RU2038389C1 - Method for producing silicon textured steel - Google Patents
Method for producing silicon textured steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2038389C1 RU2038389C1 SU5010077A RU2038389C1 RU 2038389 C1 RU2038389 C1 RU 2038389C1 SU 5010077 A SU5010077 A SU 5010077A RU 2038389 C1 RU2038389 C1 RU 2038389C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- annealing
- cooling
- intermediate annealing
- carried out
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
Description
Настоящее изобретение касается способа получения кремнистой стали с правильно ориентированной структурой толщиной примерно 0,45 мм 0,18 мм без отжига горячей полосы, в частности, касается такого способа, при котором промежуточный отжиг после первой стадии холодной прокатки имеет очень непродолжительное время выдержки, для регулирования выделений карбидов применяют двухстадийный цикл охлаждения с регулированием температуры. The present invention relates to a method for producing silicon steel with a correctly oriented structure with a thickness of about 0.45 mm and 0.18 mm without annealing a hot strip, in particular, to a method in which intermediate annealing after the first stage of cold rolling has a very short exposure time, for controlling carbide precipitates use a two-stage temperature-controlled cooling cycle.
Настоящее изобретение касается кремнистой стали, имеющей кубическую структуру /110/ /001/ согласно показателям по Миллеру. Обычно такие кремнистые стали известны как текстурированные кремнистые стали. Кремнистые стали с ориентированной структурой подразделяются на две основные категории: кремнистая сталь с правильно ориентированной структурой и текстурированная кремнистая сталь с высокой проницаемостью. Кремнистая сталь с правильно ориентированной структурой содержит марганец и серу/ и/или селен/ в качестве основного замедлителя роста зерен и она имеет проницаемость при 879 А/М в общем меньше, чем 1870. Кремнистая сталь с высокой проницаемостью основана на применении нитридов алюминия, бора или других разновидностей, известных в технике, которые вводят дополнительно или вместо сульфидов и/или селенидов марганца в качестве замедлителей роста зерен и она имеет проницаемость свыше 1870. Настоящее изобретение относится к кремнистой стали с правильно ориентированной структурой. The present invention relates to silicon steel having a cubic structure / 110 / / 001 / according to Miller. Typically, such silicon steels are known as textured silicon steels. Silicon steels with an oriented structure fall into two main categories: silicon steel with a properly oriented structure and textured silicon steel with high permeability. Silicon steel with a correctly oriented structure contains manganese and sulfur / and / or selenium / as the main inhibitor of grain growth and it has a permeability of 879 A / M in general less than 1870. Silicon steel with high permeability is based on the use of aluminum nitride and boron or other varieties known in the art which are added additionally or instead of manganese sulfides and / or selenides as inhibitors of grain growth and it has a permeability of over 1870. The present invention relates to silicon steel with the right flax oriented structure.
Известный способ обработки кремнистой стали с правильно ориентированной структурой заключается в стадиях получения расплава кремнистой стали в стандартной установке, рафинировании и литье кремнистой стали в форме слитков или листовых заготовок. Литая кремнистая сталь предпочтительно содержит в весовых процентах меньше, чем примерно 0,1% углерода, ≈ 0,025% 0,25% марганца, ≈ 0,01% 0,035% серы и/или селена, примерно 2,5% 4,0% кремния, причем, целевое содержание кремния примерно 3,15% около 0,005% азота и меньше 0,01% алюминия, остальное по существу, железо. A known method of processing silicon steel with a correctly oriented structure consists in the steps of producing a silicon steel melt in a standard installation, refining and casting of silicon steel in the form of ingots or sheet blanks. Cast silicon steel preferably contains in weight percent less than about 0.1% carbon, ≈ 0.025% 0.25% manganese, ≈ 0.01% 0.035% sulfur and / or selenium, about 2.5% 4.0% silicon moreover, the target silicon content is about 3.15%, about 0.005% nitrogen and less than 0.01% aluminum, the remainder is essentially iron.
Когда отливают слитки, сталь подвергают горячей прокатке до получения плоских заготовок или слитки прямо прокатывают в полосу. При непрерывном литье слябы можно предварительно прокатывать согласно способу из патента США N 4718951. Преимущество способа согласно настоящему изобретению можно использовать также при литье полосы в промышленном масштабе. Слябы прокатывают в горячем состоянии при температуре 2550oF (1400oC) до толщины горячей полосы и горячую полосу подвергают отжигу при температуре примерно 1850оF (1010oC) с выдержкой примерно 30 секунд. Горячую полосу охлаждают воздухом до температуры охлаждающей среды. После этого материал прокатывают в холодном состоянии до промежуточной толщины, подвергают промежуточному отжигу при температуре примерно 1740оF (950оС) с временем выдержки 30 сек, и охлаждают воздухом до комнатной температуры. После промежуточного отжига кремнистую сталь прокатывают в холодном состоянии до конечной толщины. Кремнистую сталь при конечной толщине подвергают обычному обезуглероживающему отжигу, который предназначен для рекристаллизации стали, снижения содержания углерода до уровня нестарения и для образования поверхностной пленки окиси фаялита. Обычно обезуглероживающий отжиг проводят при температуре от примерно 1525oF до примерно 1550оF (≈ 830-845оС) во влажной атмосфере водорода в течение достаточного времени для снижения содержания углерода до примерно 0,003% или ниже. После этого кремнистую сталь покрывают разделяющим покрытием для отжига, например, окисью магния и отжигают в контейнерах при температуре примерно 2200oF (1200оС) в течение 24 часов. Этот окончательный отжиг вызывает вторичную рекристаллизацию. В результате реакции слоя фаялита с разделяющим покрытием образуется форстерит или "прокатное" стекло.When ingots are cast, the steel is hot rolled to obtain flat billets or the ingots are directly rolled into a strip. With continuous casting, slabs can be pre-rolled according to the method of US Pat. No. 4,718,951. An advantage of the method according to the present invention can also be used for strip casting on an industrial scale. The slabs were hot rolled at a temperature of 2550 o F (1400 o C) to hot band thickness and the hot strip is annealed at a temperature of about 1850 F (1010 o C) with a delay of approximately 30 seconds. The hot strip is cooled with air to the temperature of the cooling medium. Thereafter, the material is rolled in the cold state to an intermediate thickness, subjected to intermediate annealing at a temperature of about 1740 F (950 C) with a holding time of 30 seconds, and cooled by air to room temperature. After intermediate annealing, silicon steel is cold rolled to a final thickness. Silicon steel at a final thickness is subjected to conventional decarburization annealing, which is designed to recrystallize the steel, reduce the carbon content to the level of aging and to form a surface film of fayalite oxide. Typically, decarburization annealing is carried out at a temperature of about 1525 o F to about 1550 of the F (≈ 830-845 ° C) in a wet hydrogen atmosphere for a time sufficient to reduce the carbon content to about 0.003% or lower. Thereafter, silicon steel coated with a separating coating to annealing, for example, magnesium oxide and annealed in containers at a temperature of about 2200 o F (1200 ° C) for 24 hours. This final annealing causes secondary recrystallization. As a result of the reaction of the layer of fayalite with a separating coating, forsterite or rolling glass is formed.
Типичные способы производных кремнистой стали с правильно ориентированной структурой (кубическая по кромке) раскрыты в патентах США NN 4202711, 3764406 и 3843422. Typical methods for silicon steel derivatives with a properly oriented structure (cubic at the edge) are disclosed in US Pat. NN 4202711, 3764406 and 3843422.
Настоящее изобретение основано на открытии, что в упомянутом известном способе отжиг горячей полосы можно исключить, если следовать циклу промежуточного отжига и охлаждения. Способ промежуточного отжига и охлаждения согласно настоящему изобретению предусматривает очень непродолжительное время выдержки, предпочтительно, при низких температурах, вместе с двухстадийным циклом охлаждения при контроле температуры, как будет описано. The present invention is based on the discovery that in the aforementioned known method, annealing of the hot strip can be eliminated by following the intermediate annealing and cooling cycle. The intermediate annealing and cooling method of the present invention provides a very short holding time, preferably at low temperatures, together with a two-stage cooling cycle with temperature control, as will be described.
В сравнении с известными техническими решениями настоящее изобретение обеспечивает множество преимуществ. Для всех значений конечной толщины полосы в указанных пределах достигается улучшение магнитных свойств, которые, по крайней мере, подобны, а часто даже лучше тех, которые достигаются обычным способом. Кроме того, магнитное свойство является также более последовательным. Способ согласно настоящему изобретению сокращает цикл отжига на 20% или больше, тем самым, повышается производительность линии. Во-первых, заявленный способ позволяет изготавливать кремнистую сталь с правильно ориентированной структурой толщиной обычно примерно 9-7 миль (0,23 мм 0,18 мм), имеющую хорошие магнитные свойства, без отжига горячей полосы после горячей прокатки горячей полосы. Это позволяет изготавливать кремнистую сталь с правильно ориентированной структурой, имеющую тонкую толщину, когда отжиг горячей полосы не применяют. Низкая температура во время промежуточного отжига согласно настоящему изобретению повышает механическую прочность кремнистой стали во время отжига, что раньше было незначительным при высоких температурах отжига. In comparison with the known technical solutions, the present invention provides many advantages. For all values of the final strip thickness within the specified limits, an improvement in magnetic properties is achieved, which are at least similar, and often even better than those achieved in the usual way. In addition, the magnetic property is also more consistent. The method according to the present invention reduces the annealing cycle by 20% or more, thereby increasing the productivity of the line. Firstly, the claimed method allows to produce silicon steel with a correctly oriented structure, usually about 9-7 miles (0.23 mm 0.18 mm) thick, having good magnetic properties, without annealing the hot strip after hot rolling the hot strip. This makes it possible to produce silicon steel with a properly oriented structure having a thin thickness when no annealing of the hot strip is used. The low temperature during intermediate annealing according to the present invention increases the mechanical strength of silicon steel during annealing, which was previously negligible at high annealing temperatures.
Европейский патент N 0047129 раскрывает применение быстрого охлаждения от температуры 1300оF до 400оF (705оС 205оС) для производства электротехнической стали с высокой проницаемостью. Это быстрое охлаждение позволяет достигнуть меньшего размера вторичного зерна в конечном продукте. Патент США N 4517932 раскрывает быстрое охлаждение и контролируемые потери углерода в промежуточном отжиге для получения электротехнической стали с высокой магнитной проницаемостью, включая старение при температуре 200оF 400oF (95оС 205оС) в течение 10-60 сек. для упрощения выделения карбида.European patent N 0047129 discloses the use of rapid cooling from a temperature of 1300 about F to 400 about F (705 about C 205 about C) for the production of electrical steel with high permeability. This rapid cooling allows for a smaller secondary grain size in the final product. U.S. Patent N 4517932 discloses rapid cooling and controlled carbon loss in the intermediate annealing to obtain electrical steel with high magnetic permeability, including aging at a temperature of 200 o F to 400 o F (95 o C 205 o C) for 10-60 seconds. to simplify carbide precipitation.
В этих публикациях, касающихся получения кремнистой стали с высокой проницаемостью, применяют очень низкую температуру и продолжительный цикл промежуточного отжига, имеющий выдержку в 120 сек. при температуре 1600оF (870оС) с последующим быстрым охлаждением от 1300oF (705оС) и старением для упрощения выделения карбидов. Было обнаружено, однако, что в промежуточном отжиге согласно настоящему изобретению быстрое охлаждение от указанной температуры примерно 1150оF (620оС) или выше обеспечивает более плохие магнитные свойства из-за образования мартенсита, который увеличивает твердость, ухудшает механические свойства для последующей холодной прокатки и вносит свой вклад в достижение более плохих магнитных свойств конечного продукта.In these publications regarding the production of silicon steel with high permeability, a very low temperature and a long cycle of intermediate annealing are used, having a shutter speed of 120 seconds. at a temperature of about 1600 F (870 C) followed by rapid cooling from 1300 o F (705 o C) and aging to facilitate precipitation of carbides. It has been found, however, that in an intermediate annealing according to the present invention, rapid cooling from the said temperature of about 1150 o F (620 o C) or higher provides poorer magnetic properties due to the formation of martensite which increases hardness, degrades mechanical properties for subsequent cold rolling and contributes to the poorer magnetic properties of the final product.
В упомянутом патенте США N 4517032 применяют низкотемпературное старение после быстрого охлаждения. Было обнаружено, что этот способ, если его применяют для материала с правильно ориентированной структурой, приводит к образованию увеличенного размера вторичных зерен и к худшим магнитным свойствам конечного продукта, поскольку он ухудшает выделение мелких частиц карбида железа. Можно применять низкотемпературный отжиг при температуре примерно 1640оF (895оС) или ниже для обеспечения соответствующего растворения карбида железа без образования вторичной фазы, которая должна быть исключена на микроструктуру. Однако, этот способ требует значительно больше времени для отжига для растворения карбида. Такой способ позволяет быстро охлаждать непосредственно от температуры выдержки без двухстадийного цикла охлаждения согласно настоящему изобретению.US Pat. No. 4,571,032 refers to low temperature aging after rapid cooling. It was found that this method, if applied to a material with a correctly oriented structure, leads to the formation of an increased size of secondary grains and to the worse magnetic properties of the final product, since it affects the release of small particles of iron carbide. You can apply low-temperature annealing at a temperature of about 1640 about F (895 about C) or lower to ensure appropriate dissolution of iron carbide without the formation of a secondary phase, which should be excluded on the microstructure. However, this method requires significantly more time for annealing to dissolve the carbide. This method allows you to quickly cool directly from the holding temperature without a two-stage cooling cycle according to the present invention.
В патенте США N 4478653 указано, что можно применять более высокую температуру во время промежуточного отжига для получения кремнистой стали с правильно ориентированной структурой толщиной 9 миль (0,23 мм) без отжига горячей полосы. Однако, было обнаружено, что кремнистая сталь с правильно ориентированной структурой толщиной 9 миль (0,23 мм) полученная в соответствии с этим патентом, имеет более изменчивые магнитные свойства, чем когда применяют отжиг горячей полосы. Также было обнаружено, что когда применяют высокотемпературный промежуточный отжиг без отжига горячей полосы согласно этому патенту, то обычно достигаются более плохие магнитные свойства стали толщиной 9 миль (0,23 мм) или меньше в сравнении с упомянутым способом, применяющим отжиг горячей полосы. Наконец, очень высокая температура во время промежуточного отжига согласно патенту США N 4478653 приводит к достижению низкой механической прочности кремнистой стали, делая обработку более трудной. US Pat. No. 4,478,653 teaches that a higher temperature can be used during intermediate annealing to produce silicon steel with a correctly oriented structure of 9 miles (0.23 mm) thickness without annealing the hot strip. However, it was found that silicon steel with a correctly oriented structure of 9 miles (0.23 mm) thickness obtained in accordance with this patent has more variable magnetic properties than when hot strip annealing is used. It has also been found that when high temperature intermediate annealing is used without annealing the hot strip according to this patent, poorer magnetic properties of steel with a thickness of 9 miles (0.23 mm) or less are usually achieved in comparison with the aforementioned method using hot strip annealing. Finally, the very high temperature during intermediate annealing according to US Pat. No. 4,478,653 results in low mechanical strength of silicon steel, making processing more difficult.
Согласно изобретению предложен способ обработки кремнистой стали с правильно ориентированной структурой, имеющей толщину в пределах от примерно 18 миль (0,45 мм) до примерно 7 миль (0,18 мм), заключающийся в стадиях получения кремнистой стали, содержащей по существу в весовых процентах меньше, чем примерно 0,1% углерода, ≈ 0,025% 0,25% марганца, 0,01% 0,035% серы и/или селена, ≈ 2,5% 4,0% кремния, меньше, чем 0,01 алюминия, меньше, чем 0,005 азота, остальное по существу железо. According to the invention, a method for processing silicon steel with a properly oriented structure having a thickness ranging from about 18 miles (0.45 mm) to about 7 miles (0.18 mm), comprising the steps of producing silicon steel containing essentially in weight percent less than about 0.1% carbon, ≈ 0.025% 0.25% manganese, 0.01% 0.035% sulfur and / or selenium, ≈ 2.5% 4.0% silicon, less than 0.01 aluminum, less than 0.005 nitrogen, the remainder is essentially iron.
Кремнистую сталь прокатывают в холодном состоянии от толщины горячей полосы до промежуточной толщины без отжига горячей полосы. Холоднокатаную кремнистую сталь промежуточной толщины подвергают промежуточному отжигу при температуре примерно 1650 F 2100 F (900оС 1150оС) и предпочтительно при температуре примерно 1650 F 1700 F (≈900оС 930оС) в течение времени выдержки примерно 1-30 сек, предпочтительно 3-8 сек. После этой выдержки кремнистую сталь охлаждают в две стадии. Первая это стадия медленного охлаждения от температуры выдержки до температуры 1000 F 1200 F (540оС 650оС) и предпочтительно до 1100 F ±50 F (595оС ±30оС) со скоростью меньше, чем примерно 1500 F (835оС) в минуту, а лучше при скорости ≈ 500 F (280оС) 1050 F (585оС) в минуту. Вторая стадия это стадия быстрого охлаждения со скоростью свыше 1500 F (835оС) в минуту и предпочтительно со скоростью 2500 F 3500 F (1390оС 1945оС) в минуту с последующей закалкой водой при температуре примерно 600 F 700 F (315оС 370оС). После промежуточного отжига кремнистую сталь подвергают холодной прокатке до окончательной толщины, обезуглероживают, покрывают разделителем для отжига и окончательно отжигают для достижения вторичной рекристаллизации.Silicon steel is cold rolled from the thickness of the hot strip to an intermediate thickness without annealing the hot strip. Cold-rolled silicon steel intermediate thickness is subjected to intermediate annealing at a temperature of about 1650 F 2100 F (900 C to 1150 C) and preferably at a temperature of about 1650 F 1700 F (≈900 ° C 930 ° C) for a dwell time of about 1-30 seconds preferably 3-8 sec. After this exposure, silicon steel is cooled in two stages. The first is the stage of slow cooling from holding temperature to a temperature of 1000 F 1200 F (540 о С 650 о С) and preferably up to 1100 F ± 50 F (595 о С ± 30 о С) with a speed of less than about 1500 F (835 о C) per minute, and preferably at a speed of ≈ 500 F (280 о С) 1050 F (585 о С) per minute. The second stage is a fast cooling stage at a rate above 1500 F (835 C) per minute and preferably at 2500 F 3500 F (1390 C 1945 C) per minute followed by quenching with water at a temperature of about 600 F 700 F (315 to With 370 ° C). After intermediate annealing, silicon steel is cold rolled to its final thickness, decarburized, coated with an annealing separator and finally annealed to achieve secondary recrystallization.
Фигура представляет собой график, показывающий цикл время/температура для промежуточного отжига согласно настоящему изобретению и для типичного промежуточного отжига согласно известному техническому решению. The figure is a graph showing a time / temperature cycle for intermediate annealing according to the present invention and for typical intermediate annealing according to a known technical solution.
В реализации настоящего изобретения технология получения кремнистой стали с правильно ориентированной структурой является обычной и аналогичной описанной за исключением двух случаев. Первым исключением является то, что отсутствует отжиг горячей полосы. Другим исключением является разработка цикла промежуточного отжига и охлаждения согласно настоящему изобретению после первой стадии холодной прокатки. In the implementation of the present invention, the technology for producing silicon steel with a properly oriented structure is conventional and similar to that described except in two cases. The first exception is that there is no annealing of the hot strip. Another exception is the development of an intermediate annealing and cooling cycle according to the present invention after the first cold rolling step.
Для этой цели исходный материал, названный "горячая полоса" можно получить различными известными способами, например, посредством литья слитков или непрерывного литья и горячей прокатки либо литья полосы. Удаляют окалину с горячей полосы кремнистой стали, однако, горячую полосу не отжигают до первой стадии холодной прокатки. For this purpose, a starting material called a “hot strip” can be obtained by various known methods, for example, by casting ingots or continuous casting and hot rolling or casting a strip. Scale is removed from the hot strip of silicon steel, however, the hot strip is not annealed until the first stage of cold rolling.
После первой стадии холодной прокатки кремнистую сталь подвергают промежуточному отжигу в соответствии с настоящим изобретением, что изображено на фигуре, которая представляет схематически цикл время/температура для промежуточного отжига в соответствии с настоящим изобретением. Эта фигура также показывает в виде пунктирной линии цикл время/температура для типичного промежуточного отжига согласно известному техническому решению. After the first cold rolling step, the silicon steel is subjected to intermediate annealing in accordance with the present invention, as shown in the figure, which schematically represents the time / temperature cycle for intermediate annealing in accordance with the present invention. This figure also shows, in a dashed line, a time / temperature cycle for a typical intermediate annealing according to a known technical solution.
Основной целью настоящего изобретения является то, что промежуточный отжиг и цикл охлаждения можно регулировать для обеспечения тонкой дисперсии карбидов. Рафинирование карбида позволяет получить кремнистую сталь с правильно ориентированной структурой и содержанием углерода в расплаве в широком интервале даже при конечной толщине 7 миль (0,18 мм) или меньше, имеющую хорошие и последовательные магнитные свойства конечного продукта без необходимости стадии отжига горячей полосы. The main objective of the present invention is that the intermediate annealing and cooling cycle can be adjusted to provide a fine dispersion of carbides. Carbide refining makes it possible to obtain silicon steel with a correctly oriented structure and carbon content in the melt in a wide range even with a final thickness of 7 miles (0.18 mm) or less, which has good and consistent magnetic properties of the final product without the need for annealing the hot strip.
Во время части нагрева при промежуточном отжиге рекристаллизация происходит при температуре примерно 1250 F (675оС) в течение приблизительно 20 сек. после входа в печь и затем начинается нормальный рост зерен. Начало рекристаллизации показано в позиции "0" на фигуре. При температуре выше примерно 1280 F (690оС) карбиды будут начинать растворяться, как показано в позиции "А" на фигуре. Это действие продолжается и ускоряется, когда температура увеличивается. Выше температуры примерно 1650 F (900оС) небольшое количество феррита превращается в аустенит. Аустенит обеспечивает более быстрое растворение углерода и ограничивает нормальный рост зерен, в результате устанавливается размер зерен в промежуточно отожженной полосе. Промежуточный отжиг в известном способе обеспечивал выдержку при температуре примерно 1740 F (950оС) в течение периода времени 25-30 сек. Промежуточный отжиг согласно настоящему изобретению обеспечивает время выдержки от примерно 1 до 30 сек, и предпочтительно от примерно 3 до 8 сек. Было определено, что температура выдержки не является критической. Выдержку можно проводить при температуре примерно 1650 F (900оС) 2100 F (1150оС). Предпочтительно выдержку проводят при температуре примерно 1650 F (900оС) 1700 F (930оС) и более предпочтительно при температуре примерно 1680 F (915оС). Предпочтительны более непродолжительное время выдержки и более низкая температура выдержки. Аустенит, присутствующий в форме рассеянных островков на границах зерен феррита, является мелкозернистым. Таким образом, аустенит легко разлагается на феррит с углеродом в твердом растворе для последующего выведения мелкодисперсного карбида железа. Увеличение температуры или времени выдержки вызывает увеличение островков аустенита, которые быстро становятся обогащенными углеродом в сравнении с известной ферритовой матрицей. Рост и обогащение аустенита углеродом препятствует его разложению во время охлаждения. Требуемая структура стали, выходящей из печи, состоит из рекристаллизационной матрицы, из феррита, имеющей меньше, чем примерно 5% аустенита, равномерно распределенного по всему материалу в виде мелких островков. В конце отжига углерод будет находиться в твердом растворе и будет готов для повторного переосаждения при охлаждении. Основной причиной для изменения времени и температуры промежуточного отжига при выдержке является регулирование роста островков аустенита. Более низкая температура уменьшает объемную долю равновесия аустенита, который образуется. Более короткое время уменьшает диффузию углерода, тем самым, препятствуя росту и чрезмерному обогащению аустенита углеродом. Пониженная температура полосы, уменьшенная объемная доля и более тонкая морфология аустенита все это позволяет ему легко разлагаться во время цикла охлаждения.During the heating portion of the intermediate annealing, recrystallization occurs at about 1250 F (675 C) for approximately 20 seconds. after entering the oven and then normal grain growth begins. The beginning of recrystallization is shown at position “0” in the figure. At temperatures above about 1280 F (690 C) carbides will begin dissolving, as indicated at "A" in FIG. This action continues and accelerates when the temperature rises. Temperatures above about 1650 F (900 ° C) a small amount of ferrite transforms to austenite. Austenite provides faster dissolution of carbon and limits the normal growth of grains, as a result, the grain size is established in the intermediate annealed strip. Intermediate annealing in the known method provided exposure at a temperature of about 1740 F (950 about C) for a period of time of 25-30 seconds. Intermediate annealing according to the present invention provides a holding time of from about 1 to 30 seconds, and preferably from about 3 to 8 seconds. It was determined that the holding temperature is not critical. Exposure can be carried out at a temperature of about 1650 F (900 about C) 2100 F (1150 about C). Preferably, the exposure is carried out at a temperature of about 1650 F (900 about C) 1700 F (930 about C) and more preferably at a temperature of about 1680 F (915 about C). Shorter holding times and lower holding temperatures are preferred. Austenite, present in the form of scattered islands at the grain boundaries of ferrite, is fine-grained. Thus, austenite easily decomposes into ferrite with carbon in solid solution for the subsequent removal of finely divided iron carbide. An increase in temperature or holding time causes an increase in austenite islands, which quickly become carbon-rich compared to the known ferrite matrix. The growth and enrichment of austenite with carbon prevents its decomposition during cooling. The desired structure of the steel leaving the furnace consists of a recrystallization matrix of ferrite having less than about 5% austenite uniformly distributed throughout the material in the form of small islands. At the end of annealing, the carbon will be in solid solution and will be ready for re-precipitation upon cooling. The main reason for changing the time and temperature of the intermediate annealing during aging is the regulation of the growth of austenite islands. Lower temperature reduces the volume fraction of the equilibrium of austenite that forms. A shorter time reduces the diffusion of carbon, thereby inhibiting the growth and excessive enrichment of austenite with carbon. The lowered strip temperature, reduced volume fraction, and finer morphology of austenite all allow it to decompose easily during the cooling cycle.
Сразу после выдержки начинается цикл охлаждения. Цикл охлаждения согласно настоящему изобретению состоит из двух стадий. Первая стадия, простирающаяся от выдержки до точки "Е" на фигуре представляет собой медленное охлаждение от температуры выдержки до температуры от примерно 1000 F (540оС) до примерно 1100 F ±50 F (595оС ±30оС). Эта первая стадия медленного охлаждения обеспечивает разложение аустенита на феррит, насыщенный углеродом. В условиях равновесия аустенит разлагается на феррит, насыщенный углеродом, при температуре между примерно 1650 F (900оС) и 1420 F (770оС). Однако, кинетика процесса охлаждения такова, что разложение аустенита не начинается всерьез до середины интервала температур 1500 F (815оС) и продолжается при температуре несколько ниже 1100 F (595оС).Immediately after exposure, the cooling cycle begins. The cooling cycle according to the present invention consists of two stages. The first stage extending from exposure to the point "E" on the Figure is a slow cool from soak temperature to a temperature of about 1000 F (540 C) to about 1100 F ± 50 F (595 ° C ± 30 ° C). This first stage of slow cooling provides the decomposition of austenite into carbon-saturated ferrite. In conditions of equilibrium austenite decomposes into ferrite, saturated with carbon at a temperature between about 1650 F (900 C) and 1420 F (770 C). However, the kinetics of the cooling process is such that the decomposition of austenite does not begin seriously until the middle of the temperature range 1500 F (815 о С) and continues at a temperature slightly below 1100 F (595 о С).
Невозможность разложения аустенита на первой стадии охлаждения приведет к образованию мартенсита и/или перлита. Мартенсит, если он присутствует, будет вызывать увеличение размера вторичных зерен и ухудшение качества ориентации /100/ [001] Его присутствие вредно влияет на накопление энергии на второй стадии холодной прокатки и в результате конечный продукт кремнистой стали получает более плохие и изменчивые магнитные свойства. Наконец, мартенсит ухудшает механические свойства, особенно характеристики холодной прокатки. Более полезным является перлит, но он все же связывает углерод в нежелательной форме. The inability to decompose austenite in the first cooling stage will lead to the formation of martensite and / or perlite. Martensite, if present, will cause an increase in the size of secondary grains and a deterioration in orientation quality / 100 / [001] Its presence adversely affects the energy storage in the second stage of cold rolling and, as a result, the final silicon steel product gets poorer and more variable magnetic properties. Finally, martensite degrades mechanical properties, especially cold rolling characteristics. Perlite is more useful, but it still binds carbon in an undesirable form.
Как было указано, разложение аустенита начинается приблизительно в точке "С", показанной на фигуре и оно продолжается примерно до точки "Е". В точке "Д" из ненасыщенного углеродом феррита начинает выделяться мелкозернистый карбид железа. В условиях равновесия карбиды начинают выделяться из насыщенного углеродом феррита при температуре ниже 1280oF (690оС). Однако, истинный процесс требует некоторого недоохлаждения для начала выделения, которое начинается всерьез при температуре примерно 1200oF (650оС). Следует отметить, что разложение аустенита на феррит, обогащенный содержанием углерода и выделение карбида из феррита перекрываются до некоторой степени. Карбид присутствует в двух формах. Он присутствует в виде межзеренной пленки и в виде мелкозернистого межкристаллитного осадка. Первый выделяется при температуре выше, чем примерно 1060oF (570оС). Последний выделяется ниже температуры примерно 1060оF (570оС). Первая стадия медленного охлаждения, простирающаяся от точки "С" до точки "Е", как показано на фигуре, имеет скорость охлаждения меньше, чем примерно 1500oF (835оС) в минуту и предпочтительно примерно 500oF 1050oF (280оС 585оС) в минуту.As indicated, the decomposition of austenite begins approximately at point "C" shown in the figure and it continues approximately to point "E". At point “D”, fine-grained iron carbide begins to precipitate from carbon-unsaturated ferrite. Under equilibrium, carbides begin to precipitate from carbon-rich ferrite at temperatures below 1280 o F (690 o C). However, the true process requires some undercooling to begin the selection, which begins in earnest at a temperature of about 1200 o F (650 o C). It should be noted that the decomposition of austenite into ferrite enriched in carbon and the precipitation of carbide from ferrite overlap to some extent. Carbide is present in two forms. It is present in the form of an intergranular film and in the form of a fine-grained intergranular precipitate. The first is released at temperatures higher than about 1060 o F (570 o C). Last released below the temperature of approximately 1060 F (570 C). The first stage of slow cooling, extending from point "C" to point "E" as shown in the figure, a cooling rate of less than about 1500 o F (835 C) per minute and preferably about 500 o F 1050 o F (280 о С 585 о С) per minute.
Вторая стадия цикла охлаждения, более быстрая стадия охлаждения, начинается в точке "Е" на фигуре и проходит до точки "С" между температурами 600oF и 1000oF (315оС и 540оС), в которой полосу можно закаливать водой для завершения быстрой стадии охлаждения. Температура полосы после закалки водой равна 150оF (65оС) или меньше, которая показана на фигуре, как комнатная температура (75оС или 25оС). Во время второй стадии охлаждения скорость охлаждения составляет предпочтительно от примерно 2500оF до 3500oF (1390оС 1945оС) в минуту, а более конкретно свыше 3000оF/мин (1665оС) в минуту. Это обеспечивает выделение мелкозернистого карбида железа.The second stage cooling cycle, a fast cooling stage, begins at point "E" on the Figure and extends to point "C" between 600 o F temperatures, and 1000 o F (315 o C and 540 o C) in which the strip can be tempered water to complete a quick cooling step. Strip temperature after water quenching is 150 F (65 C) or less, which is shown in the Figure as room temperature (75 ° C or 25 ° C). During the second cooling stage, the cooling rate is preferably from about 2500 F to about 3500 o F (about 1390 C 1945 C) per minute, and more specifically about 3000 F / min (1665 ° C) per minute. This ensures the release of fine-grained iron carbide.
Из описанного видно, что весь цикл промежуточного отжига и охлаждения согласно изобретению требуется в способе для получения желательной микроструктуры, поэтому точный контроль является критическим. Время для известного цикла, показанное на фигуре, составляло, по крайней мере, 3 мин, после чего следовала закалка водой в ванне (не показано) при скорости полосы примерно 220 футов/мин. (57 м/мин). Цикл промежуточного отжига согласно настоящему изобретению требует примерно 2 мин, 10 сек, что позволяет применять скорость перемещения полосы примерно 260 фут/мин. (80 м/мин). Таким образом, следует отметить, что цикл отжига согласно настоящему изобретению, позволяет увеличить производительность линии. После отжига операция старения не требуется, поскольку было обнаружено, что оно вызывает образование вторичных зерен увеличенного размера, которые ухудшают магнитные свойства конечного продукта кремнистой стали. From the described it can be seen that the entire cycle of intermediate annealing and cooling according to the invention is required in the method to obtain the desired microstructure, therefore, precise control is critical. The time for the known cycle shown in the figure was at least 3 minutes, followed by water quenching in a bath (not shown) at a strip speed of about 220 ft / min. (57 m / min). The intermediate annealing cycle of the present invention requires about 2 minutes, 10 seconds, which allows a strip speed of about 260 ft / min to be applied. (80 m / min). Thus, it should be noted that the annealing cycle according to the present invention, allows to increase the productivity of the line. After annealing, the aging operation is not required, since it was found that it causes the formation of secondary grains of increased size, which impair the magnetic properties of the final silicon steel product.
За промежуточным отжигом следует вторая стадия холодной прокатки, на которой полосу кремнистой стали прокатывают до требуемой конечной толщины. После этого кремнистую сталь обезуглероживают, покрывают разделителем для отжига и подвергают окончательному отжигу для вторичной рекристаллизации. Intermediate annealing is followed by a second cold rolling step, in which a strip of silicon steel is rolled to the desired final thickness. After that, silicon steel is decarburized, coated with an annealing separator, and subjected to final annealing for secondary recrystallization.
В установке обрабатывали две плавки кремнистой стали с правильно ориентированной структурой, имеющей содержание кремния 3,15% Химический состав для этих двух плавок указан в весовых в табл. 1. In the installation, two melts of silicon steel with a correctly oriented structure were processed, having a silicon content of 3.15%. The chemical composition for these two melts is indicated in the weight in table. 1.
Обработку проводили без отжига горячей полосы, и каждую из двух плавок отделили и обрабатывали до конечной толщины 11 миль (0,28 мм), 9 миль (0,23 мм) и 7 миль (0,18 мм), причем, каждая имела три различные промежуточные толщины. Три значения промежуточной толщины для каждого материала толщиной 7,9 и 11 миль (0,18 мм, 0,23 мм и 0,28 мм) указаны в табл. 2. The treatment was carried out without annealing the hot strip, and each of the two heats was separated and processed to a final thickness of 11 miles (0.28 mm), 9 miles (0.23 mm) and 7 miles (0.18 mm), each various intermediate thicknesses. Three values of the intermediate thickness for each material with a thickness of 7.9 and 11 miles (0.18 mm, 0.23 mm and 0.28 mm) are given in table. 2.
Стандартная требуемая толщина согласно известному техническому решению для материалов толщиной 7 миль (0,18 мм), 9 миль (0,23 мм) и 11 миль (0,28 мм) была соответственно 0,021 дюйма (0,53 мм) и 0,023 дюйма (0,58 мм) и 0,024 дюйма (0,61 мм). Кремнистые стали подвергали циклу промежуточного отжига и охлаждению согласно настоящему изобретению. Для этой цели их выдерживали в течение примерно 8 сек. при температуре примерно 1680оF (915оС). После этого их охлаждали до примерно 1060оF (570оС) со скоростью 850oF 1200oF (470оС 670оС) в минуту. Затем их охлаждали до температуры примерно 600oF (350оС) со скоростью примерно 1500oF 2000oF (830оС-1100оС) в минуту с последующей закалкой водой до температуры меньше, чем 150оF (65оС). Кремнистые стали прокатывали в холодном состоянии до конечной толщины, обезуглероживали при температуре 1525oF (830оС) во влажной водородной атмосфере, покрывали окисью магния и окончательно отжигали в контейнере при температуре 2200oF (1200оС) в течение 24 часов в атмосфере влажного водорода.The standard required thickness according to the known technical solution for materials with a thickness of 7 miles (0.18 mm), 9 miles (0.23 mm) and 11 miles (0.28 mm) was respectively 0.021 inches (0.53 mm) and 0.023 inches ( 0.58 mm) and 0.024 inches (0.61 mm). Silicon steels were subjected to an intermediate annealing cycle and cooling according to the present invention. For this purpose, they were held for about 8 seconds. at a temperature of about 1680 F (915 C). Thereafter, they were cooled to about about 1060 F (570 C) at 850 o F 1200 o F (470 o C 670 o C) per minute. Then they were cooled to a temperature of about 600 o F (350 o C) at a speed of about 1500 o F 2000 o F (830 o C-1100 o C) per minute followed by water quenching to a temperature less than 150 ° F (65 ° C ) Silicon steels rolled in the cold state to a final thickness, decarburization at a temperature of 1525 o F (830 o C) in a wet hydrogen atmosphere, coated with magnesium oxide, and finally calcined in a container at a temperature of 2200 o F (1200 ° C) for 24 hours in an atmosphere wet hydrogen.
В табл. 3 представлены средние значения для передней и задней сторон рулона полосы из плавок А и В. In the table. Figure 3 shows the average values for the front and back sides of the strip strip of swimming trunks A and B.
На основании результатов известного технического решения целевые значения потерь в сердечнике 15 кСа для материала толщиной 7 миль (0,18 мм), 9 миль (0,23 мм), и 11 миль (0,28 мм) соответственно были 0,390W/фунт (0,867W/кг), 0,420W/фунт (0,933W/кг) и 480W/фунт (1,067W/кг). Как можно увидеть, для каждого материала толщиной 7,9 и 11 миль (0,18 мм и 0,23 мм и 0,28 мм было достигнуто незначительное улучшение потерь в сердечнике при промежуточной толщине согласно известному способу. Достигалось даже более значительное улучшение при большой промежуточной толщине. Это ясно показывает, что оптимальная промежуточная толщина сместилась вверх при применении цикла промежуточного отжига согласно настоящему изобретению. Можно увидеть, что при большой промежуточной толщине также улучшается проницаемость Н-10. Based on the results of the known technical solution, the target core loss values of 15 kCa for a material with a thickness of 7 miles (0.18 mm), 9 miles (0.23 mm), and 11 miles (0.28 mm) were respectively 0.390W / lb ( 0.867W / kg), 0.420W / lb (0.933W / kg) and 480W / lb (1.067W / kg). As you can see, for each material with a thickness of 7.9 and 11 miles (0.18 mm and 0.23 mm and 0.28 mm, a slight improvement was achieved in core losses at an intermediate thickness according to the known method. An even greater improvement was achieved with a large intermediate thickness This clearly shows that the optimal intermediate thickness has shifted upward when applying the intermediate annealing cycle according to the present invention. It can be seen that with a large intermediate thickness, the permeability of H-10 is also improved.
Настоящее изобретение было описано на примере его применения для частично аустенитных марок кремнистой стали с правильно ориентированной структуры. Полностью ферритовые стали не претерпевают превращения кристаллической стpуктуры от объемно-центрированной кубической структуры в гранецентрованную кубическую структуру. Это можно определить по показателю стабильности феррита, вычисленному, как:
F91 2,54 + 40,53*/C + N/ + 0,43*/Mn +
+ Ni/ + 0,22* Cu 2,65* Al 3,95* P
1,26*/Cr + Mo/ Si
Материалы, имеющие значение, равное или меньше 0,0, являются полностью ферритовыми. Будут увеличиваться значения положительного коэффициента стабильности феррита, представляющие увеличение объемных долей аустенита. Для полностью ферритовых материалов быстрое охлаждение может начинаться прямо в конце выдержки, поскольку аустенит не присутствует и следовательно, стадия медленного охлаждения не требуется.The present invention has been described by the example of its application for partially austenitic grades of silicon steel with a properly oriented structure. Fully ferritic steels do not undergo crystal structure transformation from a body-centered cubic structure to a face-centered cubic structure. This can be determined by the ferrite stability index, calculated as:
F91 2.54 + 40.53 * / C + N / + 0.43 * / Mn +
+ Ni / + 0.22 * Cu 2.65 * Al 3.95 * P
1.26 * / Cr + Mo / Si
Materials having a value equal to or less than 0.0 are completely ferrite. The positive coefficient of stability of ferrite will increase, representing an increase in volume fractions of austenite. For fully ferrite materials, rapid cooling can begin right at the end of the exposure, since austenite is not present and therefore, a slow cooling step is not required.
В объеме изобретения возможны модификации. Modifications are possible within the scope of the invention.
Claims (10)
Марганец 0,025 0,25
Сера и/или селен 0,01 0,035
Кремний 2,5 4,0
Алюминий Менее 0,01
Азот Менее 0,005
Железо Остальное
промежуточный отжиг проводят при 900 1150oС в течение 1 30 с с последующим медленным охлаждением от температуры выдержки до 650 540oС при скорости охлаждения меньше 835oС/мин, а затем быстрое охлаждение до 540 315oС со скоростью свыше 835oС/мин с последующим охлаждением в воде.Carbon Less than 0.10
Manganese 0.025 0.25
Sulfur and / or selenium 0.01 0.035
Silicon 2.5 4.0
Aluminum Less than 0.01
Nitrogen Less than 0.005
Iron Else
intermediate annealing is carried out at 900 1150 o C for 1 30 s followed by slow cooling from the holding temperature to 650 540 o C at a cooling rate of less than 835 o C / min, and then rapid cooling to 540 315 o C at a speed of over 835 o C / min followed by cooling in water.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5010077 RU2038389C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method for producing silicon textured steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5010077 RU2038389C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method for producing silicon textured steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2038389C1 true RU2038389C1 (en) | 1995-06-27 |
Family
ID=21589211
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU5010077 RU2038389C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method for producing silicon textured steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2038389C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2569273C1 (en) * | 2011-10-20 | 2015-11-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Texture electric steel sheet and method of its production |
| RU2682357C1 (en) * | 2015-07-08 | 2019-03-19 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Textured electrotechnical sheet steel and its production method |
| RU2716053C1 (en) * | 2016-11-01 | 2020-03-05 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method for production of textured electrical steel plate |
-
1991
- 1991-10-25 RU SU5010077 patent/RU2038389C1/en active
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Патент США N 4478653, кл. H 01F 1/04, 1984. * |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2569273C1 (en) * | 2011-10-20 | 2015-11-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Texture electric steel sheet and method of its production |
| RU2682357C1 (en) * | 2015-07-08 | 2019-03-19 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Textured electrotechnical sheet steel and its production method |
| RU2716053C1 (en) * | 2016-11-01 | 2020-03-05 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method for production of textured electrical steel plate |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100566597B1 (en) | Method for producing a magnetic grain oriented steel sheet with low level loss by magnetic reversal and high polarisation | |
| JPH06322443A (en) | Production of grain-oriented magentic steel sheet reduced in iron loss | |
| JP3481491B2 (en) | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties | |
| KR930001330B1 (en) | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density | |
| CZ288875B6 (en) | Process for producing a grain-orientated electrical steel sheet | |
| CN113825847B (en) | Method for producing oriented electrical steel sheet | |
| US5702539A (en) | Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel | |
| JPH05125446A (en) | Manufacture of grain-oriented silicon steel sheet having high magnetic flux density | |
| US7887645B1 (en) | High permeability grain oriented electrical steel | |
| EP0538519B1 (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| JP2653969B2 (en) | Method for producing grain-oriented silicon steel using single-stage cold reduction | |
| JP2002060842A (en) | Method for producing grain oriented silicon steel sheet having high magnetic flux density | |
| US5061326A (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| JPH07122096B2 (en) | Manufacturing method of unidirectional electrical steel sheet with excellent magnetic and film properties | |
| RU2038389C1 (en) | Method for producing silicon textured steel | |
| JPS5843444B2 (en) | Manufacturing method of electromagnetic silicon steel | |
| US5078808A (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| RU2041268C1 (en) | Method of producing high-silicon electric steel | |
| KR0169318B1 (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| JP2653948B2 (en) | Preparation of Standard Grain Oriented Silicon Steel without Hot Strip Annealing | |
| US20230212720A1 (en) | Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium | |
| JP2693327B2 (en) | Method for producing standard high silicon low carbon grain oriented silicon steel | |
| KR950014313B1 (en) | Method of producing grain-oriented silicon steel with small boron addition | |
| KR0169992B1 (en) | Method of making high silicon low carbon regular grain oriented silicon | |
| CA2054395C (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel |