CZ20031688A3 - Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny - Google Patents

Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny Download PDF

Info

Publication number
CZ20031688A3
CZ20031688A3 CZ20031688A CZ20031688A CZ20031688A3 CZ 20031688 A3 CZ20031688 A3 CZ 20031688A3 CZ 20031688 A CZ20031688 A CZ 20031688A CZ 20031688 A CZ20031688 A CZ 20031688A CZ 20031688 A3 CZ20031688 A3 CZ 20031688A3
Authority
CZ
Czechia
Prior art keywords
strip
ppm
strips
rolling
alloy
Prior art date
Application number
CZ20031688A
Other languages
English (en)
Inventor
Stefano Fortunati
Stefano Cicale'
Giuseppe Abbruzzese
Original Assignee
Thyssenkrupp Acciai Speciali Terni S. P. A.
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 S. P. A. filed Critical Thyssenkrupp Acciai Speciali Terni S. P. A.
Publication of CZ20031688A3 publication Critical patent/CZ20031688A3/cs

Links

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
    • 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
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

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)
  • Seasonings (AREA)
  • Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
  • Chemical Or Physical Treatment Of Fibers (AREA)
  • Noodles (AREA)
  • Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Description

Oblast- techniky
Předkládaný vynález se týká výroby pásů z 5 elektrotechnické oceli s orientovanými zrny, které mají vynikající magnetické vlastnosti a jsou určeny pro výrobu jader transformátorů. Přesněji se předkládaný vynález týká způsobu, ve kterém je slitina Fe-Si kontinuálně odlévána přímo jako pás a před svinováním je tento pás kontinuálně deformován válcováním pro vyvolání tvorby v kovovém základním materiálu dané frakce austenitu, řízené co do množství a distribuce, čímž se dosáhne mikrostruktury pásu stabilně a jednotně rekrystalizované před válcováním z studená.
Dosavadní stav techniky
Pásy z elektrotechnické oceli (Fe-Si) s orientovanými zrny jsou obvykle průmyslově vyráběny jako pásy-mající tloušťku v rozsahu mezi 0,18 a 0,50 mm a jsou charakterizovány magnetickými vlastnostmi proměnnými podle dané třídy specifického produktu. Uvedené třídění v podstatě odkazuje na měrné výkonové ztráty pásu vystaveného daným elektromagnetickým pracovním podmínkám (například P50Hz při
1,7 Tesla, ve W/kg), které jsou vyhodnoceny podél specifického referenčního směru (směr válcování). Hlavní 25 využití uvedených pásů je pro výrobu jader transformátorů. Dobré magnetické vlastnosti (silně anizotropní) jsou dosaženy řízením finální krystalické struktury pásu pro dosažení všech, nebo téměř všech, zrn orientovaných tak, aby měly směr nejsnazší magnetizace (osa <001>) vyrovnaný tím nejdokonalejším způsobem se směrem válcování. V praxi jsou ·· ·· ···· dosahovány finální produkty, které mají střední průměr zrn obecně v rozsahu mezi 1 a 20 mm a mají orientaci vystředěnou kolem Gossovy orientace ({110}<001>). Čím menší je úhlové rozptýlení kolem Gossovy orientace, tím lepší je magnetická permeabilita produktu a tudíž menší magnetické ztráty.
Finální produkty, mající nízké magnetické ztráty (ztráty v jádře) a vysokou permeabilitu, mají zajímavé výhody, pokud se týká konstrukce, rozměrů a zisku transformátorů.
První průmyslová výroba výše uvedených materiálů byla popsána US firmou ARMCO na začátku třicátých let minulého (tedy dvacátého) století (US patent č. 1,956,559). Od té doby bylo do výrobní technologie elektrotechnických pásů s orientovanými zrny zavedeno mnoho důležitých zlepšení, pokud se týká jak magnetických a fyzikálních kvalit produktů, cen
Ί C o transformátorů tak i racionalizace výrobních cyklu. Všechny existující technologie využívají stejnou metalurgickou strategii pro dosažení velmi silné Gossovy struktury ve finálních produktech, to jest procesu orientované sekundární rekrystalizace, řízeného rovnoměrně distribuovanými druhými
0 y fázemi a/nebo segregačními prvky. Tyto nekovové druhé fáze a segregační prvky mají naprosto zásadní úlohu při řízení (zpomalování) posouvání hranic zrn během finálního žíhání, které spouští proces selektivní sekundární rekrystalizace.
V původní technologii firmy ARMCO využití MnS jako
