CZ295507B6 - Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely - Google Patents

Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely Download PDF

Info

Publication number
CZ295507B6
CZ295507B6 CZ19992308A CZ230899A CZ295507B6 CZ 295507 B6 CZ295507 B6 CZ 295507B6 CZ 19992308 A CZ19992308 A CZ 19992308A CZ 230899 A CZ230899 A CZ 230899A CZ 295507 B6 CZ295507 B6 CZ 295507B6
Authority
CZ
Czechia
Prior art keywords
annealing
nitriding
steel
strip
comprised
Prior art date
Application number
CZ19992308A
Other languages
English (en)
Other versions
CZ230899A3 (cs
Inventor
Stefano Fortunati
Stefano Cicale
Giuseppe Abbruzzese
Susanna Matera
Original Assignee
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 Acciai Speciali Terni S. P. A. filed Critical Acciai Speciali Terni S. P. A.
Publication of CZ230899A3 publication Critical patent/CZ230899A3/cs
Publication of CZ295507B6 publication Critical patent/CZ295507B6/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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • 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

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)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Photovoltaic Devices (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely, ve kterém se křemíková ocel kontinuálně odlévá, válcuje za tepla, válcuje za studena, přičemž takto získaný pás válcovaný za studena se kontinuálně žíhá, aby se provedla primární rekrystalizace a, případně, oduhličování, potahuje se žíhacím odlučovačem, žíhá pro sekundární rekrystalizaci a nitriduje před uvedeným potažením a kroky sekundárního žíhání. Válcováním za tepla se válcuje plech mající inhibiční hladinu (Iz), potřebnou pro řízení růstu krystalů a vypočítanou podle empirického vzorce Iz = 1,91 Fv/r, kde Fv je objemový podíl sraženin, zejména nitridů a sulfidů, a r je jejich střední poloměr, nacházející se v intervalu mezi 400 a 1300 cm.sup.-1.n., přičemž tato inhibiční hladina se dosahuje prostřednictvím provedení vyrovnávací tepelné úpravy na kontinuálně odlévané oceli. Kontinuální žíhání pro primární rekrystalizaci pásu válcovaného za studena se provádí při teplotě nacházejí se v intervalu mezi 800 a 950 .degree.C ve vlhké dusíkové-vodíkové atmosféře. Nitridační žíhání se provádí kontinuálně při teplotě nacházející se v intervalu mezi 850 a 1050 .degree.C po dobu nacházející se v intervalu mezi 5 a 120 sekundami ve vlhké nitridační atmosféře.ŕ

