EA028436B1 - Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали из листа кремнистой текстурированной стали и его применение - Google Patents

Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали из листа кремнистой текстурированной стали и его применение Download PDF

Info

Publication number
EA028436B1
EA028436B1 EA201500183A EA201500183A EA028436B1 EA 028436 B1 EA028436 B1 EA 028436B1 EA 201500183 A EA201500183 A EA 201500183A EA 201500183 A EA201500183 A EA 201500183A EA 028436 B1 EA028436 B1 EA 028436B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
steel
temperature
less
annealing
slab
Prior art date
Application number
EA201500183A
Other languages
English (en)
Other versions
EA201500183A1 (ru
Inventor
Бан Габор
Том Ван Де Путте
Original Assignee
Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л.
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 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л. filed Critical Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л.
Publication of EA201500183A1 publication Critical patent/EA201500183A1/ru
Publication of EA028436B1 publication Critical patent/EA028436B1/ru

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
    • H01F1/14783—Fe-Si based alloys in the form of sheets with insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F27/00—Details of transformers or inductances, in general
    • H01F27/24—Magnetic cores
    • H01F27/245—Magnetic cores made from sheets, e.g. grain-oriented
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)

Abstract

Настоящее изобретение относится к способу изготовления листа из текстурированной Fe-Si стали со значением индукции при 800 А/м более 1,870 Тл и потерями в сердечнике менее 1,3 Вт/кг при удельной магнитной индукции 1,7 Тл. Химический состав стали включает, мас.%: 2,8≤Si≤4, 0,20≤Cu≤0,6, 0,05≤Mn≤0,4, 0,001≤Al≤0,04, 0,025≤C≤0,05, 0,005≤N≤0,02, 0,005≤Sn≤0,03, S<0,015 и необязательно Ti, Nb, V или В в сумме менее 0,02, с соблюдением следующих соотношений: Mn/Sn≤40, 2,0≤C/N≤5,0, Al/N≥1,20, остальное Fe и другие неизбежные примеси.

