WO1998042882A1 - Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs - Google Patents

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

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WO1998042882A1
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Jean-Claude Bavay
Jacques Castel
Freddy Messeant
Philippe Martin
Frédéric Mazurier
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing an electric steel sheet with oriented grains for the production in particular of magnetic circuits of transformers comprising, successively:
  • an annealing separator mainly consisting of MgO magnesia, - an annealing of secondary recrystallization and purification in a coil
  • the texture ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 001> gives grain oriented electrical steel sheets good magnetic properties in the rolling direction.
  • the fine precipitates MnS, AIN and CuS alone or in combination, with an average diameter of less than 1 00 nm are inhibitors of the normal growth of primary grains not having the orientation ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 001>.
  • the hot rolling conditions are controlled so as to obtain in the hot rolled strip:
  • Reheating the oriented steel slab at a temperature above 1350 ° C for a sufficiently long time has the serious disadvantage of favoring the formation of liquid oxides which accumulate in the form of slag in the reheating oven and requires the periodic shutdown of the oven for its cleaning. This results in a loss of productivity and a high maintenance cost.
  • the AIN precipitates are re-dissolved during reheating of the slab is incomplete, a nitriding of the decarburized sheet being carried out to form the main inhibitor (AI, Si) N in the form of fine particles before the start of recrystallization. secondary.
  • the sulfur content is limited and less than 0.01 2%.
  • the manganese sulphides MnS are not put back into solution during the reheating of the slab and do not participate in the inhibition because they remain in the form of coarse particles in the rolled sheet hot.
  • the aluminum nitrides AIN are only redissolved in a small proportion and do not participate in the inhibition either since they are in the form of coarse particles in the hot-rolled sheet, in an amount equal to at least 60% of the total nitrogen content.
  • the inhibition is essentially carried out by the fine particles of copper sulphide which are formed during the annealing of the hot-rolled sheet.
  • the steel is hot rolled so as to precipitate all of the sulfur in the form of fine particles.
  • the steel is hot rolled so as not to precipitate nitrogen in the form of fine AIN particles.
  • Steel hot rolled is annealed so as to precipitate nitrogen in the form of fine AIN particles which constitute the main inhibitor.
  • at least one sulfur-containing and / or nitrogen-containing compound which allows additional inhibition can be added to the magnesia used as an annealing separator.
  • the object of the present invention is to manufacture a sheet of electric steel with oriented grains ensuring an improvement in the magnetic quality of the sheet when the reheating of the slab or the strip is carried out at a temperature below 1350 ° C. before hot rolling.
  • the subject of the present invention is a method of manufacturing a sheet of electrical steel with oriented grains for the production in particular of magnetic circuits of transformers comprising, successively:
  • an annealing of primary recrystallization and decarburization in the parade in a humid atmosphere containing N2 and H2 an application on the two faces of the decarburized sheet of an annealing separator consisting mainly of MgO magnesia, - annealing of secondary recrystallization and purification in a coil,
  • the other characteristics of the present invention are:
  • the slab or the strip contains in particular in composition by weight: 0.02% ⁇ carbon ⁇ 0.07%
  • the slab or strip also contains from 0.08% to 0.20% tin, the mass percentage of sulfur not precipitated in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nanometers (nm) being greater than 0.004% in hot rolled sheet.
  • the slab or strip additionally contains less than 0.08% tin, the mass percentage of sulfur not precipitated in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nanometers (nm) being greater than 0.006% in the hot rolled sheet.
  • the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nanometers (nm) is greater than 0.006% and preferably greater than 0.008%
  • the mass percentage of sulfur precipitated in the form of fine particles with an average diameter of less than 100 nm is greater than 0.006
  • Annealing includes maintaining the temperature of the sheet between 900 ° C and 1150 ° C for at least 50 seconds, followed by rapid cooling.
  • the annealing is carried out before cold rolling in a single step until final thickness.
  • the annealing is an intermediate annealing, carried out after a first cold rolling of the hot-rolled sheet or of the strip during a cold rolling in two stages, the annealing being followed by rapid cooling.
  • Annealing is carried out before cold rolling and after a first cold rolling of the hot rolled sheet or strip during a cold rolling in two stages, the annealing being followed by rapid cooling.
  • the cold rolling preceding the primary recrystallization and decarburization annealing is carried out with a reduction rate greater than 70%.
  • Magnesia contains, in addition to the optional addition of titanium dioxide, alone or in combination, boron or a boron compound, sulfur or one or more sulfur compounds, one or more nitrogen compounds, one or more sulfur compounds and nitrogen, antimony chloride, tin sulfate.
  • the decarburized sheet is subjected to gaseous nitriding in an atmosphere containing ammonia.
  • the invention also relates to an electrically oriented grain steel sheet obtained by the method.
  • FIG. 1 shows the mass percentage of the non-precipitated sulfur, in the form of coarse particles with a diameter greater than or equal to 300 nm, of the hot-rolled sheet before annealing, as shown in curve A and of the hot-rolled sheet after annealing , as shown in curve B, the mass percentage of the non-precipitated sulfur being a function of the mass percentage of the total sulfur contained in the slab heated to 1300 ° C.
  • Figures 2a, 2b, 2c show the magnetic characteristics of the sheet, sheet to the final thickness 0.285mm after cold rolling, coated with an insulating coating inducing a tensile stress, the slab having been reheated to 1300 ° C. , as a function of the percentage by mass of sulfur not precipitated in the form of coarse particles with a diameter equal to or greater than 300 nm from the hot-rolled sheet before annealing.
  • FIG. 3 shows the induction B800 of the final product to the thickness 0.285 mm after cold rolling as a function of the temperature of the annealing of the hot-rolled sheet, the slab having been reheated to 1300 ° C.
  • FIG. 4 shows the mean diameter, in microns, of the grain after the primary recrystallization and decarburization annealing as a function of the mass percentage of the sulfur of the slab heated to 1300 ° C., the thickness of the hot rolled strip being 2.3 mm and 2 mm.
  • FIG. 5 shows the magnetic characteristics of the final product, at a thickness of 0.285 mm, as a function of the percentage of grains having a diameter greater than 1 5 ⁇ m, after annealing of primary recrystallization and decarburization, the reheating of the slab being carried out at 1,300 ° C.
  • FIGS. 6a, 6b, 6c show the magnetic characteristics of the final product, at a thickness of 0.285 mm, as a function of the percentage of grains having a diameter of less than 5 ⁇ m, after annealing of primary recrystallization and decarburization, the reheating of the slab being carried out at 1300 ° C.
  • FIG. 7 shows the losses at 1.7 T and 50 Hz of the final product, at a thickness of 0.285 mm, as a function of the mass percentage of soluble aluminum of the slab reheated to 1300 ° C.
  • FIGS. 8a, 8b, 8c show the magnetic characteristics of the final product at the thickness 0.285 mm as a function of the percentage by mass of tin of the slab reheated to 1300 ° C. and of the mass percentage I of the sulfur not precipitated in the form of coarse particles. of diameter equal to or greater than 300 nm, of hot-rolled sheet before annealing.
  • the mass percentage I of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles of the hot-rolled sheet is equal to the difference between the mass percentage of the total sulfur of the steel slab, determined by chemical analysis, and the mass percentage of the precipitated sulfur in the form of coarse particles of hot-rolled sheet, determined using a scanning electron microscope.
  • the precipitates containing sulfur with an average diameter equal to or greater than 300 nm were taken into account.
  • Crossings with contiguous fields were made on a micrographic section, from the upper face to the lower face of the sheet, with a magnification of 1000 and with an electron acceleration voltage of 15 kV.
  • the surface fraction of the sulfur-containing precipitates is equal to the total area of the sulfur-containing precipitates over the total area examined.
  • the surface fraction of the precipitates is equal to the volume fraction of the precipitates.
  • the steels whose compositions are presented in Table 1 are continuously cast in the form of steel slabs with a thickness of 210 mm.
  • the slabs are then subjected to: - reheating to the core at a temperature of 1300 ° C., the core of the slabs being maintained for 50 minutes above 1250 ° C., including 30 minutes above 1280 ° C.,
  • the temperature of the start of the hot finish rolling being between 1060 ° C and 1075 ° C and the temperature of the end of the hot finish rolling being between 925 ° C and 935 ° C.
  • the hot roughing and finishing rolls are carried out continuously, by successive passage in, for example, the twelve stands of a rolling mill, the successive reduction rates being 21, 39, 20 and 25% for the rolling of roughing and 53, 38, 43, 38, 26, 1 8 and 4% for finish rolling.
  • Hot rolled sheet annealing is carried out with a temperature rise of 1100 ° C in 1 00 seconds, maintenance at 1100 ° C for 160 seconds, cooling to 800 ° C in 30 seconds and quenching at 65 ° C in 10 seconds.
  • the hot rolled and annealed sheet is then subjected to a cold rolling to the thickness of 0.285 mm in a step comprising six passes corresponding to successive reduction rates of approximately 30% and to an overall reduction rate of 87.6%, the rolling temperature exceeding more than 150 ° C for at least one pass.
  • the cold-rolled sheet is subjected to a primary recrystallization and to a decarburization comprising in particular a rise in temperature from 700 ° C in approximately 1 5 seconds, a rise from 700 ° C to 820 ° C in approximately 1 00 seconds, holding at 820 ° C for 40 seconds in a humid N2 / H2 atmosphere.
  • the decarburized sheet is coated with a milk of magnesia containing 1 50 g of magnesia MgO per liter of water, 6 g of Ti ⁇ £ per 1 00 g of MgO, 0.04% of antimony chloride per 1 00 g of MgO , and dried.
  • the decarburized sheet coated with magnesia is then subjected to a secondary recrystallization annealing with a rise in temperature of
  • the purified sheet is then subjected to:
  • Table 2 Magnetic characteristics obtained at the final thickness 0.285 mm after cold rolling, as a function of the reheating temperature at the core of the slabs:
  • Curve A in FIG. 1 shows, unpredictably, that under the conditions of reheating to 1300 ° C. of the continuous casting slab and hot rolling according to the invention, the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form coarse particles from the hot-rolled sheet not annealed increases as the mass percentage of total sulfur in the slab increases.
  • FIGS. 1 shows, unpredictably, that under the conditions of reheating to 1300 ° C. of the continuous casting slab and hot rolling according to the invention, the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form coarse particles from the hot-rolled sheet not annealed increases as the mass percentage of total sulfur in the slab increases.
  • Steel No. 2 whose slab contains 0.01 5% of total sulfur and whose hot-rolled sheet has a mass percentage of sulfur not precipitated in the form of coarse particles greater than 0.006%, has a slightly magnetic quality lower than that of steels 3, 4 and 5, the hot-rolled sheets of which are characterized by a percentage by mass higher sulfur not precipitated as coarse particles.
  • Figure 3 shows, the slab having been reheated to 1300 ° C, that as soon as one deviates strongly from the optimal annealing temperature, close to 1100 ° C, of the hot rolled sheet corresponding to l steel n ° 2, the magnetic quality represented by the B800 induction is greatly degraded, in particular when the annealing temperature is equal to 1050 and 1150 ° C., the thickness of the final product being 0.285 mm after rolling to cold.
  • a steel slab No. 3 was reheated in another example, to the core, to 1,250 ° C, the core of the 21 0 mm thick slab being maintained 45 minutes above 1200 ° C, including 32 minutes above 1230 ° C.
  • the temperature at the end of the rough rolling for roughing is 1075 ° C.
  • the temperature at the start of the hot rolling finish is 1030 ° C.
  • the temperature at the end at the finish hot rolling is 950 ° C.
  • the winding temperature is 525 ° C.
  • the annealing of the hot-rolled sheet was carried out at 1100 ° C.
  • the use of a longer reheating time of the slab or strip makes it possible to increase, in the hot-rolled sheet or in the strip, the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles of equal or equal diameter. greater than 300 nm.
  • the core of a steel slab n ° 3 was reheated to 1300 ° C under the following conditions: maintenance of 65 minutes above 1250 ° C, including 45 minutes above 1280 ° C. Under these conditions, the mass percentage I of sulfur not precipitated in the form of coarse particles is 0.01 3% in the hot-rolled sheet, instead of 0.008% (Table 2).
  • the annealing of the hot-rolled sheet, according to the invention must be carried out under conditions such that there is no increase in the percentage of sulfur precipitated in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm.
  • the annealing conditions according to the invention must favor the partial dissolution of precipitates with an average diameter equal to or greater than 300 nm and the precipitation of sulfur in solid solution, on cooling, in the form of fine particles with an average diameter of less than 1 00 nm.
  • 1 shows examples, according to the invention, of the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles of average diameter equal to or greater than 300 nm, that is to say in solid and precipitated solution essentially in the form of fine particles with an average diameter of less than 1 00 nm, after annealing of the hot-rolled sheet.
  • the mass percentage of sulfur in solid solution and precipitated in the form of fine particles, after annealing the hot rolled sheet, is greater than 0.010% for steels 3, 4 and 5.
  • the process according to the invention allows the precipitation of sulfur in solid solution in the form of fine particles of mean diameter less than 100 nm during the annealing carried out before or / and after the first cold rolling, during the decarburization annealing, during the secondary recrystallization annealing and in particular before the start of the secondary recrystallization.
  • the annealing of the hot-rolled sheet or strip, according to the invention, must also be carried out under conditions such that there is significant precipitation of nitrogen, with more than 60% of the mass percentage of nitrogen. total, in the form of fine particles with an average diameter less than or equal to 1 00 nm.
  • the principle of the method for measuring the percentage by mass of precipitated nitrogen is as follows: dissolving the matrix using a bromine-methanol mixture, separation of the precipitated aluminum by filtration through a membrane, dissolution of aluminum nitride by dilute sodium hydroxide, determination of aluminum by ICP emission spectrometry and calculation of the corresponding nitrogen.
  • Tables 3 and 4 present typical values of the percentage by mass of nitrogen precipitated before and after annealing of the hot-rolled sheet. Transmission electron microscopy has been verified that the average diameter of the nitrogen-containing particles is less than 100 nm, before and after annealing of the hot-rolled sheet.
  • conditions for annealing the hot-rolled sheet or strip simultaneously promoting the reduction in the mass percentage of sulfur precipitated in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm and the precipitation of nitrogen in the form of fine AIN particles, alone or combined with sulfur, with an average diameter of less than 1,00 nm.
  • the above examples correspond to an annealing cycle, according to the invention, comprising the rise in temperature, the maintenance at a given temperature and rapid cooling, and in particular comprising a maintenance between 900 ° C. and 1150 ° C. d '' at least 50 seconds.
  • More complex cycles can be used, for example a rise in temperature up to 800 ° C in 50 seconds, from 800 ° C to 1100 ° C in 40 seconds, a holding of 50 seconds between 1100 ° C and 1 1 25 ° C, cooling from 1 1 25 ° C to 900 ° C in 30 seconds, maintaining at 900 ° C for 1 60 seconds, cooling from 900 ° C to 1 00 ° C in less than 40 seconds.
  • losses at 1.7 Tesia and 50 Hz of 1.01 W / kg, losses at 1.5 Tesia and 50 Hz of 0.75 W / kg and a B800 induction of 1.94 Tesia have were obtained from a steel slab n ° 3 reheated to 1300 ° C for a final thickness of 0.285 mm after cold rolling in a step, the final product being coated with an insulating coating inducing a tensile stress.
  • FIGS. 2a, 2b, 2c show an example of magnetic characteristics of the final product at the thickness 0.285 mm after cold rolling in one step, coated with an insulating coating inducing a tensile stress: energy losses W (1, 5/50), W (1, 7/50) in Watt / kg at a frequency of 50 Hz and for a work induction of 1, 5 Tesia and 1, 7 Tesia respectively and B800 induction acquired under a magnetic field of 800 A / m as a function of the percentage by mass of the sulfur not precipitated in the form of coarse particles of the hot-rolled sheet (before annealing), the slab having been reheated to 1300 ° C.
  • a soluble aluminum content equal to 0.020%
  • a sulfur content equal to 0.01 8%
  • the losses W (1.5 / 50) are less than 0.92 W / kg, the W losses (1, 7/50) are less than 1.25 W / kg and the B800 is greater than 1.86 T.
  • the losses W (1.7 / 50) at the thickness 0.335 mm are equivalent to those obtained at the thickness 0.285 mm.
  • the absence of voluntary addition of tin facilitates decarburization.
  • a rate of cold reduction greater than 70%, before the annealing of primary recrystallization and decarburization makes it possible to obtain a B800 induction greater than 1.84 Tesia and possibly exceeding 1.90 Tesia if the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm is greater than 0.006% before the primary recrystallization annealing and decarburization.
  • cold rolling will preferably be carried out in two stages, with intermediate annealing.
  • a reduction rate in the second cold rolling step, after intermediate annealing, greater than 70% makes it possible to obtain a B800 induction greater than 1.84 Tesia and possibly exceeding 1.90 Tesia if, in hot-rolled sheet, the mass percentage I of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles is greater than 0.006%, the slab containing less than 0.08% of tin, or greater than 0.004%, the slab containing more than 0.08% of tin .
  • the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with a diameter equal to or greater than 300 nm from the hot-rolled sheet before annealing may be less than 0.006% but must be greater than
  • Annealing of the hot-rolled sheet or strip before cold rolling in one step and intermediate annealing before the second cold rolling in cold rolling in two stages comprise maintaining at least 50 seconds at 900 ° C. and 1150 ° C, followed by rapid cooling.
  • the hot-rolled sheet or strip can be annealed before the first cold rolling.
  • Such annealing favors obtaining a good magnetic quality.
  • This annealing includes maintaining at least 50 seconds between 900 ° C and
  • the sheet is maintained at a temperature above 1550 ° C. for at least one pass from the rolling step to cold preceding the primary recrystallization and decarburization annealing, the cold rolling taking place in one or two stages. Raising the temperature of the sheet above 150 ° C. during several passes promotes the obtaining of good magnetic quality, in particular if the rate of cold reduction is greater than 70%.
  • the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles has an influence on the size of the grains formed by primary recrystallization, the average grain diameter after primary recrystallization and decarburization being according to the invention less than 15 microns.
  • the conditions according to the invention are not met, and in particular when the mass percentage of sulfur not precipitated in the form of coarse particles is less than 0.006% before the annealing of primary recrystallization and decarburization, certain primary grains have a diameter greater than 1 5 microns due to an insufficient quantity of sulfur in solid solution and precipitated in the form of fine particles with an average diameter less than 1 00 nm. This results in poor secondary recrystallization and a degradation of the magnetic quality.
  • Figure 4 shows the influence of the mass percentage of sulfur of the slab on the average diameter expressed in ⁇ m of the grain after annealing of primary recrystallization and decarburization.
  • the average grain diameter primary decreases as the mass percentage of total sulfur in the slab increases.
  • the average diameter of the primary grain changes little as a function of the mass percentage of the total sulfur of the slab which is bound the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm from the hot-rolled sheet by the relationship of FIG. 1.
  • the use of a thickness of the hot-rolled strip of 2 mm appears preferable to improve the magnetic quality.
  • the improvement is 6%, 5% and 1% respectively for the losses and B800 when the thickness of the hot-rolled strip is 2 mm rather than 2.3 mm, cold rolling being carried out in one step.
  • FIGS. 5 and 6 show that, in the case of the example above, for the thicknesses of the hot and cold rolled strips of 2.00 mm and 0.285 mm respectively, the best magnetic quality, losses at 1, 5 T and at 1.7 T the lowest and B800 the highest, is obtained when the percentage of primary grains with a diameter greater than 1 5 ⁇ m is less than 25%, and preferably less than 20%, and when the percentage primary grains with a diameter of less than 5 ⁇ m is greater than 10%, the average diameter of the grain after the annealing of primary recrystallization and decarburization is close to 1 0 ⁇ m.
