CZ322991A3 - process for producing oriented silicon steel with a regular grain - Google Patents
process for producing oriented silicon steel with a regular grain Download PDFInfo
- Publication number
- CZ322991A3 CZ322991A3 CS913229A CS322991A CZ322991A3 CZ 322991 A3 CZ322991 A3 CZ 322991A3 CS 913229 A CS913229 A CS 913229A CS 322991 A CS322991 A CS 322991A CZ 322991 A3 CZ322991 A3 CZ 322991A3
- Authority
- CZ
- Czechia
- Prior art keywords
- temperature
- annealing
- silicon steel
- soak
- steel
- Prior art date
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
Description
. (57) Způsob výroby pásu z orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem o konečné tloušťce pásu v rozmezí od 0,18 mm do 0,45 mm, při kterém se vyrobí ocelový pás, odstraní okuje, válcuje se za studená na přechodný rozmér a následně žíhá při teplotě napouštění v rozmezí od 900'áž 1150 ° C po dobu od 1 do 30 sekund, načež následuje první stupeň ochlazování rychlostí nižší než 835 0 C za minutu na teplotu v rozmezí od 540 do 650 0 C, poté druhý stupeň ochlazování rychlostí vyšší než 835 ° C za minutu na teplotu v rozmezí od 315 do 540 0 G s následným zakalením ve <ffj vodě, válcováním za studená na konečný rozměr, oduhliče4? ním, nanesením žíhací oddělovací látky a konečným žíhá(_ ním pro sekundární rekrystalizaci.. (57) A method of producing a regular grain oriented silicon steel strip having a final strip thickness in the range of 0.18 mm to 0.45 mm, wherein a steel strip is produced, scaled, cold rolled to an intermediate dimension and subsequently annealed at a soaking temperature of 900 to 1150 ° C for 1 to 30 seconds, followed by a first cooling rate of less than 835 ° C per minute to a temperature of 540 to 650 ° C, followed by a second cooling rate of higher than 835 ° C per minute to a temperature in the range of from 315 to 540 ° C, followed by turbidity in water, cold rolling to the final dimension, decarburizers 4? by the annealing separating agent and the final annealing (secondary recrystallization).
ZPŮSOB VÝROBY ORIENTOVANÉ KŘEMÍKOVÉ OCELI/ S. PRAVIDELNÉM ZRNEM •'4METHOD OF PRODUCTION ORIENTED SILICONE STEEL / WITH REGULAR GRAIN • '4
Oblast techniky · '< _ ~ ” ...Technical Field · '<_ ~ ”...
Vynález se týká způsobu výroby orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem, o tlouštce 0,18 až 0,46 mm bez žíhání horkého pásu, kde přechodné žíhání následující po prvním válcování zastudena má velmi krátkou dobu napouštění a dvoudílný chladicí cyklus šé řízenou teplotou přó řízení' srážení karbidu.The present invention relates to a method for producing a regular grain oriented silicon steel having a thickness of 0.18-0.46 mm without hot strip annealing, wherein the intermediate annealing subsequent to the first cold rolling has a very short impregnation time and a two-part controlled-temperature cooling cycle. carbide precipitation.
Dosavadní stav technikyBACKGROUND OF THE INVENTION
Doktríny předloženého vynálezu jsou využity pro křemíkovou ocel mající orientaci krychle na hraně označenou Millerovými indexy (110) CoOlJ. Takové křemíkové oceli jsou obecně označovány jako křemíkové oceli s orientovaným zrnem. Křemíkové oceli s orientovaným zrnem se obecně dělí ve dvě základní kategorie: orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem a orientované křemíkové oceli se zrnem s vysokou permeabilitou. Orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem používají mangan a síru (a/nebo selen) j§ko základní inhibitor růstu zrna a obecně mají při 796 A/m permeabilitu nižší než 1870. Křemíková ocel vysoké permeability spočívá na nitridech hliníku, nitridech boru nebo jiných látkách v oboru známých používaných přídavně nebo místo sirníků manganu a/nebo selenidů jako inhibitory růstu zrna a má permeabilitu vyšší než 1870. Doktríny předloženého vynálezu lze použít pro orientovanou křemíkovou ocel s pravidelným zrnem.The doctrines of the present invention are utilized for silicon steel having a cube orientation at the edge indicated by Miller Co 110 indexes. Such silicon steels are commonly referred to as grain oriented silicon steels. Grain oriented silicon steels generally fall into two basic categories: regular grain oriented silicon steels and high permeability grain oriented silicon steels. Regular grain oriented silicon steels use manganese and sulfur (and / or selenium) as a basic grain growth inhibitor and generally have a permeability of less than 1870 at 796 A / m. High permeability silicon steel rests on aluminum nitrides, boron nitrides, or other substances used in the art in addition to or instead of manganese and / or selenide sulfides as grain growth inhibitors and has a permeability higher than 1870. The doctrines of the present invention can be used for regular grain oriented silicon steel.
Obvyklá výroba orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem spočívá v tom, že se připraví tavenina křemíkové oceli v obvyklých zařízeních, rafinuje se a odleje se jako ingoty nebo desky. Odlitá křemíková ocel přednostně obsahuje v % hmotnostních méně než 0,1 % uhlíku, 0,025 až 0,25 % manganu, 0,01 až 0,035 % síry a/nebo selenu, 2,5 až 4,0 % křemíku, nejlépe asi 3,15 % křemíku, méně než 50 ppm dusíku a méně než 100 ppm hliníku, zbytek je v podstatě železo. Přísady boru a/nebo mědi mohou být přidány na přání.The usual production of regular grain oriented silicon steel is to prepare the melt of silicon steel in conventional equipment, refine and cast as ingots or plates. The cast silicon steel preferably contains less than 0.1% carbon, 0.025-0.25% manganese, 0.01-0.035% sulfur and / or selenium, 2.5-4.0% silicon, most preferably about 3% by weight, 15% silicon, less than 50 ppm nitrogen and less than 100 ppm aluminum, the remainder being essentially iron. Boron and / or copper additives can be added as an option.