Description

Настоящее изобретение относится к способу изготовления текстурированной электротехнической Ре-81 стали с магнитными свойствами. Такой материал используется, например, в производстве трансформаторов.
Придание магнитных свойств Ре-81 текстурированной стали является наиболее экономичным источником магнитной индукции. С точки зрения химического состава, добавление кремния к железу является очень распространенным способом увеличения электрического сопротивления, следовательно, улучшения магнитных свойств, а также одновременного снижения общих потерь мощности. В настоящее время сосуществуют два семейства структур стали для электрооборудования: текстурированные и нетекстурированные стали.
Так называемая текстура Госса {110}<001> придает замечательные магнитные свойства текстурированной стали, когда кристаллографическая плоскость {110}, в идеале, параллельна плоскости прокатки и кристаллографическое направление <001>, в идеале, параллельно направлению прокатки. Последнее направление прокатки соответствует направлению легкого намагничивания.
Зерна феррита, которые составляют основу текстурированной Ре-δί стали и имеющие кристаллографическую ориентацию, близкую к идеальной {110}<001>, обычно называют зерном Госса.
Следующие свойства используются для оценки эффективности электротехнических сталей, когда речь идет о магнитных свойствах:
магнитная индукция, выраженная в Тесла (Тл), которая будет обозначаться 1800 в данном документе, поскольку ее измеряют в магнитном поле 800 А/м. Такое значение указывает, насколько близка ориентировка зерна к текстуре Госса, чем выше, тем лучше;
потери энергии в сердечнике выражаются в Вт/кг, измеренные при удельной магнитной индукции, выраженной в Тл, и рабочей частотой в Герцах. Чем ниже суммарные потери, тем лучше.
Большое число металлургических параметров может влиять на вышеуказанные свойства и наиболее распространенными из них являются текстура материала, размер зерна феррита, размер и распределение выделений, толщина материала, изолирующее покрытие и конечная поверхностная термическая обработка. Кроме того, термомеханическая обработка от отливки до конечной поверхностной термообработки имеет важное значение для достижения искомых характеристик.
С одной стороны, что касается листов с высокой плотностью магнитного потока, документ ЕР 2077164 раскрывает способ изготовления текстурированных кремнистых сортов стали с В10>1,90 Тл С: 0,010-0,075%, 8ί: 2,95-4,0%, растворимый в кислоте А1: 0,010-0,040%, Ν: 0,0010-0,0150% и один или оба элемента из 8 и 8е 0,005-0,1%, остальное - Ре и неизбежные примеси. Полоса, полученная после литья, имеет толщину в диапазоне 20-70 мм. Один из следующих элементов может быть добавлен к вышеприведенному химическому составу: 8Ь: 0,005-0,2%, N6: 0,005-0,2%, Мо: 0,003-0,1, Си: 0,02-0,2% и 8п: 0,020,3%. Минимальная допустимая температура перед горячей прокаткой составляет 1200°С. Такая технологическая схема является довольно энергоемкой, так как сохранение полосы выше 1200°С или даже 1250°С после литья потребует больше энергии, даже если полосу сразу же подвергают горячей прокатке.
С другой стороны, и8 2009/0301157 относится к способу и системе для изготовления горячекатаной полосы кремнистой легированной стали для дальнейшей переработки в лист текстурированной стали. Сляб после отливки имеет максимальную толщину 120 мм. В изобретении необходима температура отливки на входе линии горячей прокатки по меньшей мере 1200°С и предпочтительно выше 1250°С. Химический состав не раскрыт, так как изобретение относится к способу и системе, которые должны быть многофункциональными. Повторный нагрев сляба, как указано выше, является важной стадией и состоит из двух частей: выполняется первая стадия предварительного нагрева и за ней следует стадия интенсивного нагрева. Такая технологическая схема является довольно энергоемкой, поскольку отливку нужно повторно нагревать на стадии интенсивного нагрева, обозначенной цифрой 6 на графике системы в документе.
Настоящее изобретение направлено на создание способа изготовления горячекатаного Ре-81 стального листа, включающего последовательные стадии, состоящие в плавке стали состава, который содержит, мас.%:
2,8<8ί<4;
0,20<Си<0,6;
0,05<Мп<0,4;
0,001<А1<0,04;
0,025<С<0,05;
0,005<Ν<0,02;
0,005<8п<< 0,03;
8<0,015, и, необязательно, Τί, ΝΕ V или В с общим содержанием ниже 0,02, с соблюдением следующих соотношений:
Мп/8п<40;
2,0<0Ν<5,0;
- 1 028436
Α1/Ν>1,20 и остальное Ре и другие неизбежные примеси;
непрерывной разливке указанной стали для получения сляба, толщина которого не превышает 80 мм, так что после твердения поверхность указанного сляба не охлаждают ниже 850°С в течение более 5 мин;
повторном нагреве указанного сляба до температуры 1080-1200°С в течение по меньшей мере 20 мин; затем горячей прокатке указанного сляба, с первым обжатием по толщине, когда указанная температура сляба составляет выше 1060°С, и последним обжатием по толщине, выполняемым выше температуры чистовой прокатки 950°С для получения горячекатаной полосы;
охлаждении указанной полосы до температуры 500-600°С в течение менее 10 с; затем намотке горячекатаной полосы; затем очистке его поверхности;
проведении стадии первой холодной прокатки горячекатаной полосы со степень обжатия холодной прокатки по меньшей мере 60% без предварительного отжига горячекатаной полосы; затем выполнении отжига первичной рекристаллизации при температуре Т1 между 780 и 920°С, где сталь выдерживают при Т1 в течение минимального времени ί1 2 мин в атмосфере, состоящей из смеси водорода, азота и паров воды, затем охлаждении до комнатной температуры так, чтобы получить содержание углерода в стали ниже 0,004% и первичный средний размер зерна ниже 16 мкм после охлаждения;
проведении второй стадии холодной прокатки со степенью обжатия холодной прокатки по меньшей мере 50% для получения холоднокатаного стального листа конечной толщины;
нанесении слоя изолирующего сепаратора на поверхность указанного холоднокатаного стального листа;
проведении вторичного отжига изолированного холоднокатаного стального листа в атмосфере, содержащей водород и азот, где скорость нагрева V стали ниже 15°С/ч между 600 и 1150°С, температуру листа сохраняют при минимальной температуре Т2 1150°С в течение минимального времени ΐ2 600 мин, общее время отжига выше 120 ч, чтобы снизить содержания каждого элемента из серы и азота ниже 0,001% и получения вторичного среднего размера зерна ниже 15 мм;
выполнении медленного охлаждения до комнатной температуры.
Содержание меди предпочтительно составляет 0,4-0,6%.
Содержание серы предпочтительно составляет менее 0,010%.
В предпочтительном осуществлении содержание углерода в стали составляет 0,025-0,032%.
Предпочтительно указанный сляб отливают с минимальной скоростью 4,0 м/мин.
В предпочтительном осуществлении проводят повторный нагрев указанного сляба в диапазоне температур 1080-1200°С и температура указанной чистовой прокатки составляет по меньшей мере 980°С.
Предпочтительно структура выделений, образующихся после стадий горячей прокатки, быстрого охлаждения и намотки, приводит к выделениям менее 60% Л1,|:, (растворимый в кислоте А1), указанная структура выделений вообще не содержит выделений Α1Ν в диапазоне размеров 5-150 нм.
Предпочтительно лист из текстурированной стали покрыт изолирующим покрытием и покрытием, создающим напряжение растяжения, на основе эмульсии коллоидного диоксида кремния.
Предпочтительно после первичного отжига содержание углерода в стали составляет менее 0,0025%.
В предпочтительном осуществлении после первичного отжига первичный средний размер зерна составляет менее 10 мкм.
В другом предпочтительном осуществлении после вторичного отжига вторичный средний размер зерна составляет менее 10 мм.
В предпочтительном осуществлении лист из текстурированной стали, полученный способом в соответствии с изобретением, имеет значение индукции при 800А/м выше 1,870 Тл и потерь в сердечнике ниже 1,3 Вт/кг при удельной магнитной индукции 1,7 Тл.
Деталь, изготовленная из листа из текстурированной стали в соответствии с изобретением, может быть использована для изготовления силового трансформатора.
Для достижения требуемых свойств сталь в соответствии с настоящим изобретением включает следующие элементы.
Прежде всего, она содержит 2,8-4% кремния, чтобы получить текстуру Госса и увеличить электрическое сопротивление стали. Если содержание менее 2,8%, не будут достигнуты высокие магнитные свойства текстурированной стали и низкие потери в сердечнике. С другой стороны, если содержание добавленного кремния превышает 4%, чувствительность к образованию трещин при холодной прокатке достигает неприемлемого уровня.
Содержание серы строго ниже 0,015% (150 ч./млн), чтобы избежать сегрегации вблизи центральной линии отлитого сляба. Эта сегрегация нарушает однородность получаемой микроструктуры горячей прокатки и распределения выделений. Для гомогенизации концентрации серы по толщине сляба температуру повторного нагрева сляба необходимо повышать и сляб следует выдерживать при высокой темпера- 2 028436 туре в течение более длительного времени, ухудшая производительность и увеличивая издержки производства. Кроме того, если содержание серы выше 150 ч./млн, стадия очистки во время высокотемпературного отжига (НТА), в котором вредные элементы, такие как 8, N и т.п., удаляют взаимодействием с сухой атмосферой, содержащей более 75% водорода, будет слишком долгой, ухудшая качество, производительность и увеличивая расходы. Действительно эта длительная стадия очистки является дорогостоящей и это ухудшает качество стеклянной пленки. Для снижения риска возникновения всех этих дефектов содержание серы предпочтительно составляет ниже 100 ч./млн. Фактически, во время выдержки концентрация водорода в атмосфере должна быть выше 75%, чтобы обеспечить необходимую очистку металла путем удаления азота и серы, растворенных в стали. Это происходит в результате взаимодействия с водородом атмосферы, до уровня общего содержания азота и общего содержания серы в стали предпочтительно составляющего менее 100 ч./млн.
Сталь дополнительно содержит 0,20-0,6% меди, чтобы улучшить величину 1800 стали. При отжиге медь дает нанометровые выделения, которые могут выступать в качестве зародышей для дальнейшего выделения Α1Ν. Если содержание меди ниже 0,20%, количество выделения Си является слишком низким, что приводит к значению 1800 ниже требуемого, однако медь, как известно, уменьшает поляризацию насыщения металла, и в результате требуемая 1800 равная 1,870 Тл становится недоступной при содержании меди выше 0,6%. Содержание меди предпочтительно составляет 0,4-0,6%.
Концентрация марганца должна быть выше 0,05% для исключения образования трещин на стадии горячей прокатки. Кроме того Мп добавляют для контроля рекристаллизации. Содержание Мп, превышающее 0,4%, излишне увеличивает стоимость легирования и уменьшает намагниченность насыщения, что приводит к значению 1800 ниже требуемого. Марганец добавляют в сталь до содержания 0,05-0,4%. Этот элемент выделяется с серой с образованием осадка Мп8, который также может выступать в качестве зародышей для дальнейшего выделения Α1Ν. Следовательно, минимальное количество Мп составляет 0,05%.
Олово (8п) является элементом, сегрегирующимся на границе зерна, который может быть добавлен для контроля размера зерна структуры первичной и вторичной рекристаллизации. Концентрация 8п должна составлять по меньшей мере 0,005%, чтобы эффективно предотвращать чрезмерный рост зерна в процессе высокотемпературного отжига и, следовательно, уменьшать магнитные потери. При концентрации 8п выше 0,03% рекристаллизация становится неравномерной. Поэтому содержание 8п должно быть ограничено максимальным значением 0,03%. В предпочтительном осуществлении содержание олова составляет 0,010-0,022% так, чтобы служить в качестве элемента сегрегирующегося на границе зерна, который уменьшает подвижность границ зерна. Таким образом, рост зерна будет затруднен. Олово может быть заменено молибденом или сурьмой.
Отношение марганца к олову (Мп/8п) должна быть ниже или равным 40 так, чтобы контролировать распределение размера зерна при рекристаллизации, в предпочтительном осуществлении: Мп/8п<20.
Требуемый первичный средний размер зерна составляет менее 16 мкм, предпочтительно менее 10 мкм.
