PL188187B1 - Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie - Google Patents

Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie

Info

Publication number
PL188187B1
PL188187B1 PL98339842A PL33984298A PL188187B1 PL 188187 B1 PL188187 B1 PL 188187B1 PL 98339842 A PL98339842 A PL 98339842A PL 33984298 A PL33984298 A PL 33984298A PL 188187 B1 PL188187 B1 PL 188187B1
Authority
PL
Poland
Prior art keywords
hot
rolled
temperature
thickness
strip
Prior art date
Application number
PL98339842A
Other languages
English (en)
Other versions
PL339842A1 (en
Inventor
Hans Pircher
Rudolf Kawalla
Manfred Espenhahn
Andreas Böttcher
Klaus Günther
Hans Huneus
Carl-Dieter Wuppermann
Original Assignee
Thyssenkrupp Stahl Ag
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 Thyssenkrupp Stahl Ag filed Critical Thyssenkrupp Stahl Ag
Publication of PL339842A1 publication Critical patent/PL339842A1/xx
Publication of PL188187B1 publication Critical patent/PL188187B1/pl

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

1 . Sposób w ytw arzania blachy elektrotechnicznej o zorientow anym ziarnie, w którym w ytapia sie stal, zaw ieraja- ca (w % m asowych) 2,5 do 4,0% Si, 0,01 do 0,10% C, do 0,30% Cu, do 0,15% M n, do 0,060% S, do 0,065% Al, do 0,015% N, do 0,10% P oraz ew entualnie dodatkow o jeden lub kilka pierw iastków takich, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, do 0,2% m asow ych kazdy, i reszte w postaci Fe i nieuniknionych zanieczyszczen, znam ienny tym, ze stopiony m etal odlew a sie w sposób ciagly w pasm o o grubosci od 25 do 100 mm, które podczas krzepniecia chlodzi sie do tem peratury pow yzej 700°C i bezpo- srednio potem dzieli sie je na cienkie wlewki, nastepnie cienkie wlewki przepuszcza sie przez ustaw iony w linii techno- logicznej piec w ygrzew czy, w którym nagrzew a sie je do tem peratury = 1170°C, przy czym stosuje sie czas przebyw ania w tej tem peraturze w ynoszacy co najwyzej 60 m inut, po czym w alcuje sie cienkie wlew ki w sposób ciagly w ustawionym w linii technologicznej, w ieloklatkow ym zespole walcarek do postaci tasm y w alcow anej na goraco o grubosci 0,5 - 3,0 mm, przy czym pierw sze przejscie przeprow adza sie przy tem peraturze w alcow anego m aterialu = 1150°C i przy stopniu zgniotu wynoszacym co najm niej 20 % , nastepnie tasme w alcow ana na goraco zw ija sie, po czym tasm e w alcow ana na goraco walcuje sie na zim no jed n o - lub kilkustopniow o z rekrystalizujacym w yzarzaniem posrednim , do koncowej gru- bosci od 0,15 do 0,50 mm, nastepnie tasme w alcow ana na zim no poddaje sie w yzarzaniu rekrystalizujacem u i odw eglaja- cemu, oraz pokryw a sie j a zaw ierajacym w przewazajacej ilosci M gO, srodkiem rozdzielajacym przy w yzarzaniu, a nastepnie w yzarza sie koncow o nadajac teksture Gossa, oraz w yzarzona koncow o tasm e w alcow ana na zim no powleka sie izolacja elektryczna i poddaje wyzarzaniu odprezajacem u. PL PL

Description

Przedmiotem wynalazku jest sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie.
Znany jest sposób wytwarzania blach elektrotechnicznych o zorientowanym ziarnie, w którym wytapia się i odlewa stale o zawartości 2,5 do 4,0% Si, 0,010 do 0,100% C, do 0,150% Mn, do 0,065% Al i do 0,0150% N oraz opcjonalnie 0,010 do 0,3% Cu, do 0,060% S, do 0,100% P, odpowiednio do 0,2% As, Sn, Sb, Te lub Bi, przy czym pozostałość stanowi żelazo i nieuniknione zanieczyszczenia.
Blachy elektrotechniczne o zorientowanym ziarnie stosuje się zwłaszcza w transformatorach mocy do prowadzenia strumienia magnetycznego. Dlatego wymaga się od nich jak najniższych strat przemagnesowywania i jak najwyższych wartości polaryzacji. W tym celu w blachach elektrotechnicznych wytwarza się świadomie bardzo ostro zarysowaną teksturę Gossa, wskutek czego w kierunku walcowania jako uprzywilejowanym kierunku magnetycznym osiąga się bardzo dobre własności magnetyczne.
Przed ponad 20 latami rozpoczęto wytwarzanie płaskowników stalowych za pomocą ciągłego zalewania stopionego metalu przy użyciu technologii odlewania ciągłego. Stopiony metal wlewa się przy tym do kokili, z której odprowadza się go w postaci krzepnącego pasma o grubości od 100 do 300 mm. Następnie pasmo to przeprowadza się najczęściej łukiem z pionu do poziomu, jednocześnie chłodząc. Po opuszczeniu urządzenia do odlewania ciągłego pasmo dzieli się na pojedyncze wlewki. Proste wlewki ze stali zlewnej przechowuje się zwykle w magazynie wlewków, gdzie chłodzi się je do temperatury otoczenia. Wlewki na blachy elektrotechniczne o zorientowanym ziarnie, zawierające od 2,5 do 4,0% Si, należy jednak przechowywać w wyższych temperaturach, ponieważ wykazują one silną tendencję do
188 187 pękania przy ponownym nagrzewaniu do walcowania na gorąco do postaci taśm, jeżeli uprzednio zostaną schłodzone do zbyt niskich temperatur. Duża grubość wlewka uzyskiwanego w wyniku konwencjonalnego procesu odlewania ciągłego okazuje się tutaj szczególnie niekorzystna, ponieważ powoduje ona przy ponownym nagrzewaniu wlewków duże i niejednorodne gradienty temperatur, prowadzące do powstania znacznych naprężeń. Wlewki na blachy o zorientowanym ziarnie należy w związku z tym przechowywać w ogrzewanym piecu podgrzewającym w temperaturach, wynoszących przykładowo 100 .. . 500°C. Wady tego sposobu to zwiększone nakłady energetyczne oraz skomplikowanie i podrożenie procesu technologicznego.
Następnie wlewki, otrzymane w konwencjonalnym procesie odlewania ciągłego, wstawia się do pieca przepychowego, pieca z trzonem kroczącym lub innego urządzenia o zbliżonym działaniu i nagrzewa się je do wystarczająco wysokich temperatur, osiągając dobrą podatność na obróbkę plastyczną na gorąco. Walcowanie na gorąco odbywa się wówczas zazwyczaj w dwóch częściowych etapach: wlewki o grubości od 100 do 300 mm walcuje się najpierw wstępnie do grubości około 30 do 60 mm. To walcowanie wstępne odbywa się często w klatkach nawrotnych. Wlewki wstępne rozwalcowuje się wówczas w sposób ciągły w wieloklatowym zespole walcarek wykańczających do postaci walcowanej na gorąco taśmy o grubości od 2,0 do 6,0 mm.
Blacha o zorientowanym ziarnie, wytworzona konwencjonalnym sposobem, ma tę szczególną cechę, że konieczne jest nagrzanie wlewków do temperatur sięgających 1400°C, aby rozpuścić cząstki obcych faz we wlewku, co powoduje ich drobnodyspersyjne wydzielenie w następującym dalej walcowaniu na gorąco (US 2 599 340). W znanym sposobie cząstki te stanowią przykładowo głównie siarczki lub selenki Mn (J.E. May i D. Tumbull: Trans. ΑΙΜΕ, 212 (1958), 769). W innym sposobie wytwarza się dodatkowo azotki Al (US 3 159 511, US 3 287 183). W innym sposobie wytwarza się MnSe i MnSb (DE 23 51 141 A). Ponadto znane są również inne azotki, jak VN, (Al, Si)N, . . . (DE 19 20 666 A, EP 0 219 611) i siarczki, jak Cu2S, TiS, CrS, . . . (EP 0 619 376 Al, DE 23 48 249 A). Zadaniem tych cząstek jest generalnie blokowanie ruchu granic ziaren w następujących potem etapach produkcji aż do krystalizacji wtórnej, a zatem hamowanie normalnego rozrostu ziaren podczas różnych procesów wyżarzania. Dlatego też nazywane są one inhibitorami rozrostu ziaren. Jedynie te cząstki z rozkładu cząstek o różnej wielkości, które są mniejsze niż około 100 nm, mogą w wystarczającym stopniu utrudniać ruch granic ziaren i pełnić rolę inhibitorów. Wreszcie przy wyżarzaniu wysokotemperaturowym inhibitory sterują procesem krystalizacji wtórnej, który prowadzi do tworzenia żądanej, bardzo ostrej tekstury Gossa.
Po odlaniu i zakrzepnięciu w konwencjonalnym odlewaniu ciągłym wydzielenia są najczęściej na tyle duże, że praktycznie nie ma cząstek o wielkości poniżej 100 nm. Dlatego też duże cząstki muszą zostać rozpuszczone podczas wstępnego nagrzewania wlewków. W przypadku siarczków Mn wymagane są do tego celu temperatury sięgające około 1400°C. Przy następującym dalej walcowaniu na gorąco z odpowiednio dobranymi parametrami (plan gniotów i temperatury obróbki plastycznej w różnych klatkach, chłodzenie) cząstki zostają wydzielone ponownie w żądany sposób.
Nagrzewanie wlewków do wysokiej temperatury, wymaganej do rozpuszczenia cząstek działających jak inhibitory rozrostu ziarna, może odbywać się albo bezpośrednio w jednym piecu, albo kolejno w dwóch piecach. W tym ostatnim przypadku wlewki nagrzewa się w pierwszym piecu przykładowo do 1250°C, a następnie w drugim piecu do temperatur sięgających 1400°C. Chociaż komplikuje to przebieg procesu i zwiększa jego koszty, z punktu widzenia własności magnetycznych gotowego produktu korzystne okazało się, jeżeli pomiędzy tymi obydwoma stopniami przeprowadzi się pierwsze kształtowanie wlewka na gorąco (prerolling) w celu ujednorodnienia i rozdrobnienia jego struktury (EP 0 193 373 BI).
Niezbędna do tworzenia fazy inhibitorowej, wysoka temperatura wstępnego podgrzewania wlewka utrudnia i podraża proces wytwarzania taśmy walcowanej na gorąco, przeznaczonej na blachę o zorientowanym ziarnie, ponieważ są potrzebne inwestycje w postaci specjalnych, kosztownych pieców wysokotemperaturowych, jako że płynna zgorzelina, występująca powyżej 1350°C na wlewkach ze stali krzemowej, uszkadza trzon pieca, co z kolei jest
188 187 związane z uszkodzeniami spodu wlewka, powodującymi straty wydajności. Również wstawiony opcjonalnie prerolling zwiększa koszty produkcji i pochłania zdolności produkcyjne, które można by wykorzystać do wytwarzania innych płaskowników stalowych.
Cząstki MnS lub MnSe wykazują jedynie ograniczone działanie w zakresie hamowania rozrostu ziaren. Można mu przeciwstawić jedynie odpowiednio dopasowaną siłę napędzającą rozrost ziaren, aby żądany proces selekcji Gossa mógł zachodzić w prawidłowym momencie podczas rekrystalizacji wtórnej. Oznacza to, że stopień zgniotu w ostatnim etapie walcowania na zimno na końcową grubość nie może być zbyt duży. Najbardziej korzystny ubytek grubości w tym etapie walcowania na zimno stali krzemowej, inhibowanej MnS lub MnSe, wynosi 40 . . . 60%. Ponieważ grubość taśmy walcowanej na gorąco przy użyciu typowej techniki walcowania na gorąco jest bardzo trudno zmniejszyć poniżej 2,0 mm bez pogorszenia jakości i zmniejszenia wydajności, optymalny stopień zgniotu przy walcowaniu na zimno do grubości końcowej trzeba realizować za pomocą walcowania w kilku etapach, pomiędzy którymi zachodzi rekrystalizujące wyżarzanie pośrednie. Blacha o zorientowanym ziarnie, wytwarzana tym, wymagającym dużych nakładów, sposobem wykazuje błąd kąta orientacji do około 10° w odniesieniu do dokładnego ułożenia tekstury Gossa.
Kolejny etap rozwoju wspomnianego wyżej sposobu, prowadzący do jeszcze mniejszych błędów orientacji, a zatem do lepszych własności magnetycznych, stanowi tak zwany sposób Hi-B (US 3 159 511, US 3 287 183), w którym dodatkowo, poza cząstkami MnS, stosuje się cząstki A1N jako następną fazę inhibitorową. Ma to, podobnie jak pierwszy z wymienionych sposobów, tę wadę, że do rozpuszczenia cząstek MnS potrzebne są wysokie temperatury nagrzewania wlewków, wynoszące na przykład 1400°C. A1N nie osiąga właściwego drobnodyspersyjnego rozkładu cząstek po walcowaniu na gorąco do postaci taśmy, lecz dopiero w wyniku wyżarzania wydzieleniowego i następującego po nim, gwałtownego schładzania. Wewnętrzne parametry taśmy walcowanej na gorąco, jak jej skład chemiczny, ukształtowanie struktury ziarnistej oraz morfologia drugiej fazy muszą zatem być takie, aby zachowana była zdolność do wydzielania cząstek A1N, stanowiących fazę inhibitorową. Cząstki A1N wzmacniają efekt inhibicji rozrostu ziaren.
Umożliwia to korzystnie zastosowanie tylko jednostopniowego procesu walcowania na zimno o wyższym stopniu zgniotu. Zmagazynowana w ten sposób w osnowie większa ilość energii pozostaje wówczas w równowadze z silniejszą inhibicją, co poprawia selekcję przy rekrystalizacji wtórnej. W efekcie uzyskuje się ostrzejszą strukturę Gossa (błędy orientacji w odniesieniu do dokładnego ułożenia tekstury Gossa jedynie 3 . . . 5°), a co za tym idzie, lepsze własności magnetyczne.
Aby wyeliminować wady opisanych wyżej, konwencjonalnych sposobów, spowodowane przez wysoką temperaturę wstępnego nagrzewania wlewków, w ostatnich latach opracowano kilka nowych procesów wytwarzania blach elektrotechnicznych o zorientowanym ziarnie, w których to sposobach wymagana temperatura wlewków została obniżona do wartości poniżej 1330°C. Z tych sposobów typu Low Heating wymieniono poniżej dwa, które znalazły zastosowanie w praktyce przemysłowej i należą do najnowszego stanu techniki.
Sposób przedstawiony w europejskim opisie patentowym nr EP 0 219 611 działa całkowicie bez udziału inhibitorów siarczkowych. Zawartość S można zatem obniżyć do wartości śladowych. Temperatura wstępnego nagrzania wlewków, wynosząca poniżej 1200°C, jest wyjątkowo niska. Tworzenie wystarczająco skutecznej fazy inhibitorowej, która istnieje w gotowej postaci już w taśmie walcowanej na gorąco, nie jest przy tym możliwe. Taka taśma walcowana na gorąco, uzyskana za pomocą typowej technologii odlewania ciągłego, nie ma również zdolności tworzenia odpowiedniej fazy inhibitorowej w wyniku wyżarzania wydzieleniowego. Inhibitor A1N tworzy się w związku z tym poprzez azotowanie taśmy walcowanej na zimno do końcowej grubości, przed wyżarzaniem wysokotemperaturowym. W europejskim opisie patentowym nr EP 0 321 695 BI podane są różne metody, jakimi można przeprowadzić taki proces azotowania.
W innym sposobie (EP 0 619 376 Al) jako inhibitory stosuje się siarczki Cu. Mają one znacznie niższą temperaturę rozpuszczania i wykazują szybszą kinetykę rozpuszczania niż A1N i MnS. Wprawdzie podczas walcowania na gorąco nie zachodzi jeszcze prawidłowe two6
188 187 rżenie inhibitora, jednak otrzymana tym sposobem taśma walcowana na gorąco wykazuje zdolność do wydzielania cząstek inhibitora w postaci siarczku Cu. Są one wytwarzane podczas wyżarzania wydzieleniowego taśmy walcowanej na gorąco.
Opisane dotychczas, konwencjonalne wytwarzanie taśmy walcowanej na gorąco z odlewanych w sposób ciągły wlewków jest bardzo skomplikowane technologicznie, ponadto czasochłonne i kosztowne. Dlatego też wielu producentów stali usiłuje znaleźć sposoby odlewania na wymiar bliższy końcowemu. Dotyczą one taśm walcowanych na gorąco o grubości poniżej 6 mm, a nawet o grubości końcowej do 0,01 mm (EP 0 417 318 BI). Komercjalne sposoby wykorzystuje się do określonych gatunków stali stopowych oraz do materiałów amorficznych. Nie powiodły się dotychczas próby przemysłowego wytwarzania blach o zorientowanym ziarnie, zawierających 2,5 .. . 4% Si, przy użyciu sposobu odlewania taśm. Jednym z głównych problemów jest osiągnięcie przy krzepnięciu w małych grubościach i następującym po nim chłodzeniu, odpowiedniej struktury, w tym struktur wydzieleniowych, które po kolejnych procesach obróbki plastycznej na zimno i obróbki cieplnej umożliwiają powstanie w gotowym produkcie ostrej struktury Gossa, w związku z czym jest on pod względem własności magnetycznych konkurencyjny w stosunku do blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie, wytwarzanej przy użyciu znanej technologii odlewania ciągłego (EP 0 390 160 BI, EP 0 540 405 BI).
Wytwarzanie taśmy walcowanej na gorąco poprzez odlewanie cienkich wlewków i ich bezpośrednie walcowanie na gorąco jest już znane ze stanu techniki (na przykład EP 0 286 862 BI). Nadal nie został rozwiązany problem zastosowania tej techniki do wytwarzania blach elektrotechnicznych o zorientowanym ziarnie. Istotna trudność polega tutaj na tym, że nie tylko trzeba wytworzyć produkt o właściwych parametrach mechanicznych i technologicznych, lecz ponadto wytworzyć we właściwy sposób fazę inhibitorową, hamującą rozrost ziarna, aby końcowy produkt mógł mieć dobre własności magnetyczne.
Z japońskiego opisu wyłożeniowego nr 56-158816 znany jest sposób wytwarzania blachy o zorientowanym ziarnie, zawierającej 2,5 .. . 4% Si, poprzez ciągłe odlewanie cienkich wlewków o grubości od 3 do 80 mm i następujące potem walcowanie na gorąco do grubości 1,5 ... 3,5 mm, przy użyciu MnS i MnSe jako głównych inhibitorów. Większa grubość taśmy walcowanej na gorąco jest tu o tyle niekorzystna, że standardowe grubości końcowe poniżej 0,35 mm, typowe dla dostępnej na rynku blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie, można osiągnąć jedynie przy stopniach zgniotu powyżej 76% dla jednostopniowego walcowania na zimno lub za pomocą konwencjonalnego kilkustopniowego walcowania na zimno z wyżarzaniem pośrednim. Niekorzystne jest również to, że wysoki stopień zgniotu nie jest dostosowany do stosunkowo słabych własności inhibitujących MnS i MnSe. Powoduje to niestabilne i niezadowalające własności magnetyczne końcowego produktu. Alternatywnie trzeba rozważyć skomplikowany i drogi, kilkustopniowy proces walcowania na zimno z operacjami wyżarzania pośredniego. Nie da się tutaj poza tym uniezależnić szybkości odlewania od szybkości przechodzenia przez piec wygrzewczy, co pociąga za sobą mniejszą elastyczność wykorzystania pieca do celowego wydzielania inhibitorów siarczkowych.