Po odlití do ingotů se ocel válcuje za horka na desky nebo se z ingotů přímo válcuje na pásy. Při plynulém lití mohou být desky předválcovány podle patentového spisu Spojených států amerických číslo 4,718,951. Vyvinuto komerčně může lití pásů také mít prospěch z předloženého vynálezu. Desky se válcují za horka při teplotě 1400 °C na tlouštku horkého pásu a podrobí se žíhání horkého pásu asi při 1010 °C s napouštěním asi po 30 sekund. Horký pás se ochladí vzduchem na teplotu okolí. Potom se materiál válcuje za studená na přechodný rozměr a podrobí se přechodnému žíhání při teplotě asi 950 °C s napouštěním po 30 sekund a ochladí se vzduchem na teplotu okolí. Po přechodném žíhání se křemíková ocel válcuje za studená na konečný rozměr. Křemíková ocel konečného rozměru se podrobí obvyklému oduhličovacímu žíhání, které slouží k rekrystalizaci oceli, vAfter casting into ingots, the steel is hot rolled into plates or directly rolled from the ingots to strips. In continuous casting, the sheets may be pre-rolled according to U.S. Patent No. 4,718,951. Developed commercially, strip casting can also benefit from the present invention. Plates are hot rolled at 1400 ° C to hot strip thickness and subjected to hot strip annealing at about 1010 ° C with impregnation for about 30 seconds. The hot strip is cooled with air to ambient temperature. Then, the material is cold rolled to an intermediate dimension and subjected to an intermediate anneal at about 950 ° C with a soak for 30 seconds and air-cooled to ambient temperature. After intermediate annealing, the silicon steel is cold rolled to the final dimension. Silicon steel of the final dimension is subjected to conventional decarburization annealing, which serves to recrystallize the steel, in
snížení obsahu uhlíku na neúčinnou úroveň a k vytvoření fayalitu povrchového oxidu. Oduhličovací žíhání se obecné provádí při teplotě od 830 do 845 °C ve vlhké vodíkové nosné atmosféře po dobu postačující ke snížení obsahu uhlíku na 0,003 % hmotnostních nebo méně. Potom se křemíková ocel povleče žíhací oddělovací látkou, jako je oxid hořečnatý a žíhá se ve skříni při teplotě asi 1200 °C po 24 hodin. Toto konečné žíhání způsobí sekundární rekrystalizaci. Reakcí fayalitové vrstvy s povlakem oddělovací látky se vytvoří forsterit nebo sklovitý povlak.lowering the carbon content to an inefficient level and creating a surface oxide fayality. The decarburization annealing is generally carried out at a temperature of from 830 to 845 ° C in a humid hydrogen carrier atmosphere for a time sufficient to reduce the carbon content to 0.003% by weight or less. Then, the silicon steel is coated with an annealing separator such as magnesium oxide and is annealed in the cabinet at about 1200 ° C for 24 hours. This final annealing causes secondary recrystallization. Reaction of the fayalite layer with the release agent coating forms a forsterite or glassy coating.
Příkladné způsoby výroby orientované křemíkové oceli s orientací krychle na hraně a s pravidelným zrnem jsou popsány v patentových spisech Spojených států amerických číslo 4,202,711, číslo 3,764,406 a číslo 3,843,422.Exemplary methods for producing oriented, grain-oriented, oriented grain-oriented silicon steel are described in U.S. Patent Nos. 4,202,711, 3,764,406, and 3,843,422.
Předložený vynález je založen na objevu, že při obvyklém způsobu popsaném výše může být žíhání horkého pásu vynecháno, jestliže se sleduje přechodné žíhání a chladicí praxe předloženého vynálezu. Přechodné žíhání a ochlazovací postup předloženého vynálezu uvažuje velmi krátké napouštění přednostně při vThe present invention is based on the discovery that, in the conventional method described above, hot strip annealing can be omitted when monitoring the intermediate annealing and cooling practice of the present invention. The intermediate annealing and cooling process of the present invention contemplates a very short impregnation preferably at ambient temperature
nižších teplotách spolu s teplotně řízeným dvoustupňovým chladicím cyklem, jak bude podrobně popsán dále.lower temperatures together with a temperature controlled two-stage cooling cycle, as will be described in detail below.
Loktriny předloženého vynálezu poskytují jistý počet výhod oproti dosavadnímu stavu techniky. Pro všechny konečné rozměry ve výše uvedeném rozsahu je dosaženo magnetické jakosti, která je alespoň rovna a často lepší než ona dosažená obvyklým postupem. Magnetická jakost je také stálejší. Loktriny předloženého vynálezu zkracují žíhací cyklus o 20 % nebo více, čímž zvyšují kapacitu výrobní linky. Způsob podle předloženého vynálezu dovoluje pro první čas výrobu tenkého pásu, typicky od 0,23 mm do 0,18 mm orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem mající dobré magnetické vlastnosti bez žíhání horkého pásu následujícího válcování za horka na horký pás. To umožňuje vyrábět tenkou orientovanou křemíkovou ocel s pravidelným zrnem kde nemusí být prováděno žíhání horkého.pásu. Nižší teplota přechodného žíhání podle předloženého vynálezu zvyšuje mechanickou pevnost křemíkové oceli během žíhání, která dříve byla okrajová při vysokých žíhacích teplotách.The Loktrins of the present invention provide a number of advantages over the prior art. For all final dimensions within the above range, a magnetic quality is achieved which is at least equal to and often better than that achieved by the conventional process. Magnetic quality is also more stable. Loktrins of the present invention reduce the annealing cycle by 20% or more, thereby increasing the capacity of the production line. The process of the present invention allows, for a first time, the production of a thin strip, typically from 0.23 mm to 0.18 mm, of regular grain oriented silicon steel having good magnetic properties without annealing the hot strip following hot rolling to the hot strip. This makes it possible to produce thin grain oriented silicon steel with regular grain where hot strip annealing does not have to be carried out. The lower intermediate annealing temperature of the present invention increases the mechanical strength of the silicon steel during annealing that was previously marginal at high annealing temperatures.