  • magnesia In addition to the optional addition of titanium dioxide the addition to magnesia, alone or in combination, of boron or a boron compound, sulfur or one or more sulfur compounds, one or more sulfur and nitrogen compounds, antimony chloride, a tin compound improves the magnetic quality.
  • magnesia additives enhance the inhibition of normal growth of the primary grains during the secondary recrystallization annealing.
  • magnesium sulfate, manganese sulfate, sodium thiosulfate, ammonium sulfate, ammonium thiosulfate, amidosulfuric acid (or sulfamic acid), urea, thiourea, sulfate tin can improve the magnetic quality.
  • the mass percentage of the sulfur of the slab or of the strip continuously cast must be greater than 0.006% in order to obtain in the hot-rolled sheet or the strip a mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm, greater than 0.006%. It will preferably be less than 0.05% so that the desulfurization during the purification annealing is complete. It will preferably be less than 0.035% to avoid the formation of edge cracks during the hot rolling of the slab or the strip.
  • the percentage by mass of nitrogen of the slab or of the continuous casting strip must be greater than 0.004% in order to obtain a sufficient quantity of fine AIN particles which constitute the main inhibitor. It is less than 0.01 2% and preferably 0.009% to avoid the formation of blisters (blistering phenomenon) on the surface of the sheet.
  • the percentage by mass of soluble aluminum in the slab or strip continuously cast must be greater than 0.008% in order to obtain a sufficient quantity of fine AIN particles which constitute the main inhibitor and in order to have sufficient availability of aluminum free no combined, in the case of nitrogen addition by gaseous nitriding after decarburization or by addition of one or more nitrogen compounds to magnesia. It is less than 0.04% and preferably less than 0.03% in order to obtain the dissolution of the AIN precipitates during the reheating preceding the hot rolling.
  • Increasing the S content from 0.023% to 0.029% reduces losses.
  • the mass percentage of manganese in the slab or continuous casting strip must be greater than 0.02% in order to obtain a sufficient quantity of fine MnS particles which reinforce inhibition and in order to have sufficient manganese availability free, not combined, in the case of supply of sulfur by addition of sulfur or one or more sulfur-containing compounds to magnesia.
  • the percentage by mass of copper in the slab or strip continuously cast must be greater than 0.02% in order to limit the precipitation of sulfur in the form of coarse particles in the sheet hot rolled. It is less than 0.50% and preferably less than 0.030% to avoid pickling problems.
  • the percentage by mass of tin of the slab or of the strip continuously cast must be greater than 0.02% to have a significant beneficial influence on the magnetic quality. It is limited to 0.20% in order to avoid pickling and decarburization problems.
  • FIG. 8 illustrates the beneficial influence of the increase in the tin content of the slab on the magnetic quality, the slab having been heated to 1300 ° C., hot rolled and annealed, the thicknesses of the hot rolled strips and cold being 2.3 mm and 0.285 mm respectively.
  • the mass percentage I of sulfur not precipitated in the form of coarse particles of the hot-rolled sheet metal not annealed is specified in FIG. 8.
  • the beneficial effect of tin is only fully exerted if the mass percentage I is equal to or greater than 0.006%. In the voluntary absence of addition of tin, the percentage I should preferably be equal to or greater than 0.008%.
  • the percentage I may be less than 0.006%, but this results in a magnetic quality which is not optimal.
  • the percentage by mass of silicon of the slab or of the strip continuously cast is greater than 2.5% to have low magnetic losses. The higher this percentage of silicon, the lower the losses, but increasing the percentage of silicon above 4% makes cold rolling difficult.
  • the percentage by mass of carbon of the slab or of the strip continuously cast is limited to 0.10% and preferably to 0.07% because beyond, decarburization is difficult.
  • the percentage of carbon is greater than 0.02% in order to obtain good magnetic quality.
  • the increase in the manganese content may exceed 0.20% provided that the mass percentage of the non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with an average diameter equal to or greater than 300 nm remains greater than 0.006% before the annealing of primary recrystallization and decarburization.
  • This increase in the content of manganese, a gamma element which promotes the formation of austenite can be accompanied by a decrease in the sulfur content and a decrease in the carbon content, gamma element, and or an increase in the content of silicon, alpha-element which favors the formation of ferrite. It is essential to maintain a certain fraction of austenite to dissolve AIN during the reheating of the slab or the strip.
  • the method according to the present invention is described for continuous casting slabs of thickness between 1 50 and 300 mm. The greater the thickness of the slab, the longer it takes to reach the target temperature at the heart of the slab. In the case of reheating in the parade, for example, it is preferably necessary to slow down the speed of passage of the slab in the oven when the thickness of the slab goes from 21 0 mm to 240 mm.
  • the hot-winding temperature must be such that the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles is equal to or greater than 0.004% and preferably 0.006% and such that the mass percentage of nitrogen precipitated only in the form of fines particles is less than 40% of the total mass percentage of nitrogen in the hot-rolled sheet. This temperature is generally less than 700 ° C.
  • the method according to the present invention can also be applied to thin strips of thickness between 1 and 10 mm obtained by casting liquid steel between two cooled rollers, the strips being quickly reheated to the core, taking into account the small thickness , at a temperature below 1350 ° C before hot rolling.
  • the number of hot rolling passes is a function of the initial thickness of the slab or strip and the thickness of the hot rolled sheet. If the thickness of the slab or the continuously cast strip is sufficiently small, the hot rolling for roughing can be eliminated.
  • Reheating and hot rolling of the continuously cast thin strip can be omitted if the mass percentage of non-precipitated sulfur in the form of coarse particles with a diameter of 300 nm or more is greater than 0.006% and if the mass percentage d nitrogen precipitated only in the form of fine particles is less than 40% of the total mass percentage of nitrogen in the raw sheet metal between two rolls.
  • the thin strip is then subjected to at least one annealing according to the invention.
  • the sheet obtained by the process has an induction B under a field of 800A / m equal to or greater than 1.86 Tesia and losses at 1.7 Tesia and 50 Hertz less than 1.30 W / Kg for a final thickness greater than 0.30 mm.
  • the sheet obtained by the process has an induction B under a field of 800 A / m equal to or greater than 1.86 Tesia and losses at 1.7 Tesia and 50 Hertz less than 1.25 Watt / Kg.

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Abstract

La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés caractérisé en ce que: la brame ou la bande dont la composition pondérale est la suivante: moins de 0,1 % de carbone, plus de 2,5 % de silicium, soufre supérieur à 0,006 %, manganèse supérieur à 0,02 %, aluminium supérieur à 0,008 %, azote supérieur à 0,004 %, cuivre supérieur à 0,02 %, étain inférieur à 0,02 %, est soumise à une température inférieure à 1350 °C et à un laminage à chaud, de façon que: le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) soit supérieur à 0,004 %, le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote.

Description

Procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la fabrication notamment de circuits magnétiques de transformateurs.
La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant, successivement :
- une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier contenant dans leur composition chimique pondérale moins de 0, 1 % de carbone, plus de 2,5 % de silicium, notamment, les éléments aluminium, azote, manganèse, cuivre, et soufre destinés à former des précipités inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires, et éventuellement de l'étain,
- un réchauffage de la brame ou de la bande,
- un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 et 5 mm, - un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
- un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande,
- un laminage à froid à une épaisseur finale égale ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant dans ce cas facultatif,
- un recuit de recristallisation primaire et de décarburation, au défilé, en atmosphère humide contenant N2 et H2.
- une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO, - un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
- une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué le planage à chaud de la tôle.
Pour la fabrication de tôles d'acier électrique à grains orientés, il est connu de soumettre la brame obtenue par coulée continue à un réchauffage à une température supérieure à 1 350°C, avant laminage à chaud. Le temps de maintien à une température supérieure à 1 350°C doit être suffisant pour que les particules grossières AIN, MnS et CuS seules ou coprécipitées soient remises en solution. A l'état brut de coulée, le trop grand diamètre moyen de ces particules grossières et leur nombre élevé ne permettent pas l'obtention de la recristallisation secondaire. Il s'ensuit une mauvaise qualité magnétique de la tôle électrique obtenue. La croissance anormale des grains d'orientation { 1 1 0} < 001 > formés par recristallisation primaire n'est obtenue que si le diamètre moyen des précipités MnS, AIN et CuS seuls ou en combinaison est sensiblement inférieur à 1 00 nm. La texture {1 1 0} < 001 > , selon laquelle les axes < 001 > , qui sont des axes de facile aimantation, sont sensiblement parallèles à la direction de laminage et les plans { 1 1 0} sont sensiblement parallèles à la surface de la tôle, confère aux tôles d'acier électrique à grains orientés de bonnes propriétés magnétiques dans la direction de laminage. Les fins précipités MnS, AIN et CuS seuls ou en combinaison, de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm sont des inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires n'ayant pas l'orientation { 1 1 0} < 001 > .
De manière connue, dans le procédé de réchauffage des brames à une température supérieure à 1 350° C pendant un temps suffisamment long pour dissoudre, y compris au coeur de la brame, les particules MnS, AIN et
CuS seules ou en combinaison, les conditions de laminage à chaud sont contrôlées de manière à obtenir dans la bande laminée à chaud :
- la précipitation de la totalité du soufre sous forme de fines particules inhibitrices dont le diamètre moyen est sensiblement inférieur à 1 00 nm, - une absence de précipitation des nitrures d'aluminium AIN, la précipitation des fines particules inhibitrices AIN, de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm, étant réalisée lors du recuit de la bande laminée à chaud.