Алюминий добавляют в сталь в диапазоне 0,001-0,04%, для формирования выделений с азотом, образующих Α1Ν в качестве ингибитора роста зерна при вторичной рекристаллизации. Количество Α1 относится к растворимому в кислоте алюминию, которое является количеством алюминия, не связанного с кислородом. Для того чтобы иметь соответствующее количество Α1Ν, содержание алюминия должно быть ниже 0,04%, потому что выше контроль кинетики выделений становится все более и более сложным. Содержание Α1 должно быть выше 0,001%, чтобы иметь достаточное количество Α1Ν.
Содержание азота должно быть в диапазоне 0,005-0,02%, чтобы сформировать достаточное количество выделений Α1Ν. Содержание азота не должно превышать 0,02% в связи с нежелательным формированием нитридов или карбонитридов железа, ниже 0,005% количество Α1Ν является слишком низким.
Массовое отношение алюминия к азоту должно быть выше или равным 1,20 (Α1/Ν>1,20), чтобы иметь атомное отношение Α1 и Ν, преимущественное для кинетики и количества выделений Α1Ν. Низкое количество азота по сравнению с алюминием приводит к образованию более мелких выделений, которые полезны для их действия в качестве ингибитора. Отношение Α1/Ν предпочтительно является следующим: Α1/Ν>1,5.
В предпочтительном осуществлении менее 60% растворимого в кислоте алюминия в горячекатаной полосе находится в форме выделений, в виде Α1Ν, структура выделений которого вообще не содержит выделений Α1Ν в диапазоне размеров 5-150 нм.
Что касается содержания углерода, было подтверждено, что на стадии горячей прокатки концентрация С существенно влияет на микроструктуру горячекатаной полосы и кристаллографическую текстуру путем контроля количества аустенита при горячей прокатке. Концентрация углерода также влияет на формирование ингибитора, так как предотвращает преждевременное и крупнозернистое выделение Α1Ν в процессе горячей прокатки. Содержание С должно быть выше 0,025% для формирования достаточного количества аустенита, чтобы сохранять выделения в растворе и контролировать микроструктуру и текстуру горячекатаной полосы. Предел 0,05 существует для того, чтобы стадия обезуглероживания
- 3 028436 была не слишком долгой, что будет экономическим недостатком, поскольку снижает производительность. Содержание углерода предпочтительно составляет 0,025-0,032%, диапазон концентраций, который, как было подтверждено, дает самые высокие значения 1800 конечного продукта.
Отношение углерода к азоту должно быть между 2 и 5 (2<Ο/Ν<5), чтобы гарантировать значение 1800 выше 1,870 Тл. Если отношение С/Ν меньше 2, содержание аустенита при горячей прокатке будет недостаточным. Азот, более растворимый в аустените, чем в феррите, будет диффундировать в аустенит и в конечном итоге не будет равномерно распределен в горячекатаной микроструктуре, ухудшая эффективное выделение с алюминием. С другой стороны, если отношение С/Ν превышает 5, процесс обезуглероживания может быть долгим и сложным в случае высокого содержания С, или образуется недостаточно Α1Ν, если содержание азота слишком низкое. Отношение С/Ν предпочтительно составляет: 3<ί'.7Ν<5.
Содержание микролегирующих элементов, таких как титан, ниобий, ванадий и бор ограничено и сумма этих микролегирующих элементов не превышает 0,02%. На самом деле, эти элементы являются нитридообразующими, которые потребляют азот, необходимый для формирования ингибитора, нитрида алюминия, как уже упоминалось выше, следовательно, их содержание должно быть сопоставимо с содержанием примесей.
Другие примеси: Αδ, РЬ, Ζη, Ζτ, Са, О, Р, Сг, Νί, Со, §Ь, В и Ζη.
Способ в соответствии с изобретением сокращает процесс изготовления от жидкой стали до готовой горячекатаной полосы. Весь процесс производства происходит непрерывно и достигаемая толщина полосы составляет 1-80 мм.
Способ в соответствии с изобретением обеспечивает горячекатаную полосу превосходного качества в виде первичного материала, с точки зрения стабильности микроструктуры, текстуры и выделений по длине и ширине горячекатаного рулона. Кроме того, отжиг горячекатаной полосы исключается из-за отличного качества горячекатаной полосы.
Действительно, процесс в соответствии с изобретением дает сляб толщиной до пяти раз меньше, чем толщина обычного сляба. Максимальная толщина сляба составляет 80 мм.
Важно не допустить, чтобы температура поверхности сляба стала ниже 850°С в течение более 5 мин с тем, чтобы избежать преждевременного выделения Α1Ν. Такие выделения будут затруднять ингибирующее действие Α1Ν, потому что они будут более крупнозернистыми в процессе и непригодными далее по металлургической схеме в процессе производства. В таком случае необходима другая термическая обработка, чтобы растворить выделения и вернуть элементы выделений, такие как азот, например, в раствор. Эта операция потребует высокой температуры и длительного времени выдержки для гомогенизации, ухудшая производительность и увеличивая себестоимость производства. Чтобы достичь этого, одно из решений состоит в выборе минимальной скорости разливки 4 м/мин. Также один важный признак изобретения состоит в повторном нагреве сляба строго ниже 1250°С и даже ниже 1200°С, это возможность значительной экономии затрат на изобретение.
После этого сляб нагревают при минимальной температуре 1080°С в течение 20 мин. Ниже 1080°С стадия горячей прокатки может привести к РКТ ниже 950°С, где начинается формирование выделений Α1Ν. Такие преждевременные выделения будут снижать подходящую текстуру ориентировки зерна Госса и уменьшать ингибирующее действие. Ингибирующее действие является общими силами пиннинга Зинера, которые создаются тонким распределением выделений на границах зерна, для исключения их укрупнения.
Повторный нагрев служит для выравнивания температуры в слябе так, чтобы иметь одинаковую температуру в каждой точке сляба и растворить потенциально существующие выделения.
В стане горячей прокатки, температура ввода обжимного стана должна быть выше 1060°С, чтобы избежать падения РКТ ниже 950°С, поскольку отсутствует подвод тепловой энергии на стадии горячей прокатки от ввода до последней клети. Если РКТ ниже 950°С, текстура не будет существенно подвергаться воздействию, ингибирующее действие выделений будет слишком слабым и требуемое 1800