Description

(57) Anotace:
Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely, ve kterém se křemíková ocel kontinuálně odlévá, válcuje za tepla, válcuje za studená, přičemž takto získaný pás válcovaný za studená se kontinuálně žíhá, aby se provedla primární rekrystalizace a, případně, oduhličování, potahuje se žíhacím odlučovačem, žíhá pro sekundární rekrystalizaci a nitriduje před uvedeným potažením a kroky sekundárního žíhání. Válcováním za tepla se válcuje plech mající inhibiční hladinu (Iz), potřebnou pro řízení růstu krystalů a vypočítanou podle empirického vzorce Iz = 1,91 Fv/r, kde Fv je objemový podíl sraženin, zejména nitridů a sulfidů, a r je jejich střední poloměr, nacházející se v intervalu mezi 400 a 1300 cm'1, přičemž tato inhibiční hladina se dosahuje prostřednictvím provedení vyrovnávací tepelné úpravy na kontinuálně odlévané oceli. Kontinuální žíhání pro primární rekrystalizaci pásu válcovaného za studená se provádí při teplotě nacházejí se v intervalu mezi 800 a 950 °C ve vlhké dusíkové-vodíkové atmosféře. Nitridační žíhání se provádí kontinuálně při teplotě nacházející se v intervalu mezi 850 a 1050 °C po dobu nacházející se v intervalu mezi 5 a 120 sekundami ve vlhké nitridační atmosféře.
Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely
Oblast techniky
Předkládaný vynález se týká způsobu úpravy křemíkové oceli pro elektrotechnické účely, ve kterém se křemíková ocel kontinuálně odlévá, válcuje za tepla, válcuje za studená, přičemž takto získaný pás válcovaný za studená se kontinuálně žíhá, aby se provedla primární rekrystalizace a, případně, oduhličování, potahuje se žíhacím odlučovačem, žíhá pro sekundární rekrystalizaci a nitriduje před uvedeným potažením a kroky sekundárního žíhání.
Dosavadní stav techniky
Křemíková ocel s orientovanými krystaly pro elektrotechnické aplikace je obecně klasifikována do dvou kategorií v zásadě se lišících hodnotou magnetické indukce měřené pod vlivem magnetického pole o velikosti 800 As/m, přičemž tento parametr je označován jako „B800“. Běžná křemíková ocel s orientovanými krystaly má hodnoty B800 menší než 1890 mT; ocel s orientovanými krystaly a s vysokou permeabilitou má hodnoty B800 vyšší než 1900 mT. Další dělení existuje podle tak zvaných ztrát v jádře, které jsou vyjádřeny ve W/kg.
Běžná křemíková ocel s orientovanými krystaly, zavedená ve třicátých letech, a křemíková ocel s vysoce orientovanými krystaly, zavedená průmyslově v druhé polovině šedesátých let, jsou především používány pro výrobu jader elektrických transformátorů. Výhody vysoce orientovaného produktu, které jsou představovány jeho vyšší permeabilitou, spočívají v tom, že jsou možná jádra menších rozměrů a jsou umožněny menší ztráty, což má za následek úspory energie.
Permeabilita elektrotechnických ocelových plechů je funkcí orientace prostorově středěných krychlových krystalů (zrn) železa, přičemž nej lepší teoretická orientace je taková, ve které je jeden roh krychle paralelní se směrem válcování.
Určité vhodně vysrážené produkty (inhibitory), tak zvané druhé fáze, omezují hybnost hranic zrn (krystalů). Jejich použití umožňuje dosažení selektivního růstu pouze těch krystalů, které mají požadovanou orientaci. Čím vyšší je teplota rozpouštění v oceli těchto sraženin (precipitátů), tím větší je jednotnost orientace a tím lepší jsou magnetické charakteristiky finálního produktu.
V oceli s orientovanými krystaly inhibitor sestává převážně ze sulfidů a/nebo selenidů manganu, zatímco v oceli s vysoce orientovanými krystaly je inhibice dosahováno prostřednictvím množství sraženin zahrnujících uvedené sulfidy a hliník ve formě nitridu, rovněž ve směsi s dalšími prvky, který je v současnosti označován jako nitrid hliníku.
Ovšem při výrobě oceli s orientovanými krystaly a s vysoce orientovanými krystaly jsou v průběhu tuhnutí kapalné oceli a následného chladnutí výsledné tuhé hmoty inhibitory vysráženy v hrubé formě, která je nevhodná pro požadované účely. Musí být tudíž opětovně rozpuštěny a opětovně vysráženy ve správné formě a musí být udržovány v tomto stavu až do okamžiku, ve kterém jsou dosaženy krystaly požadované velikosti a orientace, ve finální žíhací fázi po válcování za studená na požadovanou finální tloušťku a oduhličovací žíhání, to jest na konci složitého a nákladného procesu transformace.
Je zcela zjevné, že výrobní problémy, které se v zásadě týkají obtížnosti dosažení dobrých výtěžností a konstantní kvality, jsou do značné míry způsobovány potřebnými opatřeními, která musí být provedena pro udržení inhibitorů v požadované formě a rozložení během celého procesu transformace oceli.
V případě vysoce orientovaného produktu byla pro omezení těchto problémů vyvinuta nová technologie, jak je popsáno například ve spisech US 4 225 366 a v EP 0 339 474, přičemž tyto doku
-1 CZ 295507 B6 menty popisují vytváření nitridu hliníku, vhodného pro řízení růstu krystalů, prostřednictvím nitridování pásu výhodně po kroku válcování za studená.
V posledně uvedeném dokumentu je nitrid hliníku, který je hrubě vysrážen během pomalého tuhnutí a následném ochlazování oceli, udržován v tomto stavu prostřednictvím nízké teploty použité pro ohřev pásů (to jest nižší než 1280 °C, výhodně nižší než 1250 °C) před krokem válcování za tepla. Po oduhličovacím žíhání je k plechu přiveden dusík (v podstatě do těsné blízkosti jeho čelních ploch), který potom reaguje, čímž se převážně v povrchových vrstvách pásu vytvářejí nitridy křemíku a nitridy manganu a křemíku, které mají relativně nízkou teplotu rozpouštění a které jsou rozpouštěny během ohřívací fáze ve finálním žíhání v hrncích. Takovýmto způsobem uvolněný dusík může nyní hluboce pronikat plechem a může reagovat s hliníkem, který je tak opětovně vysrážen v jemné a homogenní formě v celé tloušťce pásu jako míchaný nitrid hliníku a křemíku. Tento proces vyžaduje trvalé udržování materiálu na teplotě 700 až 800 °C po dobu alespoň čtyř hodin. Ve shora zmiňovaném evropském patentovém spisu je uvedeno, že teplota přivádění dusíku musí být blízká oduhličovací teplotě (přibližně 850 °C) a za všech okolností určitě ne vyšší než 900 °C, aby se tak zabránilo neřízenému růstu krystalů vzhledem k nepřítomnosti vhodných inhibitorů. Ve skutečnosti se jako optimální nitridační teplota jeví 750 °C, zatímco 850 °C reprezentuje horní limit, aby se zabránilo takovémuto neřízenému růstu.
Tento postup s sebou zdánlivě nese určité výhody, jako jsou relativně nízké teploty ohřevu desek před válcováním za tepla, nebo relativně nízké teploty oduhličování a nitridování; další výhoda spočívá ve skutečnosti, že se zde nezvyšují náklady na výrobu při udržování pásu v průběhu žíhání v hrncích při teplotě mezi 700 a 800 °C po dobu alespoň čtyř hodin (s cílem dosažení míchaných nitridů hliníku a křemíku, potřebných pro řízení růstu krystalů), neboť doba vyžadovaná pro ohřev pecí pro žíhání v hrncích je přibližně stejná.
Ovšem spolu s výše uvedenými výhodami má tento postup rovněž velké množství nevýhod. Mezi tyto nevýhody především patří: (i) téměř úplná nepřítomnost sraženin bránících růstu krystalů v důsledku nízké teploty ohřevu desek; následně jakýkoliv ohřev pásu, to jest v průběhu procesů oduhličování a nitridování, musí být prováděn při relativně nízkých a velmi přesně řízených teplotách, aby se tak zabránilo neřízenému růstu krystalů ze výše uvedených podmínek; (ii) je nemožné zavést ve finálních žíháních jakékoliv opatření, které by mohlo urychlit doby ohřevu; například prostřednictvím nahrazení pecí pro žíhání v hrncích jinými pecemi pracujícími kontinuálně.
Podstata vynálezu
Předkládaný vynález si klade za cíl překonání nevýhod známých výrobních systémů prostřednictvím navržení nového způsobu umožňujícího uvnitř optimálních limitů řídit velikost krystalů primární krystalizace a současně umožňujícího provádět vysokoteplotní nitridační reakci umožňující korekci celkového obsahu využitelných inhibitorů až na potřebné hodnoty přímo v průběhu kontinuálního žíhání.
Podle předkládaného vynálezu je kontinuálně odlévaná deska zahřívána na teplotu dostatečnou pro rozpuštění omezeného, ale podstatného, množství obsažené druhé fáze, jako jsou sulfidy a nitridy, které jsou potom opětovně vysráženy způsobem vhodným pro řízení růstu krystalů až do oduhličovacího žíhání. V průběhu další vysokoteplotní úpravy během stejného kontinuálního žíhání je vysrážen další hliník vázaný na dusík, aby se upravilo celkové množství druhé fáze pro požadovanou orientaci krystalů v průběhu sekundární rekrystalizace.
Podle předkládaného vynálezu je tedy navržen způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely, ve kterém se křemíková ocel kontinuálně odlévá, válcuje za tepla, válcuje za studená, přičemž takto získaný pás válcovaný za studená se kontinuálně žíhá, aby se provedla primární rekrystalizace a, případně, oduhličování, potahuje se žíhacím odlučovačem, žíhá pro sekundární rekrystali
-2CZ 295507 B6 zaci a nitriduje před uvedeným potažením a kroky sekundárního žíhání, přičemž podstata vynálezu spočívá v tom, že (i) válcováním za tepla se válcuje plech mající inhibiční hladinu (Iz), potřebnou pro řízení růstu krystalů a vypočítanou podle empirického vzorce
Iz = 1,91 Fv/r kde Fv je objemový podíl sraženin, zejména nitridů a sulfidů, ar je jejich střední poloměr, nacházející se v intervalu mezi 400 a 1300 cm1, přičemž tato inhibiční hladina se dosahuje prostřednictvím provedení vyrovnávací tepelné úpravy na kontinuálně odlévané oceli;
(ii) kontinuální žíhání pro primární rekrystalizaci pásu válcovaného za studená se provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 800 a 950 °C ve vlhké dusíkově-vodíkové atmosféře;
(iii) nitridační žíhání se provádí kontinuálně při teplotě nacházející se v intervalu mezi 850 a 1050 °C po dobu nacházející se v intervalu mezi 5 a 120 sekundami ve vlhké 15 nitridační atmosféře.
Výhodně se uvedená vyrovnávací tepelná úprava provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 1100 a 1320 °C na kontinuálně odlévané oceli.
Výhodně se uvedená tepelná úprava provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 1270 al310°C.
Výhodně se oduhličovací úprava provádí v průběhu primárního rekrystalizačního žíhání.
Výhodně nitridační atmosféra obsahuje NH3 v množství nacházejícím se v intervalu mezi 1 a 35 standardními litry na kg upravovaného pásu.
Výhodně nitridační atmosféra obsahuje NH3 v množství nacházejícím se v intervalu mezi 1 a 9 standardními litry na kg upravovaného pásu.
Výhodně nitridační atmosféra obsahuje páru v množství nacházejícím se v intervalu mezi 0,5 a 100 g/m3.
Výhodně se teplota oduhličování nachází v intervalu mezi 830 a 880 °C, zatímco nitridační žíhání se provádí při teplotě rovnající se nebo větší než 950 °C.
Výhodně se obsah hliníku v oceli nachází v intervalu mezi 0,015 a 0,045 % hmotn.
Výhodně se ohřev pásu z teploty 700 °C na teplotu 1200 °C v průběhu sekundární rekrystalizační úpravy provádí v časovém intervalu mezi 2 a 10 hodinami.
Výhodně je doba ohřevu pásu z teploty 700 °C na teplotu 1200 °C kratší než 4 hodiny.
Kromě toho by mělo být uvedeno, že není nezbytné provádět nitridační úpravu po primární rekrystalizaci: tato úprava může být rovněž provedena během dalších kroků transformačního procesu vrstveného materiálu po kroku válcování za studená.
Samozřejmě, že zbývající část transformačního cyklu je prováděna podle specifických variant v závislosti na požadovaném finálním produktu; tyto varianty nebudou uváděny v tomto popisu, pokud to nebude nezbytné pro účely vysvětlení.
Předkládaný vynález umožňuje, nezávisle na požadovaném finálním produktu, pracovat při méně přísném teplotním řízení a ještě přitom dosáhnout v primární rekrystalizaci krystaly s optimálními rozměry pro dosažení finální kvality; vynález rovněž umožňuje dosáhnout přímého vysokoteplotního vysrážení hliníku ve formě nitridu v průběhu nitridaěního žíhacího kroku.
Základ předkládaného vynálezu může být vysvětlen následovně. Je považováno za nezbytné udržet určité množství inhibitoru v oceli až do kroku kontinuálního nitridaěního žíhání; přičemž toto množství by nemělo být zanedbatelné a mělo by být vhodné pro řízení růstu krystalů, což by umožňovalo pracovat při relativně vysokých teplotách, čímž by se současně bránilo riziku neřízeného růstu krystalů s vážnými výpadky ve výtěžnosti a v magnetických kvalitách.
Toto může být dosaženo několika způsoby během výrobního cyklu předcházejícího kroku válcování za studená, například kombinováním (a) přesného výběru složení prvků potřebných pro vysrážení sulfidů, selenidů a nitridů, jako je S, Se, N, Mn, Cu, Cr, Ti, V, Nb, B a podobně, a nebo prvků, které, když jsou přítomné v tuhém roztoku, mohou ovlivnit pohyb hranic krystalů v průběhu tepelných úprav, jako je Sn, Sb, Bi a podobně, společně s (b) použitým typem a variantou odlévání, teplotou odlévaných těles před krokem válcování za tepla, teplotou samotného kroku válcování za tepla, teplotního cyklu pásů válcovaných za tepla případně horkého žíhání.
Nezávisle na způsobu jejich výroby musí finální pásy vykazovat využitelnou inhibiční hladinu uvnitř dobře definovaného rozsahu: na základě rozsáhlých experimentů prováděných laboratorně a také na průmyslových zařízeních, definovaly předkladatelé vynálezu tento rozsah tak, že zahrnuje interval mezi 400 a 1300 cm'1 (jak je uvedeno v příkladu 1 níže).
V průběhu uvedených experimentů bylo rovněž zjištěno, že celková inhibiční hodnota umožňující dosažení nej lepších magnetických vlastností závisí, případ od případu, na rozložení velikosti krystalů, vytvořeném v průběhu primární rekrystalizace: čím vyšší je střední velikost krystalů a čím nižší je standardní odchylka rozložení velikosti, tím menší je inhibiční hladina potřebná pro řízení růstu krystalů.
Ve specifickém případě předkládaného vynálezu je řízení sraženin dosaženo prostřednictvím udržování teploty desky dostatečně vysoké pro rozpuštění podstatného množství inhibitorů, ale současně dostatečně nízké pro zabránění tvorby kapalné strusky, čímž se zamezuje potřebě nákladných speciálních pecí.
Inhibitory, jakmile jsou jemně opětovně vy sráženy po procesu válcování za tepla, umožňují vyhnout se rozsáhlému řízení a kontrole upravovačích teplot; tyto inhibitory rovněž umožňují zvýšit nitridační teplotu až na úroveň potřebnou pro přímé vysrážení hliníku ve formě nitridu, a zvýšit rychlost pronikání a difúze dusíku do plechu.
Druhé fáze přítomné v matrici působí jako zárodky pro uvedené vysrážení indukované prostřednictvím difúze že dusíku, přičemž rovněž umožňují dosáhnout mnohem jednotnějšího rozložení absorbovaného dusíku v celé tloušťce plechu.
Způsob podle předkládaného vynálezu bude nyní ilustrován v následujících příkladech pouze příkladným a neomezujícím způsobem ve spojení sodkazy na připojené výkresy.
-4CZ 295507 B6
Přehled obrázků na výkresech
Obr. 1 je třírozměrný diagram pro typický oduhličený pás, ve kterém jsou znázorněny následující údaje: (i) osa x: typ sraženin; (ii) osa y: velikost rozložení sraženin; (iii) osa z: procentní množství výskytu sraženin podle relativních rozměrů; střední poloměr různých skupin sraženin je reprezentován jako „D“ nad rovinou x-z;
Obr. 2a je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 1 pro typický pás, který byl nitridován při nízké teplotě podle známých technik, a týká se situace sraženin v povrchových vrstvách pásu;
Obr. 2b je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 2a, který se ale týká typického pásu, který byl nitridován při teplotě 1000 °C podle předkládaného vynálezu;
Obr. 3a je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 2a pro typický pás, který byl nitridován při nízké teplotě podle známých technik, a týká se situace sraženin v 1/4 tloušťky pásu;
Obr. 3b je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 3a, který se ale týká typického pásu, který byl nitridován při teplotě 1000 °C podle předkládaného vynálezu;
Obr. 4a je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 2a pro typický pás, který byl nitridován při nízké teplotě podle známých technik, a týká se situace sraženin v 1/2 tloušťky pásu;
Obr. 4b je diagram podobný diagramu znázorněnému na obr. 4a, který se ale týká typického pásu, který byl nitridován při teplotě 1000 °C podle předkládaného vynálezu;
Obr.5 znázorňuje: (i) na obr. 5b typický aspekt a rozměry sraženin získaných podle známého nitridaěního procesu pásů křemíkové oceli pro magnetické účely; (ii) na obr. 5 a obraz elektronické difrakce pro obr. 5b; (iii) na obr. 5c EDS spektrum a koncentraci kovových prvků sraženin podle obr. 5b, přičemž se zde špička pro měď týká podkladu použitého pro odraz;
Obr. 6 je analogický k obr. 5, ale týká se sraženin získaných podle předkládaného vynálezu, přičemž se na obr. 6c špička pro měď týká podkladu použitého pro odraz.
Příklady provedení vynálezu
Příklad 1
Za účelem stanovení účinku inhibice probíhající před krokem nitridování bylo podle zcela průmyslového cyklu a rovněž podle míchaného průmyslového-laboratomího cyklu upraveno množství ocelových plechů jednofázově válcovaných za studená, které se lišily složením a/nebo podmínkami odlévání a/nebo teplotou ohřevu desek a/nebo podmínkami válcováníza tepla.
Inhibice byla stanovena podle známého empirického vzorce
Iz= 1,91 Fv/r
-5CZ 295507 B6 kde Iz je hodnota v cm'1, která reprezentuje inhibiční hladinu, Fv je objemový podíl využitelných sraženin vyhodnocených chemickou analýzou, a r je střední poloměr částic sraženin, vyhodnocený měřením sraženin pod mikroskopem na základě 300 sraženin na vzorek.
Další stanovení bylo provedeno pro ekvivalentní poloměr krystalů (Deq) po oduhličovacím žíhání a primární rekrystalizaci a rovněž po nitridačním kroku; rovněž byla vypočítána standardní odchylka pro měření rozložení velikosti. Transformační cyklus byl dokončen žíháním v hrncích za standardních podmínek (progresivní ohřev až na teplotu 1200 °C s rychlostí ohřevu 20 °C/hodinu, a udržování této teploty po dobu 20 hodin).
Výsledky jsou uvedeny v tabulce 1 níže.
Tabulka 1
Vzorek Iz (cm'1) Oduhličení Deq, 850 °C 180 s E Nitridování Deq, 970 °C 30 s E B800 (mT)
a 188 27,1 0,5 37,0 0,62 1540
b 250 25,6 0,48 34,2 0,59 1620
c 440 23,5 0,53 27,4 0,58 1870
d 660 22,2 0,52 26,0 0,54 1940
e 830 18,3 0,53 24,0 0,58 1910
f 620 24,0 0,49 28,4 0,53 1940
g 1015 15,3 0,51 20,2 0,52 1890
h 1420 12,0 0,48 30,1 0,75 1550
i 2700 8,2 0,44 11,2 0,61 1830
J 2010 9,5 0,45 13,2 0,65 1580
Z výsledků uvedených v této tabulce a rovněž z dalších experimentů může být vysledováno, že správná inhibice pro účely předkládaného vynálezu je přítomná v rozsahu hodnot v intervalu mezi 400 a 1300 cm'1.
Příklad 2
Za účelem ověření účinnosti pronikání nitridačního procesu, prováděného při vysoké teplotě podle předkládaného vynálezu, byla křemíková ocel (zahrnující Si 3,05 % hmotn., Al(s) 0,032 % hmotn., Mn 0,075 % hmotn., S 0,007 % hmotn:, C 0,04 % hmotn., N 0,0075 % hmotn., Cu 0,1 % hmotn.) kontinuálně odlévána na licím zařízení pro odlévání tenkých desek (tloušťka desek 60 mm); desky byly zahřívány na teplotu 1230 °C a válcovány za tepla; pás válcovaný za tepla byl žíhán při maximální teplotě 1100 °C a válcován za studená na tloušťku 0,25 mm. Tento pás válcovaný za studená byl oduhličován při teplotě 850 °C a potom nitridován za různých podmínek teploty a složení nitridační atmosféry (s obsahem NH3).
Takto získané pásy byly potom rozděleny do dvou skupin a alternativně upraveny podle jednoho ze dvou cyklů žíhání v hrncích, jak je uvedeno v tabulce 2.
Následující tabulky 3, 4 a 5 jsou souhrnem dosažených výsledků podle předkládaného vynálezu na výše popisovaném produktu obsahujícím zpočátku 0,012 % hmotn. AI ve formě nitridu; přesněji sloupec 1 specifikuje nitridační teploty; sloupec 2 uvádí množství (% hmotn.) dusíku přidávaného k pásu (Ni); sloupec 3 znázorňuje celkové množství hliníku zjištěného ve formě nitridu (A1N) po úpravách; sloupec 4 ukazuje množství A1N vysráženého po nitridační úpravě; sloupec 5 znázorňuje množství dusíku přidaného do centrální části plechu (Nc), měřené při odstranění 25 % tloušťky plechu na každé čelní ploše; sloupec 6 uvádí střední poloměr (D), měřený
-6CZ 295507 B6 v mikrometrech, krystalů po primární rekrystalizací; sloupce 7 a 8 uvádějí magnetickou permeabilitu pásů vyrobených podle cyklu A respektive B z tabulky 1.
Tabulka 2
Cyklus Doba ohřevu při 750 °CH2/N2(3:1) s 20 g/1 H2O Doba ohřevu od 750 °C do 1200 °C H2/N2(3:l) Doba udržování na 1200 °C (100% H2) Doba ochlazování z 1200 °C na 800 °C
A 10 hodin 35 hodin 20 hodin 4 hodiny
B 10 hodin 2,5 hodiny 20 hodin 4 hodiny
Tabulka 3 (nízký nitridační výkon)
Nitridační teplota, °C Η A1N AlNn Nc D B800 (mT) A B800 (mT) B
650 22*1 θ'4 120*10·4 0 0 18 1610 1520
750 44*10-4 130*10'4 10*10-4 0 21 1905 1580
850 92*104 180*10'4 60*10'4 10*10'4 20 1920 1930
950 75*10-4 230*10'4 100*10-4 30*10'4 24 1940 1920
1000 54*10'4 240*10'4 120*10-4 30*10'4 20 1925 1930
Tabulka 4 (střední nitridační výkon)
Nitridační teplota, °C Ni A1N AlNn Nc D B800 (mT) A B800 (mT) B
650 65*10'4 120*10'4 0 0 19 1870 1580
750 152*10'4 140*10'4 20*10-4 10*10'4 20 1910 1720
850 237*10·4 210*10-4 90*10-4 30*10-4 18 1905 1920
950 155*10'4 290*10'4 170*10'4 50*10'4 24 1920 1930
1000 119*10'4 300*10'4 180*10'4 55*10'4 28 1935 1930
Tabulka 5 (vysoký nitridační výkon)
Nitridační teplota, °C Ni A1N AlNn Nc D B800 (mT) A B800 (mT) B
650 115*10'4 120*10'4 0 0 18 1880 1660
750 284*10'4 150*10-4 30*10'4 20*10'4 19 1870 1805
850 395*10'4 230*10'4 10*10'4 40*10'4 18 1890 1930
950 255*10'4 310*10'4 190*10'4 60*10-4 22 1920 1935
1000 195*10'4 310*10'4 190*10'4 70*10'4 25 1925 1930
Z tabulek znázorněných výše lze snadno vypozorovat, že při postupu podle předkládaného vynálezu je možné: (a) dosáhnout optimálních rozměrů primárních krystalů pro další řízení sekundární krystalizace, (b) dosáhnout dobrého pronikání dusíku do centrální části plechu, (c) dosáhnout rychlého, při kontinuálním žíhání, vysrážení nitridu hliníku v průběhu nitridačního kroku; tato posledně uvedená skutečnost je ověřena dobrými výsledky dosaženými při nitridování při vysoké teplotě a dalším zpracování podle cyklu B.
Příklad 3
Ocelové desky (zahrnující: Si 3,2 % hmotn., C 0,032 % hmotn., Al(s) 0,029 % hmotn., N 0,008 % hmotn., Mn 0,13 % hmotn., S 0,008 % hmotn.) byly vyráběny prostřednictvím kontinuálního odlévání a dále byly zahřívány až na teplotu 1300 °C podle předkládaného vynálezu, válcovány za tepla a válcovány za studená na různé tloušťky. Vrstvené materiály válcované za studená byly potom oduhličovány kontinuálním postupem a nitridovány podle předkládaného vynálezu při teplotě 970 °C prostřednictvím nastavení nitridačního výkonu atmosféry pece tak, aby ocel mohla absorbovat od 0,004 do 0,009 % hmotn. dusíku. Pásy byly potom žíhány v hrncích při teplotě 1200 °C s rychlostí ohřevu 40 °C/hodinu.
Získané magnetické vlastnosti [B800 v mT a ztráty v jádře ve W/kg při 1700 (P17) a 1500 mT (Pl 5)] jako funkce tloušťky jsou uvedeny v následující tabulce 6:
Tabulka 6
Tloušťka (mm) B800 P17 P15
0,35 1860 1,35 0,96
0,3 1872 1,21 0,82
0,27 1870 1,13 0,77
0,23 1876 0,97 0,56
Příklad 4
Byla vyrobena ocel (zahrnující: Si 3,15 % hmotn., C 0,034 % hmotn., Al (s) 0,027 % hmotn., N 0,008 % hmotn., Mn 0,13 % hmotn., S 0,01 % hmotn., Cu 0,1 % hmotn.) a transformována za studená podle předkládaného vynálezu v pásu s tloušťkou 0,29 mm. Parametry procesu byly voleny tak, aby se dosáhlo inhibiční hladiny (jak je definována v příkladu 1) s hodnotou v intervalu mezi 650 a 750 cm’1. Tento vrstvený materiál byl oduhličován při teplotě 850 °C a nitridován buď při nízké teplotě podle běžného postupu (770 °C během 30 sekund) nebo podle předkládaného vynálezu (1000 °C po dobu 30 sekund); v obou případech byla použita nitridační atmosféra, která sestávala z dusíku/vodíku s příměsí NH3. Produkty prošly finálním žíháním podle cyklu B, jak je uvedeno v příkladu 2. Dosažené výsledky jsou uvedeny v tabulce 7 společně s dalšími analytickými údaji (vyjádřenými v % hmotn.), jmenovitě s celkovým obsahem dusíku (Nt), celkovým obsahem dusíku ve středu plechu (Ntc), a s obsahem hliníku ve formě nitridu (A1N) po nitridačním kroku.
Tabulka 7
Nitridační teplota, °C Nt Ntc A1N B800 (mT) P17 (W/kg) P15 (W/kg)
700 282* 10'4 125* 10'4 180*10'4 1805 1,42 0,9
1000 264*10’4 188*10’4 280*10’4 1910 1,01 0,73
-8CZ 295507 B6
Tyto pásy byly rovněž analyzovány za účelem stanovení stavu vysrážení v různých hloubkách podle tloušťky pásu.
Jak je znázorněno na obr. 1 sraženiny přítomné v oduhličeném pásu obsahují sulfidy, rovněž smíchané s nitridy a s nitridy na bázi Al a Si.
Na obr. 2, obr. 3, obr. 4 jsou porovnávány různé sraženiny získané po nitridačním kroku, v povrchových vrstvách v 1/4 tloušťky respektive v 1/2 tloušťky při teplotě 1000 °C (viz obr. 2b, obr. 3b a obr. 4b) a při teplotě 770 °C (viz obr. 2a, obr. 3a a obr. 4a).
Jak je znázorněno na obrázcích, je v případě vysokoteplotního nitridačního procesu podle předkládaného vynálezu dosaženo tvorby nitridu hliníku nebo míchaných nitridů hliníku a/nebo křemíku a/nebo manganu podél celé tloušťky pásu; tyto produkty jsou vytvářeny jako nové sraženiny nebo jako potah již existujících sraženin sulfidů, zatímco nitrid křemíku je téměř nepřítomný. Samozřejmě, že ve srovnání s pásem podle obr. 1 jsou množství částic a vzájemná rozložení velikostí různá.
Naproti tomu, pokud je nitridační proces prováděn při nízké teplotě, viz obr. 2a, obr. 3a a obr. 4a, vysráží se přivedený dusík převážně, daleko od středu pásu, ve formě nitridů křemíku a křemíkumanganu; tyto sloučeniny, dobře známé jako nestabilní z hlediska teploty, musí nicméně projít dlouhou úpravou v teplotním rozsahu od 700 do 900 °C, aby se rozpustily a uvolnily dusík potřebný pro difúzi a reakci s hliníkem.
Obr. 5 a obr. 6 již popisované v předcházejících 25 odstavcích, potvrzují analytickými a difrakčními údaji záběry prezentované výše ve spojení s obr. 2 až obr. 4, přesněji obrazy elektronické difrakce potvrzují pro produkt upravený při nízké teplotě, že sraženiny mají krystalografickou strukturu typu SiN3 s hcp a = 0,5542 nm, C = 0,496 nm, zatímco v případě produktu upraveného při teplotě 1000 °C podle předkládaného vynálezu difrakce potvrzuje strukturu sraženin typu A1N s hcp a = 0,311 nm, c = 0,499 nm. Navíc obrazy v oblasti světla podle obr. 5b a obr. 6b zjevně ukazují odlišné struktury a rozměry sraženin získaných podle známé techniky a podle předkládaného vynálezu.

Claims (11)

  1. PATENTOVÉ NÁROKY
    1. Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely, ve kterém se křemíková ocel kontinuálně odlévá, válcuje za tepla, válcuje za studená, přičemž takto získaný pás válcovaný za studená se kontinuálně žíhá, aby se provedla primární rekrystalizace a, případně, oduhličování, potahuje se žíhacím odlučovačem, žíhá pro sekundární rekrystalizaci a nitriduje před uvedeným potažením a kroky sekundárního žíhání, vyznačující se tím, že (i) válcováním za tepla se válcuje plech mající inhibiční hladinu (Iz), potřebnou pro řízení růstu krystalů a vypočítanou podle empirického vzorce
    Iz = 1,91 Fv/r kde Fv je objemový podíl sraženin, zejména nitridů a sulfidů, a r je jejich střední poloměr, nacházející se v intervalu mezi 400 a 1300 cm'1, přičemž tato inhibiční hladina se dosahuje prostřednictvím provedení vyrovnávací tepelné úpravy na kontinuálně odlévané oceli;
    (ii) kontinuální žíhání pro primární rekrystalizaci pásu válcovaného za studená se provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 800 a 950 °C ve vlhké dusíkové-vodíkové atmosféře;
    -9CZ 295507 B6 (iii) nitridační žíhání se provádí kontinuálně při teplotě nacházející se v intervalu mezi 850 a 1050 °C po dobu nacházející se v intervalu mezi 5 a 120 sekundami ve vlhké nitridační atmosféře.
  2. 2. Způsob podle nároku 1, vyznačuj ící se tím, že uvedená vyrovnávací tepelná úprava se provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 1100 a 1320 °C na kontinuálně odlévané oceli.
  3. 3. Způsob podle nároku 2, vyznačující se tím, že uvedená tepelná úprava se provádí při teplotě nacházející se v intervalu mezi 1270al310°C.
  4. 4. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že oduhličovací úprava se provádí v průběhu primárního rekrystalizačního žíhání.
  5. 5. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že nitridační atmosféra obsahuje NH3 v množství nacházejícím se v intervalu mezi 1 a 35 standardními litry na kg upravovaného pásu.
  6. 6. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že nitridační atmosféra obsahuje NH3 v množství nacházejícím se v intervalu mezi 1 a 9 standardními litry na kg upravovaného pásu.
  7. 7. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že nitridační atmosféra obsahuje páru v množství nacházejícím se v intervalu mezi 0,5 a 100 g/m3.
  8. 8. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že teplota oduhličování se nachází v intervalu mezi 830 a 880 °C, zatímco nitridační žíhání se provádí při teplotě rovnající se nebo větší než 950 °C.
  9. 9. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že obsah hliníku v oceli se nachází v intervalu mezi 0,015 a 0,045 % hmotn.
  10. 10. Způsob podle kteréhokoliv z předcházejících nároků, vyznačující se tím, že ohřev pásu z teploty 700 °C na teplotu 1200 °C v průběhu sekundární rekrystalizační úpravy se provádí v časovém intervalu mezi 2 a 10 hodinami.
  11. 11. Způsob podle nároku 10, vyznačující se tím, že doba ohřevu pásu z teploty 700 °C na teplotu 1200 °C je kratší než 4 hodiny.
CZ19992308A 1996-12-24 1997-07-24 Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely CZ295507B6 (cs)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IT96RM000903A IT1290171B1 (it) 1996-12-24 1996-12-24 Procedimento per il trattamento di acciaio al silicio, a grano orientato.

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CZ230899A3 CZ230899A3 (cs) 2000-06-14
CZ295507B6 true CZ295507B6 (cs) 2005-08-17

Family

ID=11404619

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CZ19992308A CZ295507B6 (cs) 1996-12-24 1997-07-24 Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely

Country Status (16)

Country Link
US (1) US6406557B1 (cs)
EP (1) EP0950120B1 (cs)
JP (1) JP2001506703A (cs)
KR (1) KR100561140B1 (cs)
CN (1) CN1073163C (cs)
AT (1) ATE209700T1 (cs)
AU (1) AU4202297A (cs)
BR (1) BR9714234A (cs)
CZ (1) CZ295507B6 (cs)
DE (1) DE69708686T2 (cs)
ES (1) ES2168668T3 (cs)
IT (1) IT1290171B1 (cs)
PL (1) PL182803B1 (cs)
RU (1) RU2184787C2 (cs)
SK (1) SK284523B6 (cs)
WO (1) WO1998028453A1 (cs)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
KR19990088437A (ko) * 1998-05-21 1999-12-27 에모또 간지 철손이매우낮은고자속밀도방향성전자강판및그제조방법
JP4258349B2 (ja) * 2002-10-29 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
DE10334493B4 (de) * 2003-07-29 2006-01-05 Klingelnberg Gmbh Verfahren zum Fräsen von Spiralkegelrädern
CN100513060C (zh) * 2006-05-12 2009-07-15 武汉分享科工贸有限公司 无取向冷轧电工钢板制造方法
CN101768697B (zh) 2008-12-31 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 用一次冷轧法生产取向硅钢的方法
DE102011107304A1 (de) * 2011-07-06 2013-01-10 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrostahlflachprodukts
CN102789872B (zh) * 2012-08-20 2015-07-15 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种钕铁硼磁体及其制备方法
RU2608258C1 (ru) * 2012-12-28 2017-01-17 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали
DE102014104106A1 (de) * 2014-03-25 2015-10-01 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zur Herstellung von hochpermeablem kornorientiertem Elektroband
BR112017003743B1 (pt) 2014-09-04 2021-05-04 Jfe Steel Corporation método de fabricação de chapa de aço elétrico de grão orientado, e aparelho de nitretação
US10697038B2 (en) * 2014-09-26 2020-06-30 Jfe Steel Corporation Grain oriented electrical steel sheet, method for manufacturing grain oriented electrical steel sheets, method for evaluating grain oriented electrical steel sheets, and iron core
DE102015114358B4 (de) * 2015-08-28 2017-04-13 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrobands und kornorientiertes Elektroband
CN110438439B (zh) * 2019-08-30 2021-03-19 武汉钢铁有限公司 气氛区域可调式的渗氮装置及其连续气体渗氮工艺
CN113174546B (zh) * 2021-04-15 2022-06-14 鞍钢股份有限公司 一种解决取向硅钢热轧板晶粒粗大的方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5472521A (en) * 1933-10-19 1995-12-05 Nippon Steel Corporation Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics
JPH0717961B2 (ja) * 1988-04-25 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
US5759293A (en) * 1989-01-07 1998-06-02 Nippon Steel Corporation Decarburization-annealed steel strip as an intermediate material for grain-oriented electrical steel strip
JP2782086B2 (ja) * 1989-05-29 1998-07-30 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0730397B2 (ja) * 1990-04-13 1995-04-05 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2883226B2 (ja) * 1991-06-27 1999-04-19 川崎製鉄株式会社 磁気特性の極めて優れた薄方向性けい素鋼板の製造方法
JP2519615B2 (ja) * 1991-09-26 1996-07-31 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた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
US5507883A (en) * 1992-06-26 1996-04-16 Nippon Steel Corporation Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for production the same
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
JP3240035B2 (ja) * 1994-07-22 2001-12-17 川崎製鉄株式会社 コイル全長にわたり磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
JP3598590B2 (ja) * 1994-12-05 2004-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 磁束密度が高くかつ鉄損の低い一方向性電磁鋼板
FR2731713B1 (fr) * 1995-03-14 1997-04-11 Ugine Sa Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la realisation notamment de circuits magnetiques de transformateurs
US5643370A (en) * 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
US5885371A (en) * 1996-10-11 1999-03-23 Kawasaki Steel Corporation Method of producing grain-oriented magnetic steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
BR9714234A (pt) 2000-04-18
PL182803B1 (pl) 2002-03-29
EP0950120A1 (en) 1999-10-20
ITRM960903A0 (it) 1996-12-24
EP0950120B1 (en) 2001-11-28
AU4202297A (en) 1998-07-17
KR100561140B1 (ko) 2006-03-15
DE69708686T2 (de) 2004-03-04
SK86299A3 (en) 2000-01-18
CN1073163C (zh) 2001-10-17
RU2184787C2 (ru) 2002-07-10
SK284523B6 (sk) 2005-05-05
JP2001506703A (ja) 2001-05-22
US6406557B1 (en) 2002-06-18
CN1244220A (zh) 2000-02-09
CZ230899A3 (cs) 2000-06-14
KR20000062310A (ko) 2000-10-25
PL333916A1 (en) 2000-01-31
ITRM960903A1 (it) 1998-06-24
WO1998028453A1 (en) 1998-07-02
IT1290171B1 (it) 1998-10-19
DE69708686D1 (de) 2002-01-10
ES2168668T3 (es) 2002-06-16
ATE209700T1 (de) 2001-12-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
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
CZ295507B6 (cs) Způsob úpravy oceli pro elektrotechnické účely
SK27999A3 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strip starting from thin slabs
CZ231099A3 (cs) Způsob výroby plechu z křemíkové oceli
KR20100019450A (ko) 입자 방향성 자기 스트립의 제조 방법
EP1356127B9 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strips
KR20140044892A (ko) 전기공학적 용도를 위한 방향성 전기 강 판상 제품을 제조하는 방법
KR950005793B1 (ko) 자속밀도가 높은 일방향성 전기 강스트립의 제조방법
CN102834528B (zh) 晶粒取向磁性片材的生产方法
RU2279488C2 (ru) Способ регулирования распределения ингибиторов при производстве полосовой текстурованной электротехнической стали
CZ295534B6 (cs) Způsob řízení inhibice při výrobě ocelových plechů
KR100430601B1 (ko) 고자속 밀도 박판형 일방향성 전기 강판의 제조 방법
KR20110075373A (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판과 그 제조방법 및 여기에 사용되는 방향성 전기강판 슬라브
JPH0379722A (ja) 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
JP2653948B2 (ja) 熱鋼帯焼なましなしの標準結晶粒配向珪素鋼の製法
JPS60200916A (ja) 方向性けい素鋼板の製造方法
JPH01176033A (ja) 磁気特性の優れた一方向性電磁綱板の製造方法
KR20010054306A (ko) 자속밀도가 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
JP2002129238A (ja) 一方向性電磁鋼板の安定製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PD00 Pending as of 2000-06-30 in czech republic
MM4A Patent lapsed due to non-payment of fee

Effective date: 20160724