Evropský patentový spis 0047129 popisuje použití rychlého ochlazení ze 705 °C na 205 °C pro výrobu elektrické oceli s vyv sokou permeabilitou. Toto rychlé ochlazení umožňuje dosazení menší velikosti sekundárního zrna v konečném výrobku. Patentový spis Spojených států amerických číslo 4,517,932 popisuje rychlé ochlazení a řízenou ztrátu uhlíku v přechodném žíhání pro výrobu elektrické oceli s vysokou permeabilitou včetně zpracování pri teplotě od 95 °C do 205 °C po dobu 10 až 60 sekund pro úpravu karbidu.European patent specification 0047129 describes the use of rapid cooling from 705 ° C to 205 ° C for the production of high permeability electric steel. This rapid cooling allows for a smaller secondary grain size in the final product. U.S. Pat. No. 4,517,932 discloses rapid quenching and controlled loss of carbon in intermediate annealing for the production of high permeability electric steel, including processing at a temperature of from 95 ° C to 205 ° C for 10 to 60 seconds to treat the carbide.
Tyto údaje o křemíkové oceli s vysokou permeabilitou používají velmi nízké teploty a pomalý cyklus přechodného žíhání mající dobu napouštění 120 sekund při 870 °C následovanou rychlým ochlazením ze 705 °C a zpracováním pro úpravu srážení karbidu. Nicméně bylo zjištěno, že při přechodném žíhání podle podle předloženého vynálezu rychlé ochlazení z teploty 620 °C nebo vyšší vytváří horší magnetické vlastnosti vlivem tvorby martensitu, te“? který zvyšuje tvrdost, zhoršuje mechanické vlastnsti pro následující válcování za studená a přispívá k horší magnetické jakost i konečného výrobku. T hese data silicon steel and high permeability to use very low temperatures and slow cycle having intermediate anneal soak time of 120 seconds at 870 ° C followed by rapid cooling from 705 ° C, and the processing for adjusting the carbide precipitation. However, it has been found that in the intermediate annealing of the present invention, rapid cooling from a temperature of 620 ° C or higher generates inferior magnetic properties due to the formation of martensite, te? which increases the hardness, deteriorates the mechanical properties for the subsequent cold rolling and contributes to the poorer magnetic quality of the final product.
Ve výše zmíněném patentovém spise Spojených států amerických číslo 4,517,052 je použito zpracování při nízké teplotě následované rychlým ochlazením. Použije-li se tato praxe pro orientované materiály s pravidelným zrnem, bylo zjištěno, Že konečný výrobek má zvětšenou velikost sekundárního zrna a horší magnetické vlastnosti, protože zhoršuje jemné sraženiny karbidu železa. Mohlo by být použito žíhání při nižší teplotě asi 895 °C nebo nižší pro zamezení tvorby austenitu a pro zajištění odpovídajícího rozpouštění karbidu železa bez tvorby sekundární fáze, která musí být podmíněna mimo mikrostrukturu. Tento postup vsak vyžaduje mnohem delší doby žíhání k uskutečnění rpzpouštění karbidu. Takový postup by umožnil přímé rychlé ochlazení z teploty napouštění bez dvoufázového ochlazovacího cyklu podle předloženého vynálezu.In the aforementioned U.S. Pat. No. 4,517,052, a low temperature treatment followed by rapid cooling is used. When this practice is applied to regular grain oriented materials, it has been found that the finished product has an increased secondary grain size and poorer magnetic properties because it impairs fine iron carbide precipitates. Annealing at a lower temperature of about 895 ° C or lower could be used to avoid the formation of austenite and to ensure adequate dissolution of the iron carbide without forming a secondary phase which must be conditioned outside the microstructure. However, this process requires much longer annealing times to effect carbide dissolution. Such a process would allow direct rapid cooling from the soak temperature without the two-phase cooling cycle of the present invention.
Patentový spis Spojených států amerických číslo 4,478,653 uvádí, že může být použita vyšší teplota přechodného žíhání při výrobě orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem o tlouštce 0,23 mm bez žíhání horkého pásu. Nicméně bylo zjištěno, že orientovaná křemíková ocel s pravidelným zrnem o tlouštce 0,23 mm vyrobená podle zmíněného patentového spisu má více proměnlivou magnetickou jakost než když se použije postup užívající žíhání horkého pásu. Dále bylo zjištěno, že praxe přechodného žíhání bez žíhání horkého pásu při vysoké teplotě dává obecně nízkou magnetickou jakost při výrobcích menší tlouštky 0,23 mm nebo méně ve srovnání s výše uvedenou praxí užívající žíhání horkého pásu. Konečně, velmi vysoká teplota přechodného žíhání podle patentového spisu Spojených států amerických 4,478,653 má za následek nízkou mechanickou pevnost křemíkové oceli, což činí zpracování obtížnějším.U.S. Pat. No. 4,478,653 discloses that a higher intermediate annealing temperature can be used in the manufacture of a regular grain silicon steel of 0.23 mm thickness without annealing the hot strip. However, it has been found that a regular grain 0.23 mm thick oriented silicon steel produced according to said patent has a more variable magnetic quality than when using a hot strip annealing process. Further, it has been found that the practice of intermediate annealing without hot strip annealing at high temperature generally gives a low magnetic quality for products of less than 0.23 mm thickness or less compared to the above hot strip annealing practice. Finally, the very high transition annealing temperature of US 4,478,653 results in low mechanical strength of the silicon steel, making processing more difficult.