1,870 Тл не будет достигнуто с использованием химического состава и технологической схемы изобретения. После стадии чистовой прокатки максимальное время в 10 с задается перед началом охлаждения горячекатаной полосы. Это охлаждение направлено на устранение выделения крупнозернистых нитридов алюминия, эти выделения должны формироваться при низких температурах.
В идеале, РКТ выше 980°С делает максимальным ингибирующее действие, которое будет накапливаться в основе и используется далее по технологической схеме для инициирования рекристаллизации и ингибирования выделений.
Температура намотки составляет 500-600°С, так как вне этого диапазона, требуемые выделения по изобретению, содержащие Α1Ν, не будут иметь соответствующие распределение и размер.
На этой стадии получают горячекатаную полосу. Исключение применения классического процесса отжига горячекатаной полосы для изготовления текстурированной электротехнической стали до стадии холодной прокатки является дополнительным признаком изобретения, дающим преимущество в потреблении энергии. Стадия горячей прокатки дает горячекатаную полосу со следующими микроструктурными признаками.
- 4 028436
Любой поперечный разрез по толщине горячекатаной полосы, имеющей направление прокатки, представляет три равные части: два внешних симметричных участка, содержащие равноосные ферритные зерна и один внутренний участок, охватывающий треть толщины, который содержит смесь небольших равноосных зерен и более крупных плоскопараллельных зерен.
Другим существенным признаком горячекатаной полосы является то, что два внешних участка текстуры деформации сдвига, подобной дзета волокну (110)[х, у, ζ], а также Си (112)[-1, -1, 1], являются превалирующими, в то время как во внутренней третьей зоне, Θ (001)[х, у, ζ] и а(и, ν, и) [1, -1, 0] волокна являются наиболее преобладающими компонентами.
Кроме того, особенностью качества горячекатаной полосы является присутствие выделений Α1Ν, образующихся на стадии горячей прокатки, охлаждения и намотки. Частичное выделение растворимого в кислоте алюминия в вышеуказанном Α1Ν представляет определенный признак: в предпочтительном осуществлении структура выделений не содержит выделений нитрида алюминия (Α1Ν) размером 5-150 нм. Выделения в этом диапазоне слишком укрупняются далее по технологической схеме и когда выделения укрупняются, они имеют очень низкую способность ингибирования, значение ί800 снизится и может упасть ниже 1,870 Тл.
Поверхность горячекатаной зоны очищается процессом травления или каким-либо другим, чтобы удалить любой слой оксида или любого типа других остатков вторичной окалины.
Затем проводят первую холодную прокатку; ее применяют по меньшей мере с 2 проходами, что приводит к промежуточной толщине менее 1 мм с использованием минимального обжатия холодной прокатки 60%. Более низкая степень деформации не будет гарантировать достаточное количество накопленной энергии для активации и достижения последующих требуемых уровней рекристаллизации и выделений для роста зерна.
После первой стадии холодной прокатки проводят промежуточный отжиг, также называемый первичным отжигом или обезуглероживающим отжигом в качестве одно- или многостадийного процесса, обеспечивающий первичную рекристаллизацию и обезуглероживание материала. После обезуглероживания содержание углерода составляет предпочтительно менее 0,0025%. Такие элементы, как углерод и карбиды, являются местоположением пиннинга стенок магнитного домена. Кроме того, средний размер зерен после первичного отжига должен быть менее 16 мкм, потому что, если зерна укрупняется на этой стадии, а именно их размер более 16 мкм, последующие механизмы приведут к еще более крупным зернам с гетерогенной микроструктурой из мелких и больших зерен. Потери в сердечнике также значительно увеличиваются с размером зерен структуры первичной рекристаллизации более 16 мкм.
Этот промежуточный отжиг Т1, также называемый первичным отжигом, осуществляется при 780920°С в течение минимального времени выдержки ί1 2 мин. Слабоокислительная атмосфера отжига представляет собой смесь водорода, азота и паров воды составленная так, чтобы снизить содержание углерода в стали ниже 0,004 мас.%, и размер первичных зерен сохранить менее 16 мкм. В предпочтительном осуществлении изобретения содержание углерода на данной стадии поддерживают ниже 0,0025% и размер ферритного зерна поддерживают ниже 10 мкм. Такое сочетание улучшает первичную текстуру, которая затем будет подвергаться холодной прокатке для получения наилучшей текстуры Г осса для достижения 1800 выше 1,870 Тл для химического состава и технологической схемы изобретения.
После этого материал подвергают второй стадии холодной прокатки с минимальным обжатием холодной прокатки 50% по меньшей мере на двух стадиях прохода. Обычно толщина после второй холодной прокатки находится в пределах 0,21-0,35 мм.
Следующая стадия состоит в нанесении изолирующего покрытия сепаратора, например покрытия на основе МдО. Такой сепаратор наносится на поверхность холоднокатаной электротехнической стали, после чего проводят намотку полосы.
Затем проводят высокотемпературный отжиг (НТА), также называемый вторичным отжигом, в атмосфере из смеси водорода и азота. Скорость нагрева от 400 до 1150°С составляет менее 15°С/с. По достижении минимальной температуры выдержки Т2 1150°С выполняют выдержку в течение времени 12 минимум 10 ч. После выдержки медленное охлаждение осуществляют так, что общее время вторичного отжига превосходит 120 ч. После выполнения вторичного отжига содержание серы и азота в основе составляет менее 0,001% каждого и средний размер зерна в стали не превышает 15 мм. В предпочтительном осуществлении после вторичного отжига средний размер зерна составляет менее 10 мм. Такой средний размер зерна минимизирует потери в сердечнике, так как этот параметр, зависящий от толщины, резко возрастает с размером зерна.
После вторичного отжига изолирующее и создающее растягивающее напряжение покрытие наносят на поверхность стали. Его основой является эмульсия коллоидного диоксида кремния и гарантирует оптимальное натяжение, а также улучшает удельное электрическое сопротивление стали.
Так называемый лист близкий к высокотекстурированной стали в соответствии с изобретением представляет собой сталь с уровнем индукции при 800 А/м более 1,870 Тл и потерями мощности менее 1,3 Вт/кг.
