CN1813074A - 制备非取向电工钢带的改进方法 - Google Patents

制备非取向电工钢带的改进方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1813074A
CN1813074A CNA2004800179196A CN200480017919A CN1813074A CN 1813074 A CN1813074 A CN 1813074A CN A2004800179196 A CNA2004800179196 A CN A2004800179196A CN 200480017919 A CN200480017919 A CN 200480017919A CN 1813074 A CN1813074 A CN 1813074A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
maximum
temperature
rolled
rolling
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.)
Granted
Application number
CNA2004800179196A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1813074B (zh
Inventor
J·W·舍恩
R·小科姆斯托克
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.)
Ak Steel Asset Ltd By Share Ltd
Original Assignee
PROPERTIES Inc AK
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=33449713&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN1813074(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by PROPERTIES Inc AK filed Critical PROPERTIES Inc AK
Publication of CN1813074A publication Critical patent/CN1813074A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1813074B publication Critical patent/CN1813074B/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
    • C21D8/1205—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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Heating, Cooling, Or Curing Plastics Or The Like In General (AREA)

Abstract

本发明涉及制备非取向电工钢的方法，所述钢具有改善的磁性能和改善的抗皱纹状变形、脆化、喷嘴堵塞以及磁老化的能力。含铬钢由钢熔体制备出，将钢熔体铸造成薄板坯或通常的板坯，冷却，热轧和/或冷轧成钢带成品。对钢带成品再进行至少一次退火处理，由此获得磁性能，使得本发明的钢带适合用于电力机械例如电机或者变压器中。

Description

制备非取向电工钢带的改进方法
                与相关申请的相互参考
本申请涉及并且要求2002年5月8日提交的美国临时申请60/378,743的优先权。
                         发明背景
在各种电力机械和装置中，特别是在要求钢片所有方向上铁损低和磁导率高的电机中，均广泛使用非取向电工钢作为磁芯材料。本发明涉及制备铁损低和磁导率高的非取向电工钢的方法，该方法中，将钢熔体凝固成铸锭或连铸板坯，并且进行热轧和冷轧，获得钢带成品。对钢带成品进行至少一次获得磁性能的退火处理，从而使本发明的钢带适合用于电力机械例如电机或者变压器中。
市售的非取向电工钢典型地分成两类：冷轧电机叠片钢(″CRML″)和冷轧非取向电工钢(″CRNO″)。CRML通常用于要求极低铁损在经济上难以合算的场合。这样的场合典型地要求非取向电工钢的最大铁损约4瓦特/磅(约9W/kg)，在1.5T和60Hz条件下测得的最小磁导率为约1500G/Oe(高斯/奥斯特)。在这些应用中，所用钢片典型地被加工成约0.018-0.030英寸(约0.45-0.76mm)的名义厚度。CRNO一般用在要求磁性能更好的具有较高要求的场合。这样的场合典型地要求非取向电工钢的最大铁损约2W/#(约4.4W/kg)，在1.5T和60Hz条件下测得的最小磁导率为约2000G/Oe。在这些应用中，所用钢片典型地被加工成约0.0006-0.025英寸(约0.15-0.63mm)的名义厚度。
非取向电工钢一般有两种形式，通常称作“半加工”钢或者“完全加工”钢。“半加工”指的是产品在使用之前必须退火，才能形成适当的晶粒尺寸和织构，释放出加工应力，并且，如果需要，才能够提供适当的低碳含量以避免发生老化。“完全加工”指的是在将钢带加工成叠片之前，就已经充分获得了磁性能，即：已形成所述的晶粒尺寸和织构，而且，为防止发生磁退化，碳含量已降低至约0.003％(重量)或更低。上述级别的钢除非希望释放制造应力，否则不要求在制造成叠片之后进行退火。非取向电工钢主要用于旋转装置，例如电机或者发电机中，在这些场合，要求在相对于钢片轧制方向的所有方向上，磁性能均匀一致。
非取向电工钢的磁性能可能受到钢片成品的厚度、体积电阻率、晶粒尺寸、化学纯度和结晶织构的影响。通过减小钢片成品的厚度、提高钢片中的合金含量以提高体积电阻率或者将两种方法组合，能够降低涡流引起的铁损。
在已确立的用于制备非取向电工钢的方法中使用的典型(但不受此限制的)合金添加元素是硅、铝、锰和磷。非取向电工钢可以含有最多约6.5％(重量)的硅、最多约3％(重量)的铝、最多约0.05％(重量)的碳(加工过程中必须降至低于约0.003％(重量)，以防止发生磁退化)、最多约0.01％(重量)的氮、最多约0.01％(重量)的硫，余者是铁以及少量炼钢方法附带的其它杂质。
为了获得最佳的磁性能，希望在最终退火之后获得适当的大晶粒尺寸。最终退火后的钢片的纯度可能对磁性能有显著影响，因为分散相、夹杂物和/或析出相的存在能够抑止晶粒正常长大，阻止获得希望的晶粒尺寸和织构，因而，不能在成品形式中获得希望的铁损和磁导率。此外，最终退火期间的夹杂物和/或析出相在AC磁化期间阻碍畴壁运动，从而进一步降低最终产品的磁性能。如上所述，钢片成品的结晶织构，即：构成电工钢带的晶粒的取向分布在决定最终产品的铁损和磁导率时非常重要。由米勒指数定义的<100>和<110>织构分量具有较高的磁导率；相反，<111>型织构分量具有较低的磁导率。
非取向电工钢按照添加元素例如硅、铝和类似元素的比例来区分。这类合金添加元素的作用是提高体积电阻率，以便在AC磁化期间抑止涡流的产生，从而降低铁损。这些添加元素还通过提高硬度改善冲制性能。合金添加元素对铁的体积电阻率的影响如方程I所示：
(I)ρ＝13+6.25(％Mn)+10.52(％Si)+11.82(％Al)+6.5(％Cr)
       +14(％P)
式中，ρ是钢的体积电阻率(单位μΩ-cm)，％Mn，％Si，％Al，％Cr和％P分别是钢中锰、硅、铝、铬和磷的重量百分数。
含有的硅和其他元素的添加量低于约0.5％(重量)以获得最高约20μΩ-cm的体积电阻率的钢一般可被归类为电机叠片钢；硅或其他元素添加量约为0.5-1.5％(重量)以获得约20-30μΩ-cm的体积电阻率的钢一般可被归类为低硅钢；硅或其他元素添加量约为1.5-3.0％(重量)以获得约30-45μΩ-cm的体积电阻率的钢一般可被归类为中硅钢；以及，最后，硅或其他元素添加量约大于3.0％(重量)以获得高于约45μΩ-cm的体积电阻率的钢一般可被归类为高硅钢。
硅、铝添加元素对钢有不利影响。众所周知，大量添加硅，特别是当硅含量高于约2.5％时，会使钢变脆，以及使温度敏感性更高，即韧脆转变温度可升高。硅还可能与氮反应，形成可能损害非取向电工钢的物理性能和引起磁“老化”的氮化硅夹杂。适当采用的添加铝可以最大程度地减小氮对非取向电工钢的物理性能及磁性能的影响，因为铝会在浇注和/或热轧前的加热后的冷却期间与氮反应形成氮化铝夹杂。但是，添加铝会影响钢的熔炼和浇注，因为它会使耐火材料受到更严重的磨损，特别是会使用于在板坯浇注期间输送钢液的耐火材料部件发生堵塞。铝还会使在冷轧之前氧化皮的去除变得更困难，从而影响热轧钢带的表面质量。
铁中添加合金元素例如硅、铝等还会影响奥氏体的数量，如方程II所示：
(II)γ1150℃＝64.8-23*Si-6l*Al+9.9*(Mn+Ni)
              +5.1*(Cu+Cr)-14*P+694*C+347*N
式中，γ1150℃是在1150℃(2100°F)下形成的奥氏体的体积百分数，％Si，％Al，％Cr，％Mn，％P，％Cr，％Ni，％C和％N分别是钢中硅、铝、锰、磷、铬、镍、铜、碳和氮的重量百分数。典型地，含有约高于约2.5％Si的合金全部是铁素体，即在加热或冷却期间不发生体心立方的铁素体相向面心立方的奥氏体相的相变。众所周知，全部铁素体的电工钢采用薄或厚板坯铸造很复杂，原因是存在“皱纹状变形(ridging)”的倾向。皱纹状变形是在热轧钢片的冶金结构中出现局部不均匀所产生的缺陷。
上述的非取向电工钢的制备方法已很成熟。这些方法典型地包括制备具有要求组成的钢熔体；将钢熔体浇注成厚度约2-20英寸(约50-500mm)的铸锭或板坯；将铸锭或板坯加热至典型地高于约1900°F(约1040℃)的温度下；以及，热轧成厚度约0.040英寸(约1mm)或更大的钢片。随后采用各种工艺路线对热轧钢片进行处理，所述工艺路线可以包括酸洗或者，任选地，在酸洗之前或之后对热轧钢片进行退火；采用一个或多个步骤冷轧至要求的产品厚度；以及，最终退火，有时，随后进行表面光整轧制，以获得要求的磁性能。
在制备非取向电工钢的最常用示例性方法中，连铸出厚度大于约4英寸(约100mm)但小于约15英寸(约370mm)的板坯；将其重新加热至高温，随后进行热粗轧步骤，使板坯变成厚度大于约0.4英寸(约10mm)但小于3英寸(约75mm)的过渡板材；以及，热轧成适合于进一步处理的厚度大于约0.04英寸(约1mm)但小于0.4英寸(约10mm)的钢带。如上所述，厚板坯铸造方法提供实施多个热压下步骤的机会，如果适当采用多个热压下步骤，能够提供避免出现本领域通常称作“皱纹状变形”的缺陷所需的均匀的热轧冶金显微组织。但是，必需的实施工艺经常与轧机设备的操作不协调或者不适合轧机设备的操作。
近年来，薄板坯铸造技术已得到发展。在该方法的实例中，非取向电工钢由大于约1英寸(约25mm)但小于4英寸(约100mm)的铸造板坯制备而成，对该板坯进行加热，随后马上热轧至适合于进一步处理的厚度大于约0.04英寸(约1mm)但小于0.4英寸(约10mm)的钢带。然而，虽然已经能够制备电机叠片级非取向电工钢，但是，由于“皱纹状变形”问题，制备具有非常高的磁性能和物理质量的完全铁素体非取向电工钢仅仅取得有限的成功。部分地，薄板坯铸造更受限制，原因在于与使用厚板坯铸造方法的情形相比，采用薄板法将铸态板坯热轧成热轧钢带成品时热轧的量与灵活性更受限制。
出于上述原因，长期感到需要开发使用与厚和薄板坯铸造提供的能力更匹配且制造成本更低的方法，以甚至制备出极高级的非取向电工钢的手段。
                         附图描述
图1是奥氏体相区与温度关系的示意图，其示出了临界Tmin和Tmax温度。
图2是炉次A的铸坯进行加热并采用所示压下量热轧之后的显微组织照片。
图3是炉次B的铸坯进行加热并采用所示压下量热轧之后的显微组织照片。
图4是各种温度下奥氏体计算量曲线，其刻画出表1中炉次C，D，E和F的奥氏体相区。
                         发明内容
本发明的主要目的是公开由连铸板坯制备具有优异物理性能和磁性能的非取向电工钢的改进组成。
本发明的上述及其他重要目的由具有下述组成的钢实现，该组成中，硅、铝、铬、锰和碳的含量如下：
i.硅：最多约6.5％
ii.铝：最多约3％
iii.铬：最多约5％
iv.锰：最多约3％
v.碳：最多约0.05％；
此外，钢中可以含有最多约0.15％锑；最多约0.005％铌；最多约0.01％氮；最多约0.25％磷；最多约0.01％的硫和/或硒；最多约0.15％锡；最多约0.01％钛和最多约0.01％的钒，余者是铁以及炼钢方法附带的残留物。
在一个优选组成中，上述元素的含量如下：
i.硅：约1-3.5％
ii.铝：最多约1％
iii.铬：约0.1-3％
iv.锰：约0.1-1％
v.碳：最多约0.01％；
vi.硫：最多约0.01％
vii.硒：最多约0.01％以及
viii.氮：最多约0.005％
在一个更优选组成中，上述元素的含量如下：
i.硅：约1.5-3％
ii.铝：最多约0.5％
iii.铬：约0.15-2％
iv.锰：约0.1-0.35％
v.碳：最多约0.005％；
vi.硫：最多约0.005％
vii.硒：最多约0.007％以及
viii.氮：最多约0.002％。
在一个实施方案中，本发明提供一种由钢熔体制备非取向电工钢的方法，所述钢熔体含有硅和其他合金添加元素或者炼钢方法附带的杂质，该熔体随后被铸造成厚度约0.8-15英寸(约20-375mm)的板坯，重新加热至高温，并热轧成厚度约0.014-0.06英寸(约0.35-1.5mm)的钢带。该方法的非取向电工钢可以在用于获得用于电机、变压器等装置所希望的磁特性的最终退火处理之后使用。
在第二个实施方案中，本发明提供一种方法，该方法中，非取向电工钢由钢熔体制备而成，所述钢熔体含有硅和其他合金添加元素或者炼钢方法附带的杂质，该熔体随后被铸造成厚度约0.8-15英寸(约20-375mm)的板坯，重新加热并热轧成厚度约0.04-0.4英寸(约0.1-10mm)的钢带，随后进行冷却，酸洗，冷轧并且进行最终退火，以获得用于电机、变压器等装置所希望的磁特性。在该实施方案的一个任选形式中，热轧钢带可以在冷轧和最终退火之前进行退火。
在上述各实施方案的实践中，制备出含有硅、铬、锰和类似添加元素的钢熔体，所述组成能够提供使用方程I确定的至少20μΩ-cm的体积电阻率，和采用方程II确定的奥氏体体积分数峰值γ1150℃大于0wt％。在本发明的优选、更优选和最优选实践中，γ1150℃分别至少5％，10％和至少20％。
在上述实施方案的实践中，不可以在热轧成钢带之前将铸板坯或薄板坯加热至高于方程IIIa确定的Tmax 0％温度。Tmax 0％是奥氏体相区的高温边界，在该温度，合金中存在100％的铁素体，低于该温度，合金中存在少量的奥氏体。这一点由图1可以看出。通过如此限制加热温度，可以避免在板坯重新加热期间由奥氏体重新转变成铁素体引起的晶粒异常长大。在上述实施方案的优选实践中，不可以在热轧成钢带之前将铸板坯或薄板坯加热至高于方程IIIb确定的Tmax 5％温度。类似地，Tmax 5％是合金中存在95％的铁素体和5％的奥氏体的温度，该温度刚刚低于高温奥氏体相区边界。在更优选的实践中，不可以将铸板坯或薄板坯加热至高于Tmax 10％温度。在上述实施方案的最优选实践中，不可以在热轧成钢带之前将铸板坯或薄板坯加热至高于方程IIIc确定的Tmax 20％温度。Tmax 10％和Tmax 20％分别是在高于峰值奥氏体重量百分数的温度下，合金中存在10％和20％奥氏体的温度。Tmax 5％，Tmax 10％和Tmax 20％也都在图1中示出。
(IIIa)Tmax 0％，℃＝1463+3401(％C)+147(％Mn)-378(％P)-109(％Si)-248(％Al)-0.79(％Cr)-78.8(％N)+28.9(％Cu)+143(％Ni)-22.7(％Mo)
(IIIb)Tmax 5％，℃＝1479+3480(％C)+158(％Mn)-347(％P)-121(％Si)-275(％Al)+1.42(％Cr)-195(％N)+44.7(％Cu)+140(％Ni)-132(％Mo)
(IIIc)Tmax 20％，℃＝1633+3970(％C)+236(％Mn)-685(％P)-207(％Si)-455(％Al)+9.64(％Cr)-706(％N)+55.8(％Cu)+247(％Ni)-156(％Mo)
对铸造并重新加热的板坯必须进行热轧，因此，至少一个减薄道次在钢的冶金结构包括奥氏体的温度下进行。上述实施方案的实践包括在约高于图1所示Tmin 0％，但最高温度约低于方程IIIa确定的如图1所示约Tmax 0％的温度下进行的热压下道次。上述实施方案的优选实践包括在约高于方程IVa确定的Tmin 5％，但最高温度约低于方程IIIb确定的Tmax 5％的温度下进行的热压下道次。上述实施方案的更优选实践包括在约高于Tmin 10％但最高温度约低于Tmax 10％的温度下进行的热压下道次，如图1所示。上述实施方案的最优选实践包括在约高于方程IVb确定的Tmin 20％但最高温度约低于方程IIIc确定的Tmax 20％的温度下进行的热压下道次。
(IVa)Tmin 5％，℃＝921-5998(％C)-106(％Mn)+135(％P)+78.5(％Si)+107(％Al)-11.9(％Cr)+896(％N)+8.33(％Cu)-146(％Ni)+173(％Mo)
(IVb)Tmin 20％，℃＝759-4430(％C)-194(％Mn)+445(％P)+181(％Si)+378(％Al)-29.0(％Cr)-48.8(％N)-68.1(％Cu)-235(％Ni)+116(％Mo)
上述实施方案的实践包括至少一个热压下道次，以在热轧之后提供至少700名义应变(ε名义)，该名义应变采用方程V计算出：
Figure A20048001791900121
上述实施方案的实践可以包括在冷轧之前进行的温度低于方程IVb确定的Tmin 20％的退火步骤。上述实施方案的优选实践可以包括在冷轧之前进行的温度低于Tmin 10％的退火步骤。上述实施方案的更优选实践可以包括在冷轧之前进行的温度低于方程IVa确定的Tmin5％的退火步骤。上述实施方案的最优选实践可以包括在冷轧之前进行的温度低于Tmin 0％的退火步骤。
上述实施方案的所述实践必须包括为获得钢带的磁性能在低于Tmin 20％(方程IVb)的温度下进行的最终退火。上述实施方案的所述优选实践必须包括为获得钢带的磁性能在低于Tmin 10％(如图1所示)的温度下进行的最终退火。上述实施方案的所述更优选实践必须包括为获得钢带的磁性能在低于Tmin 5％(方程IVa)的温度下进行的最终退火。上述实施方案的所述最优选实践必须包括为获得钢带的磁性能在低于Tmin 0％(如图1所示)的温度下进行的最终退火。
除非另有定义，此处使用的所有技术和科学术语的含义与本领域普通技术人员通常理解的含义相同。虽然在本发明的实施或实验中，可以使用与本文所述类似或相当的方法和材料，但是，下面介绍的是合适的方法和材料。将本文提及的所有出版物、专利申请、专利以及其它参考文献通过引用全文并入本文。一旦出现冲突，以本说明书(包括定义)为准。此外，各种材料、方法和实施例均是说明性的，并没有打算对本发明进行限制。由下面的详细描述以及权利要求，将明显看出本发明的其它特征和优势。
                         发明详述
为了能够对说明书和权利要求，包括待给定的范围有一个清晰且一致的了解，对一些术语作如下定义。
术语“铁素体”和“奥氏体”用于描述钢的特定晶体形式。“铁素体”或“铁素体钢”具有体心立方或″bcc″晶体结构，而“奥氏体”或“奥氏体钢”具有面心立方或″fcc″晶体结构。术语“完全铁素体钢”用于描述在从熔体的冷却过程中和/或热轧重新加热时，不管最终室温显微组织如何，都不会发生在铁素体和奥氏体晶体结构之间的任何相转变的钢。
术语“钢带”和“薄板”用于在本说明书和权利要求中描述钢的物理特性，所述钢为厚度小于约0.4英寸(约10mm)，宽度典型地超过约10英寸(约250mm)，更典型地超过约40英寸(约1000mm)的钢。术语“钢带”没有宽度限制，但其宽度明显大于厚度。
在本发明的实践中，使用的是含有合金添加元素硅、铬、锰、铝和磷的钢熔体。
为了开始制备本发明的电工钢，可以使用钢熔炼、精炼和合金化的通用熟练方法制备钢熔体。该熔体组成一般含有最多约6.5％硅、最多约3％铝、最多约5％铬、最多约3％锰、最多约0.01％氮，以及最多约0.05％碳，余者基本是铁以及炼钢方法附带的残留元素。一种优选组成含有约1-3.5％硅、最多约1％铝、约0.1-3％铬、约0.1-1％锰、最多约0.01％硫和/或硒，最多约0.005％氮和最多约0.01％碳。此外，优选钢可以含有不超过约0.005％的残留量的元素，例如钛、铌和/或钒。一种更优选的钢含有约1.5-3％硅、最多约0.5％铝、约0.15-2％铬、最多约0.005％碳、最多约0.008％硫或硒、最多约0.002％氮、约0.1-0.35％锰，余者为铁和通常出现的残留物。所述钢也可以含有最多0.15％的其他元素如锑、砷、铋、磷和/或锡。该钢也可以包括单独含量或者组合含量最多约1％的铜、钼和/镍。其他元素可以作为有意添加元素或者钢熔炼过程中的残留元素即杂质存在。制备钢熔体的示例方法包括吹氧、电弧(EAF)或者真空感应熔炼(VIM)。进一步精炼和/或向钢熔体中添加合金元素的示例方法可以包括钢包冶金炉(LMF)、真空吹氧脱碳(VOD)容器和/或氩氧脱碳(AOD)反应器。
本发明钢中的硅含量为约0.5-6.5％，优选约1-3.5％，更优选为约1.5-3％。硅的添加目的是提高体积电阻率，稳定铁素体相和提高硬度，以改善钢带成品的冲制性能。但是，当含量高于约2.5％时，已认识到硅会使钢更脆。
本发明钢中的铬含量为最多约5％，优选约0.1-3％，更优选约0.15-2％。铬的添加目的是提高体积电阻率。但是，为了保持所希望的相平衡和微观组织特性，必须考虑铬的作用。
本发明钢中的锰含量最多约3％，优选约0.1-1％，更优选约0.1-0.35％。锰的添加目的是提高体积电阻率。但是，本领域中已知锰会降低最终退火期间晶粒的长大速率。为此，就保持成品中所希望的相平衡和微观组织特性而言，必须仔细考虑锰的大量添加适用性。
本发明钢中的铝含量最多为约3％，优选最多约1％，更优选最多约0.5％。铝的添加目的是提高体积电阻率，稳定铁素体相和提高硬度，以改善钢带成品的冲制性能。但是，由于铝会加速炼钢耐火材料的劣化，因此，必须仔细考虑铝的大量添加的适用性。此外，需要仔细考虑加工条件，以防止在热轧期间析出细小的氮化铝。最后，大量添加铝可能导致形成附着力更强的氧化皮，结果使得钢带的除鳞更困难和昂贵。
硫和硒是本发明的钢中不希望存在的元素，原因是这些元素会与其他元素结合，形成加工期间可能会抑止晶粒长大的析出物。硫是钢熔炼中常见的残留元素。当本发明的钢中存在硫和/或硒时，它们的含量可为最多约0.01％。优选硫的含量最多约0.005％，硒含量最多约0.007％。
氮是本发明的钢中不希望存在的元素，原因是氮会与其他元素结合，形成加工期间可能会抑止晶粒长大的析出物。氮是钢熔炼中常见的残留元素，而且，当本发明的钢中存在氮时，其含量最多可以约为0.01％，优选最多约0.005％，更优选最多约0.002％。
碳是本发明的钢中不希望存在的元素。碳促进奥氏体的形成，而且，当其含量高于约0.003％时，所述钢必须进行脱碳退火处理，以充分降低碳含量，防止因碳化物析出导致最终退火态钢发生“磁退化”。碳是钢熔炼中常见的残留元素，而且，当本发明的钢中存在碳时，其含量可为最多约0.05％，优选最多约0.01％，更优选最多约0.005％。如果熔体中的碳含量高于约0.003％，则非取向电工钢必须进行脱碳退火，以使碳含量低于约0.003％，优选低于约0.0025％，这样，最终的退火钢带将不会发生磁退化。
本发明的方法指出了在本发明的钢生产方法，特别是用于制造高质量的非取向电工钢带的紧凑(compact)钢带制备方法即薄板坯铸造中出现的实际问题。
在薄板坯铸造的特定情形中，铸机与板坯加热操作(或者称作温度均衡化)紧密相连，进而，板坯加热操作又与热轧操作紧密相连。这种紧凑的轧机设计可能会限制板坯加热温度以及热轧可采用的压下量。这些限制会使得完全铁素体的非取向电工钢的生产变得困难，因为不完全再结晶经常导致最终产品中存在皱纹状变形。
在厚板坯铸造的特定情形中，以及在薄板坯铸造的某些情形中，有时采用高的板坯重新加热温度，以确保钢处在用于进行粗热轧的充分高的温度下，在粗热轧期间，通过厚度减薄将板坯轧成过渡板材，之后，进行最终热轧，在最终热轧期间，过渡板材被轧成热轧钢带。必须采用板坯加热，以保持板坯处于其显微组织由铁素体与奥氏体的混合相构成的温度，防止在轧制之前板坯晶粒发生异常长大。在本发明方法的实践中，板坯的重新加热温度应不高于方程IV中的Tmax。
对所述铸造并轧制的钢带进一步进行最终退火处理，在退火处理中，获得所要求的磁性能，并且，如果必要，充分降低碳含量，以防止发生磁退化。最终退火典型的是退火时在可控气氛，例如氢气和氮气的混合气体中进行。本领域中有几种已知方法，包括分批或箱式退火、连续带式退火和感应退火。如果采用分批退火，则其实施的典型工艺是：退火温度等于或高于约1450°F(约790℃)但低于约1550°F(约843℃)，时间大约1小时，如ASTM规范726-00，A683-98a和A683-99中所述。如果采用连续带式退火，则其实施的典型工艺是：退火温度为或高于约1450°F(约790℃)但低于约1950°F(约1065℃)，时间低于10分钟。如果采用感应退火，则其实施的典型工艺是：退火温度高于约1500°F(约815℃)，时间低于约5分钟。
本发明提供具有适合商业应用的磁性能的非取向电工钢，其中，将钢熔体铸造成起始板坯，然后进行热轧、冷轧或者二者均有，之后，最终退火处理，以产生要求的磁性能。
本发明的一个实施方案中的含硅和铬的非取向电工钢具有优势，因为在加工期间能够获得改善的机械性能，其韧性更优，而且，钢带断裂抗力更高。
在一个实施方案中，本发明提供制备非取向电工钢的方法，所述钢具有最大铁损约4W/#(约8.8W/kg)、最小磁导率约1500G/Oe(测定条件：1.5T，60Hz)的磁性能。
在另一个实施方案中，本发明提供制备非取向电工钢的方法，所述钢具有最大铁损约2W/#(约4.4W/kg)、最小磁导率约2000G/Oe(测定条件：1.5T，60Hz)的磁性能。
在本发明的任选实践中，热轧钢带可以进行退火处理，之后，进行冷轧和/或最终退火处理。
由原始组织为完全铁素体的连铸板坯制备非取向电工钢的方法已为本领域的专业人员所公知。也已知道在热轧期间使铸态晶粒结构完全再结晶很困难。这会使热轧钢带中产生不均匀晶粒结构，可能导致在冷轧期间出现称作“皱纹状变形“的缺陷。皱纹状变形是不均匀变形的结果，它会导致对于最终应用而言不可接受的物理特性。方程II说明了组成对形成奥氏体相的影响，在本发明方法的实践中，可以用来确定钢带热轧(如使用)和/或退火(如使用)的限制温度。
在本发明的一个实施方案中，本申请人已确定：对钢带进行热轧、退火、任选进行冷轧，并且进行最终退火处理，以使非取向电工钢具有优异的磁性能。在本发明的另一个实施方案中，本申请人进一步确定：对钢带进行热轧、冷轧和最终退火处理，以使非取向电工钢具有优异的磁性能，而不需要在热轧之后进行退火。在本发明的第三个实施方案中，本申请人还确定：对钢带进行热轧、退火、冷轧和最终退火处理，以使非取向电工钢具有优异的磁性能。
在本申请人开展的研究中，采用特定热轧条件，以促进再结晶，从而抑止“皱纹状变形”缺陷的出现。在本发明的优选实践中，对热轧变形条件进行了模型化，以确定当热轧提供的应变能足于使钢带发生广泛再结晶时的热变形条件。该模型在方程IV-X中概括示出，它代表的是本发明方法的又一个实施方案，本领域的专业人员对此应该很容易理解。
轧制提供的应变能可以采用下式计算：
( VI ) - - - W = &theta; c ln ( 1 1 - R )
式中，W是轧制消耗的功，θc是钢的条件屈服强度，R是以小数表示的轧制压下量，即：铸造钢带的初始厚度(tc，单位：mm)除以铸造并热轧钢带的最终厚度(tf，单位：mm)。热轧真应变可以进一步计算为：
(VII)ε＝K1W
其中，ε是真应变，K1是常数。将方程VI代入方程VII，真应变可以计算为：
( VIII ) - - - &epsiv; = K 1 &theta; c ln ( t i t f )
条件屈服强度θc与热轧时铸造钢带的屈服强度有关。热轧时，出现动态回复，因此，可以认为在本发明的方法中热轧期间不会出现应变硬化。但是，屈服强度与温度和应变率密切相关，因此，申请人引入一个基于Zener-Holloman关系的解决方法，从而屈服强度根据变形温度和变形率(也称作应变率)进行计算，如下式所示：
( IX ) - - - &theta; T = 4.019 &epsiv; &CenterDot; 0.15 exp ( 7616 T )
其中，θT是钢轧制期间的温度和应变率补偿的屈服强度，
Figure A20048001791900184
是轧制应变率，T是轧制时钢的温度(单位：°K)。对于本发明而言，θT代替方程VIII中的θc，得到下式：
( X ) - - - &epsiv; = K 2 &epsiv; &CenterDot; 0.15 exp ( 7616 T ) ln ( t i t f )
其中，K2为常数。
方程XI中示出了一种计算热轧中的平均应变率
Figure A20048001791900191
的简化方法：
( XI ) - - - &epsiv; &CenterDot; m = K 3 2 &pi;Dn D t i t i - t f t i [ 1 + 1 4 ( t i - t f t i ) ]
其中，D是工作辊的直径(单位：mm)，n是辊旋转速度(单位：转/秒)，K3为常数。通过用方程IX中的 替换方程IX中的 并且令常数K1，K2和K3均为1，可以将上述表达式重新整理和简化，这时，可以计算出名义热轧应变ε名义，如方程XII所示：
在本发明的实施方案中，将铸造板坯加热至不高于方程IV中的Tmax温度下，以避免晶粒异常长大。对铸造并重新加热的板坯进行一个或多个道次的热轧，使厚度压下量大于至少约15％，优选大于约20％但小于约70％，更优选大于约30％但小于约65％。规定热轧条件，包括温度、压下量和压下速率，以便通过至少一个道次，优选至少两个道次，更优选至少三个道次，使应变、方程V中的ε名义大于1000，优选大于2000，更优选大于5000，以便为铸态晶粒结构提供最佳的再结晶条件，之后，再对钢带进行冷轧或最终退火。
在本发明的实践中，热轧钢带的退火可以借助自退火进行，自退火中热轧钢带由其中保留的热量进行退火。自退火可以通过在高于约1300°F(约705℃)的温度下卷曲热轧钢带获得。热轧钢带的退火也可以使用本领域公知的分批型卷曲退火或者连续型钢带退火方法进行，但是，退火温度不许超过方程IV中的Tmax。采用分批型卷曲退火时，将热轧钢带加热至高温，典型地高于约1300°F(约705℃)，时间大于约10分钟，优选高于约1400°F(约760℃)。采用带式连续退火时，将热轧钢带加热至典型地高于约1450°F(约790℃)的温度，时间低于约10分钟。
可以任选对本发明的热轧钢带或者热轧并热轧带退火的钢带进行除鳞处理，以便在冷轧或最终退火之前除去非取向电工钢带上形成的所有氧化物或鳞片层。“酸洗”是最普通的除鳞方法，该方法中，使用一种或多种无机酸的水溶液对钢带金属表面进行化学清洗。其他方法如苛性碱清洗、电化学清洗和机械清洗都是清洗钢表面的成熟方法。
最终退火之后，可以在本发明的钢上进一步涂覆绝缘涂层例如在ASTM规范A677和A976-97中指定用于非取向电工钢的涂层。
                        实施例
实施例1
熔炼出具有表I所示组成的A和B两炉次钢，将其铸造成厚度2.5英寸(64mm)的板坯。表I表明根据方程II计算的炉次A和B的γ1150℃分别约为21％和1％。切制出该两个炉次的板坯试样，并且在实验室中加热至约1922-2372°F(1050-1300℃)的温度下，之后，采用单个道次、约10-40％的压下量进行热轧。热轧使用直径9.5英寸(51mm)、辊速32RPM的工作辊采用单个轧制道次进行。热轧之后，冷却试样并进行酸腐蚀，以确定再结晶的量。
图2和3分别示出了炉次A和B的结果。由图2可看出，组成与炉次A相当的钢在最高约2372°F(1300℃)的板坯加热温度下存在足够的奥氏体来防止发生晶粒异常长大，而且，采用对于热压下步骤充分的条件，将会使铸态结构发生极好的再结晶。由图3可看出，组成与炉次B相当的钢中奥氏体量较少，必须在约束条件下进行处理，所述约束包括容许的板坯加热温度(对于炉次B这一具体情况而言，温度约2192°F(1200℃)或更低)，以避免热轧之前板坯晶粒异常长大。此外，只有在窄的多得热轧温度范围内采用高的多的热压下量时，才能使铸态结构发生期望量的再结晶。由图3可看出，晶粒异常长大和热轧不充分均会导致大面积未再结晶晶粒，这些晶粒可能在钢带成品中形成皱纹状变形缺陷。
实施例2
根据本发明的教导开发出表I中的炉次C，D和E的组成，它们采用Si-Cr组成，得到的γ1150℃值约20％或更大，根据方程I计算的体积电阻率从约35μΩ-cm(本领域中硅钢的典型值)到约50μΩ-cm(本领域高硅钢的典型值)。表I也示出了炉次F，其代表现有技术中完全铁素体非取向电工钢。表I示出了板坯加热的最大容许温度和本发明的这些钢的最佳热轧温度。将表I结果在图4中示出。示出了炉次C，D和E的奥氏体相区。图4还表明炉次F经计算显示不存在奥氏体/铁素体相区。如表I所述，采用本发明的方法可以制备出一种非取向电工钢，该钢具有现有技术的中硅-高硅钢的典型体积电阻率，同时还存在充分量的奥氏体，从而确保在使用宽范围的板坯加热温度和热轧条件的热轧期间，发生强烈、完全的再结晶。此外，本领域的专业人员可以使用本发明所述的方法发展能够最大程度地与具体制造要求、操作能力或设备限制相协调的合金组成。
表I
炉次 Al C Cr Cu Mn Mo N Ni P S Si Sn   Tmin5％   Tmin20％   Tmax20％   Tmax5％   Tmax0％   γ％   ρμΩ-cm
  ABCDEF   0.280.49.003.003.003.610   0.0090.008.0030.0044.0023.0021   0.0730.077.29.341.46.08   0.200.18.084.088.094.095   0.150.15.14.16.15.16   0.0410.040.027.031.036.029   0.0050.005.0037.0020.0032.0039   0.130.13.089.091.091.081   0.0050.008.043.058.003.005   0.0010.001.0009.0006.0010.00ll   1.671.951.771.922.552.75   0.0090.008.025.027--.003   1006---102610271071---   1059---102710491118---   1262---130412741180---   1274---129412791214---   12851198129812841227---   2113129190   35.440.934.937.350.350.8
温度单位：℃
*本发明的
**本发明的化学组成
***非本发明的

Claims (14)

1.一种制备体积电阻率至少20μΩ-cm、峰值奥氏体体积分数γ1150℃至少5wt％的非取向电工钢的方法，包括如下步骤：
a)制备非取向电工钢熔体，其组成包含：以重量％计：
最多约6.5％硅
最多约5％铬
最多约0.05％碳
最多约3％铝
最多约3％锰，以及
余者基本是铁和残留物；
b)铸造出厚度约20-375mm的钢板坯；
c)提供处于某一温度的钢板坯---
c)将所述钢板坯加热至低于Tmax但高于Tmin的温度，所述温度由下式确定：
Tmin，℃＝759-4430(％C)-194(％Mn)+445(％P)+181(％Si)+
378(％Al)-29.0(％Cr)-48.8(％N)-68.1(％Cu)-235(％Ni+
116(％Mo)
Tmax，℃＝1633+3970(％C)+236(％Mn)-685(％P)
-207(％Si)-455(％Al)+9.64(％Cr)-706(％N)+55.8(％Cu)+
247(％Ni)-156(％Mo)
d)将所述板坯热轧成厚度约0.35-1.5mm的热轧钢带，其中，所述热轧提供至少700的名义应变，该名义应变采用下述方程确定(需要说明的是，对存在至少X％的奥氏体的钢采用至少一次减薄)：
2.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体含有：约1-3.5％硅、约0.1-3％铬、最多约0.01％碳、最多约1％铝、约0.1-1％锰、最多约0.01％的选自于由硫、硒及其混合物组成的组中的金属、最多约0.01％氮，余者基本是铁和残留物。
3.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体含有：约1.5-3％硅、约0.15-2％铬、最多约0.005％碳、最多约0.5％铝、约0.1-0.35％锰、最多约0.005％硫、最多约0.007％硒、最多约0.002％氮，余者基本是铁和残留物。
4.根据权利要求1的方法，其中，所述非取向电工钢熔体还含有最多约0.15％锑、最多约0.005％铌、最多约0.25％磷、最多约0.15％锡、最多约0.01％硫和/或硒以及最多约0.01％钒。
5.根据权利要求1的方法，其中，所述板坯：(a)被加热到Tmin至Tmax之间的温度下；(b)热轧成厚度约1-10mm的钢带；(c)冷却至温度低于？；(d)酸洗；(e)冷轧至厚度为？；以及(f)在低于Tmin温度下最终退火。
6.根据权利要求1的方法，其中，对所述热轧钢带进行冷轧。
7.根据权利要求6的方法，其中，在冷轧前，在？温度下对热轧钢带进行退火。
8.根据权利要求1的方法，其中，γ1150℃是至少10％。
9.根据权利要求1的方法，其中，γ1150℃是至少20％。
10.根据权利要求1的方法，还包括在最终退火之前对钢带进行脱碳退火。
11.根据权利要求1的方法，其在所述热轧之后，还包括如下步骤：a)对所述热轧钢进行表面光轧；和b)对所述表面光轧的钢进行品质退火。
12.根据权利要求1的方法，其在热轧之后，还包括如下步骤：a)对所述热轧钢进行酸洗操作；b)对所述酸洗后的钢进行一次或多次冷轧，如果冷轧超过一次，进行退火；以及c)对所述冷轧钢进行品质退火。
13.根据权利要求1的方法，其在所述热轧之后，还包括如下步骤：a)对所述热轧钢进行退火；b)对所述退火钢进行酸洗；c)对所述退火钢进行一次或多次冷轧，如果冷轧超过一次，进行退火；以及d)对所述冷轧钢进行品质退火。
14.根据权利要求2的方法，其中，体积电阻率至少20％，峰值奥氏体体积分数至少10％。
CN2004800179196A 2003-05-08 2004-05-10 制备非取向电工钢带的改进方法 Expired - Lifetime CN1813074B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/436,571 US20050000596A1 (en) 2003-05-14 2003-05-14 Method for production of non-oriented electrical steel strip
US10/436,571 2003-05-14
PCT/US2004/014506 WO2004101831A1 (en) 2003-05-14 2004-05-10 Improved method for production of non-oriented electrical steel strip

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1813074A true CN1813074A (zh) 2006-08-02
CN1813074B CN1813074B (zh) 2012-07-11

Family

ID=33449713

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2004800179196A Expired - Lifetime CN1813074B (zh) 2003-05-08 2004-05-10 制备非取向电工钢带的改进方法

Country Status (12)

Country Link
US (2) US20050000596A1 (zh)
EP (1) EP1627086B1 (zh)
JP (2) JP4880467B2 (zh)
KR (2) KR20060007431A (zh)
CN (1) CN1813074B (zh)
AT (1) ATE373109T1 (zh)
BR (1) BRPI0410333B1 (zh)
CA (1) CA2525742C (zh)
DE (1) DE602004008909T2 (zh)
MX (1) MXPA05012277A (zh)
PL (1) PL1627086T3 (zh)
WO (1) WO2004101831A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012055223A1 (zh) * 2010-10-25 2012-05-03 宝山钢铁股份有限公司 一种较高磁感的高强度无取向电工钢及其制造方法
CN104410184A (zh) * 2014-11-19 2015-03-11 宁波顺成机电有限公司 一种新型电机转子
CN104781435A (zh) * 2012-10-16 2015-07-15 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板制造用热轧钢板及其制造方法

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7887645B1 (en) 2001-05-02 2011-02-15 Ak Steel Properties, Inc. High permeability grain oriented electrical steel
EP1577413B1 (en) * 2002-12-24 2019-06-05 JFE Steel Corporation Fe-Cr-Si NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
JP4681450B2 (ja) * 2005-02-23 2011-05-11 新日本製鐵株式会社 圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
CN100446919C (zh) * 2005-06-30 2008-12-31 宝山钢铁股份有限公司 低铁损高磁感冷轧无取向电工钢板的生产方法
RU2471877C1 (ru) * 2009-04-06 2013-01-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ обработки стали для листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и способ получения листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
EP2540853B1 (en) 2010-02-25 2015-05-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet
US20110273054A1 (en) * 2010-05-04 2011-11-10 Gwynne Johnston Electrical steel, a motor, and a method for manufacture of electrical steel with high strength and low electrical losses
WO2013046661A1 (ja) * 2011-09-27 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
EP2818564B1 (en) * 2012-02-23 2017-01-18 JFE Steel Corporation Method for producing electrical steel sheet
KR101974674B1 (ko) * 2012-03-29 2019-05-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
US20140150249A1 (en) * 2012-12-03 2014-06-05 Gwynne Johnston Cold rolled motor lamination electrical steels with reduced aging and improved electrical properties
JP5668767B2 (ja) * 2013-02-22 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
US9881720B2 (en) 2013-08-27 2018-01-30 Ak Steel Properties, Inc. Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics
US9634549B2 (en) * 2013-10-31 2017-04-25 General Electric Company Dual phase magnetic material component and method of forming
US10229777B2 (en) * 2013-10-31 2019-03-12 General Electric Company Graded magnetic component and method of forming
JP6260513B2 (ja) * 2014-10-30 2018-01-17 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6020863B2 (ja) 2015-01-07 2016-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN104789862A (zh) * 2015-03-20 2015-07-22 宝山钢铁股份有限公司 表面状态良好的高磁感低铁损无取向电工钢板及其制造方法
JP6350398B2 (ja) 2015-06-09 2018-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101705235B1 (ko) * 2015-12-11 2017-02-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101728028B1 (ko) * 2015-12-23 2017-04-18 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102364477B1 (ko) 2016-07-29 2022-02-16 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 무방향성 전기 강을 제조하기 위한 강 스트립 및 이러한 강 스트립을 제조하기 위한 방법
CN106282530B (zh) * 2016-08-29 2019-02-01 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种热辊模式的应用方法
KR101892231B1 (ko) 2016-12-19 2018-08-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
DE102017216982A1 (de) * 2017-09-25 2019-03-28 Thyssenkrupp Ag Monolithische eisenbasierte Abschirmprodukte
US20240102122A1 (en) * 2020-12-15 2024-03-28 Lg Electronics Inc. Non-oriented electrical steel sheet, and method for manufacturing same
US11926880B2 (en) 2021-04-21 2024-03-12 General Electric Company Fabrication method for a component having magnetic and non-magnetic dual phases
US11661646B2 (en) 2021-04-21 2023-05-30 General Electric Comapny Dual phase magnetic material component and method of its formation
WO2023095637A1 (ja) * 2021-11-25 2023-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法および無方向性電磁鋼板の製造方法

Family Cites Families (62)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3178324A (en) 1963-06-03 1965-04-13 United States Steel Corp Method of producing ultrafine grained steel
US3935038A (en) 1971-10-28 1976-01-27 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet and strip having no ridging
JPS5410922B2 (zh) 1972-12-19 1979-05-10
US4046602A (en) 1976-04-15 1977-09-06 United States Steel Corporation Process for producing nonoriented silicon sheet steel having excellent magnetic properties in the rolling direction
JPS6048886B2 (ja) 1981-08-05 1985-10-30 新日本製鐵株式会社 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JPS598049B2 (ja) 1981-08-05 1984-02-22 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法
US4645547A (en) 1982-10-20 1987-02-24 Westinghouse Electric Corp. Loss ferromagnetic materials and methods of improvement
GB2153520B (en) * 1983-12-20 1987-04-23 Nippon Steel Corp Method for quantitatively detecting the decarburization reaction in the production process of an electrical steel sheet
JPS6179724A (ja) 1984-09-28 1986-04-23 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高珪素鉄合金の薄板製造方法
JPS6196080A (ja) 1986-04-03 1986-05-14 Nippon Steel Corp 一方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤
US4666535A (en) 1986-04-15 1987-05-19 Allegheny Ludlum Corporation Method of producing low core losses in oriented silicon steels
JPS6383226A (ja) * 1986-09-29 1988-04-13 Nkk Corp 板厚精度および磁気特性が極めて均一な無方向性電磁鋼板およびその製造方法
US4781769A (en) 1986-12-29 1988-11-01 Allegheny Ludlum Corporation Separating-agent composition and method using same
US4948675A (en) 1986-12-29 1990-08-14 Allegheny Ludlum Corporation Separating-agent coatings on silicon steel
US4871402A (en) 1986-12-29 1989-10-03 Allegheny Ludlum Corporation Separating-agent composition and method using same
US4793873A (en) 1987-06-03 1988-12-27 Allegheny Ludlum Corporation Manufacture of ductile high-permeability grain-oriented silicon steel
US5200145A (en) 1987-06-08 1993-04-06 Exxon Research And Engineering Co. Electrical steels and method for producing same
JPS6475627A (en) 1987-09-18 1989-03-22 Nippon Steel Corp Production of grain oriented electrical steel sheet having extremely high magnetic flux density
JPH01225723A (ja) * 1988-03-04 1989-09-08 Nkk Corp 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法
JPH01225725A (ja) * 1988-03-07 1989-09-08 Nkk Corp 無方向性電磁鋼板の製造方法
US4950336A (en) 1988-06-24 1990-08-21 Nippon Steel Corporation Method of producing non-oriented magnetic steel heavy plate having high magnetic flux density
US4906305A (en) 1988-08-18 1990-03-06 Allegheny Ludlum Corporation Method of making a composite drawn article
US5055362A (en) 1988-08-18 1991-10-08 Allegheny Ludlum Corporation Pressurize-bonded composite material
US5037493A (en) 1989-03-16 1991-08-06 Nippon Steel Corporation Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density and uniform magnetic properties through the thickness direction
US4968361A (en) 1989-03-23 1990-11-06 Allegheny Ludlum Corporation Method of domain refinement of oriented silicon steel by using flux-printing
US5186762A (en) 1989-03-30 1993-02-16 Nippon Steel Corporation Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density
US4964922A (en) 1989-07-19 1990-10-23 Allegheny Ludlum Corporation Method for domain refinement of oriented silicon steel by low pressure abrasion scribing
US5062905A (en) 1989-08-18 1991-11-05 Nippon Steel Corporation Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density
US5192373A (en) 1989-09-08 1993-03-09 Armco, Inc. Magnesium oxide coating for electrical steels and the method of coating
US5061326A (en) 1990-07-09 1991-10-29 Armco Inc. Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel
ATE186333T1 (de) 1991-08-14 1999-11-15 Nippon Steel Corp Verfahren zur herstellung eines nichtorientierenten elektrostahlblechs mit guten magnetischen eigenschaften
RU2092605C1 (ru) * 1991-10-22 1997-10-10 Поханг Айрон энд Стил Ко., Лтд. Листы изотропной электротехнической стали и способы их изготовления
JP2620438B2 (ja) 1991-10-28 1997-06-11 新日本製鐵株式会社 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
KR960010811B1 (ko) 1992-04-16 1996-08-09 신니뽄세이데스 가부시끼가이샤 자성이 우수한 입자배향 전기 강 시트의 제조방법
US5288736A (en) 1992-11-12 1994-02-22 Armco Inc. Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction
US5697425A (en) 1993-09-16 1997-12-16 Rheo-Technology, Ltd. Method of producing thin cast sheet through continuous casting
US5653821A (en) 1993-11-09 1997-08-05 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing oriented electrical steel sheet by heating slab at low temperature
US5421911A (en) 1993-11-22 1995-06-06 Armco Inc. Regular grain oriented electrical steel production process
US5482107A (en) * 1994-02-04 1996-01-09 Inland Steel Company Continuously cast electrical steel strip
US6217673B1 (en) 1994-04-26 2001-04-17 Ltv Steel Company, Inc. Process of making electrical steels
US5803989A (en) 1994-06-24 1998-09-08 Nippon Steel Corporation Process for producing non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss
US5547519A (en) 1995-02-28 1996-08-20 Armco Inc. Magnesia coating and process for producing grain oriented electrical steel for punching quality
US5643370A (en) 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
JP3415333B2 (ja) 1995-07-13 2003-06-09 トヨタ自動車株式会社 水素吸蔵合金
US6231685B1 (en) 1995-12-28 2001-05-15 Ltv Steel Company, Inc. Electrical steel with improved magnetic properties in the rolling direction
DE19632370C2 (de) 1996-08-10 1998-07-02 Thyssen Stahl Ag Hochleistungsschweißgeeigneter weichmagnetischer Stahl und seine Verwendung für Teile von Magnetschwebebahnen
KR100321054B1 (ko) 1996-12-13 2002-06-26 이구택 직접주조에의해제조된규소박판의후처리방법
US5702539A (en) 1997-02-28 1997-12-30 Armco Inc. Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel
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
JP4281119B2 (ja) * 1997-12-04 2009-06-17 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板の製造方法
EP0897993B1 (en) * 1997-08-15 2004-10-27 JFE Steel Corporation Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof
US6136458A (en) * 1997-09-13 2000-10-24 Kabushiki Kaisha Toshiba Ferrite magnetic film structure having magnetic anisotropy
JP3552501B2 (ja) 1997-10-28 2004-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
US5955201A (en) 1997-12-19 1999-09-21 Armco Inc. Inorganic/organic insulating coating for nonoriented electrical steel
KR100658408B1 (ko) 1998-10-27 2006-12-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성과 자기특성이 양호한 전자강판 및 그 제조방법
US6290783B1 (en) 1999-02-01 2001-09-18 Kawasaki Steel Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties after stress relief annealing
CN1102670C (zh) 1999-06-16 2003-03-05 住友金属工业株式会社 无方向性电磁钢片及其制造方法
DE10015691C1 (de) * 2000-03-16 2001-07-26 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen von nichtkornorientiertem Elektroblech
CN1100157C (zh) * 2000-08-31 2003-01-29 武汉钢铁(集团)公司 高效电机铁芯用系列电工钢
JP4284870B2 (ja) * 2001-01-31 2009-06-24 Ｊｆｅスチール株式会社 リラクタンスモータ鉄心用の無方向性電磁鋼板の製造方法
KR20100072376A (ko) * 2002-05-08 2010-06-30 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 무방향성 전기 강판의 연속 주조방법
DE10221793C1 (de) * 2002-05-15 2003-12-04 Thyssenkrupp Electrical Steel Ebg Gmbh Nichtkornorientiertes Elektroband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012055223A1 (zh) * 2010-10-25 2012-05-03 宝山钢铁股份有限公司 一种较高磁感的高强度无取向电工钢及其制造方法
CN104781435A (zh) * 2012-10-16 2015-07-15 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板制造用热轧钢板及其制造方法
CN104410184A (zh) * 2014-11-19 2015-03-11 宁波顺成机电有限公司 一种新型电机转子

Also Published As

Publication number Publication date
MXPA05012277A (es) 2006-02-08
DE602004008909D1 (de) 2007-10-25
US7377986B2 (en) 2008-05-27
KR20120035212A (ko) 2012-04-13
PL1627086T3 (pl) 2008-02-29
CA2525742A1 (en) 2004-11-25
US20050000596A1 (en) 2005-01-06
ATE373109T1 (de) 2007-09-15
JP2007516345A (ja) 2007-06-21
DE602004008909T2 (de) 2008-05-29
CN1813074B (zh) 2012-07-11
CA2525742C (en) 2010-08-24
JP4880467B2 (ja) 2012-02-22
BRPI0410333A (pt) 2006-05-30
KR20060007431A (ko) 2006-01-24
WO2004101831A1 (en) 2004-11-25
BRPI0410333B1 (pt) 2015-02-18
EP1627086A1 (en) 2006-02-22
JP2010209467A (ja) 2010-09-24
KR101260199B1 (ko) 2013-05-06
US20070023103A1 (en) 2007-02-01
EP1627086B1 (en) 2007-09-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1813074A (zh) 制备非取向电工钢带的改进方法
CN1039352C (zh) 磁性能优良的无取向电工钢板及其制法
CN1665943A (zh) 非取向电工钢带的连铸方法
CN105950960B (zh) 电动汽车驱动电机用无取向硅钢及其制备方法
CN1138014C (zh) 铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板及其制造方法
CN100338237C (zh) 马氏体不锈钢和炼钢方法
WO2012114383A1 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN1856589A (zh) 加工用热轧钢板及其制造方法
KR20230059827A (ko) 5,000 MPa급 다이아몬드 와이어용 선재 및 그 생산 방법
CN107217129A (zh) 具有优异加工性和磁性能的高硅钢板及其生产方法
CN109097687B (zh) 用于直驱型风力发电机的无取向硅钢的制备方法
JP2012241217A (ja) 高炭素薄鋼板およびその製造方法
CN105803324A (zh) 一种屈服强度450MPa级高磁感低成本冷轧磁极钢及其制造方法
CN1633509A (zh) 用于制造由含铜量高的碳钢制成的钢铁冶金制品的方法及根据所述方法获得的钢铁冶金制品
CN103484764B (zh) Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
JP2009215612A (ja) 加工性に優れた中・高炭素鋼板およびその製造方法
CN105506499B (zh) 一种具有良好折弯外观的铁素体不锈钢及其制造方法
CN1057343C (zh) 单取向硅钢板的制造方法
CN106756475A (zh) 中高频驱动电机用0.27mm厚无取向硅钢及生产方法
JP4267439B2 (ja) 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板と、その製造方法および歪取焼鈍方法
CN114746569B (zh) 具有改善的磁化强度的铁素体不锈钢及其制造方法
CN113490756B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN116426821A (zh) 一种高强高磁感冷轧磁极钢及其生产方法和应用
KR20050018677A (ko) 무방향성 전기 강판의 연속 주조방법
CN117004882A (zh) 一种楔横轧制齿轮轴用钢及其制备方法

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
C56 Change in the name or address of the patentee

Owner name: AK STEEL HOLDING CORPORATION

Free format text: FORMER NAME: PROPERTIES INC. AK

CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: American Ohio

Patentee after: AK steel asset Limited by Share Ltd.

Address before: American Ohio

Patentee before: AK PROPERTIES, Inc.

CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20120711

CX01 Expiry of patent term