Celem wynalazku jest wyeliminowanie wad znanych sposobów wytwarzania i wykorzystanie ekonomicznych zalet odlewania cienkich wlewków również dla blach elektrotechnicznych o zorientowanym ziarnie.
Zadanie to rozwiązano za pomocą sposobu według wynalazku poprzez optymalizację poszczególnych etapów wytwarzania, to jest odlewania, krzepnięcia i walcowania na gorąco. Związany jest z tym dobór różnych mechanizmów tworzenia fazy inhibitorowej oraz dopasowanie kolejnych etapów sposobu.
Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie, w którym wytapia się stal, zawierającą (w% masowych)
2,5 do 4,0% Si,
0,01 do 040% c,
do 0,30% Cu,
do 0,15% Mn,
do 0,060% s,
188 187 do 0,065% Al, do 0,015% N, do 0,10% P oraz ewentualnie dodatkowo jeden lub kilka pierwiastków takich, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, do 0,2% masowych każdy, i resztę w postaci Fe i nieuniknionych zanieczyszczeń, odznacza się według wynalazku tym, że stopiony metal odlewa się w sposób ciągły w pasmo o grubości od 25 do 100 mm, które podczas krzepnięcia chłodzi się do temperatury powyżej 700°C i bezpośrednio potem dzieli się je na cienkie wlewki, następnie cienkie wlewki przepuszcza się następnie przez ustawiony w linii technologicznej piec wygrzewczy, w którym nagrzewa się je do temperatury < 1170°C, przy czym stosuje się czas przebywania w tej temperaturze wynoszący co najwyżej 60 minut, po czym walcuje się cienkie wlewki w sposób ciągły w ustawionym w linii technologicznej, wieloklatkowym zespole walcarek do postaci taśmy walcowanej na gorąco o grubości 0,5 - 3,0 mm, przy czym pierwsze przejście przeprowadza się przy temperaturze walcowanego materiału < 1150°C i przy stopniu zgniotu wynoszącym co najmniej 20%, następnie taśmę walcowaną na gorąco zwija się, po czym taśmę walcowaną na gorąco walcuje się na zimno jedno- lub kilkustopniowo z rekrystalizującym wyżarzaniem pośrednim, do końcowej grubości od 0,15 do 0,50 mm, następnie taśmę walcowaną na zimno poddaje się wyżarzaniu rekrystalizującemu i odwęglającemu, oraz pokrywa się ją, zawierającym w przeważającej ilości MgO, środkiem rozdzielającym przy wyżarzaniu, a następnie wyżarza się końcowo nadając teksturę Gossa, oraz wyżarzoną końcowo taśmę walcowaną na zimno powleka się izolacją elektryczną i poddaje wyżarzaniu odprężającemu.
Korzystnie podczas walcowania na gorąco walcowany materiał od grubości pośredniej poniżej 40 mm do grubości pośredniej powyżej 8 mm chłodzi się za pomocą wysokociśnieniowych urządzeń chłodzących, w ramach co najwyżej dwóch kolejnych przejść, do temperatur walcowania poniżej 1000°C, po czym walcuje się do grubości końcowej.
Korzystnie stopionej stalą o składzie zdefiniowanym w zastrz. 1, zawierającej węgiel, mangan i siarkę w następujących granicach
0,01 do 0,050% C,
0,05 do 0,10% Mn,
0,015 do 0,035% S, odlewa się cienkie wlewki i po wygrzewaniu walcuje się na gorąco do grubości końcowej od 0,7 do 1,3 mm, zaś w ostatnim stopniu walcowania na zimno zmniejsza się grubość taśmy od 45 do 75 %.
Korzystnie taśmę walcowaną na gorąco wyżarza się w temperaturze od 800 do 1100°C lub zwija się ją w temperaturze mniejszej lub równej 900°C.
Korzystnie taśmę walcowaną na gorąco odlewa się ze stopionego metalu, zawierającego (w% masowych)
2,5 do 4,0% Si
0,03 do 0,1% C,
0,05 do 0,10% Mn,
0,015 do 0,035% S,
0,05 do 0,03% Cu,
0,015 do 0,065% Al,
0,005 do 0,015% N, do 0,10% P, oraz ewentualnie dodatkowo jeden lub kilka pierwiastków takich, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, do 0,2% masowych każdy, oraz resztę w postaci żelaza i nieuniknionych zanieczyszczeń, do postaci cienkich wlewków i po wygrzewaniu walcuje się na gorąco do grubości 0,5 - 3,0 mm, po czym poddaje się ją, wyżarzaniu wydzieleniowemu w temperaturze od 950 do 1150°C przez 30 do 300 s, a następnie w sposób przyspieszony chłodzi się ją z szybkością ponad 20 K/s, przy czym wyżarzanie to prowadzi się przed ostatnim stopniem walcowania na zimno z redukcją grubości od 70 do 90%.
Korzystnie ze stopionej stali zdefiniowanej w zastrz. 1, i zawierającej
Maksymalnie 0,010% S,
188 187
Maksymalnie 0,010% Cu, co najmniej 0,0 01% All co najmniej 0,005% N, odlewa się cienkie wlewki i walcuje na gorąco do grubości 0,5 - 3,0 mm, po czym taśmę walcowaną na gorąco poddaje się wyżarzaniu wydzieleniowemu w temperaturze od 1000 do 1150°C przez 30 do 300 s, a następnie w sposób przyspieszony chłodzi się ją z szybkością ponad 20 K/s, po czym w ostatnim stopniu walcowania na zimno przeprowadza się redukcję grubości od 45 do 90%.
Korzystnie stopioną stal odlewa się przy temperaturze przegrzania, leżącej maksymalnie 25 K powyżej temperatury likwidusu.
Korzystnie dodatkowe cząstki A1N o wielkości ziarna maksymalnie 100 nm tworzy się poprzez azotowanie taśmy walcowanej na zimno do grubości końcowej.
W sposobie według wynalazku, podobnie jak w stanie techniki, stopiony metal zalewa się w sposób ciągły do pionowo ustawionej kokili, na której końcu stopiony metal krzepnie. Tak utworzone pasmo metalu przeprowadza się po łuku do poziomu, jednocześnie chłodząc. Grubość tego pasma wynosi jedynie 25 do 100 mm, korzystnie 40 ... 70 mm. Nie ulega ono całkowitemu oziębieniu, jego temperatura nie obniża się raczej poza 700°C. To gorące pasmo dzieli się na cienkie wlewki, które prowadzi się bezpośrednio przez znajdujący się w linii technologicznej, piec wygrzewczy, w którym przebywają co najwyżej 60 minut, korzystnie do 30 minut. W czasie przejścia przez piec wygrzewczy cienkie wlewki nagrzewa się na wskroś celem ujednorodnienia, przy czym osiągają one stosunkowo niską temperaturę, wynoszącą co najwyżej 1170°C. Bezpośrednio potem cienkie wlewki przeprowadza się przez ustawione w linii, wieloklatkowe zespoły walcarek wykańczających, gdzie wlewki walcuje się na gorąco w sposób ciągły na taśmy do grubości od 0,5 do 3,0 mm. W idealnym przypadku grubość taśmy walcowanej na gorąco jest tak dobrana, że następny proces walcowania na zimno przeprowadza się tylko jednostopniowo. Stopień zgniotu, jaki należy osiągnąć w tym procesie walcowania na zimno, zależy od działania inhibitorowego, regulowanego każdorazowo w odpowiedni sposób.
Zaletę sposobu pracy według wynalazku stanowi po pierwsze wykorzystanie dużej części ciepła z procesu odlewania, dzięki czemu zbędne jest, znane ze stanu techniki jako niezbędne dla blach o zorientowanym ziarnie, przetrzymywanie wlewków w cieple w nagrzanym piecu i ponowne ich nagrzewanie do wysokich temperatur w piecu przepychowym lub piecu z trzonem kroczącym. Celem przeprowadzanego na miejscu wyżarzania w piecu wygrzewczym jest osiągnięcie określonej jednorodnej temperatury na całej grubości cienkiego wlewka. Z uwagi na swą małą grubość cienkie wlewki potrzebują w tym celu mniej czasu niż typowe wlewki o grubościach od 100 . . . 300 mm. W ten sposób oszczędza się znaczne ilości energii i skraca się czas ponownego nagrzewania w porównaniu do stanu techniki.
Ponadto ze względu na niewielką grubość wlewków nie jest potrzebny, włączany w proces nagrzewania wlewków, proces prerollingu w celu ujednorodnienia struktury oraz wstępne walcowanie na początku procesu walcowania taśm na gorąco. Osiąga się dzięki temu znaczne skrócenie drogi wytwarzania, bezpośrednie zmniejszenie kosztów oraz zwiększenie mocy produkcyjnych zespołu walcarek, które można wykorzystać do wytwarzania innych płaskowników stalowych.
Wspomniane skrócenie drogi wytwarzania przenosi się częściowo również na późniejsze stopnie obróbki, ponieważ w opisanym tutaj sposobie pracy osiągane są dodatkowo znacznie mniejsze od typowych, grubości taśm walcowanych na gorąco, wynoszące poniżej 0,5 mm, co sprawia, że nie jest już potrzebne, praktykowane dotychczas wielostopniowe walcowanie na zimno, i zamiast niego można stosować jednostopniowe walcowanie na zimno.
Aby opisane powyżej zalety procesu odlewania-walcowania można było wykorzystać według wynalazku do wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie, parametry walcowania na gorąco muszą być tak dobrane, aby materiał pozostawał wystarczająco ciągliwy. Próby pokazały, że w przypadku materiału wyjściowego na blachy elektrotechniczne o zorientowanym ziarnie ciągliwość jest największa wówczas, gdy pasmo po zakrzepnięciu chłodzi się do około 800°C, następnie przetrzymuje się stosunkowo krótko w tempera188 187 turze wygrzewania, na przykład 1150°C, nagrzewając go przy tym jednorodnie na wskroś. Optymalną podatność takiego materiału na walcowanie na gorąco osiąga się wówczas, gdy pierwsze przejście następuje w temperaturach poniżej 1150°C przy stopniu zgniotu, co najmniej 20%, zaś walcowany materiał o grubości pośredniej od 40 do 8 mm doprowadza się za pomocą wysokociśnieniowych międzyklatkowych urządzeń chłodzących, w ramach, co najwyżej dwóch kolejnych przejść, do temperatur walcowania poniżej 1000°C. Dzięki temu walcowanego materiału nie obrabia się w krytycznym dla ciągliwości obszarze temperatur wokół 1000°C.
W tabeli 1 podany jest skład chemiczny czterech stali, przebadanych ze względu na swoją przydatność dla walcowania na gorąco sposobem według wynalazku.
Tabela 1
Skład chemiczny w % masowych
Stal C Si Mn S Al N Cu Sn
A 0,076 3,25 0,077 0,025 0,025 0,008 0,07 0,12
B 0,060 3,15 0,077 0,025 0,027 0,008 0,07 0,08
C 0,040 3,15 0,085 0,027 0,022 0,008 0,08 0,07
D 0,030 3,15 0,063 0,020 0,003 0,005 - -
Badania przeprowadzono na 20-milimetrowych próbkach do rozciągania o przekroju okrągłym, nadtapianych na krótko w środkowej części, a następnie chłodzonych w sposób odpowiadający obróbce 60-milimetrowych cienkich wlewków przy szybkości odlewania (Vg) równej 2,8 m/min lub 4,5 m/min. Chłodzenie zakończono w 800°C. Potem nagrzano próbki w cyklu pieca przelotowego do temperatur (Tw) i utrzymywano w nich przez różne czasy (tw). Na zakończenie próbki poddano próbie rozciągania w temperaturze Tw.
Wyniki prób są zamieszczone w tabeli 2.
Tabela 2
Próby rozciągania na gorąco celem wyznaczenie ciągliwości stali w stanie lanym
Stal A Stal B Stal C Stal D
Vg Tw tw Z Z Z Z
(m/min) (°C) (min) (%) (%) (%) (%)
2,8 1130 0 49 73 72 >95
2,8 1130 50 33 45 60 >95
2,8 1050 12 45 52 67 >95
2,8 1000 17 24 47 59 >95
4,5 1130 0 40 58 71 >95
4,5 1130 50 32 48 56 >95
4,5 1050 12 40 50 47 >95
4,5 1000 17 23 50 45 >95
Vg = szybkość odlewania; Tw = temperatura nagrzewania tw = czas wytrzymywania w Tw; Z = przewężenie przy zerwaniu
Przewężenie przy zerwaniu stanowi istotny wskaźnik ciągliwości. Z danych wynika, że stale, w zależności od ich składu chemicznego, reagują z różną wrażliwością na cykle naprężeń. Stal D wykazuje najmniejszy, zaś stal A największy ubytek przewężenia przy zerwaniu względnie ciągliwości.
Skuteczność środków według wynalazku można najlepiej wykazać na podstawie stali A. Przy obu szybkościach odlewania dla temperatur grzania równych 1130 i 1050°C występują stosunkowo dobre przewężenia przy zerwaniu, natomiast temperatura grzania równa
188 187
1000°C powoduje zmniejszenie ciągliwości. To ostatnie dotyczy również przedłużania czasu wytrzymywania w temperaturze.
Obszar temperatur wokół 1000°C zbadano dla stali B w opisany powyżej sposób. Wynik jest pokazany w tabeli 3.
Tabela 3
Przewężenie przy zerwaniu (Z) stali B jako funkcja temperatury grzania (Tw)
Tw (°C) 1100 1050 1000 950 900 850
Z (%) 65 50 45 55 60 65
(Vg =2,8 m/min; tw = 20 min)
Wartości przewężenia przy zerwaniu w tabeli 3 wskazują na to, że ciągliwość stali obniża się w temperaturach od 1100 do 100°C i ponownie wzrasta w temperaturze 1000°C.
W celu korzystnego zastosowania opisanego powyżej sposobu odlewania-walcowania do wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie należy ponadto wytworzyć w odpowiedni sposób fazę inhibitorową.
Zgodnie z wynalazkiem krzepnięcie po odlewaniu można przeprowadzić bardzo szybko w porównaniu do odlewania ciągłego, znanego ze stanu techniki. W przypadku pasma 0 przykładowej grubości równej 65 mm ciepło można odprowadzać znacznie szybciej niż w przypadku pasma o grubości na przykład 250 mm. Podczas, gdy w typowym grubym wlewku istnieją w związku z tym wyłącznie bardzo duże cząstki siarczków, zwłaszcza cząstki MnS, które nie mogą działać jako inhibitory, szybkie chłodzenie znacznie cieńszego pasma przy prawidłowym doborze szybkości odlewania daje tę możliwość, że inhibitory są obecne bezpośrednio po walcowaniu na gorąco.
Podczas jednorodnego nagrzewania na wskroś w piecu wygrzewczym może zajść całkowite wydzielenie cząstek siarczków, przy czym wymagane jest jak najszybsze przejście przez ten piec, aby cząstki nie uległy nadmiernemu rozrostowi. Osłabia to działanie inhibitorowe. Wykonana w ten sposób taśma walcowana na gorąco zawiera odpowiednio gotową fazę inhibitorową.
Aby cząstki siarczków fazy inhibitorowej można było wydzielać w postaci jak najdrobniejszej, zawartość Mn musi leżeć w przedziale od 0,050 do 0,100%, zaś zawartość S w przedziale od 0,015 do 0,035%, Zbyt małe zawartości tych pierwiastków nie zapewniają wystarczającej ilości substancji dla inhibitorów. Zbyt duże ich zawartości powodują wydzielanie zbyt dużych cząstek. Dlatego też zawartości Mn i S muszą leżeć odpowiednio w przedziałach od 0,05 do 0,10% Mn i od 0,015 do 0,035% S.
W tym sposobie pracy nie jest konieczne przeprowadzanie kilkustopniowego walcowania na zimno z pośrednim wyżarzaniem. Grubość taśmy walcowanej na gorąco może być na tyle mała, że dalsza obróbka może zawierać tylko jeden stopień walcowania na zimno. Stopień zgniotu powinien przy tym leżeć w przedziale od 45 do 75%.
Wprawdzie znacząca zaleta sposobu zawiera się właśnie w tym, że nie trzeba wykonywać kilkustopniowego walcowania na zimno, ale między innymi ze względów logistycznych korzystne może być wytwarzanie tylko taśmy walcowanej na gorąco o ustalonej grubości i dopasowywanie stopni zgniotu do konkretnego zastosowania poprzez kilkustopniowe walcowanie na zimno.
Dopuszcza się w związku z tym zgodnie z wynalazkiem również kilkustopniowe walcowanie na zimno z pośrednim wyżarzaniem.
Zgodnie ze sposobem według wynalazku wymienia się jako korzystne przeprowadzenie wyżarzania w temperaturach od 800 do H00°C. Alternatywnie temperaturę zwijania można ustawić na wartości mniejszej równej 900°C. Wyżarzanie to poprawia strukturę ziam w taśmie walcowanej na gorąco, zwłaszcza zaś ulegają powiększeniu przypowierzchniowe obszary struktury, istotne dla dalszych operacji technologicznych. W wymienionych powyżej obróbkach cieplnych nie są tworzone dodatkowe inhibitory.
Jedno z korzystnych ukształtowań wynalazku dotyczy sposobu, w którym taśma walcowana na gorąco nie zawiera jeszcze inhibitorów rozrostu ziarna w ostatecznej postaci. Ma
188 187
U ona natomiast zdolność do tworzenia odpowiednich cząstek inhibitorów podczas wygrzewania. Jako inhibitory stosuje się tutaj zwłaszcza siarczek Cu i azotek Al. Ten sposób postępowania jest o tyle korzystny, że wytwarzanie taśmy walcowanej na gorąco (odlewanie, krzepnięcie, wygrzewanie, walcowanie na gorąco) nie musi być optymalizowane z uwagi na optymalne tworzenie fazy inhibitorowej, co daje dodatkowe stopnie swobody. Jednak prędkość chłodzenia odlewanego pasma musi być tak dobrana, aby struktura cienkich wlewków nie była zbyt gruboziarnista. W tym celu korzystny jest stosunkowo krótki czas przebywania w piecu wygrzewczym. Wydzielanie cząstek inhibitorów zachodzi podczas wygrzewania taśmy walcowanej na gorąco w temperaturach od 950 do 1150°C, zakończonego bardzo szybkim chłodzeniem. Podczas wyżarzania pierwiastki tworzące fazy inhibitorowe przechodzą do roztworu, aby następnie przy bardzo szybkim chłodzeniu, korzystnie za pomocą natrysku wodnego, przy szybkości chłodzenia > 20 K/s wydzielała się drobnodyspersyjna faza inhibitorowa. Ten sposób pracy jest możliwy, ponieważ siarczki Cu mają znacznie niższą temperaturę rozpuszczania i wykazują szybszą kinetykę reakcji niż przykładowo MnS. To samo dotyczy A1N w austenicie. Dlatego w tym ukształtowaniu wynalazku też korzystne jest zastosowanie wyższych zawartości C niż zalecane uprzednio. Zawartość C musi być na tyle duża, aby przemiana austenityczna mogła zajść, co najmniej w niewielkim stopniu. Jeżeli jednak zawartość C przekroczy 0,10%, wówczas mogą wystąpić problemy z odwęgleniem.
Stopień zgniotu może wynosić 70 . . . 90%, a zatem może być znacznie wyższy niż w ukształtowaniu sposobu opisanym wcześniej. Wprowadzona w ten sposób duża ilość energii, czyli siła napędzająca wtórny rozrost ziaren, przeciwdziała w opisanym przykładzie realizacji sposobu odpowiednio silniejszemu działaniu inhibitorowemu. Podobnie jak w procesie HiB powoduje to lepszą selekcję tekstury, a zatem ostrzejsze ułożenie Gossa w gotowej taśmie i w efekcie lepsze własności magnetyczne w porównaniu do materiału wytwarzanego zgodnie z wcześniej opisanym przykładem.
Kolejny przykład realizacji sposobu według wynalazku charakteryzuje proces, w którym jako inhibitor używa się wyłącznie A1N. Jego zaleta zawiera się w praktycznie całkowitym wyeliminowaniu Cu i S ze stopionego metalu, co ułatwia zdolność do walcowania na gorąco i zmniejsza kruchość materiału. Podobnie jak w sposobie opisanym uprzednio duża szybkość chłodzenia odlewanego pasma zapobiega częściowo wydzielaniu, znajdujących się w stopionym metalu, pierwiastków (Al i N) tworzących fazę inhibitorową. Wydzielone ewentualnie cząstki mają nieznaczną wielkość. Całkowite wydzielenie zachodzi tu, podobnie jak w wariancie sposobu opisanym wcześniej, przy jednorodnym nagrzewaniu na wskroś w piecu wygrzewczym.
Ponadto taśma walcowana na gorąco może wykazywać zdolność do wydzielania następnych cząstek A1N, które mogą działać jak inhibitory, jeżeli dzięki wystarczająco dużej zawartości C podczas wygrzewania taśmy powstanie dostateczna ilość austenitu. Cechujące taki materiał, całkowite działanie inhibitorowe zależy zatem od tego, jak szybko zachodzi chłodzenie pasma, czyli jak wiele efektywnych inhibitorów może powstać spontanicznie na początku. Ponadto zależy ono od tego, jak wiele inhibitorów zostanie wytworzonych dodatkowo przy wygrzewaniu taśmy walcowanej na gorąco; to z kolei zależy w istotnym stopniu od zawartości C. Zależnie od tego, jak silne jest to całkowite działanie inhibitorowe, należy zrealizować różne stopnie zgniotu.
Dodanie fosforu w ilości do 0,10% sprzyja w znaczącym stopniu drobnodyspersyj nemu ukształtowaniu zakrzepłej struktury, nie powodując jednocześnie wystąpienia skutków negatywnych, jak zwiększenie kruchości materiału.
Ograniczenie temperatury przegrzania podczas odlewania do maksymalnie 25 K powyżej temperatury likwidusu, ma ten sam cel, co dodanie fosforu w ilości do 0,10%, mianowicie jak najbardziej jednorodną i drobnoziarnistą strukturę zakrzepłego metalu. Jeżeli stopiony metal odlewa się w temperaturze, leżącej tuż nad temperaturą likwidusu odpowiedniego stopu, po zakrzepnięciu powstaje w dużej mierze struktura globulityczna, zaś rozrost dendrytyczny ulega zahamowaniu. Generalnie przy wytwarzaniu blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie istotne jest uzyskanie jak najdrobniejszej struktury, aby zarówno powstawanie tekstury, jak też struktury metalu mogło zachodzić jak najbardziej jednorodnie w całej
188 187 objętości wlewka względnie cienkiego wlewka. Poza tym silnie rozdrobniona struktura sprzyja powstawaniu żądanych drobnodyspersyjnych wydzieleń fazy inhibitorowej.
Istnieje możliwość wzmocnienia całkowitego działania inhibitorowego poprzez tworzenie w osnowie dodatkowych cząstek A1N w drodze azotowania taśmy, walcowanej na gorąco do końcowej grubości. Wystarczająca ilość tych cząstek ma wielkość leżącą poniżej 100 nm. Utworzone w ten sposób dodatkowe cząstki A1N muszą w każdym przypadku powstać przed rozpoczęciem rekrystalizacji wtórnej w osnowie, aby mogły one jeszcze bardziej korzystnie oddziaływać na rekrystalizację wtórną. Proces azotowania może zachodzić w fazie nagrzewania na początku wyżarzania wysokotemperaturowego, na przykład w wyniku zastosowania silnie zaazotowanej atmosfery wyżarzającej. Azotowanie można również zrealizować poprzez dodanie, zawierającego w przeważającej ilości MgO, środka rozdzielającego przy wyżarzaniu, przy czym dodatki te składają się z substancji, które na początku wyżarzania wysokotemperaturowego oddają azot, wdyfundowujący następnie w osnowę. Bardzo skuteczną metodę azotowania, czyli odpowiedni etap sposobu, należy w powyższym aspekcie umieścić na końcu wyżarzania odwęglającego, przy czym azot z gazu wyżarzającego może wdyfundowywać w taśmę.
Pierwiastki, podlegające segregacji na granicach ziaren, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, w ilości do 0,2% każdy wywierają korzystny wpływ na stabilizację rekrystalizacji wtórnej i zaostrzenie tekstury Gossa.
Departament Wydawnictw UP RP. Nakład 50 egz. Cena 4,00 zł.

Claims (8)

  1. Zastrzeżenia patentowe
    1. Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie, w którym wytapia się stal, zawierąjącą(w% masowych)
    2,5 do 4,0% Si, 0,01 do 0,10% c, do 0,30% Cu, do 0,15% Mn,, do 0,060% s, do 00)(55% A,, do 00)15% N, do 0J0% P
    oraz ewentualnie dodatkowo jeden lub kilka pierwiastków takich, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, do 0,2% masowych każdy, i resztę w postaci Fe i nieuniknionych zanieczyszczeń, znamienny tym, że stopiony metal odlewa się w sposób ciągły w pasmo o grubości od 25 do 100 mm, które podczas krzepnięcia chłodzi się do temperatury powyżej 700°C i bezpośrednio potem dzieli się je na cienkie wlewki, następnie cienkie wlewki przepuszcza się przez ustawiony w linii technologicznej piec wygrzewczy, w którym nagrzewa się je do temperatury < 1170°C, przy czym stosuje się czas przebywania w tej temperaturze wynoszący co najwyżej 60 minut, po czym walcuje się cienkie wlewki w sposób ciągły w ustawionym w linii technologicznej, wieloklatkowym zespole walcarek do postaci taśmy walcowanej na gorąco o grubości 0,5 - 3,0 mm, przy czym pierwsze przejście przeprowadza się przy temperaturze walcowanego materiału < 1150°C i przy stopniu zgniotu wynoszącym co najmniej 20 %, następnie taśmę walcowaną na gorąco zwija się, po czym taśmę walcowaną na gorąco walcuje się na zimno jedno- lub kilkustopniowo z rekrystalizującym wyżarzaniem pośrednim, do końcowej grubości od 0,15 do 0,50 mm, następnie taśmę walcowaną na zimno poddaje się wyżarzaniu rekrystalizującemu i odwęglającemu, oraz pokrywa się ją, zawierającym w przeważającej ilości MgO, środkiem rozdzielającym przy wyżarzaniu, a następnie wyżarza się końcowo nadając teksturę Gossa, oraz wyżarzoną końcowo taśmę walcowaną na zimno powleka się izolacją elektryczną i poddaje wyżarzaniu odprężającemu.
  2. 2. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że podczas walcowania na gorąco walcowany materiał od grubości pośredniej poniżej 40 mm do grubości pośredniej powyżej 8 mm chłodzi się za pomocą wysokociśnieniowych urządzeń chłodzących, w ramach co najwyżej dwóch kolejnych przejść, do temperatur walcowania poniżej 1000°C, po czym walcuje się do grubości końcowej.
  3. 3. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że ze stopionej stali o składzie zdefiniowanym w zastrz. 1, zawierającej węgiel, mangan i siarkę w następujących granicach
    0,01 do 0,050% C,
    0,05 do 0,10% Mn,
    0,015 do 0,035% S, odlewa się cienkie wlewki i po wygrzewaniu walcuje się na gorąco do grubości końcowej od 0,7 do 1,3 mm, zaś w ostatnim stopniu walcowania na zimno zmniejsza się grubość taśmy od 45 do 75 %.
  4. 4. Sposób według zastrz. 3, znamienny tym, że taśmę walcowaną na gorąco wyżarza się w temperaturze od 800 do 1100 °C lub zwija się ją w temperaturze mniejszej lub równej 900°C.
  5. 5. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że taśmę walcowaną na gorąco odlewa się ze stopionego metalu, zawierającego (w % masowych)
    2,5 do 4,0% Si
    0,03 do 0,1% C,
    0,05 do 0,10% Mn,
    188 187
    0,015 do 0,035% S,
    0,05 do 0,03% Cu,
    0,015 doO, 065%Af
    0,005 do 0,015% N, do 0,10% P, oraz ewentualnie dodatkowo jeden lub kilka pierwiastków takich, jak As, Sn, Sb, Te i Bi, do 0,2% masowych każdy, oraz resztę w postaci żelaza i nieuniknionych zanieczyszczeń, do postaci cienkich wlewków i po wygrzewaniu walcuje się na gorąco do grubości 0,5 - 3,0 mm, po czym poddaje się ją wyżarzaniu wydzieleniowemu w temperaturze od 950 do 1150°C przez 30 do 300 s, a następnie w sposób przyspieszony chłodzi się ją z szybkością ponad 20 K/s, przy czym wyżarzanie to prowadzi się przed ostatnim stopniem walcowania na zimno z redukcją grubości od 70 do 90%.
  6. 6. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że ze stopionej stali zdefiniowanej w zastrz. 1, i zawierającej maksymalnie 0,0ł0% S , maksymalnie 0,010% Cu, co najmniej 0,015% Al, co najmniej 0,005% N, odlewa się cienkie wlewki i walcuje na gorąco do grubości 0,5 - 3,0 mm, po czym taśmę walcowaną na gorąco poddaje się wyżarzaniu wydzieleniowemu w temperaturze od 1000 do 1150°C przez 30 do 300 s, a następnie w sposób przyspieszony chłodzi się ją z szybkością ponad 20 K/s, po czym w ostatnim stopniu’ walcowania na zimno przeprowadza się redukcję grubości od 45 do 90%.
  7. 7. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że stopiona stal odlewa się przy temperaturze przegrzania, leżącej maksymalnie 25 K powyżej temperatury likwidusu.
  8. 8. Sposób według zastrz. 5 albo 6, znamienny tym, że dodatkowe cząstki A1N o wielkości ziarna maksymalnie 100 nm tworzy się poprzez azotowanie taśmy walcowanej na zimno do grubości końcowej.
PL98339842A 1997-10-15 1998-09-09 Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie PL188187B1 (pl)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19745445A DE19745445C1 (de) 1997-10-15 1997-10-15 Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation
PCT/EP1998/005732 WO1999019521A1 (de) 1997-10-15 1998-09-09 Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation

Publications (2)

Publication Number Publication Date
PL339842A1 PL339842A1 (en) 2001-01-02
PL188187B1 true PL188187B1 (pl) 2004-12-31

Family

ID=7845557

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PL98339842A PL188187B1 (pl) 1997-10-15 1998-09-09 Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie

Country Status (15)

Country Link
US (1) US6524400B1 (pl)
EP (1) EP1025268B1 (pl)
JP (1) JP5188658B2 (pl)
KR (1) KR100566597B1 (pl)
AU (1) AU730723B2 (pl)
BR (1) BR9813255A (pl)
CA (1) CA2306208C (pl)
CZ (1) CZ291078B6 (pl)
DE (2) DE19745445C1 (pl)
HU (1) HUP0004822A3 (pl)
MY (1) MY122168A (pl)
PL (1) PL188187B1 (pl)
TW (1) TW397869B (pl)
WO (1) WO1999019521A1 (pl)
ZA (1) ZA988932B (pl)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SI1752549T1 (sl) * 2005-08-03 2016-09-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Postopek za proizvodnjo zrnato usmerjene magnetne jeklene vzmeti
SI1752548T1 (sl) 2005-08-03 2016-09-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Metoda za proizvodnjo magnetnega zrnato usmerjenega jeklenega traku
ITRM20070218A1 (it) * 2007-04-18 2008-10-19 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato
DE102008029581A1 (de) * 2007-07-21 2009-01-22 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Bändern aus Silizum-Stahl oder Mehrphasenstahl
US8202374B2 (en) * 2009-04-06 2012-06-19 Nippon Steel Corporation Method of treating steel for grain-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheet
RU2407809C1 (ru) * 2009-08-03 2010-12-27 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокими магнитными свойствами
RU2407808C1 (ru) * 2009-08-03 2010-12-27 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства анизотропной электротехнической стали с низкими удельными потерями на перемагничивание
RU2536150C2 (ru) * 2009-11-25 2014-12-20 Тата Стил Эймейден Б.В. Способ получения полосы из электротехнической стали с ориентированным зерном и полученная таким образом электротехническая сталь с ориентированным зерном
WO2011114178A1 (en) * 2010-03-19 2011-09-22 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Process for the production of grain oriented electrical steel
DE102010038038A1 (de) 2010-10-07 2012-04-12 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Erzeugen einer Isolationsbeschichtung auf einem kornorientierten Elektro-Stahlflachprodukt und mit einer solchen Isolationsbeschichtung beschichtetes Elektro-Stahlflachprodukt
DE102011000712A1 (de) 2011-02-14 2012-08-16 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Erzeugen eines kornorientierten Stahlflachprodukts
DE102011054004A1 (de) 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
EP2876173B9 (en) * 2012-07-20 2019-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet
US20160108488A1 (en) * 2014-10-15 2016-04-21 Sms Siemag Ag Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
US11239012B2 (en) 2014-10-15 2022-02-01 Sms Group Gmbh Process for producing grain-oriented electrical steel strip
DE102015114358B4 (de) 2015-08-28 2017-04-13 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrobands und kornorientiertes Elektroband
KR101796234B1 (ko) 2015-12-22 2017-11-09 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 절연피막 조성물, 이를 이용한 방향성 전기강판의 절연피막 형성방법, 및 방향성 전기강판
DE102017220721A1 (de) 2017-11-20 2019-05-23 Thyssenkrupp Ag Optimierung des Stickstofflevels während der Haubenglühung III
DE102017220714B3 (de) 2017-11-20 2019-01-24 Thyssenkrupp Ag Optimierung des Stickstofflevels während der Haubenglühung
DE102017220718A1 (de) 2017-11-20 2019-05-23 Thyssenkrupp Ag Optimierung des Stickstofflevels während der Haubenglühung II
WO2020088764A1 (de) 2018-10-31 2020-05-07 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zur herstellung eines kornorientierten stahlflachprodukts für elektromagnetische anwendungen, stahlflachprodukt für elektromagnetische anwendungen und transformator-kern-stapel hergestellt aus einem solchen stahlflachprodukt
EP3693496A1 (de) 2019-02-06 2020-08-12 Rembrandtin Lack GmbH Nfg.KG Wässrige zusammensetzung zur beschichtung von kornorientiertem stahl
EP3715480A1 (en) 2019-03-26 2020-09-30 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Iron-silicon material suitable for medium frequency applications
EP3715479A1 (en) 2019-03-26 2020-09-30 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Lean method for secondary recrystallization of grain oriented electrical steel in a continuous processing line
CN113058999B (zh) * 2021-04-06 2022-05-10 中铼新材料有限公司 一种极薄铼箔的制造方法
CN114480792B (zh) * 2021-12-15 2023-06-20 中南大学 一种调控金属材料晶面取向的方法及其获得的金属材料和应用
EP4273280A1 (en) 2022-05-04 2023-11-08 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Method for producing a grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip
EP4365319A1 (en) 2022-11-03 2024-05-08 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Grain-oriented electrical steel strip and method for its production

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2599340A (en) * 1948-10-21 1952-06-03 Armco Steel Corp Process of increasing the permeability of oriented silicon steels
GB873149A (en) * 1956-11-08 1961-07-19 Yawata Iron & Steel Co Method of producing oriented silicon steel
US3287183A (en) * 1964-06-22 1966-11-22 Yawata Iron & Steel Co Process for producing single-oriented silicon steel sheets having a high magnetic induction
DE1920666A1 (de) * 1968-04-24 1972-02-24 Kobe Steel Ltd Verfahren zum Herstellen von Siliciumstahlblech mit fester Magnetisierungsrichtung
US3855018A (en) * 1972-09-28 1974-12-17 Allegheny Ludlum Ind Inc Method for producing grain oriented silicon steel comprising copper
US4054470A (en) * 1976-06-17 1977-10-18 Allegheny Ludlum Industries, Inc. Boron and copper bearing silicon steel and processing therefore
JPS5931823A (ja) * 1982-08-17 1984-02-21 Kawasaki Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
CA1270728A (en) * 1985-02-25 1990-06-26 Armco Advanced Materials Corporation Method of producing cube-on-edge oriented silicon steel from strand cast slabs
JPS6240315A (ja) * 1985-08-15 1987-02-21 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
US5203928A (en) * 1986-03-25 1993-04-20 Kawasaki Steel Corporation Method of producing low iron loss grain oriented silicon steel thin sheets having excellent surface properties
JPH07115041B2 (ja) * 1987-03-11 1995-12-13 日本鋼管株式会社 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法
EP0286862B1 (de) * 1987-04-13 1992-05-13 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Verfahren zum Herstellen eines Stahlbandes
DE69030781T3 (de) * 1989-03-30 2001-05-23 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung kornorientierter Elektrostahlbleche mittels rascher Abschreckung und Erstarrung
WO1990011849A1 (en) * 1989-03-30 1990-10-18 Nippon Steel Corporation Method of producing rollable metal sheet based on quench-solidified thin cast sheet
JP3340754B2 (ja) * 1991-07-25 2002-11-05 川崎製鉄株式会社 板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法
FR2683229B1 (fr) * 1991-10-31 1994-02-18 Ugine Sa Procede d'elaboration d'une bande d'acier magnetique par coulee directe.
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
JP2653637B2 (ja) * 1994-04-05 1997-09-17 新日本製鐵株式会社 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
DE19628137C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-10 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
DE19628136C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-24 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
DE69840979D1 (de) * 1998-03-11 2009-08-27 Nippon Steel Corp Elektrostahlblech mit kornorientierung und verfahren zu dessen herstellung

Also Published As

Publication number Publication date
CA2306208C (en) 2009-04-21
PL339842A1 (en) 2001-01-02
DE59804081D1 (de) 2002-06-13
MY122168A (en) 2006-03-31
AU730723B2 (en) 2001-03-15
US6524400B1 (en) 2003-02-25
ZA988932B (en) 1999-03-31
HUP0004822A3 (en) 2001-07-30
WO1999019521A1 (de) 1999-04-22
JP5188658B2 (ja) 2013-04-24
DE19745445C1 (de) 1999-07-08
AU9267098A (en) 1999-05-03
CZ291078B6 (cs) 2002-12-11
TW397869B (en) 2000-07-11
KR20010031118A (ko) 2001-04-16
JP2001520311A (ja) 2001-10-30
HUP0004822A2 (hu) 2001-05-28
CZ20001339A3 (en) 2001-06-13
EP1025268A1 (de) 2000-08-09
CA2306208A1 (en) 1999-04-22
EP1025268B1 (de) 2002-05-08
KR100566597B1 (ko) 2006-03-31
BR9813255A (pt) 2000-08-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
PL188187B1 (pl) Sposób wytwarzania blachy elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie
AU2006274901B2 (en) Method for producing a grain-oriented electrical steel strip
JP2001520311A5 (pl)
US20120222777A1 (en) Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel produced thereby
US6153019A (en) Process for producing a grain-orientated electrical steel sheet
SK26299A3 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strip having high magnetic characteristics, starting from thin slabs
SK38894A3 (en) Method of manufacturing of electric sheets with orientation of grain with improved cyclic premagnetic losses
PL182830B1 (pl) Sposób wytwarzania arkuszy elektrycznej stali teksturowanej o wysokich właściwościach magnetycznych
PL182835B1 (pl) Sposób wytwarzania z cienkich wlewków elektrotechnicznych, teksturowanych taśm stalowych
US6964711B2 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strips
EP1356127B9 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strips
JP2004526862A5 (pl)
SK284364B6 (sk) Spôsob riadenia inhibície pri výrobe oceľových plechov s orientovanou zrnitosťou
US7198682B2 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel
US5288736A (en) Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction
EP1313886B1 (en) Process for the control of inhibitors distribution in the production of grain oriented electrical steel strips
WO1998046801A1 (en) New process for the production at low temperature of grain oriented electrical steel
MXPA00003698A (en) Method for producing a magnetic grain oriented steel sheet with low level loss by magnetic reversal and high polarisation
JP2653948B2 (ja) 熱鋼帯焼なましなしの標準結晶粒配向珪素鋼の製法
PL167045B1 (pl) Sposób wytwarzania stali krzemowej o zorientowanym regularnym ziarnie