Podstata vynálezuSUMMARY OF THE INVENTION
Vynález vytváří způsob výroby orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem mající tlouštku od 0,45 oni do O,1S mm spočívající v tom, že se vyrobí křemíková ocel obsahující v % hmotnosti méně než 0,1 % uhlíku, od 0,025 do 0,25 % manganu, od 0,01 do 0,035 % síry a/nebo selenu, od 2,5 do. 4,0 % křemíku, méně než 100 ppm hliníku, méně než 50 ppm dusíku, zbytek je v podstatě železo. Přísady boru a/nebo mědi mohou být přidány na přání.The present invention provides a process for producing a regular grain oriented silicon steel having a thickness of from 0.45 to 0.1 mm by producing a silicon steel containing less than 0.1% carbon in a weight by weight of from 0.025 to 0.25% manganese, from 0.01 to 0.035% sulfur and / or selenium, from 2.5 to 0.25%. 4.0% silicon, less than 100 ppm aluminum, less than 50 ppm nitrogen, the remainder being essentially iron. Boron and / or copper additives can be added as an option.
Křemíková ocel se válcuje z horkého pásu za studená na přechodnou tlouštku bez žíhání horkého pásu. Křemíková ocel přechodné tlouštky vyválcovaná za studená se podrobí přechodnému žíhání při teplotě od 900 °C do 1150 °C a přednostně od 900 °C do 930 °C pro dobu napouštění od 1 do 30 sekund, přednostně od 3 do 8 sekund. Po tomto napouštění se křemíková ocel ochladí ve dvou stupních. První stupeň je pomalý ochlazovací stupen z teploty napouštění na teplotu od 540 °C do 650 °C a přednostně na teplotu 595 °C - 30 °C rychlostí nižší než 835 °C za minutu, přednostně 280 °C až 585 °C za minutu. Druhý stupeň je rychlý ochlazovací stupeň rychlostí vyšší než 835 °C za minutu, přednostně rychlostí 1390 °C až 1945 °C za minutu následovaný zakalením vodou při teplotě od 315 °C do 370 °C. Po přechodném žíhání se křemíková ocel vyválcuje za studená na konečnou tlouštku, zbaví se uhlíku, povleče žíhací oddělovací látkou a podrobí konečnému žíhání k uskutečnění sekundární rekrystalizace.Silicon steel is cold rolled from a hot strip to an intermediate thickness without annealing the hot strip. Cold rolled silicon steel is subjected to intermediate annealing at a temperature of from 900 ° C to 1150 ° C and preferably from 900 ° C to 930 ° C for a soak time of from 1 to 30 seconds, preferably from 3 to 8 seconds. After this impregnation, the silicon steel is cooled in two stages. The first step is a slow cooling step from the soak temperature to a temperature of 540 ° C to 650 ° C and preferably to a temperature of 595 ° C - 30 ° C at a rate of less than 835 ° C per minute, preferably 280 ° C to 585 ° C per minute. The second step is a rapid cooling step at a rate of greater than 835 ° C per minute, preferably at a rate of 1390 ° C to 1945 ° C per minute, followed by turbidity with water at a temperature of 315 ° C to 370 ° C. After intermediate annealing, the silicon steel is cold rolled to a final thickness, stripped of carbon, coated with an annealing separator, and subjected to final annealing to effect secondary recrystallization.
Fřehled obrázků na výkresech vOverview of the drawings in the drawings
Přiložený obrázek znázorňuje graf závislosti teploty na čase pro přechodný žíhací cyklus podle předloženého vynálezu a pro typický cyklus podle dosavadního stavu techniky.The attached figure shows a graph of temperature versus time for the intermediate annealing cycle of the present invention and for a typical prior art cycle.
Příklady provedení vynálezuDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
V proktickém provádění předloženého vynálezu je postup výroby orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem obvyklý a je stejný jako výše popsaný se dvěma výjimkami. První výjimka spočívá v tom, že zde není žíhání horkého pásu. Druhá výjimka je vývoj přechodného žíhání a chladicí cyklus podle předloženého vynálezu následující první stupeň válcování za studená.In a proctical embodiment of the present invention, the process for producing regular grain oriented silicon steel is conventional and is the same as described above with two exceptions. The first exception is that there is no hot strip annealing. The second exception is the development of the intermediate annealing and the cooling cycle of the present invention following the first stage of cold rolling.
Výchozí materiál označený jako horký pás může být vyroben několika známými způsoby, jako je lití ingotů nebo plynulé lití a válcování za horka, nebo litím pásů. Odstraní se okuje horkého pásu křemíkové oceli, avšak žádné žíhání horkého pásu před prvním stupněm válcování za studená se neprovádí.The starting material referred to as hot strip may be made by several known methods, such as ingot casting or continuous hot rolling and hot rolling, or strip casting. The hot strip of the silicon steel strip is removed, but no hot strip annealing prior to the first cold rolling step is performed.
f Po prvním stupni válcování za studená se křemíková ocel ^podrobí přechodnému žíhání podle pravidel předloženého vynálezu. Podává se vysvětlení připojeného obrázku, který znázorňuje závislost teploty na čase pro cyklus přechodného žíhání podle předloženého vynálezu. Obrázek také znázorňuje přerušovanou rčarou závislost teploty na čase pro cyklus přechodného žíhání typický pro dosavadní stav techniky.After the first cold rolling step, the silicon steel is subjected to an intermediate anneal according to the rules of the present invention. An explanation of the accompanying figure is shown which shows the temperature versus time dependence for the intermediate anneal cycle of the present invention. The figure also shows a broken line of temperature versus time for a prior art intermediate annealing cycle.