Le réchauffage de la brame d'acier à grains orientés à une température supérieure à 1 350°C, pendant un temps suffisamment long, présente le grave inconvénient de favoriser la formation d'oxydes liquides qui s'accumulent sous forme de scories dans le four de réchauffage et nécessite l'arrêt périodique du four pour son décrassage. Il en résulte une perte de productivité et un coût élevé d'entretien.
Il est connu, notamment des brevets EP 0 21 9 61 1 et EP 0 339 474 des procédés pour éviter l'encrassement du four de réchauffage des brames, procédés dans lesquels le réchauffage des brames est effectué à une température inférieure à 1 350°C.
Selon un procédé la remise en solution des précipités AIN lors du réchauffage de la brame est incomplète, une nitruration de la tôle décarburée étant effectuée pour former l'inhibiteur principal (AI,Si)N sous forme de fines particules avant le début de la recristallisation secondaire.
Dans le procédé la teneur en soufre est limitée et inférieure à 0,01 2% .
Selon un autre procédé connu du brevet EP 0 61 9 376, les sulfures de manganèse MnS ne sont pas remis en solution lors du réchauffage de la brame et ne participent pas à l'inhibition car ils restent sous forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud.
Les nitrures d'aluminium AIN ne sont remis en solution que dans une faible proportion et ne participent pas non plus à l'inhibition puisqu'ils sont sous la forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud, en une quantité égale à au moins 60 % de la teneur totale en azote.
L'inhibition est essentiellement réalisée par les fines particules de sulfure de cuivre qui sont formées pendant le recuit de la tôle laminée à chaud.
Selon un autre procédé décrit dans le brevet EP 0 732 41 3 les précipités contenant du soufre et/ou de l'azote sont remis en solution lors du réchauffage de la brame par suite de l'adaptation de la composition chimique : soufre < 0,020 %, aluminium < 0,030 %, [(%S) x (%Mn)] <
1 60.1 0'5 et [(%AI) x (%N)] < 240.1 0"6.
L'acier est laminé à chaud de façon à faire précipiter en totalité le soufre sous forme de fines particules. L'acier est laminé à chaud de façon à ne pas faire précipiter l'azote sous forme de fines particules AIN. L'acier laminé à chaud est recuit de façon à faire précipiter l'azote sous forme de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal. il peut être ajouté à la magnésie utilisée comme séparateur de recuit au moins un composé soufré et ou azoté qui permet un complément d'inhibition.
Le but de la présente invention est de fabriquer une tôle d'acier électrique à grains orientés assurant une amélioration de la qualité magnétique de la tôle lorsque le réchauffage de la brame ou de la bande est effectué à une température inférieure à 1 350°C avant laminage à chaud. La présente invention a pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant, successivement :
- une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier contenant dans leur composition chimique pondérale moins de 0, 1 % de carbone, plus de 2,5 % de silicium, notamment, les éléments aluminium, azote, manganèse, cuivre et soufre destinés à former des précipités inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires, et éventuellement de l'étain,
- un réchauffage de la brame ou de la bande, - un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 et 5 mm,
- un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
- un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande,
- un laminage à froid à une épaisseur finale égale ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant dans ce cas facultatif,
- un recuit de recristallisation primaire et de décarburation au défilé en atmosphère humide contenant N2 et H2, - une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO, - un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
- une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué le planage à chaud de la tôle, le procédé se caractérisant en ce que :
- la brame ou la bande ayant la composition pondérale suivante :
- moins de 0, 1 % de carbone,
- plus de 2,5 % de silicium
- soufre supérieur à 0,006 %, - manganèse supérieur à 0,02 %,
- aluminium supérieur à 0,008 %,
- azote supérieur à 0,004 %,
- cuivre supérieur à 0,02 %,
- étain inférieur à 0,02%, le reste étant le fer et les impuretés, est réchauffée à coeur à une température inférieure à 1 350°C et soumise à un laminage à chaud de façon que :
- le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) soit supérieur à 0,004 % dans la tôle laminée à chaud,
- le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules AIN de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud, la tôle laminée à chaud ainsi obtenue étant soumise à au moins un recuit de façon que plus de 60 % du pourcentage massique total de l'azote soit précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm. Les autres caractéristiques de la présente invention sont :
- la brame ou la bande contient notamment en composition pondérale: 0,02% < carbone < 0,07%
3% < silicium < 4% 0,006% < soufre < 0,035% manganèse > 0,02% 0,008% < aluminium < 0,035% 0,004% < azote < 0,009% 0,02% < cuivre < 0,30%,
0,02% < étain < 0,20%,
- la brame ou la bande contient en outre de 0,08% à 0,20% d'étain, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètre (nm) étant supérieur à 0,004% dans la tôle laminée à chaud.
- la brame ou la bande contient en outre moins de 0,08% d'étain, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètre (nm) étant supérieur à 0,006% dans la tôle laminée à chaud. - après le recuit, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008 %
- après le recuit, le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm est supérieur à 0,006
% et de préférence supérieur à 0,008%.
- le recuit comprend un maintien en température de la tôle entre 900 °C et 1 1 50°C pendant au moins 50 secondes, suivi d'un refroidissement rapide.
- le recuit est effectué avant laminage à froid en une seule étape jusqu'à épaisseur finale.
- le recuit est un recuit intermédiaire, effectué après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
- le recuit est effectué avant laminage à froid et après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide. - le laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation est effectué avec un taux de réduction supérieur à 70 % .
- au moins une passe de l'étape de laminage à froid, précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, est effectuée à une température supérieure à 1 50°C.
- la magnésie contient, en plus de l'addition facultative de dioxyde de titane, seul ou en association, du bore ou un composé du bore, du soufre ou un ou plusieurs composés soufrés, un ou plusieurs composés azotés, un ou plusieurs composés soufrés et azotés, du chlorure d'antimoine, du sulfate d'étain.
- la tôle décarburée est soumise à une nitruration gazeuse dans une atmosphère contenant de l'ammoniac.
L'invention concerne également une tôle d'acier électrique à grains orientés, obtenue par le procédé. La description qui suit et les figures annexées, le tout donné à titre d'exemple non limitatif fera bien comprendre l'invention.
La figure 1 présente le pourcentage massique du soufre non précipité, sous forme de particules grossières de diamètre supérieur ou égal à 300 nm, de la tôle laminée à chaud avant recuit, comme représenté sur la courbe A et de la tôle laminée à chaud après recuit, comme représenté sur la courbe B, le pourcentage massique du soufre non précipité étant fonction du pourcentage massique du soufre total contenu dans la brame réchauffée à 1 300°C.
Les figures 2a, 2b, 2c présentent les caractéristiques magnétiques de la tôle, tôle à l'épaisseur finale 0,285mm après laminage à froid, revêtue d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction, la brame ayant été réchauffée à 1 300°C, en fonction du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm de la tôle laminée à chaud avant recuit. La figure 3 présente l'induction B800 du produit final à l'épaisseur 0,285 mm après laminage à froid en fonction de la température du recuit de la tôle laminée à chaud, la brame ayant été réchauffée à 1 300°C.
La figure 4 présente le diamètre moyen, en micron, du grain après le recuit de recristallisation primaire et de décarburation en fonction du pourcentage massique du soufre de la brame réchauffée à 1 300°C, l'épaisseur de la bande laminée à chaud étant de 2,3 mm et 2 mm.
La figure 5 présente les caractéristiques magnétiques du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage de grains ayant un diamètre supérieur à 1 5 μm, après recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le réchauffage de la brame étant effectué à 1 300°C.
Les figures 6a, 6b, 6c présentent les caractéristiques magnétiques du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage de grains ayant un diamètre inférieur à 5 μm, après recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le réchauffage de la brame étant effectué à 1 300°C.
La figure 7 présente les pertes à 1 ,7 T et 50 Hz du produit final, à l'épaisseur 0,285 mm, en fonction du pourcentage massique en aluminium soluble de la brame réchauffée à 1 300°C.
Les figures 8a, 8b, 8c présentent les caractéristiques magnétiques du produit final à l'épaisseur 0,285 mm en fonction du pourcentage massique en étain de la brame réchauffée à 1 300°C et du pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, de la tôle laminée à chaud avant recuit.
On désigne de manière générale, par fines particules, des particules dont le diamètre moyen est inférieur à 300 nm, la majeure partie de ces particules ayant un diamètre moyen inférieur à 1 00 nm, par particules grossières, des particules dont le diamètre moyen est égal ou supérieur à 300 nm, et en particulier, par soufre non précipité sous forme de particules grossières, le soufre précipité principalement sous forme de fines particules dont la majorité possède un diamètre moyen inférieur à 1 00 nm et le soufre en solution solide. Il apparaît que la caractérisation au microscope électronique des particules susceptibles d'agir en tant qu'inhibiteurs constitue le meilleur moyen de différencier les différents procédés de réchauffage de brames à basse température, c'est à dire à une température inférieure à 1 350°C. En effet, il est difficile de présenter dans le détail et avec précision les cycles thermiques et thermomécaniques à l'origine de l'état de la précipitation dans la tôle laminée à chaud.
Le pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud est égal à la différence entre le pourcentage massique du soufre total de la brame d'acier, déterminé par analyse chimique, et le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud, déterminé au microscope électronique à balayage. Afin d'éliminer les artefacts de détection, seuls les précipités contenant du soufre de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm ont été pris en compte. Des traversées à champs jointifs ont été réalisées sur une coupe micrographique, de la face supérieure à la face inférieure de la tôle, avec un grossissement de 1 000 et avec une tension d'accélération des électrons de 1 5 kV. La fraction surfacique des précipités contenant du soufre est égale à l'aire totale des précipités contenant du soufre sur l'aire totale examinée. Sur une coupe, la fraction surfacique des précipités est égale à la fraction volumique des précipités. La connaissance de la fraction volumique du soufre précipité sous forme de particules grossières permet d'accéder, par le calcul, à la valeur du pourcentage massique du soufre précipité sous forme de particules grossières et, par suite, au pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à
300 nm.
Dans un exemple d'application du procédé selon l'invention, les aciers dont les compositions sont présentées dans le tableau 1 sont coulés en continu sous forme de brames d'acier d'épaisseur 210 mm. Les brames sont ensuite soumises à : - un réchauffage à coeur à la température de 1 300°C, le coeur des brames étant maintenu 50 minutes au-dessus de 1 250 °C, dont 30 minutes au-dessus de 1 280°C,
- un laminage à chaud de dégrossissage en plusieurs passes et dans l'exemple d'application en cinq passes jusqu'à l'épaisseur de 45 mm, la température à la fin de la dernière passe étant comprise entre 1 080°C et 1090°C,
- un laminage à chaud de finition par exemple en 7 passes, la température de début du laminage à chaud de finition étant comprise entre 1 060°C et 1 075 °C et la température de fin du laminage à chaud de finition étant comprise entre 925 °C et 935 °C.
Les laminages à chaud de dégrossissage et de finition sont réalisés en continu, par passage successif dans, par exemple, les douze cages d'un laminoir, les taux de réduction successifs étant de 21 , 39, 20 25 et 25 % pour le laminage de dégrossissage et 53, 38, 43, 38, 26, 1 8 et 4 % pour le laminage de finition.
La tôle laminée à chaud d'épaisseur 2,3 mm est bobinée à une température comprise entre 510°C et 540°C.
Un recuit au défilé de la tôle laminée à chaud est effectué avec une montée à la température de 1 100°C en 1 00 secondes, un maintien à 1 1 00°C pendant 1 60 secondes, un refroidissement à 800°C en 30 secondes et une trempe à 65 °C en 10 secondes.
La tôle laminée à chaud et recuite est ensuite soumise à un laminage à froid jusqu'à l'épaisseur de 0,285 mm en une étape comprenant six passes correspondant à des taux de réduction successifs d'environ 30 % et à un taux de réduction global de 87,6 %, la température de laminage dépassant plus de 1 50° C pendant au moins une passe.
La tôle laminée à froid est soumise à une recristallisation primaire et à une décarburation comprenant notamment une montée à la température de 700° C en environ 1 5 secondes, une montée de 700°C à 820°C en environ 1 00 secondes, un maintien à 820°C pendant 40 secondes en atmosphère N2/H2 humide.
La tôle décarburée est enduite avec un lait de magnésie contenant 1 50 g de magnésie MgO par litre d'eau, 6 g de Tiθ£ pour 1 00 g de MgO, 0,04% de chlorure d'antimoine pour 1 00 g de MgO, et séchée.
La tôle décarburée revêtue de magnésie est ensuite soumise à un recuit de recristallisation secondaire avec une montée en température de
1 5 °C/h, sous atmosphère 25 % N2 - 75 % H2, entre 650°C et 1 200°C et un maintien à 1 200°C sous hydrogène jusqu'à épuration complète du métal en S et N.
La tôle épurée est ensuite soumise à :
- une enduction par une solution constituée de silice, d'un phosphate d'aluminium et d'acide chromique,
- un planage à chaud de la tôle suivi d'une cuisson du revêtement au défilé à 800°C.
Sauf indication contraire, les conditions de traitement, à chaque phase de la fabrication sont les mêmes pour tous les exemples cités.
Tableau 1 Composition chimique en pourcentage massique des brames : Repère C Si Mn S Alsol N Cu Sn P
Acier 1 0,056 3,12 0,078 0,01 1 0,019 0,0062 0,144 0,008 < 0,025
Acier 2 0,054 3,26 0,079 0,015 0,020 0,0066 0,085 0,069 < 0,025 Acier 3 0,057 3,22 0,079 0,022 0,019 0,0065 0,083 0,068 < 0,025
Acier 4 0,059 3,24 0,080 0,025 0,022 0,0066 0,082 0,070 < 0,025
Acier 5 0,058 3,21 0,081 0,027 0,019 0,0068 0,085 0,072 < 0,025
Tableau 2 : Caractéristiques magnétiques obtenues à l'épaisseur finale 0,285mm après laminage à froid, en fonction de la température de réchauffage à coeur des brames :
T° réchauffage W(1 ,5/50) W(1 ,7/50) B800 I
W/Kg W/Kg Tesla % Acier 1 1250°C 0,95 1 ,41 1 ,83 0,0037
Acier 1 1300°C 0,94 1 ,36 1 ,84 0,0055
Acier 2 1250°C 0,81 1 ,14 1 ,87 0,0063
Acier 2 1300°C 0,79 1 ,09 1 ,89 0,0065
Acier 3 1250°C 1 ,28 2,08 1 ,63 0,0014
Acier 3 1300°C 0,76 1 ,03 1 ,92 0,0080
Acier 4 1300°C 0,77 1 ,04 1 ,90 0,0104
Acier 5 1300°C 0,76 1 ,02 1 ,92 0,0086
La courbe A de la figure 1 montre, de manière non prévisible, que dans les conditions de réchauffage à 1 300° C de la brame de coulée continue et de laminage à chaud selon l'invention, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud non recuite augmente lorsque le pourcentage massique du soufre total de la brame augmente. De façon concomitante, les figures 2a, 2b, 2c montrent que lorsque le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud est supérieur à 0,006 %, les pertes à 1 ,5 Tesia sont inférieures à 0,8 W/kg, les pertes à 1 ,7 Tesia sont inférieures à 1 , 1 W/ Kg, et l'induction B800 est égale ou supérieure à 1 ,88 Testa, la brame ayant été réchauffée à 1 300°C et le produit final ayant une épaisseur de 0,285 mm après laminage à froid.
La brame d'acier n ° 1 , à plus bas pourcentage de soufre total, 0,01 1 %, et qui ne contient pas d'addition volontaire d'étain conduit à un produit final caractérisé par une qualité magnétique médiocre, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm étant de 0,0055% dans la tôle laminée à chaud.
L'acier n° 2, dont la brame contient 0,01 5 % de soufre total et dont la tôle laminée à chaud a un pourcentage massique de soufre non précipité sous forme de particules grossières supérieur à 0,006 %, possède une qualité magnétique un peu inférieure à celle des aciers 3, 4 et 5 dont les tôles laminées à chaud sont caractérisées par un pourcentage massique plus élevé du soufre non précipité sous forme de particules grossières. La figure 3 montre, la brame ayant été réchauffée à 1 300°C, que dès que l'on s'écarte fortement de la température optimale de recuit, voisine de 1 1 00°C, de la tôle laminée à chaud correspondant à l'acier n ° 2, la qualité magnétique représentée par l'induction B800 est fortement dégradée, notamment lorsque la température de recuit est égale à 1 050 et 1 1 50°C, l'épaisseur du produit final étant de 0,285 mm après laminage à froid. Par contre, si la dégradation de la qualité magnétique est aussi significative quand la température de recuit de la tôle laminée à chaud des aciers 3, 4 et 5 est proche de 1 1 50°C, cette qualité magnétique diminue peu quand la température de recuit de la tôle laminée à chaud est égale à 1 050°C par suite du pourcentage massique plus élevé du soufre non précipité à l'état de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm.
Pour montrer l'importance du critère I désignant le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud, une brame d'acier n ° 3 a été réchauffée dans un autre exemple, à coeur, à 1 250°C, le coeur de la brame d'épaisseur 21 0 mm étant maintenu 45 minutes au-dessus de 1 200 °C, dont 32 minutes au- dessus de 1 230°C. La température de fin du laminage à chaud de dégrossissage est de 1 075 °C, la température de début du laminage à chaud de finition est de 1 030°C, la température de fin du laminage à chaud de finition est de 950° C, la température de bobinage est de 525 °C. Le recuit de la tôle laminée à chaud a été effectué à 1 1 00°C pendant 1 60 secondes, avec les conditions de montée en température et de refroidissement déjà décrites. La très mauvaise qualité magnétique obtenue (B800 = 1 ,63 T) est liée à un pourcentage massique I insuffisant (0,001 4 %) du soufre non précipité à l'état de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, dans la tôle laminée à chaud. Cela signifie que les conditions de réchauffage, de laminage à chaud et de recuit de la tôle laminée à chaud de l'acier n ° 3, ne sont pas adaptées, notamment, le temps de maintien à 1 250° C est insuffisant. Si le pourcentage massique en soufre de la brame est plus faible, le réchauffage à 1 250°C dans les mêmes conditions conduit à une faible dégradation de la qualité magnétique comme par exemple, pour l'acier n ° 2 du tableau 2 qui possède, conformément à l'invention, une valeur de « I » égale à 0,0063% après réchauffage à 1 250°C et laminage à chaud.
L'utilisation d'un temps de réchauffage de la brame ou de la bande plus long permet d'augmenter, dans la tôle laminée à chaud ou dans la bande, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm. Ainsi, le coeur d'une brame d'acier n ° 3 a été réchauffé à 1 300°C dans les conditions suivantes : maintien de 65 minutes au-dessus de 1 250°C, dont 45 minutes au-dessus de 1 280° C. Dans ces conditions, le pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières est de 0,01 3 % dans la tôle laminée à chaud, au lieu de 0,008 % (Tableau 2) . Le recuit de la tôle laminée à chaud, selon l'invention, doit être effectué dans des conditions telles qu'il n'y a pas augmentation du pourcentage du soufre précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm. Les conditions de recuit selon l'invention doivent favoriser la mise en solution partielle des précipités de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm et la précipitation du soufre en solution solide, au refroidissement, sous forme de particules fines de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm. La courbe B de la figure 1 présente des exemples, selon l'invention, du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm, c'est- à-dire en solution solide et précipité essentiellement sous forme de particules fines de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm, après recuit de la tôle laminée à chaud. Le pourcentage massique du soufre en solution solide et précipité à l'état de fines particules, après recuit de la tôle laminée à chaud, est supérieur à 0,010 % pour les aciers 3, 4 et 5. D'une manière générale, le procédé selon l'invention permet la précipitation du soufre en solution solide sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm lors du recuit effectué avant ou/et après le premier laminage à froid, pendant le recuit de décarburation, pendant le recuit de recristallisation secondaire et notamment avant le début de la recristallisation secondaire.
Le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande, selon l'invention, doit en outre être effectué dans des conditions telles qu'il y a précipitation importante de l'azote, avec plus de 60 % du pourcentage massique d'azote total, sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur ou égal à 1 00 nm.
Tableau 3 : Pourcentage massique d'azote précipité à l'état AIN dans la bande laminée à chaud : T° réchauffage N de AIN (10"4%)
Acier 1 1250°C 6
Acier 1 1300°C 2
Acier 2 1250°C 8
Acier 2 1300°C 4 Acier 3 1250°C 14
Acier 3 1300°C 4
Acier 4 1300°C 9
Acier 5 1300°C 8
Le principe de la méthode de mesure du pourcentage massique d'azote précipité est le suivant : une mise en solution de la matrice à l'aide d'un mélange brome-méthanol, une séparation de l'aluminium précipité par filtration sur membrane, une dissolution du nitrure d'aluminium par de la soude diluée, un dosage de l'aluminium par spectrométrie d'émission ICP et un calcul de l'azote correspondant.
Tableau 4 : Pourcentage massique d'azote précipité à l'état AIN après recuit de la bande laminée à chaud :
T° réchauffage N de AIN (10"4%) Acier 1 1250°C 50 Acier 1 1300°C 55
Acier 2 1250°C -
Acier 2 1300°C 58
Acier 3 1250°C 50
Acier 3 1300°C 53
Acier 4 1300°C 57
Acier 5 1300°C 56
Les tableaux 3 et 4 présentent des valeurs types du pourcentage massique d'azote précipité avant et après recuit de la tôle laminée à chaud. Il a été vérifié en microscopie électronique en transmission que le diamètre moyen des particules contenant de l'azote est inférieur à 1 00 nm, avant et après recuit de la tôle laminée à chaud.
Il existe selon l'invention des conditions de recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande favorisant simultanément la diminution du pourcentage massique du soufre précipité à l'état de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm et la précipitation de l'azote sous forme de fines particules AIN, seules ou combinées au soufre, de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm. Les exemples ci-dessus correspondent à un cycle de recuit, selon l'invention, comprenant la montée en température, le maintien à une température donnée et le refroidissement rapide, et comprenant notamment un maintien entre 900°C et 1 1 50° C d'au moins 50 secondes.
Des cycles plus complexes peuvent être utilisés, par exemple une montée en température jusqu'à 800°C en 50 secondes, de 800°C à 1 1 00°C en 40 secondes, un maintien de 50 secondes entre 1 1 00°C et 1 1 25 °C, le refroidissement de 1 1 25 °C à 900°C en 30 secondes, le maintien à 900° C pendant 1 60 secondes, le refroidissement de 900°C à 1 00°C en moins de 40 secondes. Selon l'invention, des pertes à 1 ,7 Tesia et 50 Hz de 1 ,01 W/kg, des pertes à 1 ,5 Tesia et 50 Hz de 0,75 W/kg et une induction B800 de 1 ,94 Tesia ont été obtenues à partir d'une brame d'acier n ° 3 réchauffée à 1 300°C pour une épaisseur finale de 0,285 mm après laminage à froid en une étape, le produit final étant revêtu d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction.
Ces caractéristiques sont obtenues notamment lorsque le produit: (%AI) x (%N) > 1 20 1 0"6, et le produit : (%Mn) x (%S) > 1 40 1 0"5' les teneurs en aluminium soluble et en soufre étant chacune supérieure à 0,01 8% et la teneur en étain étant supérieure à 0,05 % dans la brame.
Les figures 2a, 2b, 2c présentent un exemple de caractéristiques magnétiques du produit final à l'épaisseur 0,285 mm après laminage à froid en une étape, revêtu d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction : pertes d'énergie W(1 ,5/50), W(1 ,7/50) en Watt/kg à une fréquence de 50 Hz et pour une induction de travail respectivement de 1 ,5 Tesia et 1 ,7 Tesia et induction B800 acquise sous un champ magnétique de 800 A/m en fonction du pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud (avant recuit), la brame ayant été réchauffée à 1 300°C.
Selon l'invention et dans un autre exemple, pour une teneur en aluminium soluble égale à 0,020 %, une teneur en soufre égale à 0,01 8 % et une teneur en étain inférieure à 0,02 % de la brame réchauffée à
1 300°C, un pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières, avant et après recuit de la tôle laminée à chaud, supérieur à 0,006 %, un pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à
1 00 nm, inférieur à 40 % avant recuit de la tôle laminée à chaud et supérieur à 60 % après recuit, un ajout de 1 g de soufre à l'état d'acide amidosulfurique à 100 g de magnésie contenant en outre du bore et du dioxyde de titane, le produit final, à l'épaisseur 0,285 mm après laminage à froid en une étape, revêtu du revêtement isolant, présente des pertes
W(1 ,5/50) inférieures à 0,86 W/kg, des pertes W( 1 ,7/50) inférieures à 1 ,25
W/kg et un B800 supérieur à 1 ,86 T. A l'épaisseur finale de 0,335 mm après laminage à froid en une étape, les pertes W( 1 ,5/50) sont inférieures à 0,92 W/kg, les pertes W( 1 ,7/50) sont inférieures à 1 ,25 W/kg et le B800 est supérieur à 1 ,86 T. De manière non prévisible, les pertes W( 1 ,7/50) à l'épaisseur 0,335 mm sont équivalentes à celles obtenues à l'épaisseur 0,285 mm. L'absence d'addition volontaire d'étain facilite la décarburation. Pour une même épaisseur finale de 0,335 mm après laminage à froid en une étape, la brame ayant été réchauffée à 1 300°C, laminée à chaud et recuite selon l'invention pour obtenir un pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières supérieur à 0,006%, les caractéristiques magnétiques suivantes ont été obtenues : W (1 ,5/50) = 0,88 W/Kg; W(1 ,7/50) = 1 , 1 5 W/Kg; B800 = 1 ,91 T pour une brame de composition chimique en pourcentage massique : C = 0,058%; Si = 3,24%; Mn = 0,083%; S = 0,029%; Alsol = 0,022%; N = 0,0062%; Sn = 0,07%; Cu = 0,08% .
Dans le procédé selon l'invention de réchauffage de la brame ou de la bande à une température inférieure à 1 350°C, un taux de réduction à froid supérieur à 70 %, avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, permet d'obtenir une induction B800 supérieure à 1 ,84 Tesia et pouvant dépasser 1 ,90 Tesia si le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm est supérieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation.
Pour l'obtention de tôles d'épaisseur finale inférieure à 0,285 mm, le laminage à froid sera réalisé de préférence en deux étapes, avec un recuit intermédiaire. Un taux de réduction à la seconde étape de laminage à froid, après recuit intermédiaire, supérieur à 70 % permet d'obtenir une induction B800 supérieure à 1 ,84 Tesia et pouvant dépasser 1 ,90 Tesia si, dans la tôle laminée à chaud, le pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières est supérieur à 0,006%, la brame contenant moins de 0,08% d'étain, ou supérieur à 0,004%, la brame contenant plus de 0,08% d'étain.
En résumé: Si I > 0,004% > 0,006% Sn > 0,08% < 0,08%
Par exemple, une brame de composition chimique en pourcentage massique : C = 0,056%; Si = 3, 1 9%; Mn = 0;081 %; S = 0,022%; Alsol = 0,022%; N = 0,0070%; Sn = 0, 1 1 2%; Cu = 0,081 % réchauffée à 1 300°C, laminée à chaud selon l'invention; de telle façon que le pourcentage massique I du soufre, non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, de la tôle laminée à chaud d'épaisseur 2,3 mm est égal à 0,0054%; est laminée à froid jusqu'à l'épaisseur 1 ,55 mm, recuite, puis laminée à froid jusqu'à l'épaisseur finale de 0,21 5 mm, la température de laminage dépassant plus de 1 50°C pendant au moins une passe.
Après recristallisation primaire, décarburation, recristallisation secondaire, épuration du métal, et application du revêtement isolant, les caractéristiques magnétiques obtenues sont les suivantes : W(1 ,5/50) = 0,69W/Kg; W(1 ,7/50) = 0,98 W/Kg; B800 = 1 ,89 T.
Lorsque la brame contient une teneur élevée en étain, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm de la tôle laminée à chaud avant recuit peut être inférieur à 0,006% mais doit être supérieur à
0,004% pour obtenir une bonne qualité magnétique.
Le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande avant laminage à froid en une étape et le recuit intermédiaire avant le deuxième laminage à froid dans un laminage à froid en deux étapes comprennent un maintien d'au moins 50 secondes entre 900°C et 1 1 50°C, suivi d'un refroidissement rapide.
Dans le cas d'un laminage à froid en deux étapes, la tôle laminée à chaud ou la bande peut être soumise à un recuit avant le premier laminage à froid. Un tel recuit favorise l'obtention d'une bonne qualité magnétique. Ce recuit comprend un maintien d'au moins 50 secondes entre 900°C et
1 1 50°C, suivi d'un refroidissement rapide. Il contribue à la mise en solution partielle des particules grossières contenant du soufre et à la précipitation de fines particules contenant du soufre ou(et) de l'azote. En aucun cas, il ne doit entraîner la formation de particules grossières contenant du soufre et ou de l'azote. Dans le procédé, selon la présente invention, de réchauffage des brames à coeur à une température inférieure à 1 350°C, la tôle est maintenue à une température supérieure à 1 50°C pendant au moins une passe de l'étape de laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, le laminage à froid ayant lieu en une ou deux étapes. L'élévation de la température de la tôle au-dessus de 1 50°C pendant plusieurs passes favorise l'obtention d'une bonne qualité magnétique, notamment si le taux de réduction à froid est supérieur à 70% . De manière inattendue, le soufre non précipité sous forme de particules grossières, exerce une influence sur la dimension des grains formés par recristallisation primaire, le diamètre moyen du grain après recristallisation primaire et décarburation étant selon l'invention inférieur à 1 5 microns. Quand les conditions selon l'invention ne sont pas réunies, et notamment lorsque le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières est inférieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, certains grains primaires possèdent un diamètre supérieur à 1 5 microns par suite d'une quantité insuffisante de soufre en solution solide et précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm. Il s'ensuit une mauvaise recristallisation secondaire et une dégradation de la qualité magnétique. La figure 4 montre l'influence du pourcentage massique de soufre de la brame sur le diamètre moyen exprimé en μm du grain après recuit de recristallisation primaire et de décarburation.
Lorsque les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid sont respectivement de 2,3 mm et de 0,285 mm, ce qui correspond à un taux de réduction à froid en une étape de 87,60%, le diamètre moyen du grain primaire décroît lorsque le pourcentage massique du soufre total de la brame augmente.
Par contre, lorsque l'épaisseur de la bande laminée à chaud est de 2 mm et le taux de réduction de 85,75 %, le diamètre moyen du grain primaire évolue peu en fonction du pourcentage massique du soufre total de la brame qui est lié au pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm de la tôle laminée à chaud par la relation de la figure 1 .
Dans cet exemple, l'utilisation d'une épaisseur de la bande laminée à chaud de 2 mm apparaît préférable pour améliorer la qualité magnétique. L'amélioration des pertes à 1 ,5 T et à 1 ,7 T et du B800 est respectivement de 3%, 4% et 1 % par rapport aux pertes et au B800 obtenus avec une bande laminée à chaud d'épaisseur 2,3 mm, pour une composition chimique de la brame en pourcentage massique : C = 0,058%; Si = 3,20%; Mn = 0;079%; S = 0,023%; Alsol = 0,020%; N = 0,0076%; Sn = 0,065 %; Cu = 0,085% .
Si l'épaisseur finale de la bande laminée à froid est de 0,261 mm, l'amélioration est respectivement de 6%, 5 % et 1 % pour les pertes et le B800 quand l'épaisseur de la bande laminée à chaud est de 2 mm plutôt que de 2,3 mm, le laminage à froid étant effectué en une étape.
Les figures 5 et 6 montrent que, dans le cas de l'exemple ci- dessus, pour les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid respectivement de 2,00 mm et de 0,285 mm, la meilleure qualité magnétique, pertes à 1 ,5 T et à 1 ,7 T les plus faibles et B800 le plus élevé, est obtenue quand le pourcentage des grains primaires de diamètre supérieur à 1 5 μm est inférieur à 25 %, et de préférence inférieur à 20%, et quand le pourcentage des grains primaires de diamètre inférieur à 5 μm est supérieur à 1 0%, le diamètre moyen du grain après le recuit de recristallisation primaire et de décarburation étant voisin de 1 0 μm. En plus de l'addition facultative de dioxyde de titane l'addition à la magnésie, seul ou en association, de bore ou d'un composé du bore, de soufre ou d'un ou de plusieurs composés soufrés, d'un ou de plusieurs composés soufrés et azotés, de chlorure d'antimoine, d'un composé de l'étain permet d'améliorer la qualité magnétique. Ces additifs à la magnésie renforcent l'inhibition de la croissance normale des grains primaires pendant le recuit de recristallisation secondaire. Parmi ces additifs, le sulfate de magnésium, le sulfate de manganèse, le thiosuifate de sodium, le sulfate d'ammonium, le thiosuifate d'ammonium, l'acide amidosulfurique (ou acide sulfamique), l'urée, la thiourée, le sulfate d'étain peuvent améliorer la qualité magnétique. Après décarburation, la nitruration, à une température supérieure à
500 °C, par l'ammoniac (NH3) dilué dans un mélange N2/H2 est un autre moyen de renforcement de l'inhibition et d'amélioration de la qualité magnétique.
Dans le procédé selon la présente invention : - Le pourcentage massique du soufre de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,006 % afin d'obtenir dans la tôle laminée à chaud ou la bande un pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm, supérieur à 0,006 % . Il sera de préférence inférieur à 0,05 % pour que la desulfuration pendant le recuit de purification soit complète. Il sera de préférence inférieur à 0,035 % pour éviter la formation de criques de rive lors du laminage à chaud de la brame ou de la bande.
- Le pourcentage massique en azote de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,004 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal. Il est inférieur à 0,01 2 % et de préférence à 0,009% pour éviter la formation de soufflures (phénomène de blistering) à la surface de la tôle.
- Le pourcentage massique en aluminium soluble de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,008 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules AIN qui constituent l'inhibiteur principal et afin d'avoir une disponibilité suffisante en aluminium libre non combiné, dans le cas d'apport d'azote par nitruration gazeuse après décarburation ou par addition d'un ou de plusieurs composés azotés à la magnésie. Il est inférieur à 0,04 % et de préférence à 0,03% afin d'obtenir la mise en solution des précipités AIN lors du réchauffage précédant le laminage à chaud.
La figure 7 montre l'effet favorable de l'augmentation du pourcentage massique en aluminium soluble de la brame, la composition chimique en pourcentage massique de la brame étant : C = 0,058%; Si = 3,20%; Mn = 0;080%; S = 0,023%; N = 0,007%; Sn = 0,07%; Cu = 0,08%, le réchauffage de la brame étant effectué à 1 300° C, le laminage à chaud et le recuit avant laminage à froid conduisant à une valeur de I supérieure à 0,006% selon l'invention et le produit final ayant une épaisseur de 0,285 mm obtenue avec un taux de réduction à froid en une étape de 87,6% . L'augmentation de la teneur en S, de 0,023% à 0,029% permet de réduire les pertes. Lorsque la teneur en aluminium soluble est trop élevée, il s'ensuit une absence de recristallisation secondaire et une qualité magnétique inacceptable. Il n'est pas possible de traiter dans les mêmes conditions de recuit avant laminage à froid, de laminage à froid, de recuit de recristallisation primaire, de décarburation et de recristallisation secondaire, une bande laminée à chaud ayant une teneur en aluminium soluble de 0,022% et une bande laminée à chaud ayant une teneur en aluminium soluble significativement plus élevée, 0,030%, par exemple.
- Le pourcentage massique en manganèse de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % afin d'obtenir une quantité suffisante de fines particules MnS qui renforcent l'inhibition et afin d'avoir une disponibilité suffisante en manganèse libre, non combiné, dans le cas d'apport de soufre par addition de soufre ou d'un ou de plusieurs composés soufrés à la magnésie.
- Le pourcentage massique en cuivre de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % afin de limiter la précipitation du soufre sous forme de particules grossières dans la tôle laminée à chaud. Il est inférieur à 0,50 % et de préférence inférieur à 0,030% pour éviter les problèmes de décapage.
L'augmentation du pourcentage massique en cuivre de la brame, de 0,08% à 0, 1 5% permet d'augmenter, avant recuit, la valeur du pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud selon l'invention, de 0,01 0% à 0,01 5%, la composition chimique de la brame étant : C = 0,058%; Si = 3,23%; Mn = 0,079%; S = 0,025%; Alsol = 0,022%; N = 0,0067%; Sn = 0,069%; Cu = 0,08% ou Cu = 0, 1 5%, le réchauffage de la brame étant effectué à 1 300°C selon l'invention. La qualité magnétique du produit final à l'épaisseur de 0,285 mm est la suivante : Cu = 0,08%; W( 1 ,5/50) = 0,77 W/ Kg; W(1 ,7/50) = 1 ,04 W/Kg; B800 = 1 ,90 T et : Cu = 0, 1 5 %; W( 1 ,5/50) = 0,76 W/ Kg; W(1 ,7/50) = 1 ,03 W/Kg; B800 = 1 ,91 Tesia. - Le pourcentage massique en étain de la brame ou de la bande coulée en continu doit être supérieur à 0,02 % pour avoir une influence bénéfique significative sur la qualité magnétique. Il est limité à 0,20 % afin d'éviter les problèmes de décapage et de décarburation.
La figure 8 illustre l'influence bénéfique de l'augmentation de la teneur en étain de la brame sur la qualité magnétique, la brame ayant été chauffée à 1 300°C, laminée à chaud et recuite, les épaisseurs des bandes laminées à chaud et à froid étant respectivement de 2,3 mm et de 0,285 mm. Le pourcentage massique I du soufre non précipité sous forme de particules grossières de la tôle laminée à chaud non recuite est précisé sur la figure 8. L'effet bénéfique de l'étain ne s'exerce pleinement que si le pourcentage massique I est égal ou supérieur à 0,006% . En l'absence volontaire d'addition d'étain, le pourcentage I doit être, de préférence, égal ou supérieur à 0,008% . En présence d'une teneur élevée en étain, le pourcentage I peut être inférieur à 0,006%, mais il s'ensuit une qualité magnétique qui n'est pas optimale. Le point expérimental correspondant à un pourcentage massique en étain de 0, 1 1 2% et à un pourcentage massique I = 0,0054% n'est pas situé sur la droite donnant les valeurs des pertes ou du B800 en fonction de pourcentage massique en étain. (figures 8a, 8b, 8c) .
- Le pourcentage massique en silicium de la brame ou de la bande coulée en continu est supérieur à 2,5 % pour avoir de faibles pertes magnétiques. Plus ce pourcentage en silicium est élevé, plus les pertes sont faibles mais l'augmentation du pourcentage en silicium au-dessus de 4 % rend difficile le laminage à froid.
- Le pourcentage massique en carbone de la brame ou de la bande coulée en continu est limité à 0, 1 0 % et de préférence à 0,07% car au- delà, la décarburation est difficile. Le pourcentage du carbone est supérieur à 0,02 % afin d'obtenir une bonne qualité magnétique.
Selon l'invention, l'augmentation de la teneur en manganèse peut dépasser 0,20 % à condition que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nm reste supérieur à 0,006 % avant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation. Cette augmentation de la teneur en manganèse, élément gammagène qui favorise la formation d'austénite, peut être accompagnée d'une diminution de la teneur en soufre et d'une diminution de la teneur en carbone, élément gammagène, et ou une augmentation de la teneur en silicium, élément alphagène qui favorise la formation de ferrite. Il est essentiel de maintenir une certaine fraction d'austénite pour dissoudre AIN pendant le réchauffage de la brame ou de la bande. Pour une température T de réchauffage et un pourcentage massique d'azote fixé, le pourcentage massique en aluminium de la brame ou de la bande coulée en continu selon l'invention, permettant la mise en solution complète des précipités AIN lors du réchauffage précédant le laminage à chaud, peut être estimé à partir d'une relation du type : log (% Al) x (% N) = - 1 0.062/T + 2.72 Le procédé selon la présente invention est décrit pour des brames de coulée continue d'épaisseur comprise entre 1 50 et 300 mm. Plus l'épaisseur de la brame est grande, plus long est le temps nécessaire pour atteindre la température visée au coeur de la brame. Dans le cas d'un réchauffage au défilé, par exemple, il faut de préférence ralentir la vitesse de passage de la brame dans le four lorsque l'épaisseur de la brame passe de 21 0 mm à 240 mm. Il est possible d'accélérer la vitesse de passage de la brame dans le four de réchauffage lorsque la brame est mince, c'est-à- dire d'épaisseur comprise entre 1 5 et 1 00 mm environ. La température de bobinage à chaud doit être telle que le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières est égal ou supérieur à 0,004% et de préférence à 0,006 % et telle que le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud. Cette température est généralement inférieure à 700°C.
Le procédé selon la présente invention peut aussi être appliqué à des bandes minces d'épaisseur comprise entre 1 et 10 mm obtenues par coulée d'acier liquide entre deux rouleaux refroidis, les bandes étant réchauffées rapidement à coeur, compte-tenu de la faible épaisseur, à une température inférieure à 1 350°C avant laminage à chaud.
Le nombre de passes de laminage à chaud est fonction de l'épaisseur initiale de la brame ou de la bande et de l'épaisseur de la tôle laminée à chaud. Si l'épaisseur de la brame ou de la bande coulée en continu est suffisamment faible, le laminage à chaud de dégrossissage peut être supprimé.
Le réchauffage et le laminage à chaud de la bande mince coulée en continu peuvent être supprimés si le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre égal ou supérieur à 300 nm, est supérieur à 0,006% et si le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules est inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle brute de coulée entre deux rouleaux. La bande mince est alors soumise à au moins un recuit selon l'invention.
La tôle obtenue par le procédé présente une induction B sous un champ de 800A/m égale ou supérieure à 1 ,86 Tesia et des pertes à 1 ,7 Tesia et 50 Hertz inférieures à 1 ,30 W/Kg pour une épaisseur finale supérieure à 0,30 mm. Pour une épaisseur finale égale ou inférieure à 0,30 mm, la tôle obtenue par le procédé présente une induction B sous un champ de 800 A/m égale ou supérieure à 1 ,86 Tesia et des pertes à 1 ,7 Tesia et 50 Hertz inférieures à 1 ,25 Watt/Kg.

Claims

REVENDICATIONS.
1 . Procédé de fabrication d'une tôle d'acier électrique à grains orientés pour la réalisation notamment de circuits magnétiques de transformateurs comprenant successivement :
- une coulée d'un acier en continu sous forme de brame ou de bande d'acier, contenant dans leur composition chimique pondérale moins de 0, 1 % de carbone, plus de 2,5% de silicium, notamment, les éléments aluminium, azote, manganèse, cuivre et soufre destinés à former des précipités inhibiteurs de la croissance normale des grains primaires et éventuellement de l'étain,
- un réchauffage de la brame ou de la bande,
- un laminage à chaud de la brame et éventuellement de la bande pour l'obtention d'une tôle d'épaisseur comprise entre 1 et 5 mm, - un bobinage à chaud de la tôle laminée à chaud,
- un recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande,
- un laminage à froid à une épaisseur égaie ou inférieure à 0,65 mm en une seule étape ou un laminage à froid en deux étapes avec recuit intermédiaire, le recuit de la tôle laminée à chaud ou de la bande étant dans ce cas facultatif,
- un recuit de recristallisation primaire et de décarburation, au défilé, en atmosphère humide contenant H2 et N2,
- une application sur les deux faces de la tôle décarburée d'un séparateur de recuit constitué principalement de magnésie MgO, - un recuit de recristallisation secondaire et d'épuration en bobine,
- une application d'un revêtement isolant induisant une contrainte de traction et un recuit de cuisson du revêtement, durant lequel est généralement effectué un planage à chaud de la tôle, caractérisé en ce que : la brame ou la bande ayant la composition pondérale suivante: - moins de 0, 1 % de carbone, - plus de 2,5 % de silicium
- soufre supérieur à 0,006 %,
- manganèse supérieur à 0,02 %,
- aluminium supérieur à 0,008 %, - azote supérieur à 0,004 %,
- cuivre supérieur à 0,02 %,
- étain inférieur à 0,20% le reste étant le fer et les impuretés, est réchauffée à coeur à une température inférieure à 1 350°C et soumise à un laminage à chaud de façon que :
- le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) soit supérieur à 0,006 % dans la tôle laminée à chaud,
- le pourcentage massique d'azote précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 100 nm soit inférieur à 40 % du pourcentage massique total en azote dans la tôle laminée à chaud, la tôle laminée à chaud ainsi obtenue est soumise à au moins un recuit de façon que plus de 60 % du pourcentage massique total de l'azote soit précipité uniquement sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm.
2. Procédé selon la revendication 1 caractérisé en ce que la brame ou la bande contient notamment en composition pondérale: 0,020% < carbone < 0,07% 3% < silicium < 4% 0,006% < soufre < 0,035% manganèse > 0,02% 0,008% < aluminium < 0,030% 0,004% < azote < 0,009% 0,02% < cuivre < 0,30% 0 < étain < 0,20%
3. Procédé selon les revendications 1 et 2 caractérisé en ce que la brame ou la bande contient en outre de 0,08% à 0,20% d'étain, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètre (nm) étant supérieur à 0,004% dans la tôle laminée à chaud.
4. Procédé selon les revendications 1 et 3 caractérisé en ce que la brame ou la bande contient en outre moins de 0,08% d'étain, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètre (nm) étant supérieur à 0,006% dans la tôle laminée à chaud.
5. Procédé selon les revendications 1 à 4 caractérisé en ce qu'après le recuit, le pourcentage massique du soufre non précipité sous forme de particules grossières de diamètre moyen égal ou supérieur à 300 nanomètres (nm) est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008 %
6. Procédé selon la revendication 5 caractérisé en ce que, après le recuit, le pourcentage massique du soufre précipité sous forme de fines particules de diamètre moyen inférieur à 1 00 nm est supérieur à 0,006 % et de préférence supérieur à 0,008% .
7. Procédé selon les revendications 1 à 6 caractérisé en ce que le recuit, comprend un maintien en température de la tôle entre 900° C et
1 1 50°C pendant au moins 50 secondes, suivi d'un refroidissement rapide.
8. Procédé selon les revendications 1 à 7 caractérisé en ce que le recuit est effectué avant laminage à froid en une seule étape jusqu'à épaisseur finale.
9. Procédé selon les revendications 1 à 7 caractérisé en ce que le recuit est un recuit intermédiaire, effectué après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
!
1 0. Procédé selon les revendications 1 à 7 caractérisé en ce que le recuit est effectué avant laminage à froid et après un premier laminage à froid de la tôle laminée à chaud ou de la bande au cours d'un laminage à froid en deux étapes, le recuit étant suivi d'un refroidissement rapide.
1 1 . Procédé selon les revendications 1 à 1 0 caractérisé en ce que le laminage à froid précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation est effectué avec un taux de réduction supérieur à 70 %.
1 2. Procédé selon les revendications 1 à 1 1 caractérisé en ce que au moins une passe de l'étape de laminage à froid, précédant le recuit de recristallisation primaire et de décarburation, est effectuée à une température supérieure à 1 50°C.
1 3. Procédé selon les revendications 1 à 1 2 caractérisé en ce que la magnésie contient, en plus de l'addition facultative de dioxyde de titane, seul ou en association, du bore ou un composé du bore, du soufre ou un ou plusieurs composés soufrés, un ou plusieurs composés azotés, un ou plusieurs composés soufrés et azotés, du chlorure d'antimoine, du sulfate 5 d'étain.
1 4. Procédé selon les revendications 1 à 1 3 caractérisé en ce que la tôle décarburée est soumise à une nitruration gazeuse dans une atmosphère contenant de l'ammoniac. 0
1 5. Tôle d'acier électrique à grains orientés d'épaisseur supérieure à 0,30 mm obtenue par le procédé selon les revendications 1 à 14, caractérisée en ce qu'elle présente une induction B sous un champ de 800 A/m égale ou supérieure à 1 ,86 Tesia et des pertes à 1 ,7 Tesia et 50 Hertz inférieures à 1 ,30 W/Kg.
1 6. Tôle d'acier électrique à grains orientés d'épaisseur inférieure à 0,30 mm obtenue par le procédé selon les revendications 1 à 14, caractérisée en ce qu'elle présente une induction B sous un champ de 800 A/m égale ou supérieure à 1 ,86 Tesia et des pertes à 1 ,7 Tesia et 50 Hertz inférieures à 1 ,25 W/Kg.
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