Следующие примеры предназначены для иллюстрации и не предназначены, чтобы их рассматривать как ограничение объема притязаний данного изобретения: химический состав сплава приведен в
- 5 028436 табл. 1. Плавку выполняют с использованием процесса в соответствии с изобретением для получения сляба, толщина которого составляет менее 80 мм. Номер плавки (плавка №) определяет различные химические составы 1-10. Химические элементы, выделенные жирным шрифтом и подчеркиванием, не соответствуют изобретению.
Таблица 1
Химический состав (в мас.%) различных сплавов
Плавка № С δί Мп Р 5 Си δη V ΝΒ Τί Ν в Α1
I 0,032 3,10 0,21 0,008 0,003 0,48 0,024 0,00 0,00 0,01 0,009 0,000 0,01
2 0,038 2,97 0,23 0,009 0,005 0,49 0,020 0,01 0,00 0,00 0,010 0,000 0,01
3 0,032 3,10 0,21 0,009 0,004 0,47 0,027 0,01 0,00 0,01 0,009 0,001 0,01
4 0,030 2,85 0,22 0,009 0,005 0,48 0,022 0,01 0,00 0,00 0,010 0,000 0,01
5 0,030 2,85 0,22 0,009 0,005 0,48 0,022] 0,01 0,00 0,00 0,010 0,000 0,01
6 0,030 2,85 0,22 0,009 0,005 0,48 0,022 0,01 0,00 0,00 0,010 0,000 0,01
7 0,035 3,07 0,22 0,008 0,003 0,48 0,018 0,00 0,01 0,00 0,012 0,000 0,01
8 0.068 2,94 0,20 0,012 0,004 0,49 0.004 0,00 0,00 0,00 0,012 0,001 0,02
9 0,041 3,03 0,20 0,007 0,004 0,48 0,004 0,01 0,00 0,00 0,009 0,001 0,01
10 0,041 3,1 0,2 0,0062 0,004 0,47 0,005 0,00 0 0,01 0,010 0 0,0158
Выделенное жирным шрифтом и подчеркиванием не соответствует изобретению.
В табл. 2 представлены соответствующие отношения элементов химического состава для плавок 110.
Таблица 2
Отношения химических элементов
Плавка № Α1/Ν Мп/Зп С/Ν Τί+Νό+ν+Β
1 1,74 9 3,8 0,009
2 1,21 12 3,6 0,013
3 1,47 8 3,4 0,014
4 1,20 10 3,0 0,015
5 1,20 10 3,0 0,015
6 1,20 10 3,0 0,015
7 1,11 12 2,9 0,013
8 1,44 46 5Ц 0,010
9 1,68 47 4,8 0,015
10 1,61 44 4,2 0,009
Выделенное жирным шрифтом и подчеркиванием не соответствует изобретению.
После твердения, поверхность каждого отлитого сляба не охлаждают ниже 850°С. Параметры процесса каждой плавки № 1-10 показаны в табл. 3, где
8КТ (°С): температура повторного нагрева сляба. Эта температура выдерживается в течение времени свыше 20 мин и менее 1 ч;
Р1 является температурой первого обжатия по толщине;
РКТ (°С): температура чистовой прокатки сляба, при которой происходит последнее обжатие по толщине;
Т намотки (°С): это температура намотки.
Таблица 3
Параметры горячей прокатки
Плавка № δΚΤ: ΡΙ РКТ Намотка Т°
1 1165 1110 988 567
2 1175 1111 956 566
3 1165 1104 988 567
4 1175 1110 962 561
5 1170 1106 957 581
6 1174 1110 963 566
7 1164 1133 966 552
8 1096 1038 969 569
9 1174 1105 957 569
10 1099 1100 927 578
Выделенное жирным шрифтом и подчеркиванием не соответствует изобретению.
После намотки поверхность горячекатаной полосы очищают и затем проводят первую холодную прокатку (более 60%). Стадию отжига первичной рекристаллизации проводят с каждым сплавом (№ плавки 1-10) с Т1 780-920°С в течение более 2 мин (11) в атмосфере из смеси водорода, азота и водяного пара, с последующим охлаждением до комнатной температуры. Содержание углерода во всех сплавах менее 0,004%.
Затем проводят вторую холодную прокатку (>50%) для получения конечной толщины 0,3 мм для каждого стального сплава 1-10.
- 6 028436
Наконец, изолирующий сепаратор на основе эмульсии коллоидного диоксида кремния наносят на поверхность стали, затем сталь подвергается циклу высокотемпературного отжига (НТА), известному как таковой: нагрев проводят со скоростью менее 15°С/ч до температуры 600-1150°С в течение более 10 ч. Содержание серы и азота ниже 0,001% для всех сплавов.
Измеренный размер зерна после стадии отжига первичной рекристаллизации и вторичного отжига показан в табл. 4, а также 1800 и Р1.7:
ЭСА Οδίζο: это размер зерна после обезуглероживающего отжига, т.е. стадии отжига первичной рекристаллизации; он выражается в микрометрах;
заключительный Οδίζο: это окончательный размер зерна после вторичного отжига; он выражается в миллиметрах;
1800: это магнитная индукция, выраженная в Тл, и измеренная в магнитном поле 800 А/м.
Р 1.7: это потери в сердечнике, выраженные в Вт/кг, и измеренные при удельной магнитной индукции 1,7 Тл; потери в сердечнике измеряется в соответствии со стандартом ϋΝ! ΕΝ 10107 и 1ЕС 404-2.
Таблица 4
Размер зерна первичного и вторичного отжига и свойства сплавов плавок 1-10
Плавка № Тип 1800 Р1.7 ОСА Οδίζε (мкм) Ρίη Οδίζβ (мм)
1 Изобретение 1,880 1,18 15,3 5,0
2 Изобретение 1,871 1,25
3 Изобретение 1,878 1,18
4 Изобретение 1,876 1,22
5 Изобретение 1,875 1,23
6 Изобретение 1,876 1,19
7 Сравнение 1,864 1,19
8 Сравнение 1,838 1,79
9 Сравнение 1,854 1,26
10 Сравнение 1,840 1,30 10,8 14,2
Выделенное жирным шрифтом и подчеркиванием не соответствует изобретению.
Как показано в табл. 4, плавки № 1-6 в соответствии с изобретением: эти плавки представляют композиции легирующих элементов в соответствии с изобретением. Кроме того, они подвергаются процессам с параметрами в соответствии с изобретением, и дают значение индукции при 800 А/м более
1,870 Тл и потери в сердечнике ниже 1,3 Вт/кг при 1,7 Тл. Их изготавливают с использованием способа по изобретению. Плавка номер 1 представляет наилучший результат с точки зрения магнитной индукции, так как он представляет предпочтительные отношения легирующих элементов.
Плавки сравнения 7-10 не соответствуют изобретению:
плавка сравнения № 7 представляет отношение Α1/Ν ниже 1,20. Как следствие, величина 1800 ниже
1,870 Тл;
плавка сравнения № 8 представляет содержание углерода и олова вне диапазона согласно изобретению. Кроме того, отношение Μη/δη и С/Ν не соответствует изобретению и, наконец, Е1 ниже 1060. В результате значение 1800 является худшим, ниже 1,870 Тл и потери в сердечнике значительно выше установленного максимума 1,3 Вт/кг;
плавка сравнения № 9 представляет содержание олова не соответствующее изобретению и отношение Μη/δη более 40. В результате значение 1800 ниже 1,870 Тл;
плавка сравнения № 10 представляет химический состав в соответствии с изобретением, но отношение Μη/δη выше максимального предела 40 и ЕКТ ниже предела, как следствие значение индукции 1800 ниже 1,870 Тл.
Лист из текстурированной Εοδί стали в соответствии с изобретением может быть эффективно использован для изготовления трансформаторов, например, с техническими требованиями для 1800 1,8701,90 Тл.

Claims (11)

  1. ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
    1. Способ изготовления холоднокатаного листа из Ее-δί стали, включающий последовательные стадии, на которых выплавляют сталь состава, содержащего в мас.%:
  2. 2,8<δί<4;
    0,4<Си<0,6;
    0,05<Μη<0,4;
    0,001<А1<0,04;
    0,025<С<0,05;
    0,005<Ν<0,02;
    0,005<δη<0,03;
    δ<0,015;
    - 7 028436 и, необязательно, Τί, N6. V или В в сумме менее 0,02 с соблюдением следующих соотношений:
    Ми/8и<40;
    2,0<С^<5,0;
    Α1/Ν>1,20 и остальное Ре и другие неизбежные примеси;
    изготавливают сляб, толщина которого не превышает 80 мм, так, чтобы после твердения поверхность указанного сляба не охлаждалась ниже 850°С в течение более 5 мин;
    повторно нагревают указанный сляб до температуры 1080-1200°С в течение по меньшей мере 20 мин; затем проводят горячую прокатку указанного сляба с первым обжатием по толщине, причем температура указанного сляба составляет более 1060°С, и последним обжатием по толщине выше температуры чистовой прокатки 950°С, чтобы получить горячекатаную полосу;
    охлаждают указанную полосу до температуры 500-600°С в течение менее 10 с; затем наматывают горячекатаную полосу, в которой менее 60% растворимого в кислоте А1 находится в форме выделений в горячекатаной полосе, причем указанные выделения вообще не содержат выделения Α1Ν с размером 5-15 нм; затем очищают ее поверхность; затем проводят стадию первой холодной прокатки горячекатаной полосы со степенью обжатия холодной прокатки по меньшей мере 60% без предварительного отжига указанной горячекатаной полосы; затем выполняют отжиг первичной рекристаллизации при температуре Т1 между 780 и 920°С, в котором сталь выдерживают при Т1 в течение минимального времени 11 2 мин в атмосфере, состоящей из смеси водорода, азота и паров воды, затем охлаждают до комнатной температуры так, чтобы получить содержание углерода в стали ниже 0,004% и первичный средний размер зерна ниже 16 мкм после охлаждения; проводят вторую стадию холодной прокатки со степенью обжатия холодной прокатки по меньшей мере 50% для получения холоднокатаного стального листа конечной толщины;
    наносят слой изолирующего сепаратора на поверхность указанного холоднокатаного стального листа;
    выполняют вторичный отжиг изолированного холоднокатаного стального листа в атмосфере, содержащей водород и азот, при скорости нагрева VI стали ниже 15°С/ч между 600 и 1150°С, температуру листа сохраняют при минимальной температуре Т2 1150°С в течение минимального времени ΐ2 600 мин, общее время отжига выше 120 ч, чтобы снизить содержание каждого элемента из серы и азота ниже 0,001% и получение вторичного среднего размера зерна ниже 15 мм; затем выполняют медленное охлаждение до комнатной температуры.
    2. Способ по п.1, в котором содержание серы в стали составляет менее 0,010%.
  3. 3. Способ по п.1 или 2, в котором содержание углерода в стали составляет 0,025-0,032%.
  4. 4. Способ по любому из пп.1-3, в котором указанный сляб отливают с минимальной скоростью 4,0 м/мин.
  5. 5. Способ по любому из пп.1-4, в котором температура указанной чистовой прокатки составляет по меньшей мере 980°С.
  6. 6. Способ по любому из пп.1-5, в котором лист из текстурированной стали покрывают изоляционным покрытием и покрытием, создающим напряжение при растяжении, на основе эмульсии коллоидного диоксида кремния.
  7. 7. Способ по любому из пп.1-6, в котором после отжига первичной рекристаллизации содержание углерода в стали составляет менее 0,0025%.
  8. 8. Способ по любому из пп.1-7, в котором после первичного отжига первичный средний размер зерна составляет менее 10 мкм.
  9. 9. Способ по любому из пп.1-8, в котором после вторичного отжига вторичный средний размер зерна составляет менее 10 мм.
  10. 10. Лист из текстурированной стали, полученный способом по любому из пп.1-9, имеющий значение индукции при 800 А/м более 1,870 Тл и потери в сердечнике менее 1,3 Вт/кг при удельной магнитной индукции 1,7 Тл.
  11. 11. Силовой трансформатор, включающий детали, выполненные из листа из текстурированной стали по п.10.
EA201500183A 2012-07-31 2013-07-30 Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали из листа кремнистой текстурированной стали и его применение EA028436B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2012/001475 WO2014020369A1 (en) 2012-07-31 2012-07-31 Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
PCT/IB2013/001657 WO2014020406A1 (en) 2012-07-31 2013-07-30 Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA201500183A1 EA201500183A1 (ru) 2015-06-30
EA028436B1 true EA028436B1 (ru) 2017-11-30

Family

ID=46934623

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA201500183A EA028436B1 (ru) 2012-07-31 2013-07-30 Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали из листа кремнистой текстурированной стали и его применение

Country Status (20)

Country Link
US (1) US9831020B2 (ru)
EP (1) EP2880190B1 (ru)
JP (3) JP6294319B2 (ru)
KR (1) KR101575633B1 (ru)
CN (1) CN104884642B (ru)
BR (1) BR112015002254B1 (ru)
CA (1) CA2880724C (ru)
DK (1) DK2880190T3 (ru)
EA (1) EA028436B1 (ru)
ES (1) ES2664326T3 (ru)
HR (1) HRP20180388T1 (ru)
HU (1) HUE038725T2 (ru)
IN (1) IN2015DN00804A (ru)
LT (1) LT2880190T (ru)
NO (1) NO2880190T3 (ru)
PL (1) PL2880190T3 (ru)
PT (1) PT2880190T (ru)
RS (1) RS57048B1 (ru)
SI (1) SI2880190T1 (ru)
WO (2) WO2014020369A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2701599C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали
RU2744789C1 (ru) * 2017-12-28 2021-03-15 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированный лист из электротехнической стали

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
KR101505873B1 (ko) 2014-04-15 2015-03-25 (주)테라에너지시스템 분리형 전력용 전자기 유도 장치의 제조 방법
US11239012B2 (en) 2014-10-15 2022-02-01 Sms Group Gmbh Process for producing grain-oriented electrical steel strip
JP6572864B2 (ja) * 2016-10-18 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
KR102251592B1 (ko) * 2016-11-01 2021-05-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법
KR101903008B1 (ko) 2016-12-20 2018-10-01 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101919521B1 (ko) 2016-12-22 2018-11-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP6738047B2 (ja) * 2017-05-31 2020-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
KR102164329B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-12 주식회사 포스코 방향성의 전기강판 및 그 제조 방법
US20220098691A1 (en) * 2019-01-16 2022-03-31 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet
CN110348172B (zh) * 2019-07-31 2020-08-04 武汉理工大学 一种高碳铬轴承钢尺寸稳定性预测方法
CN112430778A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格无取向电工钢板及其制造方法
KR102325004B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-10 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
TWI817398B (zh) * 2022-03-18 2023-10-01 中國鋼鐵股份有限公司 電磁鋼片與其製作方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0709470A1 (en) * 1993-11-09 1996-05-01 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system
US5759294A (en) * 1993-04-05 1998-06-02 Thyssen Stahl Ag Process for the production of grain oriented magnetic steel sheets having improved remagnetization losses
WO1998046802A1 (en) * 1997-04-16 1998-10-22 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs
US20100300583A1 (en) * 2007-04-18 2010-12-02 Centro Sviluppo Materiali S.P.A. Process for the production of a grain oriented magnetic strip
EP2272995A1 (en) * 2008-03-25 2011-01-12 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. A manufacturing method of oriented si steel with high electric-magnetic property
WO2011105054A1 (ja) * 2010-02-24 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
EP2390373A1 (en) * 2008-12-31 2011-11-30 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing grain oriented silicon steel with single cold rolling

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102007005015A1 (de) 2006-06-26 2008-01-03 Sms Demag Ag Verfahren und Anlage zur Herstellung von Warmband-Walzgut aus Siliziumstahl auf der Basis von Dünnbrammen
JP5001611B2 (ja) 2006-09-13 2012-08-15 新日本製鐵株式会社 高磁束密度方向性珪素鋼板の製造方法
JP5741308B2 (ja) 2010-12-15 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法およびその素材鋼板
CN102605267B (zh) 2012-03-02 2013-10-09 咸宁泉都带钢科技有限责任公司 一种低温加热工艺优化的高磁感取向电工钢板及生产方法
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5759294A (en) * 1993-04-05 1998-06-02 Thyssen Stahl Ag Process for the production of grain oriented magnetic steel sheets having improved remagnetization losses
EP0709470A1 (en) * 1993-11-09 1996-05-01 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system
WO1998046802A1 (en) * 1997-04-16 1998-10-22 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs
US20100300583A1 (en) * 2007-04-18 2010-12-02 Centro Sviluppo Materiali S.P.A. Process for the production of a grain oriented magnetic strip
EP2272995A1 (en) * 2008-03-25 2011-01-12 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. A manufacturing method of oriented si steel with high electric-magnetic property
EP2390373A1 (en) * 2008-12-31 2011-11-30 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing grain oriented silicon steel with single cold rolling
WO2011105054A1 (ja) * 2010-02-24 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KUBOTA, T. FUJIKURA, M. USHIGAMI, Y.: "Recent progress and future trend on grain-oriented silicon steel", JOURNAL OF MAGNETISM AND MAGNETIC MATERIALS, ELSEVIER, AMSTERDAM, NL, vol. 215-216, 1 June 2000 (2000-06-01), AMSTERDAM, NL, pages 69 - 73, XP004201301, ISSN: 0304-8853, DOI: 10.1016/S0304-8853(00)00069-X *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2744789C1 (ru) * 2017-12-28 2021-03-15 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированный лист из электротехнической стали
US11525174B2 (en) 2017-12-28 2022-12-13 Jfe Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet
RU2701599C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали

Also Published As

Publication number Publication date
HUE038725T2 (hu) 2018-11-28
SI2880190T1 (en) 2018-04-30
US9831020B2 (en) 2017-11-28
CN104884642B (zh) 2016-12-07
PT2880190T (pt) 2018-04-05
WO2014020369A1 (en) 2014-02-06
EP2880190B1 (en) 2018-01-03
LT2880190T (lt) 2018-03-26
JP7059012B2 (ja) 2022-04-25
NO2880190T3 (ru) 2018-06-02
CA2880724A1 (en) 2014-02-06
EA201500183A1 (ru) 2015-06-30
PL2880190T3 (pl) 2018-06-29
WO2014020406A1 (en) 2014-02-06
JP7171636B2 (ja) 2022-11-15
BR112015002254A2 (pt) 2017-07-04
DK2880190T3 (en) 2018-03-19
US20150155085A1 (en) 2015-06-04
JP2015526597A (ja) 2015-09-10
CN104884642A (zh) 2015-09-02
KR20150033740A (ko) 2015-04-01
JP6294319B2 (ja) 2018-03-14
BR112015002254B1 (pt) 2020-03-31
JP2020117808A (ja) 2020-08-06
JP2018109234A (ja) 2018-07-12
ES2664326T3 (es) 2018-04-19
CA2880724C (en) 2018-01-02
KR101575633B1 (ko) 2015-12-08
RS57048B1 (sr) 2018-05-31
EP2880190A1 (en) 2015-06-10
HRP20180388T1 (hr) 2018-05-04
IN2015DN00804A (ru) 2015-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7171636B2 (ja) 方向性ケイ素鋼板を製造する方法、方向性電磁鋼板およびこれらの使用
EP2878687B1 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP6844125B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
TWI448566B (zh) 方向性電磁鋼板的製造方法
WO2014013615A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6132103B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6631724B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011102456A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011102455A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
US20170240988A1 (en) Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheet
US20170121785A1 (en) Primary recrystallization annealed sheet for grain-oriented electrical steel sheet production, and method of producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2019501282A (ja) 方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP6947147B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7364966B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
KR102579761B1 (ko) 방향성 전자 강판의 제조 방법
KR101463309B1 (ko) 슈퍼 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법
JPWO2019131853A1 (ja) 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
JP5904151B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002212635A (ja) 磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法
US20230212720A1 (en) Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium
KR20230159874A (ko) 방향성 전자 강판의 제조 방법
KR20230159875A (ko) 방향성 전자 강판의 제조 방법
JP2018087366A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2018095900A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法