SK1899A3 - Process for producing a grain-orientated electrical steel sheet - Google Patents

Process for producing a grain-orientated electrical steel sheet Download PDF

Info

Publication number
SK1899A3
SK1899A3 SK18-99A SK1899A SK1899A3 SK 1899 A3 SK1899 A3 SK 1899A3 SK 1899 A SK1899 A SK 1899A SK 1899 A3 SK1899 A3 SK 1899A3
Authority
SK
Slovakia
Prior art keywords
temperature
annealing
cold
strip
content
Prior art date
Application number
SK18-99A
Other languages
English (en)
Other versions
SK283881B6 (sk
Inventor
Manfred Espenhahn
Andreas Bottcher
Klaus Gunther
Original Assignee
Thyssen 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 Thyssen Stahl Ag filed Critical Thyssen Stahl Ag
Publication of SK1899A3 publication Critical patent/SK1899A3/sk
Publication of SK283881B6 publication Critical patent/SK283881B6/sk

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
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Preparation Of Compounds By Using Micro-Organisms (AREA)
  • Breeding Of Plants And Reproduction By Means Of Culturing (AREA)
  • Peptides Or Proteins (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Formation And Processing Of Food Products (AREA)

Description

Spôsob výroby magnetických oceľových plátov s orientovaným zrnením
Oblasť techniky
Tento vynález sa týka spôsobu výroby magnetických oceľových plátov s orientovaným zrnením, kde tenký oceľový plát tvorí (hmotnostné %) viac ako 0,005 až 0,10 % C, 2,5 až 4,5 % Siz 0,03 až 0,15 % Mn, viac ako 0,01 až 0,05 % S, 0,01 až 0,035 % Al, 0,0045 až 0,012 % N, 0,02 až 0,3 % Cu, zvyšok je Fe, vrátane nevyhnuteľných znečistení, ktorý je zahrievaný pri teplote nižšej ako je teplota rozpustnosti sírnikov mangánu, pri akejkoľvek hodnote pod 1320° C ale nad teplotou rozpustnosti pre sírniky medi; následne valcované za tepla do konečnej hrúbky teplého plátu v rozsahu 1,5 a 7,0 mm, pri počiatočnej teplote najmenej 960 °C a konečnej teplote v rozsahu 880 až 1 000 °C. Teplý plát je následne anelovaný v priebehu 100 až 600 s pri teplote v rozsahu 880 až 1 150 °C a okamžite v nadbytku ochladený pri rýchlosti chladenia 15K/s a valcovaný za studená v jednom alebo viacerých krokoch na výslednú hrúbku studeného pruhu. Následne sa studený pruh podrobí rekryštalizačnej anelácii vo vlhkej atmosfére s obsahom vodíka a dusíka, pri súčasnom odstránení uhlíka, a po aplikácii separačného činidla so základným obsahom MgO na obe strany je anelovaný pri vysokej teplote a po aplikácii izolačnej vrstvy sa podrobí výslednej anelácii.
Doterajší stav techniky
Takýto proces bol popísaný v DE 43 11 151 Cl. Zníženie teploty predhriatia plátu pod teplotu rozpustnosti MnS, na akúkoľvek teplotu pod 1 320 °C, je možné pri použití sírnika meďnatého ako významného inhibítora tvorby zŕn. Jeho teplota rozpustnosti je taká nízka, že dokonca predhriatie pri tejto zníženej teplote a následné valcovanie za tepla v spojitosti s ochladením za tepla valcovaného pruhu je možná dostatočná tvorba tejto inhibičnej fázy. Z dôvodu ovela vyššej teploty rozpustnosti MnS, tento nemá úlohu inhibítora, a A1N - ktorého vlastnosti rozpustnosti a odstránenia sú medzi sírnikom Mn a sírnikom Cu - sa pri inhibícii zúčastňuje len nevýznamné.
Cielom zníženia teploty pred valcovaním za tepla je vyhnúť sa tekutým zvyškom v plátoch, čím sa zníži opotrebovanie výrobného zariadenia a zvýši sa výťažok produkcie.
EP-B-0219 611 popisuje spôsob ktorý umožňuje tiež výhodným spôsobom zníženie predhrievacej teploty plátu. Používajú sa tu (Al, Si) N-častice ako inhibítory rastu zrna cestou nitrácie pruhu, ktorý bol valcovaný za studená na výslednú hrúbku a dekarbonizovaný. Je popísaný spôsob nitrácie, kde anelačná atmosféra pri hrubozrnej anelácii je zvolená tak, že samotná má nitračnú schopnosť, alebo sa použijú iné nitračné aditíva pre anelačné rozdelenie, alebo kombinácia oboch spôsobov.
EP-B-0 321 695 popisuje podobný spôsob. Ako inhibítory rastu zŕn sa použijú výhradne (Al, Si) N-častice. Uvedené sú ďalšie podrobnosti týkajúce sa chemického zloženia a ďalšia možnosť nitrácie v spojení s dekarbonizáciou. Uvádza sa, že teplota predhriatia plátu by mala byť výhodne udržiavaná pod 1 200 °C.
EP-B-0 339 474 tiež popisuje podrobne spôsob, kde nitrácia sa uskutočňuje formou kontinuálnej anelácie pri teplote v rozsahu 500 až 900 °C v prítomnosti primeraného množstva NH3 v anelačnom plyne. Ďalej je uvedený podrobný popis, ako anelačná nitrácia môže priamo nasledovať po anelačnej dekarbonizácii. Cielom tohoto patentu je tiež tvorba (Al, Si) Nčastíc ako účinných inhibítorov rastu zŕn. Zdôrazňuje sa najmä, že pre takúto nitráciu je potrebných najmenej 100 ppm, výhodne viac ako 180 ppm dusíka. Teplota predhriateho plátu by mala byť pod 1200 °C.
EP-B-0 390 140 predovšetkým zdôrazňuje zvláštny význam velkosti distribúcie zŕn v dekarbonizovaných chladných pásoch a uvádza rôzne metódy pre ich stanovenie. Konštatuje sa, že v každom prípade je teplota predhriatia plátu nižšia ako 1 280 °C. Avšak vždy existuje odporúčanie predhriať plát na teplotu nižšiu ako 1 200 °C; všetky príklady spôsobu uvádzajú ako teplotu predhriatia 1 150 °C.
Pre porovnanie, spôsob popísaný v DE 43 11 151 C1 má významnú výhodu v tom, že teplota predhriatia nemusí byť tak nízka, ako je vyššie uvedených 1 150 až 1 200 ’C. Pri často používaných kombinovaných valcovacích postupoch v moderných valcovniach sú často nastavené teploty predhriatia plátov medzi 1 250 a 1 300 °C, nakoľko tento teplotný rozsah je priaznivý z energetických nárokov a technológie valcovania za tepla. Okrem toho použitie sírnika meďnatého ako inhibítora má rozhodujúcu výhodu v tom, že nie je potrebné kontrolovať nitráciu dodatočnou technológiou, ale môže priamo pôsobiť ako inhibítor rastu zŕn už pri zahájení výroby. Týmto spôsobom je ďalšie spracovanie teplého pruhu do konečného výrobku významne zjednodušené.
Pruh valcovaný za tepla sa podrobí anelácii aby sa odstránili častice sírniku meďnatého, ktoré tvoria inhibičnú fázu. Potom nasleduje valcovanie za studená na hrúbku výsledného pruhu. Inou možnosťou je, že za tepla valcovaný pruh môže byť najprv vystavený valcovaniu za studená pred anelačným odstránením inhibítora, po ktorom nasleduje posledné valcovanie za studená na hrúbku výsledného pruhu. Tento pruh je nakoniec vystavený kontinuálnej anelačnej dekarbonizácii vo vlhkej anelačnej atmosfére s obsahom vodíka a dusíka. Na začiatku tohoto anelačného spracovania, je rekryštalizovaná mikroštruktúra a pruh je dekarbonizovaný. Potom sa nanesie na povrch dekarbonizovaného chladného pruhu nelepiaca vrstva s obsahom MgO, a pruh je zvinutý do kotúčov.
Takto vyrobené dekarbonizované kotúče studených pruhov sú potom vystavené anelácii pri vysokej teplote v peci na zahájenie tvorby Goss štruktúry druhou rekryštalizáciou. Zvyčajne sú kotúče pomaly zahrievané pri teplote zahrievania približne 10 až 30 K/h v anelačnej atmosfére s obsahom vodíka a dusíka. Pri teplote pruhu približne 400 °C, rýchlo stúpa rosný bod anelačného plynu, nakoľko v tomto stave sa uvoľňuje kryštalická voda z nelepivej vrstvy ktorá bola nanesená (a ktorá obsahuje hlavne MgO). Druhá rekryštalizácia sa uskutočňuje pri teplote približne 950 až 1 020 °C. Kým sa dokončí vytvorenie Goss štruktúry kontinuálne sa zvyšuje teplota najmenej na 1 150 °C, výhodne najmenej na 1 180 °C, a táto teplota sa udržuje najmenej 2 až 20 h. Je to potrebné nato, aby sa pruhy očistili od častíc inhibítora, ktoré už nie sú viac potrebné, nakoľko by zostali v materiáli a spomalili by odmagnetizovanie výsledného výrobku. S cieľom zabezpečenia optimálneho očistenia po dokončení druhej rekryštalizácie, zvyčajne od počiatku udržiavacej fázy, sa výrazne zvýši obsah vodíka v anelačnej atmosfére, napríklad na 100 %.
Počas fázy zahrievania hrubozrnej anelácie sa všeobecne používa zmes vodíka a dusíka ako anelačný plyn, kde zmes obsahuje 75 % vodíka a 25 % dusíka. Pri tomto zložení plynu sa dosiahne určité zvýšenie obsahu dusíka v pruhu, nakoľko stechiometrické zloženie NH3 obsahuje dostatočný počet molekúl, ktoré sú potrebné pre nitráciu. Týmto spôsobom ďalej narastá inhibícia, založená na A1N.
Podstata vynálezu
V spôsobe uvedenom v DE 43 11 151 Cl, inhibícia nie je založená na A1N časticiach, ale na sírniku meďnatom. Keď sa použije tento spôsob hrubozrnej anelácie, príležitostne sa počas tvorby štruktúry pri vysokotepelnej anelácii môžu vyskytnúť disperzie (druhá rekryštalizácia). Tieto disperzie majú priamy, neželateľný účinok na magnetické hodnoty. Takže cielom predkladaného vynálezu je významne znížiť tieto disperzie počas hrubozrnej anelácie a tak stabilizovať pokračovanie druhej rekryštalizácie, čím sa magnetické hodnoty dostanú na velmi dobrú úroveň.
Na dosiahnutie tohoto cieľa, všeobecný postup podľa tohoto vynálezu predstavuje pre studený pruh - pre vysokotepelnú aneláciu - zahriatie v atmosfére s obsahom menej ako 25 objemových % H2, zvyšok tvorí dusík a/alebo ušľachtilý plyn ako argón, až do dosiahnutia udržiavacej teploty. Po dosiahnutí udržiavacej teploty je možné obsah H2 postupne zvyšovať až do 100 %.
Príklady uskutočnenia vynálezu
Aby bolo možné vyhodnotiť a porovnať zlepšenie druhej rekryštalizácie, viaceré identicky dekarbonizované vzorky studených pruhov boli vystavené laboratórnemu spracovaniu napodobňujúcom výrobné podmienky vysokotepelnej anelácie v peci. Akonáhle sa dosiahli vopred stanovené teploty pri zahrievaní, boli odobraté jednotlivé vzorky. V tejto fáze hrubozrnej anelácie boli zo vzoriek odobraté materiály a tieto boli zmrazené. Ako tepelný interval bol zvolený rozsah medzi 900 a 1 045 °C, nakoľko druhá rekryštalizácia sa uskutočňuje v tomto rozsahu. Vo všetkých vzorkách bola stanovená sila magnetického poľa a obr. 1 graficky zaznamenáva túto hodnotu v závislosti od teploty vzorky. Sila magnetického poľa je nepriamo úmerná priemernej veľkosti zrna mikroštruktúry. Podobne je možné spoznať začiatok druhej rekryštalizácie ako náhly pokles hodnoty sily magnetického poľa pri určitej teplote vzorky. Tento náhly pokles označujúci začiatok druhej rekryštalizácie možno vidieť na obr. 1. Tento typ skúšky sa nazýva „rekryštalizačná skúška (M. Hastenrath a spol., Anales de Fisika B, zv. 86 (1990), str. 229-231). Vo vzorkách pre rekryštalizačnú skúšku bol súčasne stanovený obsah dusíka a síry. Toto sledovanie ukázalo, že dekarbonizovaný studený pruh vyrobený podlá DE 43 11 151, má tiež vysoký obsah dusíka, keď je tepelne spracovaný bežným hrubozrným anelačným spôsobom pri obsahu 75 % vodíka a 25 % dusíka vo fáze zahrievania. Súčasne však v procese hrubozrnej anelácie významne klesá obsah síry. Znamená to však oslabenie inhibície v dôsledku účinku sírnikov medi. Toto odsírenie sa uskutočňuje nehomogénnym spôsobom, čo vysvetľuje rozptyl magnetických hodnôt, ktoré boli pozorované. Pri hrubozrnej anelácii podlá tohoto vynálezu, obsah vodíka počas zahrievania je obmedzený maximálne na 25 objemových %, potom dochádza len k velmi redukovanému odsíreniu. Obsah síry je pochopiteľne znížený len počas zvýšených teplôt, keď už je ukončená druhá rekryštalizácia. Táto skutočnosť je znázornená nižšie uvedenými niekoľkými príkladmi.
Použitie nízkeho obsahu vodíka počas zahrievacej fázy však tiež významne zvyšuje oxidačný potenciál anelačnej atmosféry, čo v jednotlivých prípadoch môže mať neželateľný účinok na následnú tvorbu izolačnej fosfátovej vrstvy a jej priľnutie. Avšak tento problém je vnímaný len na začiatku zahrievacej fázy, keď rosný bod anelačného plynu sa zvýši ako výsledok uvoľnenia vodných pár z nepriľnavej vrstvy. Ale pri takýchto nízkych teplotách nie je ešte zrejmá zmena fázy inhibítora ako výsledok odsírenia; toto nastane len pri zvýšených teplotách. Aby sa vyhlo akémukoľvek neželateľnému vplyvu na povrchové vlastnosti, malo by byť zmenené zloženie plynu počas zahrievacej fázy. Je preto výhodné zahájiť hrubozrnú aneláciu v anelačnej atmosfére s vysokým obsahom vodíka, a pri týchto podmienkach zahrievať na teplotu 450 až 750 °C. Potom by sa mala zmeniť zahrievacia atmosféra, mal by sa nastaviť nízky obsah vodíka, napríklad 5 až 10 objemových % a zahrievanie by malo pokračovať do udržiavacej fázy. Od začiatku udržiavacej fázy sa potom obsah vodíka zvýši na 100 % bežným spôsobom.
Príklady ukazujú účinok takéhoto postupu podlá vynálezu. Teplé pruhy z jednotlivých tavieb mali chemické zloženie uvedené v tabuľke 1, boli vystavené ďalšiemu spracovaniu dekarbonizáciou studeného pruhu podľa postupu opísaného v DE 43 11 151 C1. Tento dekarbonizovaný studený pruh bol rozdelený a počas výrobných skúšok bol vystavený trom rôznym spôsobom hrubozrnej anelácie.
„Porovnávacia vzorka; Prvá vzorka, označená ako „referenčná vzorka, bola pripravená podľa predchádzajúceho, už existujúceho spôsobu v atmosfére 75 objemových % H2 + 25 objemových % N2 počas zahrievacej fázy. Zahrievanie sa uskutočnilo cirkulujúcou teplotou pri rýchlosti 15 K/h až k udržiavacej teplote 1 200 °C; táto teplota bola udržiavaná 20 h, a potom bolo následne zahájené pomalé ochladzovanie. Od zahájenia udržiavacej fázy bola zmenená atmosféra na 100 % H2.
„Nová vzorka: Druhý spôsob hrubozrnej anelácie, označený ako „nový, predstavuje spôsob podľa predkladaného vynálezu a na rozdiel od „porovnávacej zahrňuje atmosféru 10 objemových % H2 + 90 objemových % N2 počas zahrievacej fázy.
„Inertná vzorka: Tretí spôsob hrubozrnej anelácie, označený ako „inertný predstavuje tiež spôsob podľa predkladaného vynálezu, avšak na rozdiel od „novej namiesto N2, bol počas zahrievacej fázy použitý inertný plyn argón.
Takto boli dosiahnuté magnetické vlastnosti uvedené v tabuľke 2. Tieto hodnoty sú znázornené graficky na obrázkoch 2a a 2b. Pri porovnaní s „porovnávacou vzorkou hrubozrnej anelácie (už existujúci spôsob), „nové a „inertné vzorky hrubozrnej anelácie podľa tohoto vynálezu vykazujú významne homogénnejšie magnetické hodnoty v zmysle polarizácie, čo poukazuje na stabilizačný účinok. Naviac, tieto hod8 noty sú veľmi vysoké. Porovnanie týchto dvoch vzoriek podľa predkladaného vynálezu, „nová a „inertná ukazuje, že dusík je najvhodnejším ako hlavná zložka anelačného plynu.
Z dôvodov nákladov, použitie inertného plynu argónu, nemá význam. Ale „inertná vzorka vykazuje tiež zlepšenie a stabilizáciu magnetických vlastnosti, čo dokazuje, že dusík nie je hlavnou zložkou anelačnej atmosféry, ale určujúcim je nízky obsah vodíka. Pred zahájením hrubozrnej anelácie boli otestované dekarbonizované rekryštalizované vzorky spôsobom uvedeným vyššie. Tu tiež boli vytvorené tri obmeny vzhladom na atmosféru plynu zahrievacej fázy tak, ako bolo popísané v pokusoch vyššie.
Obr. 1 zaznamenáva prudký pokles sily magnetického poľa, čo je dôkazom, že vo všetkých troch vzorkách sa uskutočnila druhá rekryštalizácia. Jednotlivé rekryštalizačné skúšobné vzorky boli chemicky analyzované na obsah dusíka a síry.
Obr. 3 zaznamenáva vývoj obsahu dusíka a obr. 4 zaznamenáva vývoj obsahu síry v tepelnom intervale od 900 0 do 1 045 °C počas zahrievacej fázy hrubozrnej anelácie. Na oboch obrázkoch sú zaznamenané vypočítané priemery nameraných hodnôt pre všetky pruhy z tavieb A až E uvedených v tabuľke 1. Pásy boli vyvalcované na konečnú hrúbku 0,03 mm.
Obr. 3 tiež ukazuje, že v prípade „referenčnej vzorky vývoj v obsahu dusíka počas zahrievacej fázy očakávané vysoko stúpa už pri teplotách pod 1 020 °C. Pre porovnanie, zvýšenie v „novej vzorke podľa tohoto vynálezu je významne menej výrazné a stáva sa dominantným len pri zvýšených teplotách, po ukončení druhej rekryštalizácie. V prípade „inertnej obmeny, tiež podľa tohoto vynálezu, nedochádza k žiadnemu zvýšeniu obsahu dusíka, pretože anelačný plyn neobsahuje dusík. Avšak pozoruhodný pokles obsahu dusíka nastáva len pri zvýšených teplotách po druhej rekryštalizácii. Účinok dvoch hrubozrnných vzoriek podľa tohoto vynálezu na vývoj obsahu dusíka počas tepelného spracovania sa líši. Avšak účinok na magnetické vlastnosti je zhruba rovnaký. Takže vplyv na obsah dusíka vo vyrobenom materiáli podlá spôsobu uvedenom v DE 43 11 151 C1 nemôže byť dôvodom pre zlepšenia, ktoré sú podstatou tohoto vynálezu.
Avšak pri sledovaní vývoja obsahu síry počas zahrievania a pri porovnaní troch testovaných vzoriek je možno lahko rozpoznať účinný mechanizmus spôsobu podlá tohoto vynálezu: kým v prípade „referenčnej vzorky obsah síry klesá celkom rýchlo - dokonca pred zahájením druhej rekryštalizácie - takýto pokles je významne menej výrazný u „novej a „inertnej vzorky podlá tohoto vynálezu. Pokles obsahu síry možno vysvetliť len znížením príslušných sírnikov medi, ktoré pôsobia ako inhibítory. V prípade „referenčnej hrubozrnej anelačnej vzorky, tento pokles nastáva celkom rýchlo, a spolu s ním klesá inhibičný účinok, a preto spôsob výberu štruktúry na začiatku druhej rekryštalizácie je vystavený určitým rozptylom. Pri použití obmeny podlá tohoto vynálezu, účinok inhibičnej fázy je časovo predĺžený s priaznivým účinkom na výberový spôsob počas druhej rekryštalizácie.
Vývoj obsahov síry sa pozoruhodne líši medzi spôsobmi hrubozrnej anelácie podľa predchádzajúcich spôsobov a tými, uvedenými v tomto vynáleze len pre teploty pruhov nad 900 °C. Takže výhodný účinok obmeny podľa tohoto vynálezu sa vyskytuje tiež keď anelačná atmosféra s nízkym obsahom vodíka je použitá len neskoršie počas zahrievacej fázy. Napríklad, keď použitie anelačnej atmosféry s nízkym obsahom vodíka (napríklad 5 objemových % vodíka) počas zahrievacej fázy spôsobí problémy na povrchové vlastnosti pruhu, v dôsledku jej veľmi vysokého oxidačného potenciálu, potom spôsob podľa tohoto vynálezu možno nasledovne zmeniť: anelácia začína v anelačnej atmosfére s vysokým obsahom vodíka. Po dosiahnutí teploty pruhu najmenej 450 °C a najviac 750 °C, zmeňte zloženie anelačného plynu a pokračujte v anelácii v atmosfére s nízkym obsahom vodíka. V zásade bude možné urobiť zmeny v anelačnej atmosfére po dosiahnutí 900 °C, ale môže to byť obtiažne v peciach používaných pre takúto hrubozrnnú aneláciu - z dôvodu vysokej tepelnej kapacity uloženého kotúčového materiálu a výsledných teplotných gradientov - pre nemožnosť stanoviť teplotu dostatočne presne. Keď sa dosiahne udržiavacia teplota najmenej 1 150 °C, znovu zmeňte plynnú atmosféru a výrazne zvýšte obsah vodíka, výhodne na 100 %. Čo sa týka účinku, táto úprava spôsobu podlá predkladaného vynálezu je identická spôsobu podlá vynálezu popísanom vyššie.
Tabulka 1: Chemické zloženie testovaného materiálu v hmotnostných %
C Mn S Si Cu A1 N
Tavba A 0,061% 0,080% 0,023% 3,08% 0,068% 0,020% 0,0079%
Tavba B 0,048% 0,089% 0,024% 3,20% 0,077% 0,022% 0,0086%
Tavba C 0,058% 0,097% 0,022% 3,21% 0,070% 0,021% 0,0073%
Tavba D 0,057% 0,081% 0,027% 3, 12% 0,078% 0,022% 0,0074%
Tavba E 0,085% 0,081% 0,023% 3,20% 0,071% 0,023% 0,0085%
Tabulka 2: Magnetické vlastnosti pásov v príkladoch s rozdielnymi spôsobmi hrubozrného tepelného spracovania
Typ hrubozrnej anelácie
Porovnávací Nový Inertný
Tavba J800 P 1,7 J800 P 1,7 J800 P 1/7
v T v W/kg v T v W/kg v T v W/kg
A 1/91 1/11 1,94 0,91 1, 93 1,00
B 1,94 1,03 1,93 0,95 1,92 1,04
C 1, 92 1,06 1,94 0,91 1, 93 1,01
D 1, 89 1,15 1,93 0,95 1,93 0,99
E 1/91 1,09 1,94 0,92 1,93 1,03
Priemer 1,912 1,09 1,936 0,93 1,925 1,01

Claims (3)

  1. PATENTOVÉ NÁROKY
    1. Spôsob výroby magnetických oceľových plátov s orientovaným zrnením, kde tenký oceľový plát obsahuje (v hmotnostnýčh %) viac ako 0,005 až 0,10 % C,
  2. 2,5 až 4,5 % Si,
    0,03 až 0,15 % Mn, viac ako 0,01 až 0,05 % S, 0,01 až 0,035 % Al, 0,045 až 0,012 % N, 0,04 až 0,3 % Cu, zvyšok je Fe, vrátane nevyhnuteľných znečistení ktorý je zahrievaný pri teplote nižšej ako je teplota rozpustnosti sírniku mangánu, pri akejkoľvek hodnote pod 1 320 °C, ale nad teplotu rozpustnosti pre sírniky medi; následne je valcovaný za tepla na výslednú hrúbku horúceho pruhu v rozsahu medzi 1,5 a 7,0 mm, pri počiatočnej teplote najmenej 960 °C a konečnej teplote v rozsahu 880 až 1 000 °C; teplý pruh je následne anelovaný v priebehu 100 až 600 s pri teplote v rozsahu 880 až 1 150 °C a okamžite v nadbytku ochladený pri rýchlosti chladenia 15 K/s a valcovaný za studená jedným alebo viacerými valcovacími krokmi na výslednú hrúbku studeného pruhu; následne je studený pruh vystavený rekryštalizačnej anelácii vo vlhkej atmosfére s obsahom vodíka a dusíka pri súčasnej dekarbonizácii, a po aplikácii separačnej látky so základným obsahom MgO na obe strany je anelovaný pri vysokej teplote a po aplikácii izolačnej vrstvy je podrobený konečnej anelácii, vyznačujúci sa tým, že studený pruh - pre vysokotepelnú aneláciu - je zahriaty v atmosfére tvorenej menej ako 25 objemových % H2, zvyšok je dusík a/alebo vzácny plyn ako je argón, najmenej až do dosiahnutia udržiavacej teploty 1 150 až 1 200 °C, výhodne 1 180 °C.
    2. Spôsob podlá nároku 1, vyznačuj úc i sa tým, že po dosiahnutí udržiavacej teploty sa v anelačnej atmosfére postupne zvýši obsah H2 až na 100 %.
  3. 3. Spôsob podľa nárokov la2, vyznačujúci sa tým, že anelačná plynná atmosféra do dosiahnutia teploty v rozsahu 450 až 750 °C obsahuje viac ako 50 objemových % H2; po prekročení tejto teploty je znížený obsah H2 pod 25 objemových % a po dosiahnutí udržiavacej teploty sa zvýši obsah H2 až na 100 %.
SK18-99A 1996-07-12 1997-07-03 Spôsob výroby magnetických oceľových plátov s orientovaným zrnením SK283881B6 (sk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19628136A DE19628136C1 (de) 1996-07-12 1996-07-12 Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
PCT/EP1997/003510 WO1998002591A1 (de) 1996-07-12 1997-07-03 Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech

Publications (2)

Publication Number Publication Date
SK1899A3 true SK1899A3 (en) 2000-02-14
SK283881B6 SK283881B6 (sk) 2004-04-06

Family

ID=7799653

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
SK18-99A SK283881B6 (sk) 1996-07-12 1997-07-03 Spôsob výroby magnetických oceľových plátov s orientovaným zrnením

Country Status (18)

Country Link
US (1) US6153019A (sk)
EP (1) EP0910676B1 (sk)
JP (1) JP4369536B2 (sk)
CN (1) CN1078256C (sk)
AT (1) ATE198629T1 (sk)
AU (1) AU710053B2 (sk)
BR (1) BR9710302A (sk)
CZ (1) CZ288875B6 (sk)
DE (2) DE19628136C1 (sk)
ES (1) ES2154904T3 (sk)
ID (2) ID19071A (sk)
IN (1) IN191758B (sk)
PL (1) PL183750B1 (sk)
RU (1) RU2190025C2 (sk)
SK (1) SK283881B6 (sk)
TW (1) TW425429B (sk)
WO (1) WO1998002591A1 (sk)
ZA (1) ZA976001B (sk)

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19628136C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-24 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
DE19735062A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-18 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech und Verwendung eines Stahls für Elektroblech
DE19745445C1 (de) * 1997-10-15 1999-07-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation
DE19821299A1 (de) * 1998-05-13 1999-11-18 Abb Patent Gmbh Anordnung und Verfahren zum Erzeugen von Warmband
JP4258349B2 (ja) * 2002-10-29 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN100436042C (zh) * 2006-05-18 2008-11-26 武汉科技大学 一种薄板坯工艺高磁感取向电工钢板及其制造方法
CN100418697C (zh) * 2006-05-18 2008-09-17 武汉科技大学 一种高磁感取向电工钢板及其制造方法
CN101545072B (zh) * 2008-03-25 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高电磁性能取向硅钢的生产方法
WO2009149903A1 (de) * 2008-06-13 2009-12-17 Loi Thermoprocess Gmbh Verfahren zum hochtemperatur-glühen von kornorientiertem elektroband in einer schutzgasatmospäre in einem wärmebehandlungsofen
CN101333589B (zh) * 2008-07-04 2010-10-06 武汉钢铁工程技术集团有限责任公司 一种用于薄钢板无氧化加热的方法及专用加热炉
CN101603148B (zh) * 2009-07-28 2011-01-05 首钢总公司 一种生产经济的低温加热取向电工钢的方法
JP5772410B2 (ja) * 2010-11-26 2015-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN102127708A (zh) * 2011-01-16 2011-07-20 首钢总公司 一种低温板坯加热生产取向电工钢的方法
DE102011119395A1 (de) 2011-06-06 2012-12-06 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrostahlflachprodukts
DE102011107304A1 (de) 2011-07-06 2013-01-10 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrostahlflachprodukts
CN102294358B (zh) * 2011-08-19 2012-12-05 江苏新中信电器设备有限公司 一种铜包铝排型材压力连铸轧制工艺
DE102011054004A1 (de) * 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
US10431359B2 (en) 2013-02-27 2019-10-01 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
EP2933350A1 (en) * 2014-04-14 2015-10-21 Mikhail Borisovich Tsyrlin Production method for high-permeability grain-oriented electrical steel
CZ2014325A3 (cs) * 2014-05-12 2015-11-11 Arcelormittal Ostrava A.S. Pás z orientované transformátorové oceli a způsob jeho výroby
CN104294155B (zh) * 2014-09-28 2016-05-11 东北大学 一种超低碳取向硅钢及其制备方法
JP6354957B2 (ja) * 2015-07-08 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
CN106048411A (zh) * 2016-06-27 2016-10-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种变压器用冷轧取向电工钢及其生产方法
KR102405173B1 (ko) * 2019-12-20 2022-06-02 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT52811B (de) * 1911-03-18 1912-03-26 Franz Anderle Einrichtung zur Multiplextelegraphie.
JPS59208020A (ja) * 1983-05-12 1984-11-26 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6475627A (en) * 1987-09-18 1989-03-22 Nippon Steel Corp Production of grain oriented electrical steel sheet having extremely high magnetic flux density
EP0321695B1 (en) * 1987-11-20 1993-07-21 Nippon Steel Corporation Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density
JPH0717961B2 (ja) * 1988-04-25 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0717960B2 (ja) * 1989-03-31 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
DE69025417T3 (de) * 1989-04-04 2000-03-30 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften
JPH0753886B2 (ja) * 1989-05-13 1995-06-07 新日本製鐵株式会社 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
EP0709470B1 (en) * 1993-11-09 2001-10-04 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system
FR2731713B1 (fr) * 1995-03-14 1997-04-11 Ugine Sa Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la realisation notamment de circuits magnetiques de transformateurs
DE19628136C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-24 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech

Also Published As

Publication number Publication date
US6153019A (en) 2000-11-28
IN191758B (sk) 2003-12-27
ZA976001B (en) 1998-09-01
BR9710302A (pt) 1999-08-17
ID17500A (id) 1998-01-08
ATE198629T1 (de) 2001-01-15
WO1998002591A1 (de) 1998-01-22
DE59702901D1 (de) 2001-02-15
AU710053B2 (en) 1999-09-09
SK283881B6 (sk) 2004-04-06
JP4369536B2 (ja) 2009-11-25
TW425429B (en) 2001-03-11
JP2000514506A (ja) 2000-10-31
AU3442897A (en) 1998-02-09
PL331166A1 (en) 1999-06-21
ES2154904T3 (es) 2001-04-16
CN1078256C (zh) 2002-01-23
DE19628136C1 (de) 1997-04-24
RU2190025C2 (ru) 2002-09-27
EP0910676A1 (de) 1999-04-28
PL183750B1 (pl) 2002-07-31
CN1219977A (zh) 1999-06-16
CZ288875B6 (cs) 2001-09-12
EP0910676B1 (de) 2001-01-10
ID19071A (id) 1998-06-11
CZ6899A3 (cs) 1999-10-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
SK1899A3 (en) Process for producing a grain-orientated electrical steel sheet
KR101963990B1 (ko) 방향성 전기 강판 및 그 제조 방법
JP2728112B2 (ja) 鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
KR100655678B1 (ko) 방향성 전자 강판의 제조방법 및 방향성 전자 강판
JPH10500454A (ja) 変圧器用の方向性電気鋼板の製造方法
JP3488181B2 (ja) 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2006299297A (ja) 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法
US5190597A (en) Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties
CN113825847B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
US5370748A (en) Process for manufacturing double oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density
KR101623872B1 (ko) 압연성 및 자기적 성질이 매우 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
JPH06100937A (ja) グラス被膜を有しない極めて鉄損の優れた珪素鋼板の製造法
KR100480502B1 (ko) 일방향성전자강판제조공정
KR100399222B1 (ko) 슬라브저온가열에의한방향성전기강판의제조방법
WO2008078947A1 (en) Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets
KR100359242B1 (ko) 고자속 밀도 방향성 전기강판의 저온가열식 제조방법
JP2003201518A (ja) 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JP2612075B2 (ja) 磁気特性及び表面性状の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法
JP3612717B2 (ja) 方向性けい素鋼板の製造方法
KR100479995B1 (ko) 자속밀도가 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
JP2735898B2 (ja) 磁気特性の均一な一方向性けい素鋼板の製造方法
KR20000041670A (ko) 피막특성이 우수한 저온 슬라브가열 방식의 방향성 전기강판제조방법
JPH01139723A (ja) 磁気特性の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0678573B2 (ja) 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07122092B2 (ja) 磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Patent lapsed due to non-payment of maintenance fees

Effective date: 20150703