5 inhibitoru posouvání hranic zrn a v následné technologii, vyvinuté firmou NSC, ve které jsou inhibitory převážně nitridy hliníku (A1N + MnS) (EP 8,385, EP 17,830, EP 202,339), je velmi důležitým vazebním krokem, společnými oběma výrobním procesům, ohřev kontinuálně odlévaných desek či předvalků (nebo také ingotů) bezprostředně před válcováním za tepla na velmi vysoké teploty (kolem 1400 °C) po dobu postačující pro zajištění úplného rozpuštění sulfidů a/nebo nitridů hrubě vysrážených během ochlazování desky po odlití, aby potom byly opětovně vysráženy ve velmi jemné a rovnoměrně distribuované podobě v celém základním kovovém materiálu pásů válcovaných za tepla. Takové jemné opětovné vysrážení může být započato a dokončeno, rovněž s nastavením rozměrů sraženin, během výrobního procesu, v každém případě ale před válcováním za studená. Ohřev desek (předvalků či ingotů) na uvedené teploty vyžaduje využití speciálních pecí (narážecí pece, výtavné krokové pece, indukční pece) v důsledku tažnosti slitin Fe-3%Si při vysokých teplotách v důsledku tvorby kapalných strusek.
Nové technologie odlévání kapalné oceli jsou určeny pro zjednodušení výrobních procesů, aby byly kompaktnější a flexibilnější, a pro snížení nákladů. Jednou z takovýchto technologií je odlévání tenkých desek (předvalků), sestávající z kontinuálního odlévání desek majících obvyklou tloušťku běžných, již předválcováním zpracovaných desek, a tedy připravených pro přímé válcování za tepla, prostřednictvím sekvence kontinuálního odlévání desek, úpravy v kontinuálních tunelových pecích pro zvýšení/udržení teploty desek a dokončovacího válcování na svinovaný pás. Problémy, spojené s využitím uvedené techniky pro výrobu produktů s orientovanými zrny, převážně spočívají v obtížností udržovat a řídit vysoké teploty potřebné pro udržení roztoku prvků tvořících druhé fáze, které musí být jemně vysráženy na začátku dokončovacího kroku válcování za tepla, pokud je požadováno, aby ve finálních produktech byly dosaženy nejlepší mikrostrukturní a magnetické charakteristiky.
Takovéto problémy byly řešeny různými způsoby, například využitím malé tloušťky odlévaných desek ve spojení se specifickými intervaly koncentrací prvků mikropříměsových (legujících) prvků pro stabilní řízení vysrážení druhých fází (inhibitory růstu krystalů) během válcování za tepla, nebo drastickým modifikováním strategie tvorby inhibitorů v kovovém základním materiálu.
Technikou odlévání, která potenciálně nabízí největší úroveň racionalizace procesů a vyšší výrobní flexibilitu, je θ technika sestávající z přímé výroby pásů z kapalné oceli (odlévání pásů), která přitom zcela eliminuje krok válcování za tepla. Takováto mimořádná inovace byla koncipována a patentována již dávno, a od této dávné doby byly rovněž navrženy a patentovány podmínky procesu pro výrobu pásů z elektrotechnické oceli a zejmena z oceli s orientovanými zrny. Až doposud ale nebyla ve světě realizována průmyslová výroba elektrotechnické oceli s orientovanými zrny podle výše uvedené techniky, ačkoliv dosavadní stav techniky, týkající se odlévacích zařízení, je již připraven pro průmyslové θ aplikace, jak je prokázáno existujícími továrními zařízeními vyrábějícími pouze uhlíkové oceli a nerezové oceli.
Předkladatelé vynálezu jsou přesvědčeni, že pro průmyslovou výrobu pásů elektrotechnické oceli s orientovanými zrny z přímého tuhnutí pásu (odlévání pásu) je potřebné mít mikrostrukturu pásu před válcováním za studená podstatně odlišnou od mikrostruktury získané během fáze odlévání. Vysoká rychlost tuhnutí odlévaného pásu způsobuje, že je obtížné, aby pás měl homogenní a reprodukovatelnou strukturu zrn v celém pásu a mezi různými odlitky v důsledku vysoké citlivosti tuhnoucí struktury na výkyvy v podmínkách
odlévání a na složení slitiny. Mikrostruktura meziproduktů začínajících z odlévání pásů je mnohem více ovlivněna strukturou při tuhnutí, než mikrostruktura odvozená z běžného odlévání desek (předvalků), v důsledku nepřítomnosti deformací vznikajících v pásu během obvyklého válcování za tepla.
Cílem předkládaného vynálezu je vyřešení nevýhod způsobených kvalitou pásů z elektrotechnické oceli, vyráběných odléváním pásů. Cílem předkládaného vynálezu je θ tudíž navrhnout způsob výroby pásů z elektrotechnické oceli, ve kterém prostřednictvím přímého zmenšování tloušťky pásu mezi odlévacími a svinovacími stanovišti je indukována podstatná úroveň rekrystalizace prostřednictvím fázové přeměny, což normalizuje (přizpůsobuje) krystalickou strukturu před válcováním za studená, takže připadne vykyvy podmínek procesu v podstatě nemají vliv, pokud se týká kvality finálního produktu.
Dalším cílem předkládaného vynálezu je umožnění průmyslové výroby pásů z elektrotechnické oceli s orientovanými zrny, které mají vynikající magnetické charakteristiky a konstantní kvalitu, přičemž výrobní proces bude stabilní a zjednodušený vzhledem k běžným procesům používaným v současnosti.
Další cíle, znaky a výhody předkládaného vynálezu budou poněkud patrnější z následujícího popisu vynálezu.
Podstata vynálezu
První důležitý aspekt předkládaného vynálezu spočívá θ v tom, že roztavená slitina, obsahující křemík, přímo tuhne ve formě pásu prostřednictvím technologie odlévání známé jako ·· ·· odlévání pásů (odlévání mezi dvěma chlazenými a protiběžnými (proti sobě se otáčejícími) válci), což vylučuje oproti současně používaným technologiím odlévání slitiny v deskách (předvalcích) nebo ingotech, podrobování uvedených desek tepelné úpravě ve speciálních vysoko-teplotních pecích po dlouhé doby (pro dosažení potřebné tepelné homogenity) a transformování (přeměnu) uvedených desek na pásy prostřednictvím válcování za tepla s celkovými poměry zmenšení, které se podle technologií odlévání desek mění v rozsahu mezi 96 a 99 %.
Druhý důležitý aspekt překládaného vynálezu spočívá v tom, že chemické složení křemík obsahující slitiny se zvolí specificky pro řízení termodynamické stability austenitové fáze v základní hmotě (plošně centrovaná krychlová mřížka) v
Ί 5 rovnováze s ferritovou fází (prostorově centrovaná krychlová mřížka). Přesněji tedy pro dosažení vynikajících finálních magnetických charakteristik je výhodné nastavit chemické složení slitiny tak, aby austenitový podíl v rozsahu mezi 25 a 60 % byl stabilní v rozsahu teplot mezi 1100 a 1200 °C.
0 Následně je tedy pro vyváženi silného sklonu křemíku stabilizovat ferritovou fázi použito množství prvků, které podporují tvorbu austenitu. Mezi těmito prvky je obzvláště důležitý uhlík v důsledku svého vlastního austenitického působení a rovněž v důsledku své obzvláštní mobility
5 pronikání do základní hmoty, což umožňuje jeho snadné vylučování prostřednictvím oduhličovacích procesů v tuhém stavu, které se v tomto oboru obvykle provádějí extrakcí z povrchů pásů s využitím žíhacích atmosfér majících řízený oxidační potenciál. Uhlík je výhodně přítomen ve složení oceli v množství schopném řídit požadovaný podíl austenitu, ·· ·· ♦ · ·· · · · ·
přičemž tímto způsobem je možné opětovně zvýšit stabilitu feritu prostřednictvím jednoduchého oduhličovacího procesu, což potom během žíhání pro finální sekundární rekrystalizaci vylučuje důležitý jev fázové přeměny, který by byl škodlivý pro finální požadovanou texturu. Jak je ale známo, v uvedených materiálech je potřebné snížit obsah uhlíku ve finálních produktech na úrovně pod 50 ppm pro vyloučení nepříznivého účinku na ztráty v jádru v důsledku tvorby karbidů. Čím vyšší je obsah uhlíku ve slitině, tím delší doba je potřebná pro provedení oduhličení. Z důvodů dobré produktivity je tudíž výhodné udržet obsah uhlíku v rozmezí maximálně 0,1 % hmotnostního. Předkladatelé vynálezu vyhodnotili dosažitelné austenitové podíly podle různých složení slitin, a to jak experimentálně tak i podle15 empirických vztahů dostupných v literatuře.
Třetí aspekt předkládaného vynálezu spočívá v tom, že přeměna feritu na austenit v kovové základní hmotě odlévaného pásu je vyvolávána v teplotním intervalu centrovaném kolem teploty 1150 °C, obvykle tedy v rozsahu od 1000 do 1300 °C, , > , prostřednictvím náhle deformace vetší nez 20% válcováním mezi ochlazovanými válci přímo v řadě s kontinuálním odléváním a před svinováním. Uvedená náhlá a lokalizovaná deformace dodává materiálu energii potřebnou pro tvorbu krystalizačnich zárodků a pro tvorbu austenitové fáze v základní hmotě, přičemž tato fáze by nebyla získána z kinetických důvodů, ačkoliv je termodynamicky velmi stabilní. Ve skutečnosti jsou pro dosažení rovnovážných stavů mezí dvěma fázemi při uvažované teplotě potřebné velmi dlouhé doby, zatímco doby vlastního zpracování a ochlazování jsou v zásadě velmi ···· • · ·· ····
krátké, zejména v případě přímého odlévání ve formě pásů (odlévání pásů).
Podle předkládaného vynálezu je fázová přeměna z feritu na austenit vyladitelná s ohledem na kvantitu podle volby chemického složení a konsistentně reprodukovatelná podle potřeby v průmyslovém procesu. V důsledku fázové přeměny vyvolané v teplotním intervalu definovaném podle předkládaného vynálezu, je rozložení zrn ve vytvořeném pásu, pokud se týká jak rozměrů tak i textury, extrémně homogenní a reprodukovatelné v celém geometrickém profilu pásu. To zejména řeší problém nevýhody mikrostrukturální etereogeneity, typické pro výrobu ocelových pásů s orientovanými zrny, tím, že proces volby finální textury je citlivý dokonce na malé lokální rozdíly ve struktuře a orientaci zrn a dokonce citlivější v případě produktů z odlévaných pásů. Ve skutečnosti v tradičních procesech je struktura pásu před válcováním za studená výsledkem silné deformace za tepla u odlévaných desek, což přispívá k fragmentaci, rekrystalizaci a homogenizaci tuhnoucí struktury. Naproti tomu u pásů, získaných přímým tuhnutím, struktura přímo závisí na struktuře při tuhnutí a v důsledky vysoké rychlosti tuhnutí a silně dynamické povahy procesu jakákoliv, dokonce malá, výchylka podmínek odlévání (jako je tloušťka pásu, rychlost odlévání, přenos tepla na odlévací válce, a tak dále) může ovlivnit lokální změny, periodicky nebo náhodně, v tuhnoucí struktuře a tudíž v mikrostruktuře finálních pásů v celém jejich geometrickém profilu.
