13.2   AlNCuS
钢No.2 950℃ 29.02 17.18 9.0   AlN和AlNCuS
  1000℃     32.49     20.49     7.3 大部分是AlN
钢No.1 1120℃ 38.8 25.1 7.5   AlN和AlNCuS
           表5热轧态下的析出物的特征(退火前)
    CuS   MnCuS   MnS   AlNCuS AlNMnCuS   AlNMnS   总计
钢No.1 平均直径nm   87.3    141.5     64.7     102.4     104.3
    密度(个数/μm2) 0.178 0.474 0 0.346 0.272 0 1.269
钢No.2   平均直径nm   69.4    143.1     85.8     45.9     77.0     70.9     62.3
    密度(个数/μm2) 0.355 0.079 0.015 0.686 0.138 0.010 1.288

Claims (15)

1.制造特别是用于生产变压器磁路的晶粒取向电工钢板的方法，其中依次包括：
—将钢连铸成钢坯或钢带，该钢在其成份中特别地含有(以重量％计)少于0.1％的C、2.5-4％的Si及至少元素Al、N、Mn、S、Cu，这些元素旨在形成抑制正常生长的析出物；
—将此钢坯或带重加热；
—热轧此钢坯或带，以便获得厚1-5mm的钢板；
—热卷此热轧板；
—将此热轧板退火；
—冷轧至小于0.5mm的最终厚度；
—在湿气氛中第一次重结晶退火及脱碳；
—在经脱碳的此钢板的至少一侧涂MgO；
—最终的二次重结晶及净化退火；
—施加隔绝物涂层并且进行该涂层的最终烘烤退火；其特征在于，有下列重量组成的钢：
-0.02-0.09％的C
-2.5-4％的Si，
-0.027-0.17％的Mn，
-0.007-0.020％的S，
-0.010-0.030％的Al，
-0.004-0.012％的N，
-0.06-0.50％的Cu余量为Fe及杂质，在以连铸产生钢坯和钢板后，经受
-在大于1200℃而小于或等于1300℃的温度下的重加热，然后在得到此热轧板后于500-700℃卷取此热轧板。
2.权利要求1的方法，其特征为，将此钢带脱碳，以使所形成的氧化物膜中的氧含量小于800×10-4％。
3.权利要求1的方法，其特征在于，该组合物进一步含有最多0.15％的Sn。
4.权利要求1的方法，其特征为，该Mn含量与S含量之积小于160×10-5。
5.权利要求1的方法，其特征为，该Al含量与N含量之积小于240×10-6。
6.权利要求1-5的方法，其特征为，热轧此钢，以便使N以特别是含N和Al的、平均直径小于100nm的细颗粒状析出。析出的N的百分比小于40％。
7.权利要求1-6的方法，其特征为，使此经热轧的钢退火，以便使N以特别是含N和Al的，平均直径小于100nm的细颗粒状析出，析出的N的百分比大于60％。
8.权利要求1-7的方法，其特征为，热轧此钢，以便使S以平均直径小于100nm的颗粒状析出。
9.权利要求1-8的方法，其特征为，在使此热轧板于850-1150℃之间退火1-10分钟，然后以大于10℃/秒的速度自800℃开始冷却后，以包括多道次的单工序进行冷轧直至最终厚度小于0.5mm为止，而总的压缩比大于70％，至少一个冷轧道次中的该钢板的温度在100-300℃之间。
10.权利要求1-8的方法，其特征为，轧至最终厚度小于0.5mm的冷轧以带有中间退火的两个工序进行，退火温度为850℃-1150℃之间，时间为1-10分钟，接着以大于10℃/秒的速度从800℃冷却，第二冷轧工序的压缩比大于40％，当第二冷轧工序的压缩比大于70％时，在至少一个冷轧道次中该板的温度在100-300℃之间。
11.权利要求10的方法，其特征在于，在进行两工序的冷轧步骤之前，该钢板于850-1150℃的温度退火1-10分钟，若该板厚度小于0.27mm时则尤需如此。
12.权利要求1-11的方法，其特征为，该氧化镁除了含视具体情况而定添加的TiO2、B或B的化合物外，还含至少一种含S或N的化合物、一种含S和N的化合物，或锑的化合物，这些化合物被单独地或组合地使用。
13.权利要求1-11的方法，其特征为，该氧化镁除含任选的添加物TiO2、B或含硼的化合物外，还含S或一种或多种选自硫酸镁、硫酸锰和硫代硫酸钠的硫的化合物。
14.权利要求1-11的方法，其特征为，该氧化镁除含任选添加物TiO2、B或硼的化合物外，还含至少一种选自(NH4)2SO4、硫代硫酸铵、氨基磺酸和尿素的含S和/或N的化合物。
15.权利要求1-11的方法、其特征为、该氧化镁除含任选的添加物TiO2、B或硼的化合物外、还含氯化锑。
CN96190188A 1995-03-14 1996-03-08 特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法 Pending CN1148411A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR95/02916 1995-03-14
FR9502916A FR2731713B1 (fr) 1995-03-14 1995-03-14 Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la realisation notamment de circuits magnetiques de transformateurs

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN1148411A true CN1148411A (zh) 1997-04-23

Family

ID=9476993

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN96190188A Pending CN1148411A (zh) 1995-03-14 1996-03-08 特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法

Country Status (13)

Country Link
EP (1) EP0732413B1 (zh)
JP (1) JPH10500454A (zh)
KR (1) KR970702932A (zh)
CN (1) CN1148411A (zh)
AT (1) ATE206171T1 (zh)
BR (1) BR9605937A (zh)
CZ (1) CZ284873B6 (zh)
DE (1) DE69615429T2 (zh)
ES (1) ES2161988T3 (zh)
FR (1) FR2731713B1 (zh)
PL (1) PL317155A1 (zh)
PT (1) PT732413E (zh)
WO (1) WO1996028576A1 (zh)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1103825C (zh) * 1998-10-27 2003-03-26 川崎制铁株式会社 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法
CN100389222C (zh) * 2005-12-13 2008-05-21 武汉钢铁(集团)公司 提高含铜取向硅钢电磁性能和底层质量的生产方法
CN100400680C (zh) * 2000-12-18 2008-07-09 蒂森克虏伯阿恰伊斯佩恰伊特尔尼有限公司 用于生产晶粒定向电工钢的工艺方法
WO2009117959A1 (zh) * 2008-03-25 2009-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高电磁性能取向硅钢的生产方法
WO2010015156A1 (zh) * 2008-08-08 2010-02-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含铜取向硅钢的生产方法
CN102939394A (zh) * 2010-06-10 2013-02-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 生产奥氏体钢方法
CN103667602A (zh) * 2013-11-26 2014-03-26 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种晶粒取向电工钢rh精炼钢水增氮方法
CN106048411A (zh) * 2016-06-27 2016-10-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种变压器用冷轧取向电工钢及其生产方法
CN111020140A (zh) * 2019-12-17 2020-04-17 无锡晶龙华特电工有限公司 一种磁性优良取向硅钢氧化镁退火隔离剂及其涂覆工艺
CN112522609A (zh) * 2020-11-18 2021-03-19 武汉钢铁有限公司 一种含复合抑制剂的高磁感取向硅钢及生产方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19628137C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-10 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
DE19628136C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-24 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
IT1290171B1 (it) * 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il trattamento di acciaio al silicio, a grano orientato.
IT1290977B1 (it) * 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
IT1290978B1 (it) * 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
FR2761081B1 (fr) * 1997-03-21 1999-04-30 Usinor Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs
AU2698897A (en) * 1997-04-16 1998-11-11 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs
WO1998048062A1 (en) * 1997-04-24 1998-10-29 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of high-permeability electrical steel from thin slabs
DE19816158A1 (de) * 1998-04-09 1999-10-14 G K Steel Trading Gmbh Verfahren zur Herstellung von korn-orientierten anisotropen, elektrotechnischen Stahlblechen
EP1162280B1 (en) * 2000-06-05 2013-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties
IT1396714B1 (it) * 2008-11-18 2012-12-14 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile.
JP5353234B2 (ja) * 2008-12-26 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5434438B2 (ja) * 2009-09-30 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 一方向性電磁鋼板の製造方法
CN102071303B (zh) * 2011-01-30 2012-11-21 中冶南方(武汉)威仕工业炉有限公司 带钢在硅钢连续退火干燥炉的穿带方法
CZ2014325A3 (cs) * 2014-05-12 2015-11-11 Arcelormittal Ostrava A.S. Pás z orientované transformátorové oceli a způsob jeho výroby

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3671337A (en) * 1969-02-21 1972-06-20 Nippon Steel Corp Process for producing grain oriented electromagnetic steel sheets having excellent magnetic characteristics
US3855018A (en) * 1972-09-28 1974-12-17 Allegheny Ludlum Ind Inc Method for producing grain oriented silicon steel comprising copper
AR208355A1 (es) * 1975-02-13 1976-12-20 Allegheny Ludlum Ind Inc Procedimiento para producir acero electromagnetico al silico
GB2130241B (en) * 1982-09-24 1986-01-15 Nippon Steel Corp Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density
JPS60197819A (ja) * 1984-03-22 1985-10-07 Nippon Steel Corp 薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
KR930004849B1 (ko) * 1991-07-12 1993-06-09 포항종합제철 주식회사 자기특성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1103825C (zh) * 1998-10-27 2003-03-26 川崎制铁株式会社 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法
CN100400680C (zh) * 2000-12-18 2008-07-09 蒂森克虏伯阿恰伊斯佩恰伊特尔尼有限公司 用于生产晶粒定向电工钢的工艺方法
CN100389222C (zh) * 2005-12-13 2008-05-21 武汉钢铁(集团)公司 提高含铜取向硅钢电磁性能和底层质量的生产方法
WO2009117959A1 (zh) * 2008-03-25 2009-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高电磁性能取向硅钢的生产方法
WO2010015156A1 (zh) * 2008-08-08 2010-02-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含铜取向硅钢的生产方法
US8231739B2 (en) 2008-08-08 2012-07-31 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Method for producing grain-oriented silicon steel containing copper
CN102939394A (zh) * 2010-06-10 2013-02-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 生产奥氏体钢方法
CN103667602A (zh) * 2013-11-26 2014-03-26 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种晶粒取向电工钢rh精炼钢水增氮方法
CN106048411A (zh) * 2016-06-27 2016-10-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种变压器用冷轧取向电工钢及其生产方法
CN111020140A (zh) * 2019-12-17 2020-04-17 无锡晶龙华特电工有限公司 一种磁性优良取向硅钢氧化镁退火隔离剂及其涂覆工艺
CN112522609A (zh) * 2020-11-18 2021-03-19 武汉钢铁有限公司 一种含复合抑制剂的高磁感取向硅钢及生产方法
CN112522609B (zh) * 2020-11-18 2021-12-14 武汉钢铁有限公司 一种含复合抑制剂的高磁感取向硅钢及生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CZ368496A3 (en) 1997-04-16
CZ284873B6 (cs) 1999-03-17
KR970702932A (ko) 1997-06-10
BR9605937A (pt) 1997-08-12
DE69615429T2 (de) 2002-06-20
WO1996028576A1 (fr) 1996-09-19
EP0732413B1 (fr) 2001-09-26
JPH10500454A (ja) 1998-01-13
ATE206171T1 (de) 2001-10-15
FR2731713A1 (fr) 1996-09-20
DE69615429D1 (de) 2001-10-31
PL317155A1 (en) 1997-03-17
PT732413E (pt) 2002-03-28
FR2731713B1 (fr) 1997-04-11
ES2161988T3 (es) 2001-12-16
EP0732413A1 (fr) 1996-09-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1148411A (zh) 特别是用于变压器的晶粒取向电工钢板的制造方法
CN1039352C (zh) 磁性能优良的无取向电工钢板及其制法
CN1100158C (zh) 极低铁损的高磁通密度的取向性电磁钢板及其制造方法
JP5864587B2 (ja) 高磁束密度の方向性ケイ素鋼製品の製造方法
CN1104507C (zh) 覆膜特性和磁特性优越的晶粒取向硅钢板及其制造方法
WO2007102282A1 (ja) 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
CN1184336C (zh) 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板的制造方法
CN1285740C (zh) 晶粒取向电磁钢板的制造方法
CN1077601C (zh) 硅铬晶粒取向电工钢的制造方法
JP2020507673A (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN1220704A (zh) 特别是用于制造变压器磁路的晶粒取向电工钢板的制备方法
CN1080318C (zh) 晶粒取向硅钢片的制造工艺
CN114277309B (zh) 一种高磁感取向硅钢及其制造方法
CN1321787A (zh) 单取向电工钢板及其制备方法
JPH059580A (ja) 磁気特性の極めて優れた薄方向性けい素鋼板の製造方法
JP2003003215A (ja) 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP4205816B2 (ja) 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
CN1135573C (zh) 磁特性优良的单方向性硅钢板的制造方法
JPH0483823A (ja) 磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
JP7312256B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4283533B2 (ja) 一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH06336611A (ja) 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP4267320B2 (ja) 一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11117022A (ja) 磁束密度が高く鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板の 製造方法
JPH06330174A (ja) 低鉄損方向性けい素鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C01 Deemed withdrawal of patent application (patent law 1993)
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication