Przedmiotem wynalazku jest sposób wytwarzania arkuszy ze stali krzemowej, nie orientowanej, o wy¬ sokiej indukcji magnetycznej i o niskich stratach w ferromagnetyku.Arkusze ze stali krzemowej, nie orientowanej sa 5 glównie stosowane w wirniku, stojanie i podobnych elementach maszyn wirujacych. Natomiast, kiedy stosuje sie je w duzych wirujacych maszynach, wy¬ maga sie od nich aby mialy one bardzo niskie stra¬ ty w ferromagnetyku w celu obnizenia strat mocy iio generatora.Arkusze ze stali krzemowej, nie orientowanej, o niskich stratach w ferromagnetyku maja zwykle mala indukcje magnetyczna. Na przyklad, arkusz majacy 3 W/kg strat w ferromagnetyku przy 1,5 T {1P ma nizsza indukcje magnetyczna przy 5 000 A/m o 3—4% w porównaniu z 6 W/kg. Kiedy arkusze stali elektrycznej maja mala indukcje magnetyczna uzywa sie je do produkcji urzadzen elektrycznych, rdzen musi miec odpowiednio duze wymiary i przez 20 to urzadzenie jako calosc ma duza objetosc.W celu wyeliminowania tych niedogodnosci do duzych generatorów turbinowych stosuje sie na rdzenie stojanów arkusze ze stali krzemowej o stru¬ kturze zorientowanej. Jednakze koszt wytwarzania as arkusza ze stali krzemowej, orientowanej jest wy¬ soki, przy czym arkusz ma bardzo slabe wlasnosci magnetyczne w kierunku prostopadlym do kierun¬ ku walcowania.W zwiazku z tym istniala potrzeba opracowania 30 sposobu wytwarzania nie orientowanych arkuszy ze stali krzemowej majacych wysoka indukcje magne¬ tyczna i niskie straty w ferromagnetyku, eliminuja¬ cego wspomniane niedogodnosci.W walcowaniu na zimno stali krzemowej, nie orientowanej straty z histerezy zajmuja 65—75% strat ogólnych i ulegaja one zmniejszeniu ze wzro¬ stem wielkosci ziarn wyrobu. Typowy sposób wy¬ twarzania arkusza ze stali elektrycznej o niskich stratach w ferromagnetyku przebiega nastepujaco.Arkusz stalowy walcowany na goraco poddaje sie dwukrotnemu walcowaniu na zimno z wyzarzaniem miedzyoperacyjnym w celu zmniejszenia jego gru¬ bosci do grubosci ostatecznej, i w tym przypadku ostateczne walcowanie na zimno przeprowadza sie malym ubytkiem wzglednym okolo 10%. Ziarna kry¬ staliczne o odpowiedniej wielkosci rozwijaja sie w arkuszu podczas ostatecznego wyzarzania przez wy¬ korzystanie wprowadzonej energii odksztalcajacej.Natomiast uzyskana indukcja magnetyczna jest niska z powodu przypadkowej orinetacji ziaren.Sposób wytwarzania arkuszy ze stali elektrycznej nie orientowanej o nizszej zawartosci strat w ferro¬ magnetyku niz wskazane w tabeli jest omówiony w opisie patentowym Stanów Zjednoczonych Ame¬ ryki nr 3 203 839. W tym sposobie arkusz walcowa¬ ny na goraco zawierajacy 1,5—3,5% wagowych Si i 0,5—1,5% wagowych Al poddaje sie dwukrotnemu walcowaniu na zimno. Przy kazdym walcowaniu na zimno ubytek wagowy wynosi 5(0—80% w czasie 114066114066 Norma Wielkosc Maksymalne straty w ferromagnetyku W15/50* grubosc: 0,35 mm grubosc: 0,50 mm Minimalna induk¬ cja magnetyczna 1'abela I JIS C2552 S-09 2,40 2,90 1,56 S-10 2,65 3,10 1,59 S-12 3,10 3,60 1,60 • AISI 2,53 2,93 DIN 2,70 3,30 BS 2,50 3,55 NF 2,70 3,10 GOST 3,40 * Straty w ferromagnetyku W/kg przy 1,5 T i 50 Hz.•?Indukcja magnetyczna (T) przy polu magnetycznym 5 000 A/m. •*? 0,36 mm ••** 0,47 mm krótkiego okresu wyzarzania miedzyoperacyjnego pomiedzy walcowaniem na zimno, i arkusz walco¬ wany na zimno poddaje sie ostatecznemu wyzarza¬ niu (wyzarzanie czyste) w temperaturze od 1000 do 110O°C przez 5—40 godzin dla uzyskania arku¬ sza stali elektrycznej, a grubosci 0,30 mm i stratach w ferromagnetyku 2,17—2,66 W/kg (W15/50). Te war¬ tosci sa równowazne 2,32—2,83 W/kg przy grubosci 0,35 mm i nastepnie odpowiada od S-09 do S-12 w tabeli 1, która podaje normy glównych krajów odnoszace sie do najwyzszych gatunków walcowa¬ nej na zimno stali krzemowej, nie orientowanej.Natomiast, indukcje magnetyczne nie sa wysokie: 1,43—1,55 T przy 1995 A/m i te wartosci sa ekwi¬ walentne do 1,54—1,65 T przy 5 000 A/m.Poza tym, kiedy zostanie osiagnieta wysoka tem¬ peratura ostatecznego wyzarzania dodaje sie tlenek glinowy albo tlenek magnezowy do arkusza przed wyzarzaniem, w celu zapobiegania przylepianiu sie arkuszy w kregach podczas wyzarzania, i nastep¬ nie usuwa sie go po wyzarzaniu a otrzymany po wyzarzaniu arkusz stalowy musi byc plaski. Dlate¬ go tez koszt wytwarzania arkusza stali elektrycznej .jest wysoki w tym sposobie.Celem wynalazku jest opracowanie sposobu wy¬ twarzania walcowanego na zimno arkusza stali ele¬ ktrycznej, nie orientowanej o wysokiej indukcji magnetycznej i nizszych stratach w ferromagnetyku niz w konwencjonalnych arkuszach stali elektrycz¬ nej. W ten sposób, przedmiotem wynalazku jest 0- trzymywanie arkuszy ze stali elektrycznej o indu¬ kcji magnetycznej B50 nie mniejszej niz 1,67 T przy polu magnetycznym 5 000 A/m i stratach w ferroma¬ gnetyku nie wiekszych niz 2,4 W/kg i 2,9 W/kg przy 4,5 i 50 Hz odpowiednio przy arkuszach o grubosci .0,35 mm i 0,05 mm.Drugim celem wynalazku jest dostarczenie spo¬ sobu wytwarzania tak doskonalych arkuszy ze stali elektrycznej przez ekonomicznie prowadzony pro¬ ces wyzarzania.Dalszym celem wynalazku jest dostarczenie arku¬ sza stali elektrycznej odpowiedniego dla wytwarza¬ nia rdzenia zelaza o zmniejszonych wymiarach i ni¬ skich stratach w ferromagnetyku przez powyzej opi¬ sana metoda, w prosty sposób i mniej kosztowny.Cele te zostaly zrealizowane dzieki wynalazkowi.Wedlug wynalazku sposób wytwarzania arkuszy ze stali krzemowej nie orientowanej, o wysokiej indukcji magnetycznej i o niskich stratach w ferro¬ magnetyku, w którym wlewek, stalowy lub kesisko stalowe zawierajacy nie wiecej niz 0,02% C, 1,6— 5 -^3,5% Si, 0,2—2,5% Al, 0,1—1,0% Mn, nie wiecej niz 0,005% S, nie wiecej niz 0,025% O i reszte stanowi zasadniczo Fe, walcuje sie na goraco. Nastepnie ar¬ kusz walcowany na goraco najpierw poddaje sie walcowaniu na zimno przy ubytku wzglednym nie 10 mniejszym niz 20% dla uzyskania arkusza walco¬ wanego na zimno o grubosci posredniej, nastepnie arkusz ten podaje sie wyzarzaniu miedzyoperacyj- nemu, po czym arkusz wyzarzony miedzyoperacyj¬ nie poddaje sie drugiemu walcowaniu na zimno przy 15 ubytku wzglednym od 45 do 70% dla otrzymania ar¬ kusza walcowanego na zimno o ostatecznej grubo¬ sci i tak rozwalcowany arkusz na zimno poddaje sie ostatecznemu wyzarzaniu w temperaturze od 930°C do 1000°C w czasie od 2 do 15 minut. 20 Sposób wedlug wynalazku charakteryzuje sie tym, ze przeprowadza sie wyzarzanie miedzyoperacyjne w temperaturze od 900°C do 1050°C w czasie od 3 do 15 minut dla wzrostu ziarn krystalicznych two^ rzacych arkusz az do ziarn krystalicznych o posre- 25 dniej wielkosci nie mniejszej niz 0,07 mm.W obecnym wynalazku sklad wyjsciowego wlew¬ ka stalowego albo kesiska stalowego wiaze sie z pe¬ wnymi uzasadnieniami.Kiedy gotowy produkt którym jest arkusz ze stali 30 krzemowej nie orientowanej, zawiera nie mniej niz 0,005% C, to nastepuje zaklócenie w wytracaniu sie weglika oraz pogorszenie wlasnosci magnetycznych produktu.Dlatego tez zawartosc wegla w wyjsciowym wlew- M ku stalowym lub kesisku nie moze byc wieksza niz 0,02%, korzystnie nie wiecej niz 0,01%, przy zaloze¬ niu, ze w poszczególnych etapach produkcji wyro¬ bu gotowego weglik jest usuwany.Si ma zadanie podniesc opornosc wlasciwa stali 40 i tym samym zapobiec wytwarzaniu sie pradów wi^ rowych w rdzeniu zelaza, w ten sposób obnizajac jego straty w ferromagnetyku.Natomiast, arkusz stalowy zawierajacy wiecej niz 3,5% Si jest trudny do walcowania na zimno i dla- « tego zawartosc Si w wyjsciowym wlewku stalowym albo kesisku nie moze byc wieksza od 3,5%* Natomiast gdy, .wyjsciowy wlewek stalowy lub ke-5 114066 6 sisko zawiera mniej niz 1,6% Si, wtedy w struk¬ turze wlewka przy ogrzewaniu wlewka albo kesis¬ ka przed walcowaniem na goraco powstaje zelazo.Dlatego tez zawartosc Si w wyjsciowym wlewku sta¬ lowym albo kesisku powinna byc w granicach od 1,6 do 3,5%. Przyczyna dla której nalezy zapobiegac tworzeniu sie zelaza y j^st nastepujaca.Rozpuszczalnosc siarki i azotu w zelazie y jest znacznie wyzsza niz w zelazie a i siarka oraz azot wydzielaja sie w nastepnych etapach w postac dro¬ bnych czastek siarczków i azotków utrudniajac roz¬ rost ziarna krystalicznego podczas wyzarzania mie- dzyoperacyjnego i ostatecznego.Al ma taki sam wplyw jak Si, ale gdy wyjscio¬ wy wlewek stalowy albo kesisko stalowe zawiera wiecej niz 2,5% Al, wystepuja trudnosci w walco¬ waniu na zimno, arkusza przewaleowanego na go¬ raco, podczas gdy wyjsciowy wlewek stalowy albo kesisko stalowe zawiera mniej niz 0,2% Al, duza ilosc azotu rozpuszcza sie we wlewku stalowym al¬ bo kesisku stalowym przy nagrzewaniu przed wal¬ cowaniem na goraco, i wydzielaja sie drobne cza¬ steczki Al i N hamujace wzrost ziarn krystalicz¬ nych. Dlatego, ilosc Al zawarta w wyjsciowym wle¬ wku stalowym albo kesisku stalowym musi byc za¬ warta w granicach 0,2—2,5%.Ponadto, zgodnie z wynalazkiem uzyskuje sie do¬ bre wyniki, kiedy ilosc calkowita zawartosc Si i Al zawarta w wyjsciowym wlewku stalowym lub ke¬ sisku jest mniejsza niz 4,3%.Kiedy ilosc Mn zawarta w wyjsciowym wlewku stalowym jest mniejsza niz 0,1%, wlewek stalowy albo kesisko stalowe wykazuje kruchosc na goraco i arkusz walcowany na goraco jest podatny na pe¬ kanie podczas walcowania na goraco.Natomiast, gdy ilosc Mn jest wieksza niz 1,0% to arkusz ze stali krzemowej nie orientowanej ma sla¬ be wlasnosci magnetyczne. Dlatego zawartosc Mn w wyjsciowym wlewku stalowym lub kesisku mu¬ si byc w granicach 1—1,0%.Kiedy wyjsciowy wlewek stalowy albo kesisko za¬ wiera wiecej niz 0,005% S albo wiecej niz 0,0025% O, to duza ilosc drobnych wtracen o wielkosci cza¬ steczek 20—100 m pozostaje w gotowym, rozwal- cowanym na zimno arkuszu i co uniemozliwia wzrost ziarn krystalicznych w arkuszu ze stali podczas wy¬ zarzania miedzyoperacyjnego i ostatecznego. Dla¬ tego, pozadane jest aby ilosc S i O zawarta w wyj¬ sciowym wlewku stalowym albo kesisku byla ogra^ niczona odpowiednio do nie wiecej niz 0,005% i nie wiecej niz 0,0025%.Pozadane jest aby ilosc S, wynosila nie wiecej niz 0,004%. Kiedy ilosc S i O zawarte w wyjsciowym wlewku stalowym albo kesisku sa ograniczone do powyzej wymienionych wartosci, ilosc drobnych wtracen, obecna w ostatecznie rozwalcowanym na zimno arkuszu jest bardzo mala, i ziarna krystali¬ czne rozrastaja sie w arkuszu podczas ostatniego wyzarzania.Nastepnie, kiedy wyjsciowy wlewek stalowy albo kesisko zawiera 0,005—0,03% dodatku metali ziem rzadkich (dalej omawianych jako REM), a tempe^ ratura ogrzewania dla wlewka stalowego albo ke¬ siska przed walcowaniem na goraco moze byc wyz¬ sza i wtracenia te tworza aglomeraty o duzych wy¬ miarach, które nie wplywaja niekorzystnie na wzrost ziarn krystalicznych. Dlatego, zastosowanie takiego wlewka stalowego lub kesiska jest korzyst¬ ne.« Wyjsciowy wlewek stalowy albo kesisko moze za¬ wierac nie wiecej niz 0,2% P Takailosc P nie wply¬ wa niekorzystnie na wlasnosci magnetyczne pow¬ stalego arkusza ze stali krzemowej nieorientowanej.Ponadto, Ca albo zwiazki Ca moga byc uzyte jako w srodek odsiarczajacy, do zmniejszenia ilosci S za¬ wartej w roztopionej stali do powyzej podanej gra¬ nicy.W obecnym wynalazku, jako material wyjsciowy mozna stosowac wlewki stalowe albo kesiska o wy- '^ zej omówionym skladzie. Przy rafinacji stopionej stali, mozna stosowac wszelkie tradycyjne procesy rafinacji. Stopiona rafinowana stal moze byc od¬ lewana tradycyjnie do wlewnic albo mozna z niej wykonywac bezposrednio kesisko stalowe przez od- 20 lewanie w sposób ciagly.Opisany, wyjsciowy wlewek stalowy albo kesisko ogrzewa sie w celu walcowania na goraco. Kiedy wlewek stalowy albo kesisko nie ma dodatków w postaci pierwiastków ziem rzadkich (REM) tempe- 35 ratura ogrzewania powinna byc w zakresie 1050 do 1140°C.Natomiast gdy, wlewek stalowy albo kesisko za¬ wiera 0,005—0,03% pierwiastków ziem rzadkich tem¬ peratura ogrzewania moze byc nieco wyzsza ale nie 30 powinna byc wyzsza niz 1250°C.Zgodnie z wynalazkiem wlewek stalowy ogrze¬ wany do powyzej podanej temperatury moze byc bezposrednio walcowany na goraco w arkuszu, al¬ bo wlewek stalowy moze*byc przerobiony w kesis- 35 ko plaskie przez walcowanie kesisk albo ciagle od¬ lewanie, po czym kesisko ogrzewa sie do podanej powyzej temperatury i walcuje na goraco na ar- , kusz o grubosci 1,5—3,0 mm. .Uzyskany arkusz walcowany na goraco jest od 40 razu trawiony a nastepnie poddawany pierwszemu walcowaniu na zimno, albo jest najpierw' poddawa¬ ny normalizacji w temperaturze 800—1 000°C w cza* sie 3—15 minut albo wyzarzony w temperaturze 550—S50°C, przez co najmniej 30 minut w celu po- 45 prawienia tekstury arkusza walcowanego na gora¬ co albo usuniecia wegla i nastepnie trawiona i pod¬ dawany pierwszemu walcowaniu na zimno.Zgodnie z wynalazkiem, kiedy wspólczynnik ubyt¬ ku wzglednego po pierwszym walcowaniu na zim- 50 no jest mniejszy niz 20%, nawet gdy po wyzarzaniu miedzypperacyjnym arkusz posiada duze ziarna kry¬ staliczne, to gotowy produkt uzyskany przez osta-i teczne walcowanie na zimno i ostateczne wyzarza* nie ma nieuporzadkowana teksture i nie ma dobrych w wlasnosci magnetycznych. Dlatego tez wspólczynnik ubytku wzglednego po pierwszym walcowaniu na zimno nie moze byc mniejszy niz 20% i zaleca sie aby miescil sie w granicach 40—75% w stosunku do grubosci arkusza walcowanego na goraco wspól- 60 czynnika ubytku wzglednego po ostatecznym wal¬ cowaniu na zimno 1 ostatecznej grubosci arkusza.Po pierwszym walcowaniu na zimno, arkusz mu-, si byc poddany wyzarzaniu miedzyoperacyjnemu W temperaturze 900—1050°C przez okres czasu .3-—15 00 minut w celu spowodowania wzrostu ziarn krysta*-114066 Tabela II Sklad kesiska, % Rodzaj Kesisko A Kesisko B G 0,006 0,006 Si 3,21 3,19 Al 0,59 0,46 Mn 0,17 0,18 S 0,004 0,007 O 0,0016 0,0029 REN 0,08 Fe i nieistotne zanieczyszczenia pozostalosc Tabela Ha Numer próbki KesiskoAl 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 KesiskoB14 Wspólczynnik ubytku wzglednego po pierwszym walcowaniu na zimno (%) 75,5 73,5 68,2 60,2 47,0 36,4 68,2 75,5 73,5 68,2 60,2 47,0 36,4 68,2 Wyzarzanie miedzyoperacyjne temp.—czas °C—min 950 — 5 », ' »» — „ — ii » 900 — 5 850 — 5 ,, »» » » — „ — 950 — 5 Przecietna wielkosc krystalicznego (mm) 0,12 0,11 0,16 0,15 0,15 0,17 0,09 0,03 0,04 0,03 0,05 0,04 0,06 0,04 Wspólczynnik ubytku wzglednego po drugim walcowaniu na zimno (%) 35 40 50 60 70 80 50 35 40 50 60 70 75 50 Wyzarzanie ostateczne temp.—czas °C—min 970 — 6 — „ — — — — — — — — — — — — — , " ~~" " — " ~~ , — 5 " » , » , , , » | Tabela Ilb Numer próbki Kesisko A 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 Kesisko B ' Wlasnosci wyrobu gotowego grubosc (mm) 0,35 ,» »» ,» ,, » a a „ a a a a a Wi5/50 2,42 2,32 2,08 2,10 2,38 2,49 2,29 2,59 2,52 2,41 2,47 2,51 2,60 2,49 Bw 1,66 1,68 1,70 1,69 1,68 1,66 1,68 1,63 1,65 1,66 1,66 1,64 1,63 1,66 Natezenie biegunowe promieniowania odbitego w gotowym wyrobie plaszczyzna (222) (200) | (110) 3,0 2,4 2,8 2,7 3,1 4,2 3,5 4,9 5,4 7,2 8,3 10,9 12,1 0,6 0,8 1,6 2,3 2,1 2,5 1,1 0,5 0,7 0,6 1,1 0,8 1,0 1,1 1,3 1,7 1,4 1,2 1,3 1,2 0,4 0,5 0,9 1,0 0,7 0,7 Fróbka porów- 1 nawcza Próbka wedlug wynalazku ,, " Próbka porów¬ nawcza Próbka wedlug wynalazku Próbka porów¬ nawcza " — » — " — » — ,, i — „ —9 114066 10 licznych, tworzacych arkusz do wielkosci ziarn kry¬ stalicznych, majacych wielkosc nie mniejsza niz 0,07 mm.Powód dla którego parametry wyzarzania mie¬ dzyoperacyjnego sa ograniczone do powyzej poda¬ nych warunków bedzie wyjasnione ponizej w po¬ wolaniu sie na dane doswiadczalne.Stopiona stal rafinowana w komertorze byla pod¬ dawana obróbce odgazowywujacej RH, a potem roz- walcowywanie na kesisko plaskie. Kesisko ogrze¬ wano w temperaturze 1200°C i nastepnie walco¬ wano, na goraco do uzyskania arkusza zwalcowa- nego na goraco o grubosci 2,0 mm. Arkusz zwal- cowany na goraco wytrawiano do usuniecia zendry i potem obrabiano zgodnie etapami obróbki poda¬ nymi ponizej.Tabela II podaje rodzaj uzytych kesisk, wspól¬ czynnik ubytku wzglednego po walcowaniu na zi¬ mno, parametry wyzarzania miedzyoperacyjnego, przecietna wielkosc ziarna krystalicznego arkusza po wyzarzaniu miedzyoperacyjnym, wspólczynnik ubytku wzglednego po drugim walcowaniu na zi- .mno, wlasnosci magnetyczne gotowego wyrobu oraz natezenie biegunowe odbitych promieni X dla go¬ towego wyrobu.Etapy obróbki.Pierwsze walcowanie na zimno — wyzarzanie mie- dzyoperacyjne — drugie walcowanie na zimno (osta¬ teczna grubosc 0,35 mm). — wyzarzanie ostateczne (970°C przez 6 minut).Z tabeli II widac, ze wielkosc ziarna w arkuszu po wyzarzeniu miedzyoperacyjnym oraz wspólczyn¬ nik ubytku wzglednego po ostatecznym walcowa¬ niu na zimno maja nastepujacy wplyw na wlas¬ nosci magnetyczne gotowego wyrobu. To znaczy w przypadku, gdy arkusz po wyzarzaniu miedzyopera¬ cyjnym ma ziarna krystaliczne o wielkosci prze¬ cietnej nie mniejszej niz 0,07 mm, to nawet kiedy wspólczynnik ubytku wzglednego po ostatecznym walcowaniu na zimno wynoszacym 20—70% nate¬ zenie biegunowe w plaszczyznie (222) gotowego wy¬ robu nie wzrasta zasadniczo, ale natezenie biegu¬ nowe w plaszczyznie (110) gotowego wyrobu wzra¬ sta ze wzrostem wspólczynnika ubytku wzglednego po ostatecznym walcowaniu na zimno i wykazuje maksymalna wartosc przy. wspólczynniku ubytku wzglednego 50^-60%, a ponadto wzrasta takze nate¬ zenie biegunowe w plaszczyznie (200) gotowego wy¬ robu, wraz ze wzrostem wspólczynnika ubytku wzglednego. W rezultacie, indukcja magnetyczna gotowego wyrobu poprawia sie a straty w ferro- magnetyku obnizaja sie.Natomiast, w przypadku gdzie po wyzarzaniu miedzyoperacyjnym w arkuszu wystepuje ziarno krystaliczne o przecietnej wielkosci mniejszej niz 0,07 mm, to natezenie biegunowe w plaszczyznie (222) wzrasta wyjatkowo silnie ze wzrostem wspól¬ czynnika ubytku wzglednego po ostatecznym wal¬ cowaniu na zimno, natezenie biegunowe w plasz¬ czyznie (iio) wykazuje maksymalna wartosc przy wspólczynniku ubytku wzglednego 50—60%, ale jest slabe i takze slabe jest natezenie biegunowe w pla¬ szczyznie (200). Dlatego ostateczny wyrób otrzyma¬ ny z arkusza wyzarzonego miedzyoperacyjnie ma¬ jacy ziarna krystaliczne o przecietnej wielkosci mniejszej niz 0,07 mm jest wyraznie gorszy jesli chodzi o wlasnosci magnetyczne od wyrobu goto¬ wego otrzymanego z arkusza majacego po wyza¬ rzaniu miedzyoperacyjnym ziarno krystaliczne o przecietnej wielkosci, wiekszej niz 0,07 mm. To zna¬ czy, ze im jest wieksza przecietna wielkosc ziarna krystalicznego w arkuszu poddanym wyzarzaniu miedzyoperacyjnym tym sa lepsze wlasnosci, ma¬ gnetyczne, gotowego wyrobu. ¦.••..Szczególnie, kiedy wyzarzanie mie.dzyoperaeyjne przeprowadza sie w temperaturze 930—*980°G przez 3—10 minut i wyzarzony miedzyoperacyjnie arkusz posiada ziarna krystaliczne majace przecietna wiel¬ kosc nie mniejsza niz 0,1 mm, wtedy uzyskuje sie najlepsze wyniki.Czas dla wyzarzania miedzyoperacyjnego. który powinien byc wybrany zalezy od temperatury wy¬ zarzania, im wyzsza temperatura, tym krótszy jest czas.Wyzarzony miedzyoperacyjnie arkusz musi bv* poddany ostatecznemu walcowaniu na ^ir^no na ostateczna grubosc przy wspólczynniku ubytku wzglednego: 45^70% i najlepszy wynik uzyskuje sie, kiedy ostateczne walcowanie na zimno przeprowa¬ dza sie przy wspólczynniku ubytku wzglednego 50—65%.Wedlug wynalazku, wyzarzanie ostateczne prze¬ prowadza sie na drodze ciaglego wyzarzania w tem¬ peraturze 930—1000°C trwajacego dosc krótko tj. od 2—15 minut. W efekcie, otrzymuje sie gotowy wyrób, arkusz ze stali krzemowej, nie orientowa¬ nej, o wysokiej indukcji magnetycznej B50 wyno¬ szacej nie mniej niz 1,67 Ti stratach w ferroma- gnetyku nie wyzszych niz te, które odpowiadaja stopniowi S-9.Kiedy wyzarzanie ostateczne przeprowadza sie w temperaturze nizszej niz 930°C dla czasu krótsze¬ go niz 2i minuty, wielkosc ziarn krystalicznych po¬ wstala w gotowym wyrobie jest za-mala aby otrzy¬ mac zamierzone .wlasnosci magnetyczne wyrobu.Natomiast, gdy wyzarzanie ostateczne przepro¬ wadza sie w temperaturze wyzszej niz 1 0Q0QC al¬ bo dla czasu dluzszego niz 15 minut, powstaje nie¬ korzystna orientacja ziarn krystalicznych, w goto¬ wym wyrobie i dlatego indukcja magnetyczna go¬ towego wyrobu jest zbyt niska. Dlatego tez osta¬ teczne wyzarzanie musi byc przeprowadzone w temperaturze 930—1000°C w czasie 2—15 minut a najlepszy wynik mozna uzyskac, gdy wyzarzanie ostateczne przeprowadza sie w temperaturze 930—980°C w czasie 3—10 minut.Podane ponizej przyklady przedstawiaja wyna¬ lazek, ale nie ograniczaja jego.Przyklad I. Stopiona stal rafinowana w:kon- wertorze poddano odgazowaniu przy pomocy urza¬ dzenia do odgazowywania systemem RH nastepnie dodano Mn, Si i stop Al dla wyregulowania skla¬ du stali i nastepnie odlewano w sposób ciagly w celu otrzymania kesiska. Kesisko zawieralo 0,006% C, 1,8% Si, 0,31% Al, 0,18% Mn, 0,002% S, 0,0020% O i pozostalosc stanowilo zasadniczo Fe. Kesisko o- grzewano w temperaturze 1 100°C przez 1 godzine a nastepnie walcowano na goraco na grubosc 2,1 mm. .'.,... ." Arkusz otrzymany po walcowaniu na goraco, 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 6011 114066 12 poddawano trawieniu w celu usuniecia zendry z jego powierzchni a nastepnie walcowano na zim¬ no na grubosc 1,1 mm przy wspólczynniku ubytku wzglednego 48%, a nastepnie poddano ciaglemu wy¬ zarzaniu miedzyoperacyjnemu w temperaturze 950°C przez 5 minut w atmosferze zawierajacej 65% objetosciowych H* i 35% Nf oraz majacej tempe¬ rature rosy 5°C w wyniku czego uzyskano wyza¬ rzony arkusz majacy ziarno krystaliczne o prze¬ cietnej wielkosci 0,19 mm.Wyzarzony miedzyoperacyjnie arkusz walcowano na goraco na grubosc ostateczna 0,50 mm przy wspólczynniku ubytku wzglednego 55% a nastepnie poddawano ciaglemu wyzarzaniu ostatecznemu w temperaturze 970°C w czasie 6 minut w atmosfe¬ rze zawierajacej 65% H2 i 35% N8 i majacej tempe¬ rature rosy 20°C dla otrzymania gotowego wyro¬ bu.Pomiary wlasnosci magnetycznych wyrobu meto¬ da okreslona w normie japonskiej JIS C2550 wy¬ kazaly, ze produkt posiadal W15/50 =* 2,75 W/kg iBw«l,75T.Znaczy to, ze produkt ten odpowiada gatunkowi S-09 nie orientowanej stali krzemowej.-Przyklad II. Stopiona stal rafinowana w konwertorze poddano odgazowaniu przy pomocy -urzadzenia odgazowywujacego systemu RH po czym dodano stop Mn, oraz Si, Al i miszmetal, a naste¬ pnie odlano z niej wlewki przez zalewanie od dolu pod oslona z argonu. Wlewki rozwalcowano na ke¬ siska plaskie. Kesiska zawieraly 0,005% C, 3,20% Si, 0,63% Al, 0,25% Mn, 0,003% S, 0,016% O, 0,007% mie¬ szaniny róznych metali ziem rzadkich w tym 0,003 Ce a reszte stanowi Fe. Kesisko ogrzewano w 1 220°C przez 1 godzine i nastepnie walcowano na goraco do otrzymania arkusza zwalcowanego na gorcao na grubosc 2,2 mm.Arkusz walcowany na goraco trawiono w celu usuniecia zendry, walcowano na zimno do grubosci 1,3 mm przy wspólczynniku ubytku wzglednego wynoszacym 41% a nastepnie poddano ciaglemu wyzarzaniu miedzyoperacyjnemu w temperaturze 920°C przez 5 minut w atmosferze zawierajacej €5% Ht i 35% Nf i majacej temperature rosy 5°C w wyniku czego uzyskano wyzarzony arkusz ma¬ jacy ziarna krystaliczne o przecietnej wielkosci 0,12 mm.Wyzarzony miedzyoperacyjnie arkusz poddano drugiemu walcowaniu na zimno przy wspólczyn¬ niku ubytku wzglednego 62% do otrzymania arku¬ sza walcowanego na zimno majacego ostateczna grubosc 0,5 mm a nastepnie arkusz ten poddano ciaglemu, ostatecznemu wyzarzaniu w temperatu¬ rze 1 000°C przez 6 minut w atmosferze zawiera¬ jacej 65% Hf i 35% Ni i majacej temperature rosy 4°C w celu otrzymania gotowego wyrobu.Pomiary wlasnosci magnetycznych gotowego wy¬ robu zgodnie ze sposobem okreslonym w japonskiej normie JIS C2550 wykazaly, ze wyrób ten ma Wtf/50 = 2,41 W/kg i B60 = 1,70 T, które odpowia¬ daja wlasnosciom magnetycznym arkusza ze stali krzemowej nie orientowanej w gatunku S-08.Przyklad III. Stopiona stal rafinowana w konwertorze poddano odgazowaniu przy pomocy urzadzenia odgazowujacego, systemu RH a naste¬ pnie dodawano stop Mn, oraz Si i Al, a nastepnie odlewano w formie wlewek przez zalewanie od dolu w oslonie argonowej. Wlewek stalowy zawieral 0,008% C, 1,95% Si, 2,07% Al, 0,33% Mn, 0,002% S, 5 0,014% O i pozostalosc stanowi zasadniczo Fe.Wlewek stalowy walcowano na kesisko plaskie i nastepnie kesisko ogrzewano w temperaturze 1 090°C przez 1 godzine, po czym walcowano na goraco do uzyskania goracego kregu o grubosci 10 1,8 mm. Goracy kreg poddawano wyzarzaniu od- weglajacemu o temperaturze 650°C przez 5 godzin w powietrzu, trawiono w celu usuniecia zendry a nastepnie walcowano na zimno przy wspólczyn¬ niku ubytku wzglednego 53% w celu otrzymania 15 arkusza o grubosci 0,85 mm.Arkusz nastepnie poddano ciaglemu wyzarzaniu miedzyoperacyjnemu w temperaturze 930°C przez 5 minut w atmosferze zawierajacej 65% Hs i 35% N2 i majacej temperature rosy 5°C w celu uzyska- 20 nia wyzarzonego miedzyoperacyjnie arkusza, a ziar¬ nie krystalicznym majacym przecietna wielkosc 0,15 mm.Wyzarzony miedzyoperacyjnie arkusz poddano drugiemu walcowaniu na zimno przy wspólczyn- 25 niku ubytku wzglednego 59% w celu uzyskania ar¬ kusza zwalcowanego na zimno do ostatecznej gru¬ bosci 0,35 mm i po czym poddawano go ciaglemu wyzarzaniu ostatecznemu w temperaturze 980°C przez 6 minut w atmosferze zawierajacej 65% H2 30 i 35% N2 i majacej temperature rosy —2°C w celu otrzymania gotowego wyrobu.Pomiary wlasnosci magnetycznych wyrobu prze¬ prowadzone wedlug sposobu zdefiniowanego w nor¬ mie japonskiej JISC ,2950 pokazaly, ze produkt go- 35 towy ma W15/50 = 1,92 W/kg i B60 = 1,69 T.Oznacza to, ze wyrób ma doskonale wlasnosci ma¬ gnetyczne odpowiadajace gatunkowi S-7 nie orien¬ towanej stali krzemowej.Zastrzezenia patentowe 1. Sposób wytwarzania arkuszy ze stali krzemo¬ wej nie orientowanej, o wysokiej indukcji magne¬ tycznej i o niskich stratach w ferromagnetyku, w 45 którym wlewek stalowy lub kesisko stalowe za¬ wierajacy nie Wiecej niz 0,02% C, 1,6—3,5% Si, 0^2— —2,5% Al, 0,1—1,0% Mn, nie wiecej niz 0,005% S, nie wiecej niz 0,025% O i reszte stanowi zasadniczo Fe, walcuje sie na goraco, przy czym arkusz walcowa- 50 ny na goraco najpierw poddaje sie walcowaniu na zimno przy ubytku wzglednym nie mniejszym niz 20% dla otrzymania arkusza walcowanego na zi¬ mno o grubosci posredniej, nastepnie arkusz ten poddaje sie wyzarzaniu miedzyoperacyjnemu, po 55 czym arkusz wyzarzony miedzyoperacyjnie podda¬ je sie drugiemu walcowaniu na zimno przy ubytku wzglednym od 45 do 70% dla otrzymania arkusza walcowanego na zimno o ostatecznej grubosci i tak rozwalcowany arkusz na zimno poddaje sie osta- 80 tecznemu wyzarzaniu w temperaturze od 930°C do 1000°C w czasie od 2 do 15 minut, znamienny tym, ze przeprowadza sie wyzarzanie miedzyoperacyj¬ nie w temperaturze od 900°C do 1050°C w czasie od 3 do 15 minut. « 2. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze13 114066 14 stosuje sie wlewek stalowy lub kesisko stalowe za¬ wierajace nie wiecej niz 0,004% S. 3. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze stosuje sie wlewek stalowy albo kesisko stalowe zawierajace dodatkowo 0,005—0,03% pierwiastków ziem rzadkich. 4. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze przeprowadza sie pierwsze walcowanie na zimno przy wspólczynniku ubytku wzglednego wynosza¬ cym 40—75%, a nastepnie przeprowadza sie wyza¬ rzanie miedzyoperacyjne w temperaturze 920—980°C w czasie 4—8 minut. 5. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze przeprowadza sie drugie walcowanie na zimno przy wspólczynniku ubytku wzglednego wynoszacym 50—65%. 6. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze ostateczne wyzarzanie w sposób ciagly przeprowa¬ dza sie w temperaturze 930—980 °C w czasie 3—10 i° minut. 5 10 PLThe present invention relates to a method of producing sheets of non-oriented silicon steel with high magnetic induction and low ferromagnetic losses. The non-oriented silicon steel sheets are mainly used in rotors, stator and similar components of rotating machines. On the other hand, when used in large rotating machines, they are required to have very low ferromagnetic losses in order to reduce the power loss and generator. Sheets of non-oriented silicon steel with low ferromagnetic losses usually have small magnetic induction. For example, a sheet having a 3 W / kg ferromagnetic loss at 1.5 T {1P has a 3 - 4% lower magnetic induction at 5,000 A / m compared to 6 W / kg. When sheets of electrical steel have a small magnetic induction, they are used in the production of electrical devices, the core must be large enough, and therefore the device as a whole has a large volume. oriented silicon. However, the cost of producing an oriented silicon steel sheet is high, the sheet having very low magnetic properties in the direction perpendicular to the rolling direction. There was therefore a need to develop a method of producing unoriented silicon steel sheets having high magnetic induction and low losses in ferromagnetic, eliminating the above-mentioned disadvantages. In cold rolling of silicon steel, non-oriented hysteresis losses take 65-75% of the total losses, and they decrease as the grain size of the product increases. A typical method of producing a sheet of low loss ferromagnetic electrical steel is as follows: The hot rolled steel sheet is cold rolled twice with an intermediate annealing to reduce its thickness to its final thickness, in which case the final cold rolling is performed. a small relative loss of about 10%. Crystalline grains of an appropriate size develop in the sheet during the final annealing by the use of the deformation energy introduced, while the obtained magnetic induction is low due to the random orinetting of the grains. A method of producing non-oriented electrical steel sheets with a lower content of ferromagnetic losses disclosed in the table is described in US Pat. No. 3,203,839. In this process, a hot-rolled sheet containing 1.5-3.5 wt% Si and 0.5-1.5 wt% Al can be cold rolled twice. With each cold rolling the weight loss is 5 (0-80% during 114066114066 Standard Size Maximum losses in ferromagnetic W15 / 50 * thickness: 0.35 mm thickness: 0.50 mm minimum magnetic induction 1 'table I JIS C2552 S-09 2.40 2.90 1.56 S-10 2.65 3.10 1.59 S-12 3.10 3.60 1.60 • AISI 2.53 2.93 DIN 2.70 3, 30 BS 2.50 3.55 NF 2.70 3.10 GOST 3.40 * Losses in ferromagnetic W / kg at 1.5 T and 50 Hz. •? Magnetic induction (T) at a magnetic field of 5000 A / m 0.47 mm of short inter-annealing period between cold rolling, and the cold-rolled sheet is subjected to final annealing (clean annealing) at a temperature of 1000 to 110 ° C. for 5 to 40 hours to obtain an electric steel sheet with a thickness of 0.30 mm and a ferromagnetic loss of 2.17-2.66 W / kg (W15 / 50). These values are equivalent to 2.32-2 , 83 W / kg at a thickness of 0.35 mm and then corresponds to S-09 to S-12 in Table 1, which lists the major country standards for the highest of cold-rolled non-oriented silicon steel grades, whereas the magnetic induction is not high: 1.43-1.55 T at 1995 A / m and these values are equivalent to 1.54-1.65 T at 5,000 A / m. In addition, when the high final annealing temperature is reached, alumina or magnesium oxide is added to the sheet before annealing to prevent sticking of the sheets in the coils during annealing, and then removed after annealing. and the steel sheet obtained after annealing must be flat. Therefore, the cost of producing an electric steel sheet is high in this process. The object of the invention is to provide a method for the production of a cold-rolled sheet of non-oriented electric steel with high magnetic induction and lower ferromagnetic losses than conventional electric steel sheets. May. Thus, the object of the invention is to keep sheets of electric steel with a magnetic induction B50 of not less than 1.67 T at a magnetic field of 5,000 A / m and ferromagnetic losses of not more than 2.4 W / kg and 2.9 W / kg at 4.5 and 50 Hz for sheet thicknesses .0.35 mm and 0.05 mm, respectively. A second object of the invention is to provide a method of producing such excellent electric steel sheets by an economical process. A further object of the invention is to provide an electric steel sheet suitable for the production of an iron core with reduced dimensions and low ferromagnetic losses by the above-described method, in a simple and less costly manner. These objectives have been achieved by the invention. According to the invention, a method of producing sheets of non-oriented silicon steel with high magnetic induction and low losses in ferromagnetics, in which an ingot, steel or steel slab, containing no more than 0, 02% C, 1.6-5 - ^ 3.5% Si, 0.2-2.5% Al, 0.1-1.0% Mn, not more than 0.005% S, not more than 0.025% O and the rest is essentially Fe, hot rolled. The hot-rolled sheet is then first cold-rolled with a relative loss of not less than 20% to obtain an intermediate-thickness cold-rolled sheet, then the sheet is subjected to inter-operation annealing, followed by an inter-operation annealed sheet. is not subjected to a second cold rolling with a relative loss of 45 to 70% to obtain a cold-rolled sheet of final thickness, and the cold-rolled sheet thus cold-rolled is finally annealed at a temperature of 930 ° C to 1000 ° C at time from 2 to 15 minutes. The method according to the invention is characterized in that an inter-operative annealing is carried out at a temperature of 900 ° C to 1050 ° C for 3 to 15 minutes for the growth of the crystalline grains forming the sheet up to the crystalline grains of an intermediate size not less than In the present invention, the composition of the original steel ingot or steel slab is fully justified. When the finished product, which is a sheet of non-oriented silicon steel, contains not less than 0.005% C, there is a disturbance The carbon content in the initial steel ingot or slab may not be greater than 0.02%, preferably not more than 0.01%, assuming that in individual During the production stages of the finished product, the carbon is removed. Its task is to increase the inherent resistance of the steel 40 and thus prevent the formation of eddy currents in the iron core, thus reducing it It is the loss in ferromagnetic material. On the other hand, a steel sheet containing more than 3.5% Si is difficult to cold roll and therefore the Si content in the original steel ingot or slab must not exceed 3.5% * However, when,. the original steel or KE-5 114066 6 ingot contains less than 1.6% Si, then iron is formed in the structure of the ingot when the ingot or tube is heated before hot rolling. Therefore, the Si content in the initial steel ingot or kesisko should be in the range from 1.6 to 3.5%. The reason why iron formation should be prevented is as follows: The solubility of sulfur and nitrogen in iron is much higher than in iron, and sulfur and nitrogen are released in the following stages in the form of fine particles of sulphides and nitrides, hindering the growth of crystal grains during inter-operative and final annealing. Al has the same effect as Si, but when the output steel ingot or steel slab contains more than 2.5% Al, it is difficult to cold-roll the sheet whereas the original steel ingot or steel slab contains less than 0.2% Al, a large amount of nitrogen dissolves in the steel ingot or the steel slab when heated before hot rolling, and fine Al and N particles are released. inhibiting the growth of crystalline grains. Therefore, the amount of Al contained in the original steel ingot or steel slab must be in the range of 0.2-2.5%. In addition, according to the invention, good results are obtained when the total amount of Si and Al contained the starting steel ingot or clamp is less than 4.3%. When the Mn content of the original steel ingot is less than 0.1%, the steel ingot or steel slab is hot brittle and the hot rolled sheet is susceptible to peeling. Knocking during hot rolling. On the other hand, when the amount of Mn is greater than 1.0%, the non-oriented silicon steel sheet has weak magnetic properties. Therefore, the content of Mn in the original steel ingot or cauldron must be in the range of 1 - 1.0%. When the original steel ingot or cauldron contains more than 0.005% S or more than 0.0025% O, then a large amount of small inclusions with a particle size of 20-100 m, it remains in the finished, cold-rolled sheet, which prevents the growth of crystalline grains in the steel sheet during the intermediate and final processing. Therefore, it is desirable that the amount of S and O contained in the starting steel ingot or slab be limited to no more than 0.005% and no more than 0.0025%, respectively. It is desirable that the amount of S be no more than 0.004%. When the amount of S and O contained in the original steel ingot or slab are limited to the above-mentioned values, the amount of fine inclusions present in the finally cold-rolled sheet is very small, and the crystalline grains grow in the sheet during the last annealing. the starting steel ingot or cauldron contains 0.005-0.03% of added rare earth metals (hereinafter referred to as REM), and the heating temperature for the steel ingot or hot-rolled ingot may be higher and these inclusions form agglomerates by large sizes which do not adversely affect the growth of the crystalline grains. Therefore, the use of such a steel ingot or cauldron is advantageous. The starting steel ingot or cauldron may contain no more than 0.2% P. Such a quantity P does not adversely affect the magnetic properties of the coated non-oriented silicon steel sheet. In addition, Ca or Ca compounds may be used as a desulfurization agent to reduce the amount of S contained in the molten steel to the above limit. In the present invention, steel ingots or slabs of higher quality may be used as a starting material. the discussed composition. When refining molten steel, all conventional refining processes can be used. The molten refined steel may be cast conventionally into ingot molds, or it may be made directly into a steel slab by continuous casting. The described steel ingot or slab is heated for hot rolling. When the steel ingot or cauldron has no Rare Earth (REM) additions, the heating temperature should be in the range 1050 to 1140 ° C. However, when the steel ingot or cauldron contains 0.005-0.03% of rare earth elements the heating temperature may be slightly higher but should not be greater than 1250 ° C. According to the invention, a steel ingot heated to the above temperature may be directly hot rolled in a sheet, or the steel ingot may be processed into The kesis-35 is flat by rolling a cauldron or continuously casting, after which the cauldron is heated to the above temperature and hot rolled into an ar-crossbow 1.5-3.0 mm thick. The obtained hot-rolled sheet is immediately pickled and then subjected to the first cold rolling, or it is first normalized at a temperature of 800-1,000 ° C for 3-15 minutes or annealed at 550-S50. ° C for at least 30 minutes to improve the texture of the hot rolled sheet or to remove carbon and then pickled and subjected to the first cold rolling. According to the invention, when the relative loss factor after the first the cold is less than 20%, even if the sheet has large crystalline grains after inter-step annealing, the finished product obtained by final cold rolling and final annealing has no disordered texture and no good magnetic properties . Therefore, the coefficient of the relative loss after the first cold rolling must not be less than 20%, and it is recommended that it be in the range of 40-75% of the thickness of the hot-rolled sheet, the coefficient of the relative loss after the final cold rolling. 1 of the final sheet thickness. After the first cold rolling, the sheet must be subjected to an intermediate annealing at the temperature of 900-1050 ° C for a period of 3-15 00 minutes in order to cause grain growth crystalline * -114066 Table II Composition of the slab ,% Kesisko A Kesisko BG 0.006 0.006 Si 3.21 3.19 Al 0.59 0.46 Mn 0.17 0.18 S 0.004 0.007 O 0.0016 0.0029 REN 0.08 Fe and insignificant impurities residue Table Ha Sample number KesiskoAl 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 Kesisko B14 Relative loss coefficient after the first cold rolling (%) 75.5 73.5 68.2 60.2 47.0 36.4 68.2 75 , 5 73.5 68.2 60.2 47.0 36.4 68.2 Interoperative exposure temperature — time ° C — min 950 - 5 », '» »-" - ii »900 - 5 850 - 5 ,, »» »» - "- 950 - 5 Average crystal size (mm) 0.12 0.11 0.16 0.15 0.15 0.17 0.09 0.03 0.04 0.03 0 , 05 0.04 0.06 0.04 Relative loss coefficient after the second cold rolling (%) 35 40 50 60 70 80 50 35 40 50 60 70 75 50 Final annealing temperature - time ° C - min 970 - 6 - "- - - - - - - - - - - - -," ~~ "" - "~~, - 5" »,»,,, »| Table Ilb Sample number Kesisko A 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 Kesisko B 'Properties of the finished product thickness (mm) 0.35, »» »,» ,, »aa" aaaaa Wi5 / 50 2, 42 2.32 2.08 2.10 2.38 2.49 2.29 2.59 2.52 2.41 2.47 2.51 2.60 2.49 Bw 1.66 1.68 1.70 1.69 1.68 1.66 1.68 1.63 1.65 1.66 1.66 1.64 1.63 1.66 The polar intensity of reflected radiation in the finished product plane (222) (200) | (110) 3.0 2.4 2.8 2.7 3.1 4.2 3.5 4.9 5.4 7.2 8.3 10.9 12.1 0.6 0.8 1, 6 2.3 2.1 2.5 1.1 0.5 0.7 0.6 1.1 0.8 1.0 1.1 1.3 1.7 1.4 1.2 1.3 1 , 2 0.4 0.5 0.9 1.0 0.7 0.7 Comparative sample Sample according to the invention "" Comparative sample Sample according to the invention Comparative sample "-» - "-» - The reason why the inter-operative annealing parameters are limited to the above-mentioned conditions will be explained in the following in the section `` Crystalline grain size not less than 0.07 mm. '' The molten steel refined in the chamber was subjected to a degassing treatment with RH and then rolled to a flat slab. The cassette was heated at 1200 ° C and then hot rolled to a sheet. The hot rolled sheet was 2.0 mm thick. The hot rolled sheet was etched to remove scale and then processed according to the processing steps given below. II gives the type of caissons used, the relative loss factor after double rolling, the parameters of interoperative annealing, the average grain size of the crystalline sheet after intermediate annealing, the relative loss factor after the second cold rolling, the magnetic properties of the finished product and the polar current. of reflected X-rays for the finished product. Processing stages. First cold rolling - inter-operative annealing - second cold rolling (final thickness 0.35 mm). - final annealing (970 ° C for 6 minutes). From Table II it can be seen that the grain size in the sheet after inter-operation annealing and the relative loss factor after final cold rolling have the following effect on the magnetic properties of the finished product. That is, in the case where the sheet after intermediate annealing has crystalline grains with an average size not less than 0.07 mm, even when the relative loss factor after the final cold rolling is 20-70% of the polar voltage in the plane (222) of the finished product does not increase substantially, but the polar intensity in the plane (110) of the finished product increases with the increase in the relative loss factor after the final cold rolling and has a maximum value of at. a relative loss factor of 50-60%, and in addition, the polar voltage in the plane (200) of the finished product also increases with the increase of the relative loss factor. As a result, the magnetic induction of the finished product improves and the losses in the ferromagnetic material decrease, whereas in the case where, after interoperative annealing, there is crystalline grain in the sheet with an average size of less than 0.07 mm, the polar current in the plane (222) increases exceptionally strongly as the relative loss factor increases after the final cold rolling, the polar current in the plane (iio) has a maximum value with a relative loss factor of 50-60%, but is weak and the polar intensity in the plasma is also weak. chickens (200). Therefore, the final product obtained from an inter-operation annealed sheet having crystalline grains with an average size of less than 0.07 mm is clearly inferior in terms of magnetic properties to the finished product obtained from a sheet having inter-operation crystalline grains of average size. a size greater than 0.07 mm. This means that the larger the average size of the crystalline grain in the inter-annealed sheet, the better the magnetic properties of the finished product. ¦. •• .. Especially when the inter-operative annealing is carried out at the temperature of 930- * 980 ° G for 3-10 minutes and the inter-operatively annealed sheet has crystalline grains having an average size of not less than 0.1 mm, then it obtains get the best results. Time for inter-operative release. which should be selected depending on the processing temperature, the higher the temperature, the shorter the time. The inter-operationally formed sheet must be finally rolled to a final thickness with a relative loss factor of 45-70% and the best result is obtained When the final cold rolling is carried out with a relative loss factor of 50-65%. According to the invention, the final annealing is carried out by continuous annealing at a temperature of 930-1000 ° C for a short time, i.e. from 2 to 65%. 15 minutes. As a result, a finished product is obtained, a sheet of non-orientated silicon steel with a high magnetic induction B50 of not less than 1.67 Ti, losses in ferromagnet not higher than those corresponding to grade S-9. When final annealing is carried out at a temperature of less than 930 ° C for less than 2 minutes, the size of the crystalline grains formed in the finished product is small enough to achieve the product's intended magnetic properties. If operated at a temperature greater than 100 ° C or for a time longer than 15 minutes, an unfavorable orientation of the crystalline grains arises in the finished product and therefore the magnetic induction of the finished product is too low. Therefore, the final annealing must be carried out at 930-1000 ° C for 2-15 minutes, and the best result can be obtained when the final annealing is carried out at 930-980 ° C for 3-10 minutes. represent the invention but do not limit it. Example I. Molten steel refined in a converter was degassed with a RH degassing device, then Mn, Si and an Al alloy were added to adjust the composition of the steel and then cast into continuous way to get a kiss. The cessisko contained 0.006% C, 1.8% Si, 0.31% Al, 0.18% Mn, 0.002% S, 0.0020% O and the remainder was essentially Fe. The caisson was heated at 1100 ° C for 1 hour and then hot rolled to a thickness of 2.1 mm. . '., .... "The sheet obtained after hot rolling, 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 6011 114066 12, was subjected to etching to remove scale from its surface, and then cold rolled to a thickness of 1.1 mm with a relative loss factor of 48%, and then subjected to a continuous inter-operative treatment at 950 ° C for 5 minutes in an atmosphere containing 65% by volume H * and 35% Nf and having a dew point of 5 ° C, resulting in a higher A red sheet with a crystalline grain with an average size of 0.19 mm. Interoperatively, the sheet was hot rolled to a final thickness of 0.50 mm with a relative loss factor of 55%, and then subjected to a continuous final annealing at 970 ° C for 6 minutes. in an atmosphere containing 65% H2 and 35% N8 and having a dew point temperature of 20 ° C to obtain the finished product. Measurement of the magnetic properties of the product using the method specified in the Japanese standard JIS C2550 showed that the product had a W15 / 50 = * 2.75 W / kg iBw «1.75T. This means that this product corresponds to grade S-09 of non-oriented silicon steel. -Example II. The molten steel refined in the converter was degassed with a degassing device of the RH system, and then Mn alloy, and Si, Al and mischmetal were added, and then poured into ingots by pouring from the bottom under an argon shield. The ingots were rolled flat. Kesiska comprised 0.005% C, 3.20% Si, 0.63% Al, 0.25% Mn, 0.003% S, 0.016% O, 0.007% of a mixture of various rare earth metals including 0.003 Ce and the rest was Fe. The caisson was heated at 1,220 ° C for 1 hour and then hot rolled to obtain a 2.2 mm hot rolled sheet. The hot rolled sheet was etched to remove scale, cold rolled to a thickness of 1.3 mm with a loss factor relative humidity of 41% and then subjected to continuous inter-operative annealing at 920 ° C for 5 minutes in an atmosphere containing 5% Ht and 35% Nf and having a dew point of 5 ° C, resulting in an annealed sheet with crystalline grains of average size 0.12 mm. The interdigitated sheet was subjected to a second cold rolled with a relative loss factor of 62% to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.5 mm, and then the sheet was subjected to continuous, final annealing at a temperature of 1 000 ° C for 6 minutes in an atmosphere containing 65% Hf and 35% Ni and having a dew point of 4 ° C to obtain the finished product. Measurement of the magnetic properties of g of this product according to the method specified in the Japanese standard JIS C2550 showed that the product has Wtf / 50 = 2.41 W / kg and B60 = 1.70 T, which correspond to the magnetic properties of a sheet of non-oriented silicon steel. S-08 species. Example III. The molten steel refined in the converter was degassed with a degassing device, the RH system, then an alloy of Mn, and Si and Al were added, and then poured in the form of ingots by pouring from the bottom in an argon shield. The steel ingot contained 0.008% C, 1.95% Si, 2.07% Al, 0.33% Mn, 0.002% S, 0.014% O and the remainder is essentially Fe. The steel ingot was rolled into a flat slab and then the slab was heated in at 1,090 ° C for 1 hour, then hot rolled to a hot coil 1.8 mm thick. The hot coil was annealed at 650 ° C for 5 hours in air, etched to remove scale and then cold rolled with a relative loss of 53% to obtain a sheet 0.85 mm thick. was subjected to continuous inter-operation annealing at 930 ° C for 5 minutes in an atmosphere containing 65% Hs and 35% N2 and having a dew point of 5 ° C to obtain an inter-annealed sheet and a crystalline grain having an average size of 0.15 The blended sheet was subjected to a second cold rolled sheet with a relative loss factor of 59% in order to obtain a cold-rolled sheet to a final thickness of 0.35 mm, and then subjected to a continuous final annealing at 980 ° C. for 6 minutes in an atmosphere containing 65% H2 30 and 35% N2 and having a dew point of -2 ° C to obtain the finished product. Measurement of the magnetic properties of the product According to the method defined in the Japanese standard JISC, the 2950 showed that the finished product has W15 / 50 = 1.92 W / kg and B60 = 1.69 T. This means that the product has excellent magnetic properties. corresponding to S-7 grade of non-oriented silicon steel. Patent claims 1. A method of producing sheets of non-oriented silicon steel with high magnetic induction and low losses in ferromagnetic, in which a steel ingot or a steel cauldron containing no More than 0.02% C, 1.6-3.5% Si, 0 ^ 2—2.5% Al, 0.1-1.0% Mn, no more than 0.005% S, no more than 0.025% O and the remainder is essentially Fe, hot rolled, the hot rolled sheet first being cold rolled with a relative loss of not less than 20% to obtain a double-rolled sheet of intermediate thickness, then this sheet is subjected to inter-operation annealing, after which the inter-operationally annealed sheet is subjected to a second rolling cold with a relative loss of 45 to 70% to obtain a cold-rolled sheet of final thickness and the cold-rolled sheet thus subjected to a final annealing at a temperature of 930 ° C to 1000 ° C for 2 to 15 minutes, characterized by in that the inter-operative annealing is carried out at a temperature of 900 ° C to 1050 ° C for 3 to 15 minutes. "2. The method according to p. A method according to claim 1, characterized in that a steel ingot or a steel slab containing no more than 0.004% S is used. A method as claimed in claim 1, characterized in that a steel ingot or steel cauldron is used, additionally containing 0.005-0.03% of rare earth elements. 4. The method according to p. The process of claim 1, wherein the first cold rolling is carried out with a relative loss factor of 40-75%, followed by an inter-operative annealing at 920-980 ° C for 4-8 minutes. 5. The method according to p. The process of claim 1, characterized in that the second cold rolling is carried out with a relative loss factor of 50-65%. 6. The method according to p. The process of claim 1, wherein the final annealing is continuously performed at 930-980 ° C for 3-10 ° minutes. 5 10 PL