CN1242077C - 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺 - Google Patents

用于生产晶粒定向电工钢带的工艺 Download PDF

Info

Publication number
CN1242077C
CN1242077C CNB018208371A CN01820837A CN1242077C CN 1242077 C CN1242077 C CN 1242077C CN B018208371 A CNB018208371 A CN B018208371A CN 01820837 A CN01820837 A CN 01820837A CN 1242077 C CN1242077 C CN 1242077C
Authority
CN
China
Prior art keywords
band
temperature
strip
cold
annealing
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 - Fee Related
Application number
CNB018208371A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1481444A (zh
Inventor
S·福尔图南蒂
S·奇卡莱
C·罗基
G·阿布鲁泽塞
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.)
Acciai Speciali Terni SpA
Original Assignee
ThyssenKrupp Acciai Speciali Terni SpA
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 ThyssenKrupp Acciai Speciali Terni SpA filed Critical ThyssenKrupp Acciai Speciali Terni SpA
Publication of CN1481444A publication Critical patent/CN1481444A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1242077C publication Critical patent/CN1242077C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related 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
    • C21D8/1255—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
    • 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
    • C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0431—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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
  • Seasonings (AREA)
  • Chemical Or Physical Treatment Of Fibers (AREA)
  • Noodles (AREA)
  • Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)

Abstract

用于生产晶粒定向电工钢带的工艺，其中，包含至少30ppm的S的硅钢被直接铸造成厚度为1.5-4.5mm的带材，并且冷轧至1.0和0.15mm之间的最终厚度；其特征在于下列步骤：对固化的带材进行冷却和变形，以获得其中600cm-1＜lz＜1500cm-1和lz＝1.9Fv/r(cm-1)的第二相分布，Fv是稳定在小于800℃的温度下的第二相的体积部分，并且r是以cm表示的析出物平均半径；以15和60%之间的减薄率，在不低于750℃下的温度下进行带材固化和卷取之间的热轧；以60-92%的减薄率进行冷轧；在750-1100℃下进行冷轧带材退火，在渗氮气氛中，在带材心部氮的含量相对于原始成分增加至少30ppm。

Description

用于生产晶粒定向电工钢带的工艺
技术领域
本发明涉及一种用于生产晶粒定向电工钢带的工艺，更具体地说涉及这样一种工艺，其中对从液态钢连铸直接获得的带材进行冷轧，并且引发第二相颗粒受控析出的带材析出，所述第二相用以在一次再结晶之后控制晶粒生长(一次抑制剂)。在进一步的步骤中，在冷轧带材的连续退火过程中，在整个带材的厚度引发第二相颗粒的进一步析出，所述第二相颗粒具有与一次抑制剂一起控制定向二次再结晶的功能，借此获得有利于沿轧制方向延伸的磁通的组织。
背景技术
晶粒定向电工钢带(Fe-Si)通常作为具有0.18至0.50mm之间的厚度的带材进行工业生产，并且具有其磁性根据特定的产品等级而变化的特性。所述等级大致涉及在沿着特定参考方向(轧制方向)计算的给定电磁工作条件(例如，以W/kg计，在1.7特斯拉下为P50Hz)下带材的单位功率损耗。所述带材的主要用途是生产变压器铁芯。通过控制带材的最终结晶结构，使得所有或几乎所有晶粒采取它们最易于磁化的方向(<001>轴)以最佳方式与轧制方向对齐的晶粒取向，获得良好的磁特性(强各向异性)。实际上，获得的最终产品具有大致在1至20mm之间的晶粒平均直径，具有以Goss取向({110}<001>)为中心的取向。绕高斯取向的角分散(dispersion)越小，则产品导磁率越好，且因此磁损失越小。具有低磁损失(铁损)和高导磁率的最终产品在变压器的设计、尺寸和生产方面非常有利。
U.S.Firm ARMCO在三十年代初描述了上述材料的首次工业生产(USP 1,956,559)。如专家们所知，此后晶粒定向电工钢带生产技术在产品的磁和物理质量以及转变成本和周期合理化方面引入了许多重要的改进。所有的现有技术均采用相同的冶金学策略以便在最终产品中获得非常强的Goss结构，即通过均匀分布的第二相和/或偏析元素引导的定向二次再结晶的工艺。在产生选择性的二次再结晶处理的最终退火过程中，非金属第二相和偏析元素在控制(减慢)晶界移动中起到主要作用。
在最初的采用MnS作为晶界移动的抑制剂的ARMCO技术中，并且在后来由NSC发展起来的抑制剂主要为氮化铝(AIN+MnS)(EP8.385，EP17.830，EP202.339)的技术中，两个生产工艺共有的一个非常重要的结合步骤为，在马上要进行热轧之前以非常高的温度(1400℃左右)对连铸坯(在过去为锭)加热足够长的时间，以确保在铸造之后的坯料冷却过程中粗糙析出的硫化物和/或氮化物完全溶解，和在热轧带材的整个金属基体中以非常精细和均匀的分布的形式使它们再次析出。根据所述现有技术，在所述工艺过程中，在冷轧之前的任何情况下均可以启动并完成这种精细的再析出和析出物尺寸的调整。由于Fe-3％Si合金在高温下的延展性和液态熔渣的形成，将坯料加热至所述温度需要采用专门的炉子(推入式炉(pushing furnace)、液态熔渣步进梁炉、感应炉)。
最近，对于液态钢发展出了新的铸造技术，以简化生产工艺，使其更为紧凑、灵活并且降低成本。在变压器的电工钢带生产中有利地采用的一项革新技术是“薄板”铸造，其包括通过多次板坯连铸来连铸出具有用于直接热轧的通常的粗板坯(roughend slab)厚度的板坯，并且在连续式隧道炉中进行处理，以便升高/保持板坯的温度，并且在精轧之后卷取带材。与采用所述用于晶粒定向产品的技术相关的问题主要包括，难以保持和控制使形成第二相的元素溶解时所需的高温，如果要在最终产品中获得所需最佳的微观结构和磁特性，则第二相必须在热精轧步骤开始时便精细地析出。
潜在地提供了工艺的最高合理化水平和较高的生产灵活性的该铸造技术是一项从液态钢直接生产带材(带材铸造技术)的技术，完全摒弃了热轧步骤。带材铸造技术是已知的，并且通常应用于电工钢带的生产，并且更具体地是用于晶粒定向电工钢带的生产。
本发明人相信，对于一种工业产品，象现有科技文献和专利所提出的那样，采用通过快速冷却铸带而析出直接产生控制定向二次再结晶所需的晶粒生长抑制剂的策略，是不便的。这种观点是从专家们已知的事实得来的，即所需的抑制水平(对晶界移动的阻/曳力(drag force))高并且必须保持在一个有限的区域内(1800-2500cm-1)；换而言之，抑制水平太低或太高将损害最终产品的质量。进而，所述抑制(剂)必须非常均匀地分布在整个金属基体中，因为所需抑制水平的局部缺乏会导致组织缺陷，这会严重影响最终产品的质量。如果必须生产质量非常高的产品(例如具有B800＞1900mT)则尤其如此。
发明概述
本发明利用一种用于生产晶粒定向电工钢带的生产工艺解决上述问题，所述晶粒定向电工钢带具有很高的磁特性，该工艺包括带材的直接连铸(带材铸造)，其中，仅在铸带的冷轧步骤之后形成控制定向二次再结晶所需的抑制剂分布。
本发明的另一个目的是获得均匀分布于整个基体中的受控的抑制剂的量，从而极大地减小对于工艺参数的微观结构敏感度(晶界移动减慢)，以便可以执行工业化的稳定工艺。
本发明的又一个目的是提供一种易于进行钢的直接铸造的钢成分，在液态钢中包括最少量(＞30ppm)的硫和/或氮。所述成分有利地还包含：Al、V、B、Nb、Ti、Mn、Mo、Cr、Ni、Co、Cu、Zr、Ta、W，并且可以包含作为微合金元素用以改善微观结构的均匀化水平的Sb、P、Se、Bi。
通过下面对本发明的详细说明，将显示出本发明进一步的目的。
附图简介
根据例1获得的产品的最终质量表示在所附的图表中，其中：
-图1表示用29种不同带材为参考获得的作为所测量的一次抑制的函数的导磁率测量结果。
-图2表示对于所述各个带材而言所述导磁率测量(值)的分散情况。
发明的详细说明
根据本发明，有利于在冷轧之前将存在于带材中的抑制剂的含量(第二相的分布)控制在以比控制二次再结晶所需的值低很多的强度值，以便在带材轧制之后使再结晶结构保持均匀的水平，以在带材自身的所有点上保证微观结构对于热处理的恒定特性。
因此，重要的是在铸造步骤和冷轧步骤之间使抑制剂均匀分布。这在工艺参数的控制和所采用温度的控制方面在用于冷轧带材的连续退火的工业处理条件的选择上允许较大的自由度。
实际上，如果在金属基体中不存在或存在很少量的晶粒生长抑制剂、或者其分布不均匀，则退火参数(例如带材的速度、带材的厚度、局部温度)的任何即使非常小的波动都将导致由于对于热处理条件非常敏感的微观结构的不规则而引起的经常的质量缺陷。相反，均匀分布在基体中的抑制剂的受控制的量大大地减小了微观结构对于工艺参数的敏感度(晶界移动减慢)，因此成为工业上稳定的工艺。
对于轧制之前带材中抑制的最大水平不存在冶金学上的限制。然而，从实际角度出发，发明人对各种实验条件例如合金成分的变化、冷却条件等进行的研究，认识到对于一个工业化工艺而言，使抑制的水平高于1500cm-1是不利的，由于相同的原因对该工艺而言在这一阶段二次再结晶控制所需的全部抑制量(高于1500cm-1)是不利的。超出上述抑制水平，需要大大减小析出物的尺寸，并且从工艺控制的角度出发，所产生的抑制水平对于铸造和处理条件的即使是很小的波动都非常敏感。实际上，抑制剂的特性对晶界移动的影响与在基体中的第二相的表面(积)成比例。该表面(积)与所述第二相的体积部分成正比，并且与它们的尺寸成反比。可以证明相同合金成分的析出物的体积部分取决于与它们在金属基体中的溶解度有关的温度，因为，处理温度越高则存在于基体中的第二相的体积部分越小。以类似的方式，颗粒尺寸与处理温度直接相关。实际上，当温度上升时，在颗粒分布中较小的颗粒倾向于溶解到基体中，以便再析出成较大的颗粒，增加了它们的尺寸，减小了它们的总表面积(称为溶解和生长的过程)。专家们已知，所述两种现象可控制在热处理中第二相分布的阻力(drag force)水平。当温度上升时，抑制强度的降低速度也根据在温度和溶解及扩散现象之间的指数关系而升高。
在许多从硅钢片直接连铸开始的试验的基础上，其中通过电子显微镜测量抑制水平，表示为：
Iz＝1.9Fv/r(cm-1)
其中，Fv是在小于800℃的温度下稳定的非金属第二相的体积部分，并且r是以cm表示的相同析出物的平均半径，本发明人发现，在下述范围内可获得较好的结果：
600cm-1＜Iz＜1500cm-1
已表明600cm-1以下的一次再结晶结构对于工艺上的波动尤其是在温度和带材厚度方面极其敏感，而对于1500cm-1以上的值，很难确保在整个带材剖面上的稳定性能。
所述抑制范围(对于一次抑制)对于根据本发明的定向二次再结晶(二次抑制)的控制所需的第二相的析出是必需的。
本发明人发现，要获得与已经存在于基体中的抑制剂一起控制选择性的二次再结晶工艺的精细且均匀分布的第二相颗粒析出物，可以有利地使一种易于与微合金元素发生反应并因此析出第二相的元素通过固相扩散渗透具有所需最终厚度的带材。已经发现氮是最合适的元素，因为它形成充分稳定的氮化物和碳氮化物，它是一种间隙元素，因此在金属基体中非常易于移动，并且特别是比与其反应形成氮化物的元素更易于移动。上述特征允许采用适宜的处理条件，以便在整个带材厚度上均匀地析出所需氮化物。
用于在带材退火过程中生成氮化气氛的技术不是很重要。然而，为了保证氮气扩散前锋形成定向二次再结晶控制所需的抑制，需要在金属基体中存在均匀分布的形成在高温下稳定的氮化物的微合金元素。从工业化角度考虑，采用允许通过同时控制与pNH3/pH2的比率成比例的渗氮能力、以及与pH2O/pH2的比率成比例的氧化能力，容易地调节扩散到带钢中的氮的量的NH3+H2+H2O混合物是非常有利的。根据本发明的渗氮温度不能低于800℃。实际上，在较低的渗氮温度下，氮与硅(通常为3和4wt％之间的量)反应主要在带材表面形成氮化硅和阻滞/断(blocking)氮，防止其向带材心部渗透，并因此阻止抑制剂在整个带材厚度均匀地分布。基体中的硅含量越高则所需渗氮温度越高。
对于渗氮温度没有上限，通过在所需氮化物分布和工艺要求之间进行平衡，选择出最佳温度。
当在金属基体中缺少根据本发明给定的最小限度且受控制的第二相颗粒(作为一次抑制)的分布时，考虑到产生温度而引起的局部的和不希望的微观结构的发展和导致产生不均匀和最终质量缺陷的风险，在高温下的渗氮能力受到限制。相反，当在渗氮处理之前具有处于上述给定水平的范围内的一次抑制时，即使在高的工艺温度下仍可确保微观结构的稳定性。
为了在带材中获得这种第二相析出，除了存在于液态钢中的有限量的、但却高于30ppm的硫和/或氮之外，本发明人认为，在Al、V、B、Nb、Ti、Mn、Mo、Cr、Ni、Co、Cu、Zr、Ta、W组成的组中的元素或混合物当存在于钢的化学成分中时，很有用地参与抑制的形成。类似地，作为微合金添加剂的Sn、Sb、P、Se、Bi中的至少一种元素可以改善微观结构的均匀性水平。
根据本发明，通过平衡下述工艺步骤中的控制元素，(i)微合金元素的浓度和(ii)卷取之前在确定的厚度减薄条件的范围内铸带的控制的在线变形，可以获得一次抑制剂分布和导出的阻力(drag force)水平的控制。
更具体地说，在用带材铸造设备进行许多实验室和工业测试的基础上，本发明人发现，在15％减薄率以下会在轧制带材基体中产生不希望出现的不均匀析出的条件，这或许是由于没有控制热梯度和不规则变形形式的缘故，这易于将第二相颗粒的择优成核条件会局限在带材的特定区域中。还限定出一个60％的变形上限，因为在上述限制之上没有发现析出分布中的差别，而且，由于带材铸造-轧制-卷取顺序的控制难度，这(高于60％)还会添加技术问题。
而且，如果厚度减薄温度低于750℃，则不能获得抑制剂控制，因为，由于在轧制之前冷却造成的自发析出占支配地位，因此防止轧制条件显著地控制该抑制。
然而，本发明不采用抑制内容的测量作为直接对该工艺进行在线控制的因素。更具体地说，本发明要求保护一种用于生产晶粒定向电工钢带的工艺，其中，一种包括至少30ppm的硫和/或氮、由Al、V、Nb、B、Ti、Mn、Mo、Cr、Ni、Co、Cu、Zr、Ta、W组成的组中的至少一种元素、由Sn、Sb、P、Se、Bi、ti组成的组中的至少一种元素的硅钢，以厚度在1.5和4.5mm之间的带材的形式直接进行连续铸造，并且冷轧至1.00和0.15mm之间的最终厚度，然后对所述冷轧带材进行连续退火用以进行一次再结晶，如果需要可以在氧化性气氛中对带材进行脱碳和/或对其进行控制表面氧化，随后在比一次再结晶温度高的温度下进行二次再结晶。该工艺的特征在于，在生产周期中顺序执行以下步骤：
-包括一个在控制温度下的变形步骤的固化的带材的冷却周期，以便在金属基体中获得均匀分布的非金属第二相，所述非金属第二相利用尤其是在下述范围内的阻力抑制晶界移动
600cm-1＜Iz＜1500cm-1
Iz被设定为Iz＝1.9Fv/r(cm-1)，其中，Fv是在小于800℃的温度下稳定的非金属第二相的体积部分，并且r是以cm表示的上述析出物的平均半径；
-所述带材在其固化阶段和卷取阶段之间的在线热轧，在高于750℃的温度下，且其减薄率在15和60％之间；
在卷取之后有选择地对带材进行退火；
-单级冷轧或者带有中间退火的多级冷轧，在至少一个轧制道次中其减薄率在60和92％之间；
-在750和1100℃之间对冷轧带材的一次再结晶连续退火，其中，利用氮化气氛使金属基体中的氮含量上升，相对于铸造值，在带材心部上升至少30ppm；
-在比一次再结晶退火温度高的温度下进行的定向二次再结晶退火。
下面的例子仅用于说明的目的，不是对本发明和相应范围的限制。
例1
许多钢材的成分通过在两个反向旋转的冷却辊之间的固化而从合金开始铸成带材，所述合金包括2.8至3.5％的Si，从30至300ppm的S，从30至100ppm的N，以及根据下面的表1(浓度单位：ppm)的不同量的微合金元素。
表1
  Al   Mn   Cu   Ti   Nb   V   W   Ta   B   Zr   Cr  Bi   Sn   Sb   P   Se   Mo   Ni   Co
  1   300   1500   -   -   -   -   -   -   -   -   200   -   800   -   -   -   300   230   -
  2   200   1300   2000   -   -   -   50   -   -   -   500   -   -   -   100   -   120   100   -
  3   50   200   -   -   60   -   -   40   -   -   -   70   -   -   -   -   120   -
  4   -   -   3000   20   -   -   -   -   15   30   400   30   -   -   -   80   220   -
  5   -   -   700   20   30   40   -   -   -   300   -   1000   -   60   200   100
  6   280   2000   1000   -   -   40   -   -   -   -   1000   -   -   -   100   -   180   800   60
  7   130   500   -   30   -   -   -   -   -   -   -   -   400   400   40   40   -   -   -
  8   350   1400   2500   40   -   -   -   -   -   -   600   -   700   -   50   -   -   600   80
  9   200   700   1000   30   200   -   -   -   15   -   800   -   600   -   100   -   100   220   -
在卷取之前，所有带材均按照确定的变形程序被连续轧制，从而任何带材均包含一系列轧坯，该一系列轧坯具有作为在5和50％之间的递增减薄率的函数的递减的厚度。所有带材均以3和4.5mm之间的厚度和可变的铸造速度进行铸造的，开始轧制带材时它具有从790和1120℃之间的温度。
各带材的具有不同厚度的轧坯被切断并单独卷取成小卷；通过用电子显微镜查明在各种情况下获得的第二相分布来详细表征各轧坯，由此根据本发明以cm-1为单位计算抑制强度Iz的平均值。
图1表示根据所测量的递增的一次抑制值组织起来的表征结果。
然后，根据下述周期，在实验室规模下将接受测试的材料转变成0.22mm厚度的最终的带材：
-冷轧至1.9mm厚度；
-在850℃下于干燥的氮气中退火1min.；
-冷轧至0.22mm；
-进行包含再结晶和渗氮步骤的连续退火，顺次地，分别在具有0.58的pH2O/pH2比的潮湿的氢气+氮气中于830、850和870℃下进行180s，用以一次再结晶；在具有氨添加剂、0.15的pH2O/pH2比和0.2的pNH3/pH2比的潮湿的氢气+氮气中于830℃下进行30s；
-用基于MgO的退火隔离剂进行带材的涂敷，并且在氢气+氮气中以40℃/h的加热速度从700至1200℃进行装箱退火和在1200℃下于氢气中保持20h并随后进行冷却。
从各带材中获取样品用于磁特性的实验室测量。
在根据本发明的一次抑制范围之外，作为导磁率测量的最终产品(图2)的定向水平不是太低就是太不稳定。
例2
一种包括：Si 3.1wt％、C 300ppm、Alsol 240ppm、N 90ppm、Cu1000ppm、B 40ppm、P 60ppm、Nb 60ppm、Ti 20ppm、Mn 700ppm、S220ppm的钢被铸造成带材，在1100℃下退火30s，在从800℃开始水和的蒸汽中淬火，酸洗，喷砂然后分成五卷。最初，带材的平均厚度为3.8mm，在卷取之前通过轧制减薄到2.3mm，其初轧温度为在整个带材长度上保持1050-1080℃。
然后，根据下述方案以大约0.30mm左右的最终厚度对五个卷材分别进行冷轧：
第一卷(A)被直接轧制到0.28mm；
第二卷(B)在3°、4°、5°道次处的轧制温度为大约200℃的条件下被直接轧制到0.29mm；
第三卷(C)被冷轧至1.0mm，在900℃下退火60s，然后冷轧至0.29mm；
第四卷(D)被冷轧至0.8mm，在900℃下退火40s，然后冷轧至0.30mm；
第五卷(E)被冷轧至0.6mm。在900℃下退火30s然后冷轧至0.29mm。
上述各冷轧卷被分成多个较短的带材，以便在一个连续试生产作业线上进行处理，以模拟不同的一次再结晶退火、渗氮和二次再结晶退火周期。各带材的处理如下：
-在具有0.62的pH2O/pH2比的潮湿氢气+氮气中，采用三种不同温度即840、860和880℃下进行180s(加热阶段为50s)的一次再结晶退火的第一次处理；
-在具有0.1的pH2O/pH2比的潮湿的氢气+氮气中，添加20％的氨，进行50s的渗氮的第二次处理；
-在具有0.01的pH2O/pH2比的潮湿的氢气+氮气中，于1100℃下进行50s的二次再结晶的第三次处理。
在用基于MgO的退火隔离剂对带材进行涂敷之后，在50％的氢气+氮气中，通过以大约100℃/h的梯度对其进行装箱退火升温至1200℃，在纯净的氢气中保持该温度3h，随后在氢气中通过第一次冷却降温至800℃，然后在氮气中降至室温。
在以特斯拉为单位的进行了上述处理的带材中测定的B800磁特性如表2所示。
                      表2
    带材     840℃     860℃     880℃
    A     1,890     1,920     1,900
    B     1,890     1,930     1,950
    C     1,900     1,900     1,860
    D     1,890     1,900     1,840
    E     1,750     1,630     1,620
例3
按照另一个组处理条件，对根据上面确定的周期B冷轧的带材进行处理，其中，采用用于通过渗氮进行二次抑制的析出的不同温度。带材首先采用与例2大致相同的条件在880℃温度下经受一次再结晶退火；然后，在700、800、900、1000、1100℃的温度下进行渗氮退火。然后，如在例2中那样将各带材转变成最终产品，进行采样和测量。在表３中与一些化学信息一起表示出测量出的磁特性(B800、mT)。
                            表3
渗氮温度(℃) 氮的总添加量ppm*  氮在心部的添加量**   B800(mT)最终产品
  700   70         0   1540
  800   160         10   1630
  900   270         70   1940
  1000   230         100   1950
  1100   200         95   1950
(*)通过在渗氮处理之前和之后测量基体中的氮对添加的氮进行评估。
(**)扩散到带材心部的氮的测量，是在渗氮之前和之后，通过在试样上进行对称浸蚀(symmetrical erosion)50％之后测量基体中的氮来进行评价的。
例4
生产一种包含Si 3.0wt％、C 200ppm、Alsol 265ppm、N 40ppm、Mn750 ppm、Cu 2400ppm、S 280ppm、Nb 50ppm、B 20ppm、Ti 30ppm的硅钢。
获得4.6mm厚的铸带，在线热轧至3.4mm，在大约820℃的平均温度下进行卷取，并且分成四个较短的带材。两个所述带材两级冷轧至0.60mm，于900℃下在1mm厚的带材上进行大约120s的中间退火。其它两个带材从3.0mm开始被单级冷轧至相同的厚度。然后，将所有带材进行退火，以便在880℃下于露点为67.5℃的氢气+氮气中进行一次再结晶。然后，在添加10％的氨的露点为15℃的氢气+氮气中对所述带材进行渗氮。然后，用基于MgO的退火隔离剂涂敷该带材，并且，在氢气+氮气中，以在升高到750和1200℃之间的温度进行35小时的装箱退火，在该温度下停止15小时并进行冷却。所获得的最终产品的磁特性表示在表4中。
                    表4
    冷轧   ％最后减薄率     B800(mT)
    一级1     82％     1920
    一级2     82％     1930
    两级1     40％     1560
    两级2     40％     1530

Claims (4)

1、用于生产晶粒定向电工钢带的工艺，其中，以具有1.5和4.5mm之间的厚度的带材的形式对硅钢进行连铸，并且冷轧至1和0.15mm之间的最终厚度，经受一次再结晶退火，并且在比一次再结晶退火温度高的温度下进一步进行二次再结晶退火，其特征在于，在铸造和冷轧步骤之间，在金属基体中析出与从硫化物、硒化物和氮化物中选出的至少一种化合物有关的第二相，作为一次抑制剂，用以减缓晶界移动，所述析出物如此分布在基体中，以便可以管理和控制一次再结晶的晶粒生长，并且，在冷轧步骤和二次再结晶步骤之间，引发氮化物的进一步析出，以作为二次抑制剂用以与所述一次抑制剂一起在形成最终产品的晶体结构的晶粒取向和尺寸方面控制二次再结晶。
2、根据权利要求1所述的用于生产晶粒定向电工钢带的工艺，其中，所述硅钢包含至少30-300ppm的S或30-100ppm的N、从Al、V、Nb、B、Mn、Mo、Cr、Ni、Co、Cu、Zr、Ta、W组成的组中选出的至少一种元素以及从Sn、Sb、P、Se、Bi组成的组中选出的至少一种元素，并且其中顺序执行下述步骤：
-包括一个在高于750℃的温度时在控制的温度下以15％和60％之间的减薄率变形的步骤的固化带材的冷却周期，以便在金属基体中获得均匀分布的非金属第二相，所述非金属第二相利用在下述范围内的阻力抑制晶界移动
600cm-1＜lz＜1500cm-1
lz被限定为lz＝1.9Fv/r(cm-1)，其中，Fv是在小于800℃的温度下稳定的非金属第二相的体积部分，并且r是以cm表示的所述析出物的平均半径；
-单级冷轧或者带中间退火的多级冷轧，至少在一个轧制步骤中其减薄率在60和92％之间；
-在750和1100℃之间对冷轧带材的一次再结晶连续退火，其中，利用氮化气氛使金属基体中的氮含量上升，相对于铸造值，在带材心部至少升高30ppm。
3、根据权利要求1所述的工艺，其中，在冷轧带材的连续退火过程中，在存在包含至少NH3+H2+H2O的混合物并且在高于800℃的温度的条件下，在受到控制的气氛下对带材进行渗氮，以便在连续退火过程中直接获得到带材的心部的氮的渗透和氮化物的析出。
CNB018208371A 2000-12-18 2001-12-17 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺 Expired - Fee Related CN1242077C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IT2000RM000672A IT1316026B1 (it) 2000-12-18 2000-12-18 Procedimento per la fabbricazione di lamierini a grano orientato.
ITRM2000A000672 2000-12-18

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1481444A CN1481444A (zh) 2004-03-10
CN1242077C true CN1242077C (zh) 2006-02-15

Family

ID=11455060

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB018208371A Expired - Fee Related CN1242077C (zh) 2000-12-18 2001-12-17 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺

Country Status (16)

Country Link
US (1) US6893510B2 (zh)
EP (1) EP1356127B9 (zh)
JP (1) JP2004516381A (zh)
KR (1) KR100830280B1 (zh)
CN (1) CN1242077C (zh)
AT (1) ATE294877T1 (zh)
AU (1) AU2002231713A1 (zh)
BR (1) BR0116245B1 (zh)
CZ (1) CZ20031687A3 (zh)
DE (1) DE60110643T2 (zh)
ES (1) ES2241895T3 (zh)
IT (1) IT1316026B1 (zh)
PL (1) PL199162B1 (zh)
RU (1) RU2285730C2 (zh)
SK (1) SK286629B6 (zh)
WO (1) WO2002050314A2 (zh)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1316029B1 (it) * 2000-12-18 2003-03-26 Acciai Speciali Terni Spa Processo per la produzione di acciaio magnetico a grano orientato.
DE102005052774A1 (de) * 2004-12-21 2006-06-29 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
US7736444B1 (en) * 2006-04-19 2010-06-15 Silicon Steel Technology, Inc. Method and system for manufacturing electrical silicon steel
KR100797997B1 (ko) * 2006-12-27 2008-01-28 주식회사 포스코 자성과 생산성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR100817168B1 (ko) * 2006-12-27 2008-03-27 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
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.
KR101340223B1 (ko) * 2008-12-16 2013-12-10 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 방향성 전자기 강판 및 그 제조 방법
EP2460902B1 (en) * 2009-07-31 2016-05-04 JFE Steel Corporation Grain-oriented magnetic steel sheet
US8876990B2 (en) * 2009-08-20 2014-11-04 Massachusetts Institute Of Technology Thermo-mechanical process to enhance the quality of grain boundary networks
JP4840518B2 (ja) * 2010-02-24 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
DE102011107304A1 (de) * 2011-07-06 2013-01-10 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrostahlflachprodukts
DE102011054004A1 (de) * 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
CN102517592A (zh) * 2011-12-13 2012-06-27 武汉钢铁(集团)公司 一种高磁感取向硅钢带渗氮处理方法
US9748028B2 (en) * 2012-07-26 2017-08-29 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
KR101949626B1 (ko) * 2012-12-28 2019-02-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 방향성 전기 강판 제조용의 1 차 재결정 강판
KR101633255B1 (ko) 2014-12-18 2016-07-08 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN107630133B (zh) * 2016-07-18 2019-06-28 鞍钢股份有限公司 一种变频特性优良的高牌号电工钢产品的生产方法
KR101947026B1 (ko) * 2016-12-22 2019-02-12 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR102012319B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-20 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE68916980T2 (de) 1988-02-03 1994-11-17 Nippon Steel Corp Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrostahlbleche mit hoher Flussdichte.
DE69030781T3 (de) * 1989-03-30 2001-05-23 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung kornorientierter Elektrostahlbleche mittels rascher Abschreckung und Erstarrung
IT1230313B (it) * 1989-07-07 1991-10-18 Somova Spa Inalatore per medicamenti in capsule.
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
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
DE69923102T3 (de) * 1998-03-30 2015-10-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften
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

Also Published As

Publication number Publication date
EP1356127B1 (en) 2005-05-04
BR0116245B1 (pt) 2010-06-01
SK286629B6 (sk) 2009-02-05
PL199162B1 (pl) 2008-08-29
JP2004516381A (ja) 2004-06-03
KR20030076991A (ko) 2003-09-29
PL362277A1 (en) 2004-10-18
RU2003122339A (ru) 2005-01-10
ITRM20000672A1 (it) 2002-06-18
IT1316026B1 (it) 2003-03-26
CN1481444A (zh) 2004-03-10
BR0116245A (pt) 2004-01-13
KR100830280B1 (ko) 2008-05-16
US20040069377A1 (en) 2004-04-15
CZ20031687A3 (cs) 2004-02-18
RU2285730C2 (ru) 2006-10-20
EP1356127A2 (en) 2003-10-29
DE60110643D1 (de) 2005-06-09
ATE294877T1 (de) 2005-05-15
DE60110643T2 (de) 2006-02-02
ES2241895T3 (es) 2005-11-01
WO2002050314A3 (en) 2002-08-22
ITRM20000672A0 (it) 2000-12-18
EP1356127B9 (en) 2006-01-11
WO2002050314A2 (en) 2002-06-27
AU2002231713A1 (en) 2002-07-01
SK7572003A3 (en) 2003-10-07
US6893510B2 (en) 2005-05-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1242077C (zh) 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺
JP4653261B2 (ja) 薄いスラブからの高磁気特性を備えた粒配向性電気鋼ストリップの製造方法
EP2025766B1 (en) Process for producing grain-oriented magnetic steel sheet with high magnetic flux density
CN1047207C (zh) 具有高磁通密度和低铁损的非取向电工钢片的制造方法
KR101601283B1 (ko) 입자 방향성 자기 스트립의 제조 방법
EP2532758A1 (en) Manufacture method of high efficiency non-oriented silicon steel having good magnetic performance
CN1258608C (zh) 冷轧无取向电工钢的制造方法
CN103429775A (zh) 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板的制备方法
CN104372238A (zh) 一种取向高硅钢的制备方法
PL182835B1 (pl) Sposób wytwarzania z cienkich wlewków elektrotechnicznych, teksturowanych taśm stalowych
CN108018489A (zh) 一种经济型高磁感取向硅钢及生产方法
JP4697841B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
CN1094982C (zh) 晶粒取向电工钢板生产中控制抑制作用的方法
KR20130014892A (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2004526862A5 (zh)
RU2184787C2 (ru) Способ обработки кремнистой стали с ориентированной зеренной структурой
KR100561144B1 (ko) 방향성 전기강판 생산 시의 억제제어 방법
JP2004506093A (ja) 方向性電磁鋼帯の製造におけるインヒビター分散の調整方法
JP4239457B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
CN114867872A (zh) 取向电工钢板及其制造方法
KR101243256B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR20130014891A (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN106086617B (zh) 一种电磁选矿机硅钢磁芯的制备工艺
KR101286209B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101286208B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법

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
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20060215

Termination date: 20191217