Způsob podle předkládaného vynálezu překonává nevýhody vlastní přímo odlévaným ocelovým pásům v důsledku nepřítomnosti velkých deformačních úrovní za tepla pro
zjemnění a homogenizaci mikrostruktury. Uvedené velké deformační úrovně jsou typické pro technologie založené na běžném odlévání a podle předkládaného vynálezu jsou velmi účinně nahrazeny způsobením řízené, jak co do množství tak i co do rozložení, fázové přeměny feritu na austenit, která je schopna zjemnit a homogenizovat mikrostrukturu.
Vysoké rychlosti tuhnutí, vlastní odlévání pásů, jsou rovněž důležitou metalurgickou příležitostí pro co nej lepší využití způsobu podle předkládaného vynálezu. Ve skutečnosti u tradičních technologií, vycházejících z desek (předvalků) nebo ingotů, je přeměna feritu na austenit, pokud je nějaká, lokalizována v zónách chemické segregace, ve kterých jsou koncentrovány austenitické prvky, zejména v jádru meziproduktu. V uvedených zónách tedy může nastat austenitická přeměna v důsledku lokální koncentrace austenitických prvků, dokonce i když průměrné chemické složení oceli by to neumožňovalo. Naproti tomu při odlévání pásů vysoké rychlosti tuhnutí silně omezují jev segregace, čímž jsou austenitické prvky rozloženy v základní hmotě homogenně. Za uvedených podmínek potom válcováním za tepla v předepsané teplotní oblasti je stabilním a reprodukovatelným způsobem dosaženo objemového podílu austenitu, definovaného volbou složení oceli, v celém geometrickém profilu pásu.
Dalším aspektem předkládaného vynálezu je definování způsobu s využitím řízeného objemového podílu austenitu, vyvolaného uvnitř pásu, jak bylo definováno výše, pro dosažení řízeného rozložení tvrdých fází (karbidů, cementitu, perlitu, bainitu) a pro řízení tvorby martensitu (čtverečná mřížka) v kovové základní hmotě prostřednictvím kalení pásu mezi kroky přímého válcování za tepla a svinování. Přítomnost
homogenně rozložených (distribuovaných) tvrdých fází (kalicích fází) umožňuje válcování za studená řídit odpovídající deformační texturu, zjevně v důsledku různých deformačních modelů a vyšších úrovní tvrzení, získaných válcováním za studená, když jsou přítomné tvrdé fáze, ve srovnání s případem, ve kterém takováto kalicí struktura není přítomna. To umožňuje zmenšit tloušťku pásu, který má být válcován za studená (pro stejnou finální tloušťku), a následně zmenšit tloušťku odlévaného pásu s důležitými výhodami ohledně produktivity odlévání. Ve skutečnosti platí, že čím tenčí je odlévaný pás, tím vyšší je produktivita odlévání, neboť pás se tak stává delším v přímém poměru ke zmenšení tloušťky, zatímco rychlost odlévání se zvětšuje se čtvercem (druhou mocninou) zmenšování tloušťky. Dalším aspektem předkládaného vynálezu je způsob, ve kterém je pás po přímé deformaci udržován na teplotě kolem 1150 °C, obvykle v rozmezí 1100 až 1200 °C, po dobu alespoň 5 s, s využitím kontinuálního ohřívacího zařízení mezi zařízením pro přímé válcování a zařízení pro svinování. To může být dosaženo například prostřednictvím ohřívací komory opatřené hořáky, nebo elektrickým ohřevem, nebo infračervenými lampami, nebo zařízením pro indukční ohřev. Může být ale použito jakéhokoliv aktivního nebo pasivního systému schopného dosáhnout požadované teploty pásu v předepsaném intervalu a po dobu alespoň 5 s. V tomto případě bude případný krok kalení prováděn na výstupu z uvedené (ohřívací) komory.
Dalším aspektem předkládaného vynálezu je způsob, ve kterém je pás žíhán před válcování za studená při teplotě nepřekračující 1200 °C, výhodně nepřekračující 1170 °C.
Takové žíhání muže byt výhodné pro výrobní proces pasu z
4 4 4 «444
elektrotechnické oceli s orientovanými zrny z množství důvodů, zejména pokud se týká řízení magnetických charakteristik finálních produktů. Některými užitečnými jevy u tohoto procesu jsou, například, vysrážení nekovových druhých fází, potřebných v předkládaných produktech pro řízení orientované sekundární rekrystalizace nebo případně pro provádění řízeného povrchového oduhličení pásů před válcováním za studená, které může mít pozitivní účinky na texturu za studená válcovaného pásu. Navíc může toto žíhání nabídnout možnost přesunout do tohoto výrobního kroku vytváření kalicích fází namísto jejich vytváření přes svinováním pásu po procesu odlévání. V tomto případě na konci žíhací pece musí být přítomno vhodné ochlazovací zařízení schopné dosáhnout potřebné rychlosti ochlazování. Například může být ochlazení pásu výhodně dosaženo podle předkládaného vynálezu prostřednictvím skupiny dmychadel opatřených tryskami pro rozprašování na povrch pásu směsi vody a páry při řízeném tlaku.
Obvykle je pás po přímém válcování za tepla kalen pro
O Q dosažení objemového podílu martensitu v rozsahu mezi 5 a 15 %. Kalicí zařízení pracuje začínajíc od teploty v rozsahu mezi 750 a 950 °C pro ochlazování pásu na teplotu 400 °C za dobu kratší než 12 s.
Posledním aspektem předkládaného vynálezu je způsob, 25 ve kterém chemické složení vyžaduje přítomnost prvků volených mezi dvěma různými třídami: (i) prvky užitečnými pro řízení požadované rovnováhy mezi austenitem a feritem v kovové základní hmotě a (ii) prvky užitečnými pro řízení distribuce druhých fází, jako jsou sulfidy, selenidy, nitridy, karbonitridy, a tak dále, potřebných pro řízení růstu zrn a »· · · · · >·♦· «
* orientace zrn během kroků primární a sekundární rekrystalizace.
Obvykle složení odlévané oceli zahrnuje 2,5 až 5 % hmotnostních Si, 200 až 1000 ppm C, 0,05 až 0,5 % hmotnostního Mn, 0,07 až 0,5 % hmotnostního Cu, méně než 2 % hmotnostní Cr+Ní+Mo, méně než 30 ppm O, méně než 500 ppm S+Se, 50 až 400 ppm Al, méně než 100 ppm N. Do této směsi může být přidán alespoň element, zvolený ze skupiny sestávající z Zr, Ti, Ce, B, Ta, Nb, V a Co, a alespoň jeden prvek, zvolený ze skupiny sestávající z Sn, Sb, P a Bi.
Mnoho z nich jsou prvky užitečné pro řízení rovnováhy mezi fázemi austenitu a feritu a nemají specifická omezení při výběru, až na cenu a snadnou dosažitelnost. Může být ale výhodné, a to zejména v provozech na výrobu oceli s elektrickými pecemi, které využívají jako suroviny ocelového šrotu, vyvažovat obsah křemíku a rovněž chrómu, niklu, molybdenu, niobu, mědi, manganu a cínu. Mnoho z nich jsou rovněž prvky užitečné pro řízení rozložení (distribuce) částic druhých fází pro inhibicí růstu zrn. Je výhodné volit uvedené prvky mezi těmi, které jsou schopné tvořit sulfidy, selenidy, karbonitridy, nitridy pro získání směsi druhých fází majících různé složení, ve které koexistující sloučeniny jsou tepelně stabilní, pokud se týká rozpustnosti, při různých teplotách. V důsledku tohoto výběru odporová síla posouvání hranic zrn v důsledku částic druhých fází se postupně zmenšuje, jak narůstá teplota, takže během tepelných úprav rozpustnější částice se budou rozpouštět a/nebo růst před těmi částicemi, které jsou méně rozpustné. To umožňuje lepší řízení růstu zrn vzhledem k použití inhibitorů typu s φφφφ φ
jedno-druhovým složením, které jsou charakterizovány užším intervalem teplot rozpustnosti.
Následující příklady jsou určeny výhradně pro účely ilustrace a nijak neomezují rozsah předkládaného vynálezu.
Příklady provedeni vynálezu
PŘÍKLAD 1
Množství ocelí, majících složení ilustrovaná v Tabulce 1, bylo odlito ve formě pásu silného 3,5 mm v zařízení pro odlévání pásů, které bylo opatřeno dvěma protiběžnými (proti sobě se otáčejícími) válci. Odlité pásy byly potom přímo válcovány za tepla při teplotě 1150 °C na tloušťku 2,0 mm. Během operace odlévání každého složení oceli a přibližně uprostřed doby odlévání byla tloušťka odlévaného pásu zmenšena na 2,0 mm a přímé válcování bylo přerušeno.
Pásy válcované za tepla potom byly žíhány při teplotě 1100 °C a jednofázové válcovány za studená na 0,30 mm.
Tabulka 1
Ocel C (ppm) Si (%) Mn (%) S (ppm) Cr (ppm) Ni (ppm) Al (ppm) Cu (ppm)
A 500 3,1 0,2 75 300 100 250 0,1
B 300 3,1 0,1 68 350 120 270 0,15
C 350 3,2 0, 4 70 320 110 230 0,3
D 400 3,1 0,3 80 290 150 280 0,25
E 500 3,1 0,4 50 400 100 280 0,2
Za studená válcované pásy potom byly oduhličeny, potaženy žíhacím separátorem na bázi MgO, žíhány v uzavřeném prostoru (v hrncích) s rychlostí ohřevu 15 °C/h až na teplotu 1200 °C, podrženy na této teplotě po dobu 20 h a potom opatřeny izolačním a napínacím potahem.
Na odlitých pásech byl vypočítán obsah austenitu (γ fáze) při teplotě 1150 °C prostřednictvím dilatometrických měření. Získané údaje jsou ilustrovány v Tabulce 2.
Tabulka 2
Ocel γ(1150 °C) (%)
A 27
B 11
C 15
D 19
E 25
Magnetické charakteristiky, naměřené na finálním produktu pro různá složení oceli, jsou uvedeny v Tabulce 3.
Tabulka 3
Přímo válcovaná za tepla Bez přímého válcování
Ocel B800 (mT) B800 (mT)
A 1 950 1 700
9999 • 99
9 · 9
9 9
9999 ·
• 99
999
9 9
999 99
B 1 720 1 650
C 1 730 1 630
D 1 900 1 680
E 1 945 1 710
PŘÍKLAD 2
Množství ocelí, majících různá ložení, jak je ilustrováno v Tabulce 4, bylo přímo odléváno ve formě pásů silných 2,1 mm v zařízení pro odlévání pásů, které bylo opatřeno dvěma protiběžnými (proti sobě se otáčejícími) válci.
Tabulka 4
Ocel C (ppm) Si (%) Mn (%) S (ppm) Cr (ppm) Ni (ppm) Al (ppm) Cu (ppm)
A 550 3,3 0,3 80 450 200 280 0,15
B 300 3,1 0,2 68 350 120 270 0,2
C 350 3,2 0,4 70 320 130 230 0,3
D 400 3 0,3 80 290 180 280 0,25
E 400 3,1 0,4 75 250 200 290 0,25
Odlité pásy potom byly přímo válcovány za tepla při teplotě 1170 °C na tloušťku 1,0 mm, kaleny prostřednictvím vody a páry při vysokém tlaku dolů na teplotu 150 °C a potom byly svinovány. Po odlití přibližně poloviny oceli bylo kalení zastaveno a pásy byly svinovány při teplotě 700 °C.
ΦΦΦΦ φ φ • φφ φφ φφφφ φφφφ φ · φ φφφ φφφ φφφ φφφφ φφφ φφ φφ φφ
Tabulka 5 znázorňuje frakce martensitu, metalograficky měřené na pásu po svinováni.
Tabulka 5
Kalený pás Nekalený pás
Ocel Martensit (%) Martensit (%)
A 19 0
B 3 0
C 5 0
D 13 0
E 15 0
Pásy potom byly rozděleny na menší role, z nichž část byla válcována za studená na tloušťku 0,3 mm (odléváni oceli A vykázalo problémy s křehkostí během válcování za studená a tudíž ocel A nebyla transformována na dokončený produkt), oduhličena, potažena žíhacím separátorem na bázi MgO, potom žíhána v uzavřeném prostoru (v hrncích) s rychlostí ohřevu 20 °C/h až na teplotu 1200 °C a podržena na této teplotě po dobu 20 h. Tabulka 6 ilustruje magnetické charakteristiky (indukci pro 800 A/m), naměřené na dokončeném produktu.
Tabulka 6
Kalený pás Nekalený pás
Ocel B800 (mT) B800 (mT)
A 1 830
• ·· 000000 • · · · 0 0 0 • 00 0 0 0
0 0 0 0 0 0
000 ·· 00
B 1 790 1 650
C 1 890 1 630
D 1 920 1 820
E 1 950 1 830
PŘÍKLAD 3
Ostatní menší role z příkladu 2 bez kalení a svinované při teplotě 700 °C byly žíhány při teplotě 1150 °C po dobu 60 s, kaleny prostřednictvím vody a páry při vysokém tlaku dolů na teplotu 150 °C, mořeny a svinovány při teplotě místnosti. Pásy byly potom transformovány na dokončený produkt jako v předcházejícím příkladu. Tabulka 7 znázorňuje podíly martensitu, naměření na svinutých pásech, a příslušné magnetické charakteristiky.
Tabulka 7
Ocel Martensit (%) B800 (mT)
A 12 1 950
B 2 1 700
C 5 1 700
D 8 1 920
E 9 1 920
PŘÍKLAD 4
Pět různých slitin se složením, ilustrovaným v 30
Tabulce 8, bylo přímo odléváno jako pásy 2,2 až 2,4 mm silné
v odlévacím zařízení se dvěma protiběžnými (proti sobě se otáčejícími) válci.
Tabulka 8
A B C D E
Si 3,2 3,3 3 3, 1 3,4
C 0,07 0,06 0,03 0,05 0,07
Mn 0,4 0,06 0, 95 0, 15 0,4
Cu 0,25 0,07 0,4 0,25 0,35
Sn 0,1 - 0,06 - -
Cr 0,03 0,09 0,3 0,02 0,03
Mo 0,1 0,03 0,02 0,03 0,05
Nb 0,03 - 0,02 - 0,01
Ni 0,02 0,03 0,2 0,02 0,03
P - - 0,02 - 0,01
Al 0,03 0,004 0,015 0,028 0,03
Ce 0,01 - - - -
N 0,01 0,007 0,007 0,008 0,008
S 0,01 0,025 0,015 0,007 0,006
Odlité oceli byly přímo válcovány za tepla při teplotě 1150 °C na tloušťku 1,2 mm. Z uvedených svinutých pásů byly vytvořeny menší role. V každém případě byl potom pás dvoufázově žíhán s rychlým ohřevem na teplotu 1170 °C, ochlazením na teplotu 1100 °C a byl kalen na teplotu místnosti s proudy vody a páry (pásy Al, Bl, Cl, Dl, El).
Druhá skupina pásů, podobných předcházejícím, byla žíhána s podobným, tepelným cyklem ale bez kroku kalení (pásy A2 , B2, C2, D2, E2). Všechny pásy byly potom jednofázově válcovány za studená na finální tloušťku 0,29 mm. Pásy potom byly upraveny v kontinuální pokusné lince pro primární rekrystalizaci, nitridování, sekundární rekrystalizaci. Každý pás byl tedy potom upraven následovně:
• v první upravovači zóně (primární rekrystalizace) byly zaváděny teploty 830, 850 a 870 °C ve vlhké atmosféře Ί 0 dusíku a vodíku s poměrem pH2O/pH2 o velikosti 0,60 a na dobu 180 s (z čehož 50 s příslušelo ohřevu na teplotu úpravy) • v druhé upravovači zóně byla prováděna nitridace při teplotě 890 °C ve vlhké atmosféře dusíku a vodíku s poměrem pH2O/pH2 o velikosti 0,09, a s přidáním 30 % objemových čpavku, po dobu 50 s • ve třetí zóně byla prováděna sekundární rekrystalizace při teplotě 1100 °C ve vlhké atmosféře dusíku a vodíku s poměrem pH2O/pH2 o velikosti 0,01 po dobu 50 s.
Po potažení žíhacím separátorem na bázi MgO byly pásy upraveny v pokusné lince žíháním v uzavřeném prostoru (v hrncích) s rychlostí ohřevu kolem 60 °C/h až na teplotu 1200 °C v 50% atmosféře dusíku a vodíku, potom byly podrženy při této teplotě po dobu 3 h v čistém vodíku a ochlazeny na teplotu 800 °C v atmosféře vodíku, a následně na teplotu místnosti v atmosféře dusíku.
Magnetické charakteristiky, naměřené na vzorcích každého z uvedených pásů, byly měřeny jako střední hodnota indukce B800 v mT, a jsou znázorněny v Tabulce 9.
9999 9 · ·9 ·· 9999 ··· · 9 · 9 · · 9
9 999999
99 9 99999 9
999 999 9999
999 999 99 99 99
Tabulka 9
Teplota oduhličování (°C)
Pás 830 850 870
Al 1 890 1 930 1 940
Bl 1 800 1 750 1 590
Cl 1 920 1 940 1 890
Dl 1 930 1 910 1 900
El 1 910 1 920 1 890
A2 1 690 1 730 1 780
B2 1 520 1 540 1 530
C2 1 730 1 780 1 690
D2 1 640 1 540 1 520
E2 1 580 1 630 1 540
Zastupuje :
···· · · ·· ·· ···· ··· · · · · frfr ·
··· frfrfr fr··· •· ··· ··« ·· ·· ··

Claims (8)

  1. PATENTOVÉ NÁROKY
    1. Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny, ve kterém se Si obsahující slitina přímo odlévá jako kontinuální pásy 2,5 až 5 mm silné, za studená válcuje v jednom kroku nebo ve více krocích s vloženým žíháním na finální tloušťku v rozsahu mezi 1 a 0,15 mm, přičemž pásy se potom kontinuálně žíhají pro provedení primární rekrystalizace a následně se žíhají pro provedení orientované sekundární rekrystalizace, vyznačující se tím, že po ztuhnutí pásu a před jeho svinováním se vyvolá přeměna feritu na austenit v kovové základní hmotě na objemový podíl v rozsahu mezi 25 a 60 % nastavením složení slitiny tak, že podíl austenitu se nastaví do stabilní rovnováhy dvou fází, a s odlévacím zařízením přímo 15 válcováním za tepla pasu me dosažení deformace přes 20 1300 °C.
  2. 2. Způsob podle nároku 1
    2Q válcování a svinování se pá
    1200 °C po dobu alespoň 5 s
  3. 3. Způsob podle nároků 1 tloušťka ztuhlého pásu je v se přímo válcovaný pás kalí martensitu v rozsahu mezi 5
  4. 4 . Způsob podle nároků 1 válcováním pásu za studená 1200 °C.
    navazujícím deformováním i dvěma ochlazovanými válci pro v teplotním rozsahu od 1000 do vyznačující se tím, že mezi fází udržuje na teplotě mezi 1100 a až 2, vyznačující se tím, že rozsahu mezi 1,5 a 4,0 mm a potom pro dosažení objemového podílu a 15 %.
    až 3, vyznačující se tím, že před e pás žíhá při maximální teplotě
    9· »·· · • · · • · · • · ··
  5. 5. Způsob podle nároku 4, vyznačující se tím, že po uvedeném žíhání se pás kontinuálně kalí z teploty v rozsahu mezi 750 a 950 °C dolů na teplotu 400 °C za dobu kratší než 12 s.
    5 ...
  6. 6. Způsob podle nároku 1 az 5, vyznačující se tím, ze odlévaná slitina zahrnuje 2,5 až 5,0 % hmotnostních Si, 200 až 1000 ppm C, 0,05 až 0,5 % hmotnostního Mn, 0,07 až 0,5 % hmotnostního Cu, méně než 2 % hmotnostní Cr+Ni+Mo, méně než 30 ppm O, méně než 500 ppm S+Se, 50 až 400 ppm Al, a méně než
    100 ppm N.
  7. 7. Způsob podle nároků 1 až 6, vyznačující se tím, že do slitiny se přidá alespoň prvek zvolený ze skupiny sestávající z Zr, Ti, Ce, B, Ta, Nb, V, Co.
    Ί 5 o
  8. 8. Způsob podle nároku 1 až 6, vyznačující se tím, že do slitiny se přidá alespoň jeden prvek vybraný mezi Sn, Sb, P, Bi.
CZ20031688A 2000-12-18 2001-12-18 Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny CZ20031688A3 (cs)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IT2000RM000677A IT1316030B1 (it) 2000-12-18 2000-12-18 Procedimento per la fabbricazione di lamierini a grano orientato.

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CZ20031688A3 true CZ20031688A3 (cs) 2004-02-18

Family

ID=11455065

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CZ20031688A CZ20031688A3 (cs) 2000-12-18 2001-12-18 Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny

Country Status (16)

Country Link
US (1) US6964711B2 (cs)
EP (1) EP1356126B1 (cs)
JP (1) JP4697841B2 (cs)
KR (1) KR100781839B1 (cs)
CN (1) CN100352952C (cs)
AT (1) ATE289361T1 (cs)
AU (1) AU2002234590A1 (cs)
BR (1) BR0116244B1 (cs)
CZ (1) CZ20031688A3 (cs)
DE (1) DE60108985T2 (cs)
ES (1) ES2238489T3 (cs)
IT (1) IT1316030B1 (cs)
PL (1) PL198248B1 (cs)
RU (1) RU2288959C2 (cs)
SK (1) SK286521B6 (cs)
WO (1) WO2002050315A2 (cs)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SI1752548T1 (sl) * 2005-08-03 2016-09-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Metoda za proizvodnjo magnetnega zrnato usmerjenega jeklenega traku
PL1752549T3 (pl) * 2005-08-03 2017-08-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Sposób wytwarzania taśmy elektrotechnicznej o zorientowanych ziarnach
US7736444B1 (en) * 2006-04-19 2010-06-15 Silicon Steel Technology, Inc. Method and system for manufacturing electrical silicon steel
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.
JP5744575B2 (ja) * 2010-03-29 2015-07-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 複相組織ステンレス鋼鋼板および鋼帯、製造方法
CN102477483B (zh) * 2010-11-26 2013-10-30 宝山钢铁股份有限公司 一种磁性能优良的取向硅钢生产方法
DE102012002642B4 (de) * 2012-02-08 2013-08-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Warmband zur Herstellung eines Elektroblechs und Verfahren hierzu
JP2013181183A (ja) * 2012-02-29 2013-09-12 Jfe Steel Corp 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN102787276B (zh) * 2012-08-30 2014-04-30 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感取向硅钢及其制造方法
CN103805918B (zh) * 2012-11-15 2016-01-27 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感取向硅钢及其生产方法
JP5939156B2 (ja) * 2012-12-28 2016-06-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
US10364477B2 (en) * 2015-08-25 2019-07-30 Purdue Research Foundation Processes for producing continuous bulk forms of iron-silicon alloys and bulk forms produced thereby
DE102015114358B4 (de) * 2015-08-28 2017-04-13 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrobands und kornorientiertes Elektroband
CN109072385A (zh) * 2016-03-15 2018-12-21 科罗拉多州立大学研究基金会 耐腐蚀合金和应用
CN106282761B (zh) * 2016-08-02 2018-06-29 天津市佳利电梯电机有限公司 一种硅钢、制备方法及应用
KR102079771B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-20 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN109593933B (zh) * 2019-01-15 2024-01-23 北京科技大学 一种铸坯自动在线淬火装置及方法
CN112474821B (zh) * 2020-10-29 2023-03-21 江苏延汉材料科技有限公司 一种马氏体不锈钢薄带的板型控制方法
RU2762195C1 (ru) * 2021-03-15 2021-12-16 Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ получения изотропной электротехнической стали

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58117828A (ja) * 1981-12-28 1983-07-13 Nippon Steel Corp 鉄損が低く磁束密度の高いセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法
JPS59208020A (ja) * 1983-05-12 1984-11-26 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
DE69030781T3 (de) * 1989-03-30 2001-05-23 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung kornorientierter Elektrostahlbleche mittels rascher Abschreckung und Erstarrung
JPH0372027A (ja) * 1989-08-11 1991-03-27 Nippon Steel Corp 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3310004B2 (ja) * 1991-12-26 2002-07-29 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2826005B2 (ja) * 1991-12-26 1998-11-18 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法
JPH05295440A (ja) * 1992-04-22 1993-11-09 Nippon Steel Corp 急冷凝固薄鋳片を用いた一方向性電磁鋼板の製造方法
US5288736A (en) * 1992-11-12 1994-02-22 Armco Inc. Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction
US5643370A (en) * 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
IT1285153B1 (it) * 1996-09-05 1998-06-03 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, a partire da bramma sottile.
US5702539A (en) * 1997-02-28 1997-12-30 Armco Inc. Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel
DE19807122C2 (de) * 1998-02-20 2000-03-23 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von nichtkornorientiertem Elektroblech
CN1101482C (zh) * 1998-04-08 2003-02-12 川崎制铁株式会社 罐用钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US6964711B2 (en) 2005-11-15
RU2288959C2 (ru) 2006-12-10
ES2238489T3 (es) 2005-09-01
DE60108985D1 (de) 2005-03-24
ITRM20000677A1 (it) 2002-06-18
WO2002050315A2 (en) 2002-06-27
JP2004526862A (ja) 2004-09-02
KR100781839B1 (ko) 2007-12-03
US20050115643A1 (en) 2005-06-02
ATE289361T1 (de) 2005-03-15
EP1356126B1 (en) 2005-02-16
CN100352952C (zh) 2007-12-05
PL198248B1 (pl) 2008-06-30
SK7562003A3 (en) 2003-10-07
PL362325A1 (en) 2004-10-18
BR0116244B1 (pt) 2010-07-13
BR0116244A (pt) 2004-02-25
JP4697841B2 (ja) 2011-06-08
EP1356126A2 (en) 2003-10-29
ITRM20000677A0 (it) 2000-12-18
CN1481445A (zh) 2004-03-10
KR20030076993A (ko) 2003-09-29
DE60108985T2 (de) 2006-04-13
AU2002234590A1 (en) 2002-07-01
RU2003122338A (ru) 2005-01-10
SK286521B6 (sk) 2008-12-05
WO2002050315A3 (en) 2002-08-15
IT1316030B1 (it) 2003-03-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CZ20031688A3 (cs) Způsob výroby pásů z elektrotechnické Fe-Si oceli s orientovanými zrny
EP2470679B1 (en) Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip
KR100441234B1 (ko) 높은체적저항률을갖는결정립방향성전기강및그제조방법
JP2004526862A5 (cs)
JP2009503264A (ja) 方向性電磁鋼ストリップの製造方法
EP1356127B9 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strips
PL182835B1 (pl) Sposób wytwarzania z cienkich wlewków elektrotechnicznych, teksturowanych taśm stalowych
JP2001520311A5 (cs)
US7198682B2 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel
EP1313886B1 (en) Process for the control of inhibitors distribution in the production of grain oriented electrical steel strips
EP0966548B1 (en) Process for the inhibition control in the production of grain-oriented electrical sheets