EP0912768B1 - Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs - Google Patents

Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs Download PDF

Info

Publication number
EP0912768B1
EP0912768B1 EP98914939A EP98914939A EP0912768B1 EP 0912768 B1 EP0912768 B1 EP 0912768B1 EP 98914939 A EP98914939 A EP 98914939A EP 98914939 A EP98914939 A EP 98914939A EP 0912768 B1 EP0912768 B1 EP 0912768B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
annealing
hot
strip
sheet
precipitated
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP98914939A
Other languages
German (de)
English (en)
Other versions
EP0912768A1 (fr
Inventor
Jean-Claude Bavay
Jacques Castel
Freddy Messeant
Philippe Martin
Frédéric Mazurier
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
UGO
Original Assignee
UGO
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 UGO filed Critical UGO
Publication of EP0912768A1 publication Critical patent/EP0912768A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP0912768B1 publication Critical patent/EP0912768B1/fr
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D8/1277—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
    • C21D8/1288—Application of a tension-inducing coating

Definitions

  • the texture ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> whereby the axes ⁇ 001>, which are axes of easy magnetization, are substantially parallel to the rolling direction and the ⁇ 110 ⁇ planes are substantially parallel to the surface of the sheet, giving the grain electrical steel sheets oriented with good magnetic properties in the rolling direction.
  • the fine precipitates MnS, AIN and CuS alone or in combination, of mean diameter less than 100 nm are growth inhibitors normal of primary grains not having the orientation ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001>.
  • the redissolution of the AIN precipitates during reheating of the slab is incomplete, nitriding of the sheet decarburized being carried out to form the main inhibitor (Al, Si) N under forms fine particles before the start of secondary recrystallization.
  • the sulfur content is limited and less than 0.012%.
  • Aluminum nitrides AIN are only redissolved in one low proportion and also do not participate in inhibition since they are in the form of coarse particles in the hot-rolled sheet, in one amount equal to at least 60% of the total nitrogen content.
  • the inhibition is essentially carried out by the fine particles of copper sulfide which are formed during the annealing of the rolled sheet to hot.
  • the precipitates containing sulfur and / or nitrogen are redissolved during the reheating of the slab as a result of the adaptation of the chemical composition: sulfur ⁇ 0.020%, aluminum ⁇ 0.030%, [(% S) x (% Mn)] ⁇ 160.10 -5 and [(% Al) x (% N)] ⁇ 240.10 -6 .
  • the steel is hot rolled in order to precipitate the whole sulfur in the form of fine particles.
  • the steel is hot rolled so that do not precipitate nitrogen as fine AIN particles.
  • steel hot-rolled is annealed to precipitate nitrogen in the form of fine AIN particles which constitute the main inhibitor.
  • magnesia used as an annealing separator can be added to the magnesia used as an annealing separator at least one sulfur and / or nitrogen compound which allows additional inhibition.
  • the object of the present invention in accordance with claim 1 is to manufacture an electric steel sheet grain oriented ensuring improved magnetic quality sheet metal when the slab or strip is reheated at a temperature below 1350 ° C before hot rolling.
  • the invention also relates to an electric grain steel sheet oriented, obtained by the process.
  • FIG. 1 shows the mass percentage of non-precipitated sulfur, in the form of coarse particles with a diameter greater than or equal to 300 nm, hot rolled sheet before annealing, as shown on the curve A and hot-rolled sheet after annealing, as shown in the curve B, the mass percentage of non-precipitated sulfur being a function of the percentage by mass of the total sulfur contained in the reheated slab at 1300 ° C.
  • Figures 2a, 2b, 2c show the magnetic characteristics of sheet metal, sheet metal to the final thickness 0.285mm after cold rolling, coated an insulating coating inducing a tensile stress, the slab having been heated to 1300 ° C, depending on the mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles of equal diameter or greater than 300 nm from the hot-rolled sheet before annealing.
  • Figure 3 shows the B800 induction of the final product at thickness 0.285 mm after cold rolling as a function of the annealing temperature the hot rolled sheet, the slab having been reheated to 1300 ° C.
  • Figure 4 shows the average diameter, in microns, of the grain after the primary recrystallization and decarburization annealing depending on the mass percentage of the sulfur of the slab reheated to 1300 ° C, the thickness of the hot rolled strip being 2.3 mm and 2 mm.
  • FIG. 5 presents the magnetic characteristics of the final product, to the thickness 0.285 mm, depending on the percentage of grains having a diameter greater than 15 ⁇ m, after primary recrystallization annealing and decarburization, the heating of the slab being carried out at 1300 ° C.
  • Figures 6a, 6b, 6c show the magnetic characteristics of the final product, thickness 0.285 mm, depending on the percentage of grains having a diameter less than 5 ⁇ m, after primary recrystallization annealing and decarburization, the heating of the slab being carried out at 1300 ° C.
  • Figure 7 shows the losses at 1.7 T and 50 Hz of the final product, at the thickness 0.285 mm, depending on the percentage by weight of aluminum soluble in the slab reheated to 1300 ° C.
  • Figures 8a, 8b, 8c show the magnetic characteristics of the final product at the thickness 0.285 mm as a function of the mass percentage in tin of the slab reheated to 1300 ° C and the mass percentage l of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles of equal diameter or greater than 300 nm, hot-rolled sheet before annealing.
  • fine particles particles the average diameter of which is less than 300 nm, most of these particles with an average diameter less than 100 nm, per particle coarse, particles whose average diameter is equal to or greater than 300 nm, and in particular by non-precipitated sulfur in the form of particles coarse, sulfur precipitated mainly as fine particles the majority of which have an average diameter of less than 100 nm and sulfur in solid solution.
  • the mass percentage l of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles from hot rolled sheet is equal to the difference between the mass percentage of total sulfur in the steel slab, determined by chemical analysis, and the mass percentage of sulfur precipitated under coarse particle form of hot-rolled sheet, determined at Electronique scanning microscope. In order to eliminate artifacts from detection, only precipitates containing sulfur of equal average diameter or greater than 300 nm have been taken into account. Crossings in the fields contiguous were made on a micrographic section, from the upper side on the underside of the sheet, with a magnification of 1000 and with a electron acceleration voltage of 15 kV. The area fraction of sulfur-containing precipitates is equal to the total area of the precipitates containing sulfur over the total area examined.
  • the fraction surface area of the precipitates is equal to the volume fraction of the precipitates.
  • Hot roughing and finishing laminates are made in continuous, by successive passage in, for example, the twelve cages of a rolling mill, the successive reduction rates being 21, 39, 20 25 and 25% for roughing rolling and 53, 38, 43, 38, 26, 18 and 4% for the finish rolling.
  • 2.3mm thick hot rolled sheet is wound at a temperature between 510 ° C and 540 ° C.
  • Hot rolled sheet metal annealing is carried out with a temperature rise of 1100 ° C in 100 seconds, maintaining 1100 ° C for 160 seconds, cooling to 800 ° C in 30 seconds and quenching at 65 ° C in 10 seconds.
  • the hot rolled and annealed sheet is then subjected to rolling cold to the thickness of 0.285 mm in a step comprising six passes corresponding to successive reduction rates of approximately 30% and at an overall reduction rate of 87.6%, the rolling temperature exceeding 150 ° C for at least one pass.
  • the cold-rolled sheet is subjected to a primary recrystallization and to a decarburization comprising in particular a rise to the temperature of 700 ° C in approximately 15 seconds, a rise from 700 ° C to 820 ° C in approximately 100 seconds, a holding at 820 ° C for 40 seconds in a humid N 2 / H 2 atmosphere.
  • the decarburized sheet is coated with a milk of magnesia containing 150 g of MgO magnesia per liter of water, 6 g of TiO 2 per 100 g of MgO, 0.04% of antimony chloride per 100 g of MgO, and dried .
  • the decarburized sheet coated with magnesia is then subjected to a secondary recrystallization annealing with a temperature rise of 15 ° C / h, under an atmosphere 25% N 2 - 75% H 2 , between 650 ° C and 1200 ° C and a maintenance at 12.00 ° C under hydrogen until complete purification of the metal in S and N.
  • Curve A in Figure 1 shows, unpredictably, that under the heating conditions at 1300 ° C of the pouring slab continuous and hot rolling according to the invention, the mass percentage non-precipitated sulfur in the form of coarse sheet metal particles hot rolled not annealed increases when the mass percentage of the total sulfur in the slab increases.
  • the No. 1 steel slab with the lowest percentage of total sulfur. 0.011%, and which does not contain a voluntary addition of tin leads to a end product characterized by poor magnetic quality, the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of particles coarse with an average diameter equal to or greater than 300 nm being of 0.0055% in hot rolled sheet.
  • Steel No. 2 the slab of which contains 0.015% total sulfur and of which the hot-rolled sheet has a mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles greater than 0.006%, has a slightly lower magnetic quality than that of steels 3, 4 and 5, of which hot rolled sheets are characterized by a mass percentage higher non-precipitated sulfur as coarse particles.
  • the Figure 3 shows, the slab having been heated to 1300 ° C, as soon as we strongly deviates from the optimal annealing temperature, close to 1100 ° C., hot-rolled sheet corresponding to steel No. 2, the quality magnetic representation by the B800 induction is strongly degraded, in particular when the annealing temperature is equal to 1050 and 1150 ° C., the thickness of the final product being 0.285 mm after cold rolling.
  • a steel slab n ° 3 was reheated in another example, at core, at 1250 ° C, the core of the slab 210 mm thick being maintained 45 minutes above 1200 ° C, including 32 minutes above at 1230 ° C.
  • the end temperature of hot rolling of roughing is 1075 ° C
  • the temperature at which hot rolling begins finish temperature is 1030 ° C
  • the end temperature of the hot rolling of finish is 950 ° C
  • the winding temperature is 525 ° C.
  • Annealing hot rolled sheet was made at 1100 ° C for 160 seconds, with the temperature rise and cooling conditions already described.
  • l mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles with a diameter equal to or greater than 300 nm, in hot rolled sheet.
  • a reheat time of the slab or strip longer allows to increase, in hot rolled sheet or in band, the mass percentage of non-precipitated sulfur as coarse particles with a diameter of 300 nm or more. So the the core of a steel slab n ° 3 was heated to 1300 ° C in the following conditions: maintenance of 65 minutes above 1250 ° C, of which 45 minutes above 1280 ° C. Under these conditions, the percentage mass l of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles is 0.013% in hot-rolled sheet, instead of 0.008% (Table 2).
  • Annealing of the hot-rolled sheet according to the invention must be carried out under conditions such that there is no increase in the percentage of the sulfur precipitated as coarse particles of equal mean diameter or greater than 300 nm.
  • the annealing conditions according to the invention must favor the partial dissolution of precipitates of equal average diameter or greater than 300 nm and precipitation of sulfur in solid solution, at cooling, in the form of fine particles of smaller average diameter at 100 nm.
  • Curve B in Figure 1 shows examples, according to the invention, the percentage by mass of sulfur not precipitated in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm, i.e. in solid solution and precipitated essentially in the form of fine particles with an average diameter of less than 100 nm, after annealing the hot rolled sheet.
  • the mass percentage of sulfur in solid solution and precipitated in the form of fine particles, after annealing the rolled sheet to hot is greater than 0.010% for steels 3, 4 and 5.
  • the method according to the invention allows the precipitation of sulfur in solid solution in the form of fine particles of average diameter less than 100 nm during the annealing carried out before or / and after the first cold rolling, during decarburization annealing, during secondary recrystallization annealing and in particular before the start of the secondary recrystallization.
  • the annealing of the hot-rolled sheet or strip, according to the invention, must also be carried out under conditions such that there is significant precipitation of nitrogen, with more than 60% of the mass percentage of nitrogen. total, in the form of fine particles with an average diameter less than or equal to 100 nm.
  • Mass percentage of nitrogen precipitated in the AIN state in the hot-rolled strip Reheating temperature N of AIN (10 -4 %) Steel 1 1250 ° C 6 Steel 1 1300 ° C 2 Steel 2 1250 ° C 8 Steel 2 1300 ° C 4 Steel 3 1250 ° C 14 Steel 3 1300 ° C 4 Steel 4 1300 ° C 9 Steel 5 1300 ° C 8
  • the principle of the method for measuring the percentage by mass of precipitated nitrogen is as follows: dissolving the matrix using a bromine-methanol mixture, separation of the precipitated aluminum by filtration through a membrane, dissolution of aluminum nitride by dilute sodium hydroxide, determination of aluminum by ICP emission spectrometry and calculation of the corresponding nitrogen.
  • Mass percentage of nitrogen precipitated in the AIN state after annealing of the hot-rolled strip Reheating temperature N of AIN (10 -4 %) Steel 1 1250 ° C 50 Steel 1 1300 ° C 55 Steel 2 1250 ° C - Steel 2 1300 ° C 58 Steel 3 1250 ° C 50 Steel 3 1300 ° C 53 Steel 4 1300 ° C 57 Steel 5 1300 ° C 56
  • Tables 3 and 4 show typical percentage values mass of nitrogen precipitated before and after annealing the hot rolled sheet. It has been verified by transmission electron microscopy that the diameter mean nitrogen-containing particles is less than 100 nm, before and after annealing the hot rolled sheet.
  • annealing the rolled sheet hot or tape simultaneously promoting the decrease in mass percentage of sulfur precipitated as coarse particles of average diameter equal to or greater than 300 nm and the precipitation of nitrogen in the form of fine AIN particles, alone or combined with sulfur, average diameter less than 100 nm.
  • the above examples correspond to an annealing cycle, according to the invention, comprising the rise in temperature, maintaining at a given temperature and cooling rapid, and in particular comprising maintaining between 900 ° C and 1150 ° C of minus 50 seconds.
  • More complex cycles can be used, for example a temperature rise to 800 ° C in 50 seconds, from 800 ° C to 1100 ° C in 40 seconds, a 50 second hold between 1100 ° C and 1125 ° C, cooling from 1125 ° C to 900 ° C in 30 seconds, holding at 900 ° C for 160 seconds, cooling from 900 ° C to 100 ° C in less than 40 seconds.
  • losses at 1.7 Tesla and 50 Hz of 1.01 W / kg, losses at 1.5 Tesla and 50 Hz of 0.75 W / kg and a B800 induction of 1.94 Tesla were obtained from a No. 3 steel slab reheated to 1300 ° C for a final thickness of 0.285 mm after cold rolling in a step, the final product being coated with an inducing insulating coating tensile stress.
  • Figures 2a, 2b, 2c show an example of characteristics magnetic of the final product to the thickness 0.285 mm after cold rolling in one step, coated with an insulating coating inducing a stress traction: energy losses W (1.5 / 50), W (1.7 / 50) in Watt / kg at one frequency of 50 Hz and for a work induction of 1.5 respectively Tesla and 1.7 Tesla and B800 induction acquired under a magnetic field of 800 A / m depending on the percentage by mass of sulfur not precipitated under form of coarse particles of the hot-rolled sheet (before annealing), the slab having been reheated to 1300 ° C.
  • a reduction rate at cold above 70%, before the primary recrystallization annealing and decarburization provides a B800 induction greater than 1.84 Tesia and may exceed 1.90 Tesla if the mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles of equal average diameter or greater than 300 nm is greater than 0.006% before annealing primary recrystallization and decarburization.
  • cold rolling will preferably be carried out in two stages, with a intermediate annealing.
  • a reduction rate in the second rolling step at cold, after intermediate annealing, greater than 70% provides a B800 induction greater than 1.84 Tesla and possibly exceeding 1.90 Tesla if, in hot-rolled sheet, the mass percentage l of sulfur not precipitate in the form of coarse particles is greater than 0.006%, the slab containing less than 0.08% tin.
  • Annealing hot rolled sheet or strip before rolling cold in one step and intermediate annealing before the second rolling to cold in a two-stage cold rolling include a hold at least 50 seconds between 900 ° C and 1150 ° C, followed by a rapid cooling.
  • the rolled sheet hot or the strip may be annealed before the first rolling at cold.
  • Such annealing promotes obtaining a good magnetic quality.
  • This annealing includes maintaining at least 50 seconds between 900 ° C and 11 50 ° C, followed by rapid cooling. It contributes to the solution partial coarse particles containing sulfur and precipitation fine particles containing sulfur or (and) nitrogen. In no case does it must lead to the formation of coarse particles containing sulfur and or nitrogen.
  • the sheet is maintained at a temperature above 150 ° C for at least one passes from the cold rolling stage preceding the recrystallization annealing primary and decarburization, cold rolling taking place in one or two steps. Raising the temperature of the sheet above 150 ° C during several passes promotes good quality magnetic, especially if the cold reduction rate is greater than 70%.
  • the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles influences the grain size formed by primary recrystallization, the mean grain diameter after primary recrystallization and decarburization being according to the invention less than 15 microns.
  • the conditions according to the invention are not met, and especially when the mass percentage of sulfur not precipitated under coarse particle form is less than 0.006% before annealing primary recrystallization and decarburization, some primary grains have a diameter greater than 15 microns due to a quantity insufficient sulfur in solid solution and precipitated as fines particles with an average diameter of less than 100 nm. It follows a bad secondary recrystallization and degradation of the magnetic quality.
  • the Figure 4 shows the influence of the mass percentage of sulfur in the slab on the average diameter expressed in ⁇ m of the grain after annealing primary recrystallization and decarburization.
  • the average grain diameter primary decreases when the mass percentage of total sulfur in the slab increases.
  • the average grain diameter primary changes little as a function of the mass percentage of the total sulfur of the slab which is linked to the mass percentage of sulfur not precipitated under form of coarse particles with an average diameter of 300 or more nm of the hot rolled sheet by the relation of figure 1.
  • the use of a thickness of the laminated strip 2 mm hot appears preferable to improve the magnetic quality.
  • the improvement is 6%, 5% and 1% respectively for the losses and the B800 when the thickness of the hot rolled strip is 2 mm rather than 2.3 mm, cold rolling being carried out in one step.
  • Figures 5 and 6 show that, in the case of the example above, for thicknesses of hot and cold rolled strips 2.00 mm and 0.285 mm respectively, the best quality magnetic, losses at 1.5 T and 1.7 T the lowest and B800 the highest, is obtained when the percentage of primary grains in diameter greater than 15 ⁇ m is less than 25%, and preferably less than 20%, and when the percentage of primary grains with a diameter of less than 5 ⁇ m is greater than 10%, the average grain diameter after annealing primary recrystallization and decarburization being close to 10 ⁇ m.
  • magnesia In addition to the optional addition of titanium dioxide the addition to magnesia, alone or in combination, of boron or a boron compound, sulfur or one or more sulfur compounds, one or more sulfur and nitrogen compounds, antimony chloride, a compound of tin improves the magnetic quality.
  • magnesia additives enhance the inhibition of normal growth of primary grains during secondary recrystallization annealing.
  • magnesium, manganese sulfate, sodium thiosulfate, sulfate ammonium, ammonium thiosulfate, amidosulfuric acid (or acid sulfamic), urea, thiourea, tin sulfate can improve the quality magnetic.
  • nitriding at a temperature above 500 ° C, with ammonia (NH 3 ) diluted in an N 2 / H 2 mixture is another means of reinforcing the inhibition and improving the magnetic quality .
  • the increase in the manganese content can exceed 0.20% provided that the mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles of equal average diameter or greater than 300 nm remains greater than 0.006% before the annealing of primary recrystallization and decarburization.
  • This increase in manganese content, a gammagenic element that promotes formation austenite may be accompanied by a decrease in the sulfur content and a decrease in the carbon content, gamma element, and or a increase in the content of silicon, an alpha-element which promotes ferrite formation. It is essential to maintain a certain fraction austenite to dissolve AIN during reheating of the slab or bandaged.
  • the method according to the present invention is described for slabs continuous casting thickness between 150 and 300 mm. More the greater the slab thickness, the longer the time required for reach the target temperature at the heart of the slab. In the case of a reheating at parade, for example, it is best to slow down the speed passage of the slab in the oven when the thickness of the slab passes from 210 mm to 240 mm. It is possible to accelerate the speed of passage of the slab in the reheating furnace when the slab is thin, i.e. of thickness between approximately 15 and 100 mm.
  • the temperature of hot winding must be such that the mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles is equal to or greater than 0.004% and preferably 0.006% and such as the mass percentage nitrogen precipitated only as fine particles is less than 40% of the total mass percentage of nitrogen in the hot-rolled sheet. This temperature is generally less than 700 ° C.
  • the method according to the present invention can also be applied to thin strips of thickness between 1 and 10 mm obtained by pouring of liquid steel between two cooled rollers, the strips being quickly reheated to the core, given the small thickness, to a temperature below 1350 ° C before hot rolling.
  • the number of hot rolling passes is a function of the initial thickness of the slab or strip and the thickness of the sheet hot rolled. If the thickness of the slab or strip cast in continuous is sufficiently low, hot rolling roughing can be deleted.
  • Reheating and hot rolling of the thin strip cast in continuous can be suppressed if the mass percentage of sulfur not precipitated as coarse particles with a diameter equal to or greater than 300 nm, is greater than 0.006% and if the mass percentage of nitrogen precipitated only as fine particles is less than 40% of the total mass percentage of nitrogen in the raw sheet metal between two rolls.
  • the thin strip is then subjected to at least one annealing according to the invention.

Landscapes

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

Description

La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant, successivement :
  • une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier contenant dans leur composition chimique pondérale moins de 0,1 % de carbone, plus de 2,5 % de silicium, notamment, les éléments aluminium, azote, manganèse, cuivre, et soufre destinés à former des précipités inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires, et éventuellement de l'étain,
  • un réchauffage de la brame ou de la bande,
  • un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 et 5 mm,
  • un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
  • un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande,
  • un laminage à froid à une épaisseur finale égale ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant dans ce cas facultatif,
  • un recuit de recristallisation primaire et de décarburation, au défilé, en atmosphère humide contenant N2 et H2,
  • une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO,
  • un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
  • une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué le planage à chaud de la tôle.
Pour la fabrication de tôles d'acier électrique à grains orientés, il est connu de soumettre la brame obtenue par coulée continue à un réchauffage à une température supérieure à 1350°C, avant laminage à chaud. Le temps de maintien à une température supérieure à 1350°C doit être suffisant pour que les particules grossières AIN, MnS et CuS seules ou coprécipitées soient remises en solution. A l'état brut de coulée, le trop grand diamètre moyen de ces particules grossières et leur nombre élevé ne permettent pas l'obtention de la recristallisation secondaire. Il s'ensuit une mauvaise qualité magnétique de la tôle électrique obtenue. La croissance anormale des grains d'orientation {110}<001 > formés par recristallisation primaire n'est obtenue que si le diamètre moyen des précipités MnS, AIN et CuS seuls ou en combinaison est sensiblement inférieur à 100 nm. La texture {110}<001>, selon laquelle les axes <001 > , qui sont des axes de facile aimantation, sont sensiblement parallèles à la direction de laminage et les plans {110} sont sensiblement parallèles à la surface de la tôle, confère aux tôles d'acier électrique à grains orientés de bonnes propriétés magnétiques dans la direction de laminage.
Les fins précipités MnS, AIN et CuS seuls ou en combinaison, de diamètre moyen inférieur à 100 nm sont des inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires n'ayant pas l'orientation {110}<001 >.
De manière connue, dans le procédé de réchauffage des brames à une température supérieure à 1350°C pendant un temps suffisamment long pour dissoudre, y compris au coeur de la brame, les particules MnS, AIN et CuS seules ou en combinaison, les conditions de laminage à chaud sont contrôlées de manière à obtenir dans la bande laminée à chaud :
  • la précipitation de la totalité du soufre sous forme de fines particules inhibitrices dont le diamètre moyen est sensiblement inférieur à 100 nm,
  • une absence de précipitation des nitrures d'aluminium AIN, la précipitation des fines particules inhibitrices AIN, de diamètre moyen inférieur à 100 nm, étant réalisée lors du recuit de la bande laminée à chaud.
Le réchauffage de la brame d'acier à grains orientés à une température supérieure à 1350°C, pendant un temps suffisamment long, présente le grave inconvénient de favoriser la formation d'oxydes liquides qui s'accumulent sous forme de scories dans le four de réchauffage et nécessite l'arrêt périodique du four pour son décrassage. Il en résulte une perte de productivité et un coût élevé d'entretien.
Il est connu, notamment des brevets EP 0 219 611 et EP 0 339 474 des procédés pour éviter l'encrassement du four de réchauffage des brames, procédés dans lesquels le réchauffage des brames est effectué à une température inférieure à 1350°C.
Selon un procédé la remise en solution des précipités AIN lors du réchauffage de la brame est incomplète, une nitruration de la tôle décarburée étant effectuée pour former l'inhibiteur principal (Al,Si)N sous forme de fines particules avant le début de la recristallisation secondaire. Dans le procédé la teneur en soufre est limitée et inférieure à 0,012%.
Selon un autre procédé connu du brevet EP 0 619 376, les sulfures de manganèse MnS ne sont pas remis en solution lors du réchauffage de la brame et ne participent pas à l'inhibition car ils restent sous forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud.
Les nitrures d'aluminium AIN ne sont remis en solution que dans une faible proportion et ne participent pas non plus à l'inhibition puisqu'ils sont sous la forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud, en une quantité égale à au moins 60 % de la teneur totale en azote.
L'inhibition est essentiellement réalisée par les fines particules de sulfure de cuivre qui sont formées pendant le recuit de la tôle laminée à chaud.
Selon un autre procédé décrit dans le brevet EP 0 732 413 les précipités contenant du soufre et/ou de l'azote sont remis en solution lors du réchauffage de la brame par suite de l'adaptation de la composition chimique : soufre ≤ 0,020 %, aluminium ≤ 0,030 %, [(%S) x (%Mn)] < 160.10-5 et [(%Al) x (%N)] < 240.10-6.
L'acier est laminé à chaud de façon à faire précipiter en totalité le soufre sous forme de fines particules. L'acier est laminé à chaud de façon à ne pas faire précipiter l'azote sous forme de fines particules AIN. L'acier laminé à chaud est recuit de façon à faire précipiter l'azote sous forme de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal.
Il peut être ajouté à la magnésie utilisée comme séparateur de recuit au moins un composé soufré et/ou azoté qui permet un complément d'inhibition.
Le but de la présente invention en accord avec la revendication 1 est de fabriquer une tôle d'acier électrique à grains orientés assurant une amélioration de la qualité magnétique de la tôle lorsque le réchauffage de la brame ou de la bande est effectué à une température inférieure à 1350°C avant laminage à chaud.
La présente invention concerne en général un procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant successivement :
  • une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier ayant la composition pondérale suivante :
    • moins de 0,1 % de carbone,
    • plus de 2,5 % de silicium,
    • soufre supérieur à 0,006 %,
    • manganèse supérieur à 0,02 %,
    • aluminium supérieur à 0,008 %,
    • azote supérieur à 0,004 %,
    • cuivre supérieur à 0,02 %,
    • étain inférieur à 0,20 %,
    • le reste étant le fer et les impuretés,
  • un réchauffage à coeur de la brame ou de la bande à une température inférieure à 1350°C et un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 mm et 5 mm, réalisés de façon que le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud,
  • un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
  • un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande réalisé de façon que plus de 60 % du pourcentage massique total de l'azote soit précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm,
  • un laminage à froid à une épaisseur égale ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant, dans ce cas, facultatif,
  • un recuit de recristallisation primaire et de décarburation, au défilé, en atmosphère humide contenant H2 et N2,
  • une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO,
  • un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
  • une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué un planage à chaud de la tôle. Le procédé ci-dessus est caractérisé en ce que la brame ou la bande renferme, en poids, de 0,018 % à 0,035 % de soufre, plus de 0,018 % d'aluminium et de 0,05 % à 0,08 % d'étain, les teneurs en manganèse et en soufre étant telles que (% Mn) x (% S) > 140 x 10-5 et les teneurs en aluminium et azote étant telles que (% Al) x (% N) > 120 x 10-6,
    le réchauffage à coeur de la brame ou de la bande et le laminage à chaud étant réalisés de façon que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) soit supérieur à 0,006 % dans la tôle laminée à chaud.
Les autres caractéristiques de la présente invention sont :
  • la brame ou la bande est réchauffée à coeur à 1300°C dans les conditions suivantes : maintien de 65 minutes au-dessus de 1250°C, dont 45 minutes au-dessus de 1280°C ;
  • après le recuit, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008 %, ou mieux supérieur à 0,010 %.
  • après le recuit, le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008%.
  • le recuit comprend un maintien en température de la tôle entre 900°C et 1150°C pendant au moins 50 secondes, suivi d'un refroidissement rapide.
  • le recuit est effectué avant laminage à froid en une seule étape jusqu'à épaisseur finale.
  • le recuit est un recuit intermédiaire, effectué après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
  • le recuit est effectué avant laminage à froid et après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
  • le laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation est effectué avec un taux de réduction supérieur à 70 %.
  • au moins une passe de l'étape de laminage à froid, précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, est effectuée à une température supérieure à 150°C.
  • la magnésie contient, en plus de l'addition facultative de dioxyde de titane, seul ou en association, du bore ou un composé du bore, du soufre ou un ou plusieurs composés soufrés, un ou plusieurs composés azotés, un ou plusieurs composés soufrés et azotés, du chlorure d'antimoine, du sulfate d'étain.
  • la tôle décarburée est soumise à une nitruration gazeuse dans une atmosphère contenant de l'ammoniac.
L'invention concerne également une tôle d'acier électrique à grains orientés, obtenue par le procédé.
La description qui suit et les figures annexées, le tout donné à titre d'exemple non limitatif fera bien comprendre l'invention.
La figure 1 présente le pourcentage massique du soufre non précipité, sous forme de particules grossières de diamètre supérieur ou égal à 300 nm, de la tôle laminée à chaud avant recuit, comme représenté sur la courbe A et de la tôle laminée à chaud après recuit, comme représenté sur la courbe B, le pourcentage massique du soufre non précipité étant fonction du pourcentage massique du soufre total contenu dans la brame réchauffée à 1300°C.
Les figures 2a, 2b, 2c présentent les caractéristiques magnétiques de la tôle, tôle à l'épaisseur finale 0,285mm après laminage à froid, revêtue d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction, la brame ayant été réchauffée à 1300°C, en fonction du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm de la tôle laminée à chaud avant recuit.
La figure 3 présente l'induction B800 du produit final à l'épaisseur 0,285 mm après laminage à froid en fonction de la température du recuit de la tôle laminée à chaud, la brame ayant été réchauffée à 1300°C.
La figure 4 présente le diamètre moyen, en micron, du grain après le recuit de recristallisation primaire et de décarburation en fonction du pourcentage massique du soufre de la brame réchauffée à 1300°C, l'épaisseur de la bande laminée à chaud étant de 2,3 mm et 2 mm.
La figure 5 présente les caractéristiques magnétiques du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage de grains ayant un diamètre supérieur à 15 µm, après recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le réchauffage de la brame étant effectué à 1300°C.
Les figures 6a, 6b, 6c présentent les caractéristiques magnétiques du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage de grains ayant un diamètre inférieur à 5 µm, après recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le réchauffage de la brame étant effectué à 1300°C.
La figure 7 présente les pertes à 1,7 T et 50 Hz du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage massique en aluminium soluble de la brame réchauffée à 1300°C.
Les figures 8a, 8b, 8c présentent les caractéristiques magnétiques du produit final à l'épaisseur 0,285 mm en fonction du pourcentage massique en étain de la brame réchauffée à 1300°C et du pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, de la tôle laminée à chaud avant recuit.
On désigne de manière générale, par fines particules, des particules dont le diamètre moyen est inférieur à 300 nm, la majeure partie de ces particules ayant un diamètre moyen inférieur à 100 nm, par particules grossières, des particules dont le diamètre moyen est égal ou supérieur à 300 nm, et en particulier, par soufre non précipité sous forme de particules grossières, le soufre précipité principalement sous forme de fines particules dont la majorité possède un diamètre moyen inférieur à 100 nm et le soufre en solution solide.
Il apparaít que la caractérisation au microscope électronique des particules susceptibles d'agir en tant qu'inhibiteurs constitue le meilleur moyen de différencier les différents procédés de réchauffage de brames à basse température, c'est à dire à une température inférieure à 1350°C. En effet, il est difficile de présenter dans le détail et avec précision les cycles thermiques et thermomécaniques à l'origine de l'état de la précipitation dans la tôle laminée à chaud.
Le pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud est égal à la différence entre le pourcentage massique du soufre total de la brame d'acier, déterminé par analyse chimique, et le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud, déterminé au microscope électronique à balayage. Afin d'éliminer les artefacts de détection, seuls les précipités contenant du soufre de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm ont été pris en compte. Des traversées à champs jointifs ont été réalisées sur une coupe micrographique, de la face supérieure à la face inférieure de la tôle, avec un grossissement de 1000 et avec une tension d'accélération des électrons de 15 kV. La fraction surfacique des précipités contenant du soufre est égale à l'aire totale des précipités contenant du soufre sur l'aire totale examinée. Sur une coupe, la fraction surfacique des précipités est égale à la fraction volumique des précipités. La connaissance de la fraction volumique du soufre précipité sous forme de particules grossières permet d'accéder, par le calcul, à la valeur du pourcentage massique du soufre précipité sous forme de particules grossières et, par suite, au pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm.
Dans un exemple d'application du procédé selon l'invention, les aciers dont les compositions sont présentées dans le tableau 1 sont coulés en continu sous forme de brames d'acier d'épaisseur 210 mm. Les brames sont ensuite soumises à :
  • un réchauffage à coeur à la température de 1300°C, le coeur des brames étant maintenu 50 minutes au-dessus de 1250°C, dont 30 minutes au-dessus de 1280°C,
  • un laminage à chaud de dégrossissage en plusieurs passes et dans l'exemple d'application en cinq passes jusqu'à l'épaisseur de 45 mm, la température à la fin de la dernière passe étant comprise entre 1080°C et 1090°C,
  • un laminage à chaud de finition par exemple en 7 passes, la température de début du laminage à chaud de finition étant comprise entre 1060°C et 1075°C et la température de fin du laminage à chaud de finition étant comprise entre 925°C et 935°C.
Les laminages à chaud de dégrossissage et de finition sont réalisés en continu, par passage successif dans, par exemple, les douze cages d'un laminoir, les taux de réduction successifs étant de 21, 39, 20 25 et 25% pour le laminage de dégrossissage et 53, 38, 43, 38, 26, 18 et 4 % pour le laminage de finition.
La tôle laminée à chaud d'épaisseur 2,3 mm est bobinée à une température comprise entre 510°C et 540°C.
Un recuit au défilé de la tôle laminée à chaud est effectué avec une montée à la température de 1100°C en 100 secondes, un maintien à 1100°C pendant 160 secondes, un refroidissement à 800°C en 30 secondes et une trempe à 65°C en 10 secondes.
La tôle laminée à chaud et recuite est ensuite soumise à un laminage à froid jusqu'à l'épaisseur de 0,285 mm en une étape comprenant six passes correspondant à des taux de réduction successifs d'environ 30 % et à un taux de réduction global de 87,6 %, la température de laminage dépassant plus de 150 ° C pendant au moins une passe.
La tôle laminée à froid est soumise à une recristallisation primaire et à une décarburation comprenant notamment une montée à la température de 700°C en environ 15 secondes, une montée de 700°C à 820°C en environ 100 secondes, un maintien à 820°C pendant 40 secondes en atmosphère N2/H2 humide.
La tôle décarburée est enduite avec un lait de magnésie contenant 150 g de magnésie MgO par litre d'eau, 6 g de TiO2 pour 100 g de MgO, 0,04% de chlorure d'antimoine pour 100 g de MgO, et séchée.
La tôle décarburée revêtue de magnésie est ensuite soumise à un recuit de recristallisation secondaire avec une montée en température de 15°C/h, sous atmosphère 25 % N2 - 75 % H2, entre 650°C et 1200°C et un maintien à 12,00°C sous hydrogène jusqu'à épuration complète du métal en S et N.
La tôle épurée est ensuite soumise à :
  • une enduction par une solution constituée de silice, d'un phosphate d'aluminium et d'acide chromique,
  • - un planage à chaud de la tôle suivi d'une cuisson du revêtement au défilé à 800°C.
    • Sauf indication contraire, les conditions de traitement, à chaque phase de la fabrication sont les mêmes pour tous les exemples cités.
    Figure 00110001
    Figure 00110002
    Figure 00120001
    La courbe A de la figure 1 montre, de manière non prévisible, que dans les conditions de réchauffage à 1300°C de la brame de coulée continue et de laminage à chaud selon l'invention, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud non recuite augmente lorsque le pourcentage massique du soufre total de la brame augmente. De façon concomitante, les figures 2a, 2b, 2c montrent que lorsque le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud est supérieur à 0,006 %, les pertes à 1,5 Tesla sont inférieures à 0,8 W/kg, les pertes à 1,7 Tesla sont inférieures à 1,1 W/ Kg, et l'induction B800 est égale ou supérieure à 1,88 Tesla, la brame ayant été réchauffée à 1300°C et le produit final ayant une épaisseur de 0,285 mm après laminage à froid.
    La brame d'acier n° 1, à plus bas pourcentage de soufre total. 0,011 %, et qui ne contient pas d'addition volontaire d'étain conduit à un produit final caractérisé par une qualité magnétique médiocre, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm étant de 0,0055% dans la tôle laminée à chaud.
    L'acier n° 2, dont la brame contient 0,015 % de soufre total et dont la tôle laminée à chaud a un pourcentage massique de soufre non précipité sous forme de particules grossières supérieur à 0,006 %, possède une qualité magnétique un peu inférieure à celle des aciers 3, 4 et 5 dont les tôles laminées à chaud sont caractérisées par un pourcentage massique plus élevé du soufre non précipité sous forme de particules grossières. La figure 3 montre, la brame ayant été réchauffée à 1300°C, que dès que l'on s'écarte fortement de la température optimale de recuit, voisine de 1100°C, de la tôle laminée à chaud correspondant à l'acier n° 2, la qualité magnétique représentée par l'induction B800 est fortement dégradée, notamment lorsque la température de recuit est égale à 1050 et 1150°C, l'épaisseur du produit final étant de 0,285 mm après laminage à froid. Par contre, si la dégradation de la qualité magnétique est aussi significative quand la température de recuit de la tôle laminée à chaud des aciers 3, 4 et 5 est proche de 1150°C, cette qualité magnétique diminue peu quand la température de recuit de la tôle laminée à chaud est égale à 1050 ° C par suite du pourcentage massique plus élevé du soufre non précipité à l'état de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm.
    Pour montrer l'importance du critère l désignant le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud, une brame d'acier n° 3 a été réchauffée dans un autre exemple, à coeur, à 1250°C, le coeur de la brame d'épaisseur 210 mm étant maintenu 45 minutes au-dessus de 1200°C, dont 32 minutes au-dessus de 1230°C. La température de fin du laminage à chaud de dégrossissage est de 1075°C, la température de début du laminage à chaud de finition est de 1030°C, la température de fin du laminage à chaud de finition est de 950°C, la température de bobinage est de 525°C. Le recuit de la tôle laminée à chaud a été effectué à 1100°C pendant 160 secondes, avec les conditions de montée en température et de refroidissement déjà décrites. La très mauvaise qualité magnétique obtenue (B800 = 1,63 T) est liée à un pourcentage massique l insuffisant (0,0014 %) du soufre non précipité à l'état de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, dans la tôle laminée à chaud. Cela signifie que les conditions de réchauffage, de laminage à chaud et de recuit de la tôle laminée à chaud de l'acier n° 3, ne sont pas adaptées, notamment, le temps de maintien à 1250°C est insuffisant. Si le pourcentage massique en soufre de la brame est plus faible, le réchauffage à 1250°C dans les mêmes conditions conduit à une faible dégradation de la qualité magnétique comme par exemple, pour l'acier n° 2 du tableau 2 qui possède, conformément à l'invention, une valeur de « l » égale à 0,0063% après réchauffage à 1250°C et laminage à chaud.
    L'utilisation d'un temps de réchauffage de la brame ou de la bande plus long permet d'augmenter, dans la tôle laminée à chaud ou dans la bande, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm. Ainsi, le coeur d'une brame d'acier n° 3 a été réchauffé à 1300°C dans les conditions suivantes : maintien de 65 minutes au-dessus de 1250°C, dont 45 minutes au-dessus de 1280°C. Dans ces conditions, le pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières est de 0,013 % dans la tôle laminée à chaud, au lieu de 0,008 % (Tableau 2). Le recuit de la tôle laminée à chaud, selon l'invention, doit être effectué dans des conditions telles qu'il n'y a pas augmentation du pourcentage du soufre précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm. Les conditions de recuit selon l'invention doivent favoriser la mise en solution partielle des précipités de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm et la précipitation du soufre en solution solide, au refroidissement, sous forme de particules fines de diamètre moyen inférieur à 100 nm. La courbe B de la figure 1 présente des exemples, selon l'invention, du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm, c'est-à-dire en solution solide et précipité essentiellement sous forme de particules fines de diamètre moyen inférieur à 100 nm, après recuit de la tôle laminée à chaud. Le pourcentage massique du soufre en solution solide et précipité à l'état de fines particules, après recuit de la tôle laminée à chaud, est supérieur à 0,010 % pour les aciers 3, 4 et 5.
    D'une manière générale, le procédé selon l'invention permet la précipitation du soufre en solution solide sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm lors du recuit effectué avant ou/et après le premier laminage à froid, pendant le recuit de décarburation, pendant le recuit de recristallisation secondaire et notamment avant le début de la recristallisation secondaire.
    Le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande, selon l'invention, doit en outre être effectué dans des conditions telles qu'il y a précipitation importante de l'azote, avec plus de 60 % du pourcentage massique d'azote total, sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur ou égal à 100 nm.
    Pourcentage massique d'azote précipité à l'état AIN dans la bande laminée à chaud:
    T° réchauffage N de AIN (10-4 %)
    Acier 1 1250°C 6
    Acier 1 1300°C 2
    Acier 2 1250°C 8
    Acier 2 1300°C 4
    Acier 3 1250°C 14
    Acier 3 1300°C 4
    Acier 4 1300°C 9
    Acier 5 1300°C 8
    Le principe de la méthode de mesure du pourcentage massique d'azote précipité est le suivant : une mise en solution de la matrice à l'aide d'un mélange brome-méthanol, une séparation de l'aluminium précipité par filtration sur membrane, une dissolution du nitrure d'aluminium par de la soude diluée, un dosage de l'aluminium par spectrométrie d'émission ICP et un calcul de l'azote correspondant.
    Pourcentage massique d'azote précipité à l'état AIN après recuit de la bande laminée à chaud :
    T° réchauffage N de AIN (10-4%)
    Acier 1 1250°C 50
    Acier 1 1300°C 55
    Acier 2 1250°C -
    Acier 2 1300°C 58
    Acier 3 1250°C 50
    Acier 3 1300°C 53
    Acier 4 1300°C 57
    Acier 5 1300°C 56
    Les tableaux 3 et 4 présentent des valeurs types du pourcentage massique d'azote précipité avant et après recuit de la tôle laminée à chaud. Il a été vérifié en microscopie électronique en transmission que le diamètre moyen des particules contenant de l'azote est inférieur à 100 nm, avant et après recuit de la tôle laminée à chaud.
    Il existe selon l'invention des conditions de recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande favorisant simultanément la diminution du pourcentage massique du soufre précipité à l'état de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm et la précipitation de l'azote sous forme de fines particules AIN, seules ou combinées au soufre, de diamètre moyen inférieur à 100 nm. Les exemples ci-dessus correspondent à un cycle de recuit, selon l'invention, comprenant la montée en température, le maintien à une température donnée et le refroidissement rapide, et comprenant notamment un maintien entre 900°C et 1150°C d'au moins 50 secondes.
    Des cycles plus complexes peuvent être utilisés, par exemple une montée en température jusqu'à 800°C en 50 secondes, de 800°C à 1100°C en 40 secondes, un maintien de 50 secondes entre 1100°C et 1125°C, le refroidissement de 1125°C à 900°C en 30 secondes, le maintien à 900°C pendant 160 secondes, le refroidissement de 900°C à 100°C en moins de 40 secondes.
    Selon l'invention, des pertes à 1,7 Tesla et 50 Hz de 1,01 W/kg, des pertes à 1,5 Tesla et 50 Hz de 0,75 W/kg et une induction B800 de 1,94 Tesla ont été obtenues à partir d'une brame d'acier n° 3 réchauffée à 1300°C pour une épaisseur finale de 0,285 mm après laminage à froid en une étape, le produit final étant revêtu d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction.
    Ces caractéristiques sont obtenues notamment lorsque le produit: (% Al) x (%N)> 1 20 10-6, et le produit : (%Mn) x (%S) > 140 10-5, les teneurs en aluminium soluble et en soufre étant chacune supérieure à 0,018% et la teneur en étain étant supérieure à 0,05% dans la brame.
    Les figures 2a, 2b, 2c présentent un exemple de caractéristiques magnétiques du produit final à l'épaisseur 0,285 mm après laminage à froid en une étape, revêtu d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction : pertes d'énergie W(1,5/50), W(1,7/50) en Watt/kg à une fréquence de 50 Hz et pour une induction de travail respectivement de 1,5 Tesla et 1,7 Tesla et induction B800 acquise sous un champ magnétique de 800 A/m en fonction du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud (avant recuit), la brame ayant été réchauffée à 1300°C.
    Pour une même épaisseur finale de 0,335 mm après laminage à froid en une étape, la brame ayant été réchauffée à 1300°C, laminée à chaud et recuite selon l'invention pour obtenir un pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières supérieur à 0,006%, les caractéristiques magnétiques suivantes ont été obtenues : W (1,5/50) = 0,88 W/Kg; W (1,7/50) = 1,15 W/Kg; 8800 = 1,91 T pour une brame de composition chimique en pourcentage massique : C = 0,058%; Si = 3,24%; Mn = 0,083%; S = 0,029%; Alsol = 0,022%; N = 0,0062%; Sn = 0,07%; Cu = 0,08%.
    Dans le procédé selon l'invention de réchauffage de la brame ou de la bande à une température inférieure à 1350°C, un taux de réduction à froid supérieur à 70 %, avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, permet d'obtenir une induction B800 supérieure à 1,84 Tesia et pouvant dépasser 1,90 Tesla si le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm est supérieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation.
    Pour l'obtention de tôles d'épaisseur finale inférieure à 0,285 mm, le laminage à froid sera réalisé de préférence en deux étapes, avec un recuit intermédiaire. Un taux de réduction à la seconde étape de laminage à froid, après recuit intermédiaire, supérieur à 70 % permet d'obtenir une induction B800 supérieure à 1,84 Tesla et pouvant dépasser 1,90 Tesla si, dans la tôle laminée à chaud, le pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières est supérieur à 0,006%, la brame contenant moins de 0,08% d'étain.
    Le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande avant laminage à froid en une étape et le recuit intermédiaire avant le deuxième laminage à froid dans un laminage à froid en deux étapes comprennent un maintien d'au moins 50 secondes entre 900°C et 1150°C, suivi d'un refroidissement rapide.
    Dans le cas d'un laminage à froid en deux étapes, la tôle laminée à chaud ou la bande peut être soumise à un recuit avant le premier laminage à froid. Un tel recuit favorise l'obtention d'une bonne qualité magnétique. Ce recuit comprend un maintien d'au moins 50 secondes entre 900°C et 11 50°C, suivi d'un refroidissement rapide. Il contribue à la mise en solution partielle des particules grossières contenant du soufre et à la précipitation de fines particules contenant du soufre ou(et) de l'azote. En aucun cas, il ne doit entraíner la formation de particules grossières contenant du soufre et ou de l'azote.
    Dans le procédé, selon la présente invention, de réchauffage des brames à coeur à une température inférieure à 1350°C, la tôle est maintenue à une température supérieure à 150°C pendant au moins une passe de l'étape de laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le laminage à froid ayant lieu en une ou deux étapes. L'élévation de la température de la tôle au-dessus de 150°C pendant plusieurs passes favorise l'obtention d'une bonne qualité magnétique, notamment si le taux de réduction à froid est supérieur à 70%.
    De manière inattendue, le soufre non précipité sous forme de particules grossières, exerce une influence sur la dimension des grains formés par recristallisation primaire, le diamètre moyen du grain après recristallisation primaire et décarburation étant selon l'invention inférieur à 15 microns. Quand les conditions selon l'invention ne sont pas réunies, et notamment lorsque le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières est inférieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, certains grains primaires possèdent un diamètre supérieur à 15 microns par suite d'une quantité insuffisante de soufre en solution solide et précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm. Il s'ensuit une mauvaise recristallisation secondaire et une dégradation de la qualité magnétique. La figure 4 montre l'influence du pourcentage massique de soufre de la brame sur le diamètre moyen exprimé en µm du grain après recuit de recristallisation primaire et de décarburation.
    Lorsque les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid sont respectivement de 2,3 mm et de 0,285 mm, ce qui correspond à un taux de réduction à froid en une étape de 87,60%, le diamètre moyen du grain primaire décroít lorsque le pourcentage massique du soufre total de la brame augmente.
    Par contre, lorsque l'épaisseur de la bande laminée à chaud est de 2 mm et le taux de réduction de 85,75%, le diamètre moyen du grain primaire évolue peu en fonction du pourcentage massique du soufre total de la brame qui est lié au pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm de la tôle laminée à chaud par la relation de la figure 1.
    Dans cet exemple, l'utilisation d'une épaisseur de la bande laminée à chaud de 2 mm apparaít préférable pour améliorer la qualité magnétique. L'amélioration des pertes à 1,5 T et à 1,7 T et du B800 est respectivement de 3%,4% et 1 % par rapport aux pertes et au B800 obtenus avec une bande laminée à chaud d'épaisseur 2,3 mm, pour une composition chimique de la brame en pourcentage massique : C = 0,058%; Si = 3,20%; Mn = 0;079%; S = 0,023%; Alsol = 0,020%; N = 0,0076%; Sn = 0,065%; Cu = 0,085%.
    Si l'épaisseur finale de la bande laminée à froid est de 0,261 mm, l'amélioration est respectivement de 6%,5% et 1 % pour les pertes et le B800 quand l'épaisseur de la bande laminée à chaud est de 2 mm plutôt que de 2,3 mm, le laminage à froid étant effectué en une étape.
    Les figures 5 et 6 montrent que, dans le cas de l'exemple ci-dessus, pour les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid respectivement de 2,00 mm et de 0,285 mm, la meilleure qualité magnétique, pertes à 1,5 T et à 1,7 T les plus faibles et B800 le plus élevé, est obtenue quand le pourcentage des grains primaires de diamètre supérieur à 15 µm est inférieur à 25%, et de préférence inférieur à 20%, et quand le pourcentage des grains primaires de diamètre inférieur à 5 µm est supérieur à 10%, le diamètre moyen du grain après le recuit de recristallisation primaire et de décarburation étant voisin de 10 µm.
    En plus de l'addition facultative de dioxyde de titane l'addition à la magnésie, seul ou en association, de bore ou d'un composé du bore, de soufre ou d'un ou de plusieurs composés soufrés, d'un ou de plusieurs composés soufrés et azotés, de chlorure d'antimoine, d'un composé de l'étain permet d'améliorer la qualité magnétique. Ces additifs à la magnésie renforcent l'inhibition de la croissance normale des grains primaires pendant le recuit de recristallisation secondaire. Parmi ces additifs, le sulfate de magnésium, le sulfate de manganèse, le thiosulfate de sodium, le sulfate d'ammonium, le thiosulfate d'ammonium, l'acide amidosulfurique (ou acide sulfamique), l'urée, la thiourée, le sulfate d'étain peuvent améliorer la qualité magnétique.
    Après décarburation, la nitruration, à une température supérieure à 500°C, par l'ammoniac (NH3) dilué dans un mélange N2/H2 est un autre moyen de renforcement de l'inhibition et d'amélioration de la qualité magnétique.
    Dans le procédé selon la présente invention :
    • Le pourcentage massique du soufre de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,006 % afin d'obtenir dans la tôle laminée à chaud ou la bande un pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm, supérieur à 0,006 %. Il sera de préférence inférieur à 0,05 % pour que la désulfuration pendant le recuit de purification soit complète. Il sera de préférence inférieur à 0,035% pour éviter la formation de criques de rive lors du laminage à chaud de la brame ou de la bande.
    • Le pourcentage massique en azote de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,004 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal. Il est inférieur à 0,012 % et de préférence à 0,009% pour éviter la formation de soufflures (phénomène de blistering) à la surface de la tôle.
    • Le pourcentage massique en aluminium soluble de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,008 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal et afin d'avoir une disponibilité suffisante en aluminium libre non combiné, dans le cas d'apport d'azote par nitruration gazeuse après décarburation ou par addition d'un ou de plusieurs composés azotés à la magnésie. Il est inférieur à 0,04 % et de préférence à 0,03% afin d'obtenir la mise en solution des précipités AIN lors du réchauffage précédant le laminage à chaud.
    La figure 7 montre l'effet favorable de l'augmentation du pourcentage massique en aluminium soluble de la brame, la composition chimique en pourcentage massique de la brame étant : C = 0,058%; Si = 3,20%; Mn = 0;080%; S = 0,023%; N = 0,007%; Sn = 0,07%; Cu = 0,08%, le réchauffage de la brame étant effectué à 1300°C, le laminage à chaud et le recuit avant laminage à froid conduisant à une valeur de 1 supérieure à 0,006% selon l'invention et le produit final ayant une épaisseur de 0,285 mm obtenue avec un taux de réduction à froid en une étape de 87,6%. L'augmentation de la teneur en S, de 0,023% à 0,029% permet de réduire les pertes. Lorsque la teneur en aluminium soluble est trop élevée, il s'ensuit une absence de recristallisation secondaire et une qualité magnétique inacceptable. Il n'est pas possible de traiter dans les mêmes conditions de recuit avant laminage à froid, de laminage à froid, de recuit de recristallisation primaire, de décarburation et de recristallisation secondaire, une bande laminée à chaud ayant une teneur en aluminium soluble de 0,022% et une bande laminée à chaud ayant une teneur en aluminium soluble significativement plus élevée, 0,030%, par exemple.
    • Le pourcentage massique en manganèse de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules MnS qui renforcent l'inhibition et afin d'avoir une disponibilité suffisante en manganèse libre, non combiné, dans le cas d'apport de soufre par addition de soufre ou d'un ou de plusieurs composés soufrés à la magnésie.
    • Le pourcentage massique en cuivre de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % afin de limiter la précipitation du soufre sous forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud. Il est inférieur à 0,50 % et de préférence inférieur à 0,030% pour éviter les problèmes de décapage.
    L'augmentation du pourcentage massique en cuivre de la brame, de 0.08% à 0, 15% permet d'augmenter, avant recuit, la valeur du pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud selon l'invention, de 0,010% à 0,015%, la composition chimique de la brame étant : C = 0,058%; Si = 3.23%; Mn = 0,079%; S = 0,025%; Alsol = 0,022%; N = 0,0067%; Sn = 0,069%; Cu = 0,08% ou Cu = 0,15%, le réchauffage de la brame étant effectué à 1300°C selon l'invention. La qualité magnétique du produit final à l'épaisseur de 0,285 mm est la suivante : Cu = 0,08%; W(1,5/50) = 0,77 W/ Kg; W(1,7/50) = 1,04 W/Kg; B800 = 1.90 Tesla et : CU= 0,15%; W(1,5/50) = 0,76 W/ Kg; W(1,7/50) = 1,03 W/Kg; B800 = 1 ,91 Tesla.
    • Le pourcentage massique en étain de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % pour avoir une influence bénéfique significative sur la qualité magnétique. Il est limité à 0,20 % afin d'éviter les problèmes de décapage et de décarburation.
    La figure 8 illustre l'influence bénéfique de l'augmentation de la teneur en étain de la brame sur la qualité magnétique, la brame ayant été chauffée à 1300°C, laminée à chaud et recuite, les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid étant respectivement de 2,3 mm et de 0,285 mm. Le pourcentage massique l du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud non recuite est précisé sur la figure 8.
    • Le pourcentage massique en silicium de la brame ou de !a bande coulée en continu est supérieur à 2,5 % pour avoir de faibles pertes magnétiques. Plus ce pourcentage en silicium est élevé, plus les pertes sont faibles mais l'augmentation du pourcentage en silicium au-dessus de 4 % rend difficile le laminage à froid.
    • Le pourcentage massique en carbone de la brame ou de la bande coulée en continu est limité à 0,10 % et de préférence à 0,07% car au-delà, la décarburation est difficile. Le pourcentage du carbone est supérieur à 0,02 % afin d'obtenir une bonne qualité magnétique.
    Selon l'invention, l'augmentation de la teneur en manganèse peut dépasser 0,20 % à condition que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm reste supérieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation. Cette augmentation de la teneur en manganèse, élément gammagène qui favorise la formation d'austénite, peut être accompagnée d'une diminution de la teneur en soufre et d'une diminution de la teneur en carbone, élément gammagène, et ou une augmentation de la teneur en silicium, élément alphagène qui favorise la formation de ferrite. Il est essentiel de maintenir une certaine fraction d'austénite pour dissoudre AIN pendant le réchauffage de la brame ou de la bande.
    Pour une température T de réchauffage et un pourcentage massique d'azote fixé, le pourcentage massique en aluminium de la brame ou de la bande coulée en continu selon l'invention, permettant la mise en solution complète des précipités AIN lors du réchauffage précédant le laminage à chaud, peut être estimé à partir d'une relation du type : log (% Al) x (% N) = - 1 0.062/T ÷ 2.72
    Le procédé selon la présente invention est décrit pour des brames de coulée continue d'épaisseur comprise entre 150 et 300 mm. Plus l'épaisseur de la brame est grande, plus long est le temps nécessaire pour atteindre la température visée au coeur de la brame. Dans le cas d'un réchauffage au défilé, par exemple, il faut de préférence ralentir la vitesse de passage de la brame dans le four lorsque l'épaisseur de la brame passe de 210 mm à 240 mm. Il est possible d'accélérer la vitesse de passage de la brame dans le four de réchauffage lorsque la brame est mince, c'est-à-dire d'épaisseur comprise entre 15 et 100 mm environ. La température de bobinage à chaud doit être telle que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières est égal ou supérieur à 0,004% et de préférence à 0,006 % et telle que le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud. Cette température est généralement inférieure à 700°C.
    Le procédé selon la présente invention peut aussi être appliqué à des bandes minces d'épaisseur comprise entre 1 et 10 mm obtenues par coulée d'acier liquide entre deux rouleaux refroidis, les bandes étant réchauffées rapidement à coeur, compte-tenu de la faible épaisseur, à une température inférieure à 1350°C avant laminage à chaud.
    Le nombre de passes de laminage à chaud est fonction de l'épaisseur initiale de la brame ou de la bande et de l'épaisseur de la tôle laminée à chaud. Si l'épaisseur de la brame ou de la bande coulée en continu est suffisamment faible, le laminage à chaud de dégrossissage peut être supprimé.
    Le réchauffage et le laminage à chaud de la bande mince coulée en continu peuvent être supprimés si le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, est supérieur à 0,006% et si le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules est inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle brute de coulée entre deux rouleaux. La bande mince est alors soumise à au moins un recuit selon l'invention.

    Claims (14)

    1. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant successivement :
      une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier ayant la composition pondérale suivante :
      moins de 0,1 % de carbone,
      plus de 2,5 % de silicium,
      soufre de 0,018 à 0,035 %,
      manganèse supérieur à 0,02 %,
      aluminium supérieur à 0,018 %,
      azote supérieur à 0,004 %,
      cuivre supérieur à 0,02 %,
      étain de 0,05 à 0,08 %,
      les teneurs en manganèse et en soufre étant telles que (% Mn) x (% S) > 140 x 10-5 et les teneurs en aluminium et azote étant telles que (% Al) x (% N) > 120 x 10-6,
      le reste étant le fer et les impuretés,
      un réchauffage à coeur de la brame ou de la bande à une température inférieure à 1350°C et un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 mm et 5 mm, réalisés de façon que le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud, le réchauffage à coeur de la brame ou de la bande et le laminage à chaud étant réalisés de façon que le soufre précipite sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm), aussi bien que sous forme de particules fines et que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) soit supérieur à 0,006 % dans la tôle laminée à chaud,
      un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
      un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande réalisé de façon que plus de 60 % du pourcentage massique total de l'azote soit précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm,
      un laminage à froid à une épaisseur égale ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant, dans ce cas, facultatif,
      un recuit de recristallisation primaire et de décarburation, au défilé, en atmosphère humide contenant H2 et N2,
      une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO,
      un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
      une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué un planage à chaud de la tôle.
    2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la brame ou la bande est réchauffée à coeur à 1300°C dans les conditions suivantes : maintien de 65 minutes au-dessus de 1250°C, dont 45 minutes au-dessus de 1280°C.
    3. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 et 2, caractérisé en ce qu'après le recuit, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008 % ou mieux supérieur à 0,010 %.
    4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que, après le recuit, le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008 %.
    5. Procédé selon les revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le recuit comprend un maintien en température de la tôle entre 900°C et 1150°C pendant au moins 50 secondes, suivi d'un refroidissement rapide.
    6. Procédé selon les revendications 1 à 5, caractérisé en ce que le recuit est effectué avant laminage à froid en une seule étape jusqu'à épaisseur finale.
    7. Procédé selon les revendications 1 à 6, caractérisé en ce que le recuit est un recuit intermédiaire, effectué après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
    8. Procédé selon les revendications 1 à 6, caractérisé en ce que le recuit est effectué avant laminage à froid et après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
    9. Procédé selon les revendications 1 à 8, caractérisé en ce que le laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation est effectué avec un taux de réduction supérieur à 70 %.
    10. Procédé selon les revendications 1 à 9, caractérisé en ce qu'au moins une passe de l'étape de laminage à froid, précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, est effectuée à une température supérieure à 150°C.
    11. Procédé selon les revendications 1 à 10, caractérisé en ce que la magnésie contient, en plus de l'addition facultative de dioxyde de titane, seul ou en association, du bore ou un composé du bore, du soufre ou un ou plusieurs composés soufrés, un ou plusieurs composés azotés, un ou plusieurs composés soufrés et azotés, du chlorure d'antimoine, du sulfate d'étain.
    12. Procédé selon les revendications 1 à 11, caractérisé en ce que la tôle décarburée est soumise à une nitruration gazeuse dans une atmosphère contenant de l'ammoniac.
    13. Tôle d'acier électrique à grains orientés d'épaisseur inférieure à 0,30 mm obtenue par le procédé selon les revendications 1 à 12, caractérisée en ce qu'elle présente une induction B sous un champ de 800 A/m égale ou supérieure à 1,90 Tesla et des pertes à 1,7 Tesla et 50 Hertz au plus égales à 1,04 W/Kg.
    14. Tôle d'acier électrique à grains orientés d'épaisseur inférieure à 0,30 mm obtenue par le procédé selon les revendications 1 à 12, caractérisée en ce qu'elle présente une induction B sous un champ de 800 A/m égale à 1,94 Tesla et des pertes à 1,7 Tesla et 50 Hertz à 1,01 W/Kg.
    EP98914939A 1997-03-21 1998-03-18 Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs Expired - Lifetime EP0912768B1 (fr)

    Applications Claiming Priority (3)

    Application Number Priority Date Filing Date Title
    FR9703451 1997-03-21
    FR9703451A FR2761081B1 (fr) 1997-03-21 1997-03-21 Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs
    PCT/FR1998/000540 WO1998042882A1 (fr) 1997-03-21 1998-03-18 Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs

    Publications (2)

    Publication Number Publication Date
    EP0912768A1 EP0912768A1 (fr) 1999-05-06
    EP0912768B1 true EP0912768B1 (fr) 2004-05-12

    Family

    ID=9505038

    Family Applications (1)

    Application Number Title Priority Date Filing Date
    EP98914939A Expired - Lifetime EP0912768B1 (fr) 1997-03-21 1998-03-18 Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs

    Country Status (10)

    Country Link
    EP (1) EP0912768B1 (fr)
    JP (1) JP2001506704A (fr)
    KR (1) KR20000011149A (fr)
    CN (1) CN1220704A (fr)
    AT (1) ATE266742T1 (fr)
    CZ (1) CZ375398A3 (fr)
    DE (1) DE69823771T2 (fr)
    FR (1) FR2761081B1 (fr)
    PL (1) PL330039A1 (fr)
    WO (1) WO1998042882A1 (fr)

    Families Citing this family (11)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    EP1162280B1 (fr) * 2000-06-05 2013-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés presentant d'excellentes caracteristiques magnétiques
    JP4272557B2 (ja) * 2004-02-12 2009-06-03 新日本製鐵株式会社 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    JP4954876B2 (ja) * 2005-06-10 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
    JP4823719B2 (ja) * 2006-03-07 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
    CN103878175A (zh) * 2012-12-21 2014-06-25 鞍钢股份有限公司 一种低牌号冷轧硅钢热轧工序中的热轧方法
    DE102014112286A1 (de) * 2014-08-27 2016-03-03 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aufgestickten Verpackungsstahls
    KR101696627B1 (ko) * 2014-11-26 2017-01-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 및 이를 이용한 방향성 전기강판의 제조방법
    BR112018011105B1 (pt) * 2015-12-04 2021-10-26 Jfe Steel Corporation Método para fabricar chapa de aço eletromagnética de grão orientado
    CN106319174B (zh) * 2016-09-23 2018-10-16 武汉钢铁有限公司 提高低温铸坯加热高磁感取向硅钢底层质量的退火隔离剂
    CN111020140A (zh) * 2019-12-17 2020-04-17 无锡晶龙华特电工有限公司 一种磁性优良取向硅钢氧化镁退火隔离剂及其涂覆工艺
    CN111996354B (zh) * 2020-08-27 2022-04-19 上海实业振泰化工有限公司 一种取向硅钢用液体添加剂的制备方法

    Family Cites Families (3)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JPS5948934B2 (ja) * 1981-05-30 1984-11-29 新日本製鐵株式会社 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
    DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
    FR2731713B1 (fr) * 1995-03-14 1997-04-11 Ugine Sa Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la realisation notamment de circuits magnetiques de transformateurs

    Also Published As

    Publication number Publication date
    WO1998042882A1 (fr) 1998-10-01
    DE69823771T2 (de) 2005-05-12
    CN1220704A (zh) 1999-06-23
    ATE266742T1 (de) 2004-05-15
    DE69823771D1 (de) 2004-06-17
    KR20000011149A (ko) 2000-02-25
    FR2761081B1 (fr) 1999-04-30
    CZ375398A3 (cs) 1999-07-14
    EP0912768A1 (fr) 1999-05-06
    PL330039A1 (en) 1999-04-26
    FR2761081A1 (fr) 1998-09-25
    JP2001506704A (ja) 2001-05-22

    Similar Documents

    Publication Publication Date Title
    EP0732413B1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;une tôle d&#39;acier électrique à grains orientés notamment pour transformateurs
    JP6738047B2 (ja) 無方向性電磁鋼板とその製造方法
    JP5954347B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
    CN107614725B (zh) 取向性电磁钢板及其制造方法
    EP0912768B1 (fr) Procede de fabrication d&#39;une tole d&#39;acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs
    KR102062553B1 (ko) 방향성 전자 강판 및 그의 제조에 사용하는 탈탄 강판
    WO2012090680A1 (fr) Matériau de fil d&#39;acier et son procédé de production
    WO2011114178A1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;acier magnétique à grains orientés
    RU2758440C1 (ru) Лист из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
    JP7341016B2 (ja) フェライト系ステンレス冷延鋼板
    JP5920387B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
    CN113302319B (zh) 不具有镁橄榄石被膜的绝缘被膜密合性优异的方向性电磁钢板
    US20230257841A1 (en) Method for producing electrical steel sheet
    JPH0730400B2 (ja) 磁束密度の極めて高い方向性けい素鋼板の製造方法
    RU2811896C1 (ru) Способ производства листа электротехнической стали
    EP4108791A1 (fr) Tôle d&#39;acier laminée à chaud pour tôles d&#39;acier électromagnétique non orientées, tôle d&#39;acier électromagnétique non orientée et son procédé de fabrication
    JP7510078B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
    EP4339306A1 (fr) Procédé de production d&#39;une feuille d&#39;acier électrique à grains orientés
    KR102546616B1 (ko) 표면품질과 전기 저항 점용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
    RU2768905C1 (ru) Способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
    EP4353849A1 (fr) Procédé de fabrication de feuille d&#39;acier électromagnétique à grains orientés
    JPH0726328A (ja) 方向性珪素鋼板の製造方法
    JP2023554116A (ja) 幅方向に沿って優れたスポット溶接性が均等に実現される高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
    KR20220089080A (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
    JP2015021162A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板

    Legal Events

    Date Code Title Description
    PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

    17P Request for examination filed

    Effective date: 19981029

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: A1

    Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU NL PT SE

    RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

    Owner name: UGO

    17Q First examination report despatched

    Effective date: 20020521

    GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

    GRAS Grant fee paid

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

    GRAA (expected) grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: B1

    Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU NL PT SE

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: NL

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040512

    Ref country code: IE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040512

    Ref country code: FI

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040512

    REG Reference to a national code

    Ref country code: GB

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: NOT ENGLISH

    REG Reference to a national code

    Ref country code: CH

    Ref legal event code: EP

    REG Reference to a national code

    Ref country code: IE

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: FRENCH

    REF Corresponds to:

    Ref document number: 69823771

    Country of ref document: DE

    Date of ref document: 20040617

    Kind code of ref document: P

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: SE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040812

    Ref country code: GR

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040812

    Ref country code: DK

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040812

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: ES

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

    Effective date: 20040823

    GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

    Effective date: 20040823

    NLV1 Nl: lapsed or annulled due to failure to fulfill the requirements of art. 29p and 29m of the patents act
    REG Reference to a national code

    Ref country code: IE

    Ref legal event code: FD4D

    PLBE No opposition filed within time limit

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

    STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

    Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

    26N No opposition filed

    Effective date: 20050215

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: PT

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20041012

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: CH

    Payment date: 20080215

    Year of fee payment: 11

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: LU

    Payment date: 20080313

    Year of fee payment: 11

    REG Reference to a national code

    Ref country code: CH

    Ref legal event code: PL

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: LI

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20090331

    Ref country code: CH

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20090331

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: LU

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20090318

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: FR

    Payment date: 20110325

    Year of fee payment: 14

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: DE

    Payment date: 20110310

    Year of fee payment: 14

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: IT

    Payment date: 20110331

    Year of fee payment: 14

    REG Reference to a national code

    Ref country code: FR

    Ref legal event code: ST

    Effective date: 20121130

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: FR

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20120402

    REG Reference to a national code

    Ref country code: DE

    Ref legal event code: R119

    Ref document number: 69823771

    Country of ref document: DE

    Effective date: 20121002

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: IT

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20120318

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: AT

    Payment date: 20140224

    Year of fee payment: 17

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: GB

    Payment date: 20140317

    Year of fee payment: 17

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: BE

    Payment date: 20140327

    Year of fee payment: 17

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: DE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20121002

    REG Reference to a national code

    Ref country code: AT

    Ref legal event code: MM01

    Ref document number: 266742

    Country of ref document: AT

    Kind code of ref document: T

    Effective date: 20150318

    GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

    Effective date: 20150318

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: GB

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20150318

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: AT

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20150318

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: BE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20150331