Primární aspekt předloženého vynálezu je oblev, že přechodné žíhání a jeho ochlazovací cyklus může být nastaven pro zajištění jemné disperze karbidu. Rafinace karbidu umožňuje výrobu orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem v širokém rozsahu roztaveného uhlíku, i při konečných rozměrech 0,18 mm a méně, s dobrými a stálými magnetickými vlastnostmi v konečném výrobku bez nutnosti žíhacího kroku horkého pásu.The primary aspect of the present invention is that the intermediate annealing and its cooling cycle can be adjusted to provide a fine carbide dispersion. Carbide refining allows the production of regular grain oriented silicon steel over a wide range of molten carbon, even at final dimensions of 0.18 mm or less, with good and stable magnetic properties in the final product without the need for a hot strip annealing step.
Během ohřívací části přechodného žíhání probíhá rekrystalizace při teplotě asi 675 °C, zhruba asi 20 sekund po vstupu do pece, načež nastává růst normálního zrna. Začátek rekrystalizace je označen v obrázku 0. Nad teplotou 690 °C se rozpouštějí karbidy, což je označeno v obrázku znakem A. Tato událost pokračuje a zrychluje se se stoupající teplotou. Nad teplotou asi 900 C se malé množství feritu přeměňuje na austev nit. Austenit zajištuje mnohem rychlejší rozpouštění uhlíku a omezuje růst normálního zrna, takže vytváří velikost zrna při přechodném, žíhání. Dosavadní praxe přechodného žíhání převáděla napouštění při teplotě asi 950 °C po dobu 25 až 30 sekund. Přechodné žíhání podle předloženého vynálezu navrhuje dobu napouštění od 1 do 30 sekund, přednostně od 3 do 8 sekund. Teplota napouštění byla uřčena tak, že není kritická. Napouštění může být prováděno pri teplotě od 900 °C do 1150 °C. Přednostně se napouštění prování při teplotě od 900 °C do 930 °C a nejlépe při teplotě asi 915 °C. Kratší doba napouštění a nižší teplota napouštění jsou výhodné, protože se vytváří méně austenitu. Austenit přítomný ve formě rozptýlených ostrůvků v původních oblastech zrn feritu je jemnější. Austenit se tudíž snadněji rozkládá na ferit s uhlíkem v tuhém roztoku pro následující sražení jemného karbidu železa. Zvětšení bud teploty napouštění nebo doby má za následek zvětšení ostrůvků austenitu, které se rychle obohatí uhlíkem ve srovnání s původní feritovou matricí. Růst i obohacení austenitu uhlíkem ztěžují jeho rozklad během ochlazování. Požadovaná struktura opouštějící pec sestává z krystalizované matrice feritu, který má méně než asi 5 % hmotnostních austenitu rovnoměrně v materiálů rozptýlených ve formě jemných ostrůvků. Na konci žíhání bude uhlík v tuhém roztoku a bude připraven pro sražení při ochlazování. Primární důvod pro změnu doby a teploty přechodného žíhání při napouštění je řízení růstu austenitových ostrůvků. Nižší teplota omezuje rovnovážný objemový podíl vytvářeného austenitu. Kratší doba omezuje difúzi uhlíku, čímž potlačuje růst a nežádoucí obohacení austenitu. Nižší pracovní teplota, snížený objemový podíl a jemnější morfologie austenitu usnadňuje jeho rozklad během ochlazovacího cyklu.During the heating portion of the intermediate anneal, recrystallization occurs at a temperature of about 675 ° C, about 20 seconds after entering the furnace, after which normal grain growth occurs. The start of recrystallization is indicated in Figure 0. Carbides dissolve above 690 ° C, indicated by A in the figure. This event continues and accelerates with increasing temperature. Above a temperature of about 900 ° C, a small amount of ferrite is converted into austev thread. Austenite provides much faster dissolution of carbon and restricts the growth of normal grain, so that it produces a grain size during transient annealing. Previous transient annealing practices have converted the impregnation at about 950 ° C for 25 to 30 seconds. The intermediate annealing of the present invention provides a soak time of from 1 to 30 seconds, preferably from 3 to 8 seconds. The soak temperature was determined not to be critical. The impregnation can be carried out at a temperature of 900 ° C to 1150 ° C. Preferably, the impregnation is carried out at a temperature of from 900 ° C to 930 ° C, and most preferably at a temperature of about 915 ° C. Shorter impregnation times and lower impregnation temperatures are preferred because less austenite is formed. Austenite present in the form of scattered islets in the original areas of ferrite grains is finer. Therefore, austenite decomposes more readily into ferrite with carbon in a solid solution for subsequent precipitation of fine iron carbide. Increasing either the impregnation temperature or time results in austenite islets that increase rapidly with carbon enrichment compared to the original ferrite matrix. Growth and enrichment of austenite with carbon make it difficult to decompose during cooling. The desired structure leaving the furnace consists of a crystallized ferrite matrix having less than about 5% by weight austenite evenly in the materials dispersed as fine islets. At the end of the annealing, the carbon will be in solid solution and will be ready for coagulation upon cooling. The primary reason for changing the time and temperature of the intermediate annealing at the impregnation is to control the growth of austenite islets. Lower temperature limits the equilibrium volume fraction of austenite formed. Shorter time limits carbon diffusion, thereby suppressing the growth and undesirable enrichment of austenite. Lower working temperature, reduced volume fraction and finer austenite morphology facilitate its decomposition during the cooling cycle.
Bezprostředně po napouštění začne ochlazovací cyklus. Ochlazovací cyklus podle předloženého vynálezu obsahuje dva stupně. První stupeň má rozsah od napouštění k hodu E v obrázku a je to pomalé ochlazení z teploty napouštění na teplotu od 540 °C do 650 °C a přednostně na teplotu 555 °C - 30 °C.Immediately after the filling, the cooling cycle begins. The cooling cycle of the present invention comprises two stages. The first stage has a range from impregnation to throw E in the figure and is a slow cooling from the impregnation temperature to a temperature of 540 ° C to 650 ° C and preferably to a temperature of 555 ° C - 30 ° C.
Tento první pomalý stupeň ochlazování provede rozložení austenitu na ferit nasycený uhlíkem. Za podmínek rovnováhy se austenit rozkládá na ferit nasycený uhlíkem při teplotě od 900 °C y do 770 °C. Nicméně kinetika óchlazovacího procesu je taková, že rozklad austenitu začne až při střední teplotě 815 °C rozsahu a pokračuje až do teploty poněkud pod 595 °C.This first slow cooling step decomposes the austenite into a carbon-saturated ferrite. Under equilibrium conditions, austenite decomposes to carbon-saturated ferrite at a temperature of 900 ° C to 770 ° C. However, the kinetics of the quenching process is such that the decomposition of austenite begins only at an average temperature of the 815 ° C range and continues up to a temperature slightly below 595 ° C.
Chyba při rozkladu austenitu v prvním stupni ochlazováníError in austenite decomposition in the first cooling stage
-7bude mít za následek tvorbu raartensitu a/nebo perlitu. Přítomnost martensi-tu způsobí zvětšení velikosti sekundárního zrna a poruchu jakosti orientace (110)£0Clj. -Jeho přítomnost nepříznivě ovlivní uchování energie ve druhém stupni válcování za studená a má za následek horší a více proměnlivou magnetickou jakost konečného výrobku z křemíkové oceli. Konečně, martensit zhoršuje me.chaní c.k.é_. vlas tno.s ti.,, zvláště. .vlastnosti válcování......-7 will result in the formation of raartensite and / or perlite. The presence of martensite causes an increase in the size of the secondary grain and a disturbance in the quality of the orientation (110). Its presence adversely affects energy storage in the second cold rolling stage and results in a poorer and more variable magnetic quality of the finished silicon steel product. Finally, martensite exacerbates melanine c. hair, especially. . rolling properties ......
za studená. Perlit je méně škodlivý, ale vždy obsahuje uhlík v nežádoucí formě.Cold. Perlite is less harmful but always contains carbon in undesirable form.
Jak bylo výše uvedeno, rozklad austenitu začíná přibližně v bodu C v obrázku a pokračuje až k bodu **E”. V bodě D se začíná srážet jemný karbid železa z feritu nasyceného uhlíkem.As mentioned above, austenite decomposition begins approximately at point C in the figure and continues to point ** E ”. At point D, fine iron carbide begins to precipitate from carbon-saturated ferrite.
Za podmínek rovnováhy se karbidy začínají srážet z feritu nasyceného uhlíkem při teplotách pod 690 °C. Nicméně skutečný proces vyžaduje určité podchlazení pro začátek srážení, které ve skutečnosti začíná asi při 650 °C. Je třeba poznamenat, že rozklad austenitu ha ferit bohatý na uhlík a srážení karbidu z feritu se poněkud překrývají. Karbid se vyskytuje ve dvou formách. Je přítomný jako mezizrnný film a jako jemná mezizrnná sraženina. První forma se sráží při teplotách nad 570 °C, druhá forma se sráží při teplotách pod 570 C. První stupen pomalého ochlazování sahající z bodu C” k bodu *Έ v obrázku má rychlost ochlazování menší než 835 °C za minutu, přednostně od 280 °C do 585 °C za minutu»Under equilibrium conditions, carbides begin to precipitate from carbon-saturated ferrite at temperatures below 690 ° C. However, the actual process requires some subcooling to start the precipitation, which actually begins at about 650 ° C. It should be noted that austenite decomposition and carbon rich ferrite and carbide precipitation from ferrite somewhat overlap. Carbide occurs in two forms. It is present as an intergranular film and as a fine intergranular precipitate. The first mold coagulates at temperatures above 570 ° C, the second mold coagulates at temperatures below 570 C. The first slow cooling step extending from C "to * bodu in the figure has a cooling rate of less than 835 ° C per minute, preferably from 280 ° C. ° C to 585 ° C per minute »
Druhý stupen ochlazovacího cyklu, to je rychlý stupeň ochlazování, začíná v bodě ME” v obrázku a sahá k bodu G mezi 315 °C a 540 °C, kde může být pás oceli zakalen vodou pro dokončení rychlého stupně ochlazování. Teplota pásu oceli po zakalení vodou je 65 °C nebo méně, což je v obrázku znázorněno jako teplota místnosti 25 °C. Během druhého stupně ochlazování je rychlost ochlazování přednostně od 1390 °C do 1945 °C za minutu a nejlépe 1665 °C za minutu. Tím se zajistí srážení jemného karbidu železa.The second stage of the cooling cycle, i.e. the rapid stage of cooling, begins at the point M E 'in the figure and extends to the point G between 315 ° C and 540 ° C where the steel strip can be quenched with water to complete the rapid stage of cooling. The steel strip temperature after water quenching is 65 ° C or less, which is shown in the figure as a room temperature of 25 ° C. During the second cooling stage, the cooling rate is preferably from 1390 ° C to 1945 ° C per minute, and most preferably 1665 ° C per minute. This ensures the precipitation of fine iron carbide.
Z výše uvedených skutečností je zřejmé, že úplný cyklus přechodného žíhání a ochlazování podle předloženého vynálezu je nutný při procesu získání žádané mikrostruktury oceli a přesné řízení procesu je kritické. Doba cyklu podle dosavadního stavu techniky znázorněná v obrázku vyžadovala asi 3 minuty a proces končil v neznázorněné vodní lázni při rychlosti pásu asi 57 m za minutu. Doba cyklu přechodného žíhání podle předloženého vynálezu vyžaduje asi 2 minuty, 10 sekund, což umožnila použitá rychlost pásu rovná 80 m.min \ Je tedy třeba poznamenat, že žíhací cyklus podle předloženého vynálezu umožňuje vyšší produktivitu výrobní linky. Žádné zpracování po žíhání není potřebné, protože bylo zjištěno, še působí tvorbu zvětšené velikosti sekundárního zrna, což zhoršuje magnetickou jakost konečného výrobku křemíkové oceli.From the above, it is clear that the complete transient annealing and cooling cycle of the present invention is necessary in the process of obtaining the desired steel microstructure and precise process control is critical. The cycle time of the prior art shown in the figure required about 3 minutes and the process ended in a water bath (not shown) at a belt speed of about 57 m per minute. The transient annealing cycle time of the present invention requires about 2 minutes, 10 seconds, allowing a belt speed of 80 m / min to be used. Therefore, it should be noted that the annealing cycle of the present invention allows higher production line productivity. No post-annealing treatment is necessary because it has been found to produce an increased secondary grain size, which impairs the magnetic quality of the finished silicon steel product.
Přechodné Žíhání je následováno druhým stupněm válcování za studená, při kterém se tlouštka křemíkové oceli zmenšuje na žádaný konečný rozměr. Křemíková ocel se potom oduhličuje, povlékne se žíhací oddělovací látkou a podrobí konečnému žíhání za účelem provedení sekundární rekrystalizace.The intermediate annealing is followed by a second cold rolling step in which the thickness of the silicon steel is reduced to the desired final dimension. The silicon steel is then decarburized, coated with an annealing separator and subjected to final annealing to effect secondary recrystallization.
Ve válcovně byly vyrobeny dvě tavby orientované křemíkové oceli s pravidelným zrnem mající obsah křemíku 3,15 % hmotnostních. Chemické složení pro tyto dvě tavby je v tabulce I.Two regular grain oriented silicon steels having a silicon content of 3.15% by weight were produced in the mill. The chemical composition for the two melts is given in Table I.
Tabulka ITable I
Tavba C Mn S Si Al N CuMelting C Mn S Si Al N Cu
A 0,0280 0,0592 0,0215 3,163 0,0016 0,0033 0,094A 0.0280 0.0592 0.0215 3.163 0.0016 0.0033 0.094
B 0,0280 0,0587 0,0216 3,175 0,0013 0,0029 0,083B 0.0280 0.0587 0.0216 3.175 0.0013 0.0029 0.083
Proces byl proveden bez žíhání horkého pásu a každá z obou taveb byla oddělena a zpracována na konečnou tlouštku 0,28 mm, 0,23 mm a 0,18 mm při použití tří různých přechodných tlouštěk pásu. Tři přechodné tlouštky pro všechny tři konečné tlouštky 0,18 mm, 0,23 mm a 0,28 mm jsou uvedeny v tabulce IX.The process was carried out without annealing the hot strip, and each of the two melts was separated and processed to a final thickness of 0.28 mm, 0.23 mm and 0.18 mm using three different intermediate strip thicknesses. Three intermediate thicknesses for all three final thicknesses of 0.18 mm, 0.23 mm and 0.28 mm are shown in Table IX.
Tabulka IITable II
Konečná Přechodné tlouštka mm tlouštky mmFinal Transitional thickness mm thickness mm
Pro konečné tlouštky 0,18 mm, 0,23 mm a 0,28 mm pásů při způsobu podle dosavadního stavu techniky byly přechodné tlouštky rovny 0,53 mm, 0,58 mm· a 0,61 mm. Křemíkové oceli byly podrobeny přechodnému žíhání a ochlazovacímu cyklu podle předloženého vynálezu. Potom byly napouštěny po dobu 8 sekund při teplote asi 915 °C. Fotom byly ochlazeny na teplotu 570 °C rychlostí od 470 °G do 670 °C za minutu.Potom byly ochlazeny na teplotu 550 C rychlostí od 850 °C do 1100 °C za minutu, s následujícím zakalením vodou na teplotu nižší než 65 °C. Křemíkově oceli byly za studená-válcovány na konečný rozměr,, oduhličeny při teplotě 850 °C v mokré vodíkové nosné atmosféře, povlečeny oxidem hořečnatým a uloženy pro konečné žíhání ve skříni při teplotě 1200 °C po dobu 24 hodin.For the final thicknesses of 0.18 mm, 0.23 mm and 0.28 mm strips in the prior art method, the intermediate thicknesses were equal to 0.53 mm, 0.58 mm · and 0.61 mm. Silicon steels were subjected to an intermediate annealing and cooling cycle according to the present invention. They were then impregnated for 8 seconds at a temperature of about 915 ° C. The photom were cooled to 570 ° C at a rate from 470 ° C to 670 ° C per minute. Then they were cooled to 550 C at a rate from 850 ° C to 1100 ° C per minute, followed by a turbidity of water below 65 ° C. . The silicon steels were cold-rolled to final size, decarburized at 850 ° C in a wet hydrogen carrier atmosphere, coated with magnesium oxide and stored for final annealing at 1200 ° C for 24 hours.
Střední výsledné hodnoty pro přední a zadní stranu svitku jsou přehledně uvedeny v tabulce III.The mean results for the front and back of the coil are summarized in Table III.
Na základě výsledků z dosavadního stavu techniky byly pro magnetickou indukci 15 kG a pro tlouštky 0,18 mm, 0,25 mm a 0,28 mm požadovány měrné ztráty 0,867 W/kg, 0,933 W/kg a 1,067 W/kg. Je třeba poznamenat, že pro všechny tři tlouštky 0,18 mm, 0,23 mm a 0,28 mm bylo dosaženo mírného zlepšení měrňých ztrát při přechodných tloušťkách podle dosavadního stavu techniky. Většího zlepšení bylo dosaženo při větších přechodných tloušťkách. To ukazuje, že optimální přechodná tlouštka byla posunuta směrem nahoru při přijetí cyklu přechodného žíhání podle předloženého vynálezu. Je třeba poznamenat, že permeabilita H-10 je také pro větší přechodné tlouštky zlepšena.Based on prior art results, specific losses of 0.867 W / kg, 0.933 W / kg and 1.067 W / kg were required for magnetic induction of 15 kG and thicknesses of 0.18 mm, 0.25 mm and 0.28 mm. It should be noted that for all three thicknesses of 0.18 mm, 0.23 mm and 0.28 mm, a slight improvement in the prior art transient thickness loss was achieved. Greater improvement was achieved at larger transition thicknesses. This shows that the optimum intermediate thickness has been shifted upward when the intermediate anneal cycle of the present invention has been received. It should be noted that the permeability of H-10 is also improved for greater transient thicknesses.
Předložený vynález byl tudíž podrobně popsán v jeho použití pro částečně austenitické druhy orientovaných křemíkových ocelí s pravidelným zrnem. Flně feritické druhy nepodstoupí žádnou transformaci z typu krystalové struktury bcc na typ fcc.Accordingly, the present invention has been described in detail in its use for partially austenitic grades of grain oriented silicon steels. The ferritic species do not undergo any transformation from the crystal structure type bcc to the fcc type.
To může být určeno z indexu stability feritu vypočítaného takto:This can be determined from the ferrite stability index calculated as follows:
FSI = 2,54+4O,53x(C+N)+O,43x(Mn+Ni)+O,22*Cu-2,65*Al-3,95«P-l,26X(Cr-H¥!o)-SiFSI = 2.54 + 40.53x (C + N) + 0.43x (Mn + Ni) + 0.22 * Cu-2.65 * Al-3.95 «P1, 26X (Cr-H¥O) ) -Si
Slitiny mající hodnotu indexu rovnou nebo menší než 0,0 jsou plně feritické. Zvýšení kladných hodnot indexu stability feritu způsobuje zvýšení objemových frakcí přítomného austenitu. Pro úplně feritické slitiny může být rychlé ochlazení započato bezprostředně na konci napouštění, protože v tomto případě není přítomný žádný austenit a tedy není vyžadován první stupeň pomalého ochlazení.Alloys having an index value equal to or less than 0.0 are fully ferritic. Increasing the positive values of the ferrite stability index causes an increase in the volume fractions of austenite present. For completely ferritic alloys, rapid cooling can be initiated immediately at the end of the impregnation, since in this case no austenite is present and therefore a first slow cooling step is not required.
Je zřejmé, že může být provedena řada obměn, aniž by se vybočilo z rámce myšlenky vynálezu.It will be understood that many variations may be made without departing from the spirit of the invention.
Claims (11)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CS913229A CZ279775B6 (en) | 1991-10-24 | 1991-10-24 | Process for producing oriented silicon steel with a regular grain |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CS913229A CZ279775B6 (en) | 1991-10-24 | 1991-10-24 | Process for producing oriented silicon steel with a regular grain |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CZ322991A3 true CZ322991A3 (en) | 1993-05-12 |
| CZ279775B6 CZ279775B6 (en) | 1995-06-14 |
Family
ID=5371775
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CS913229A CZ279775B6 (en) | 1991-10-24 | 1991-10-24 | Process for producing oriented silicon steel with a regular grain |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CZ (1) | CZ279775B6 (en) |
-
1991
- 1991-10-24 CZ CS913229A patent/CZ279775B6/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CZ279775B6 (en) | 1995-06-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5261972A (en) | Process for producing grain-oriented electrical steel strip having high magnetic flux density | |
| US5702539A (en) | Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel | |
| EP0538519B1 (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| EP0101321A2 (en) | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss | |
| US5061326A (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| JP2002060842A (en) | Method for producing grain oriented silicon steel sheet having high magnetic flux density | |
| JPH0730397B2 (en) | Method for producing unidirectional electrical steel sheet with excellent magnetic properties | |
| US5078808A (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| RU2038389C1 (en) | Method for producing silicon textured steel | |
| CZ322991A3 (en) | process for producing oriented silicon steel with a regular grain | |
| RU2041268C1 (en) | Method of producing high-silicon electric steel | |
| KR950014313B1 (en) | Method of producing grain-oriented silicon steel with small boron addition | |
| US4596614A (en) | Grain oriented electrical steel and method | |
| US20230212720A1 (en) | Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium | |
| CA2054395C (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| KR0169992B1 (en) | Method of making high silicon low carbon regular grain oriented silicon | |
| JP2693327B2 (en) | Method for producing standard high silicon low carbon grain oriented silicon steel | |
| JP2653948B2 (en) | Preparation of Standard Grain Oriented Silicon Steel without Hot Strip Annealing | |
| JP2562254B2 (en) | Manufacturing method of thin high magnetic flux density unidirectional electrical steel sheet | |
| KR0169318B1 (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| JPH07197126A (en) | Production of grain oriented silicon steel sheet having high magnetic flux density | |
| CA1307444C (en) | Method of producing grain-oriented silicon steel with small boron additions | |
| JPH09194941A (en) | Production of grain-oriented silicon steel sheet high in magnetic flux density | |
| JPS6134117A (en) | Manufacture of grain oriented silicon steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss | |
| CA2054331A1 (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| IF00 | In force as of 2000-06-30 in czech republic | ||
| MK4A | Patent expired |
Effective date: 20111024 |