MX2012014567A - Placa de acero magnetico orientado y metodo de produccion de la misma. - Google Patents

Abstract

El dominio magnético se segmenta por la exposición a un láser y puede obtenerse una placa de acero magnético orientado que cumple las demandas recientes para reducir la pérdida de hierro, al limitar la cantidad de nitrógeno (N) dentro de un recubrimiento de forsterita, sobre una placa de acero magnético orientado con una resistencia de campo magnético (B8) de 1.91T o más a 3.0% en masa o menos.

Description

PLACA DE ACERO MAGNÉTICO ORIENTADO Y MÉTODO DE PRODUCCIÓN DE LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una placa de acero eléctrica de grano orientado para su uso en un material de alma de hierro de un transformador o similar y un método para fabricar la placa de acero eléctrica de grano orientado.

TÉCNICA ANTERIOR Una placa de acero eléctrica de grano orientado se utiliza principalmente como un alma de hierro de un transformador y se requiere para mostrar características magnéticas superiores, por ejemplo baja pérdida de hierro en particular.

A este respecto, es muy importante acumular los granos recristalizados secundarios de una placa de acero en la orientación (110) [001], es decir lo que se le llama "orientación Goss", y reduce las impurezas en un producto de placa de acero. Sin embargo, existen restricciones en controlar los granos de cristal y reducir las impurezas en vista del costo de producción. Por consiguiente, se ha desarrollado una técnica para introducir no uniformidad en una superficie de una placa de acero por medios físicos para subdividir el ancho de un dominio magnético para reducir la pérdida de hierro, es decir, la técnica de refinamiento de dominio magnético.

Por ejemplo, JP-B 57-002252 propone una técnica para irradiar una placa de acero como un producto acabado con láser para introducir regiones lineales de alta densidad de dislocación en una capa superficial de la placa de acero, por lo que estrecha el ancho de dominio magnético y reduce la pérdida de hierro de la placa de acero. La técnica de refinamiento de dominio magnético utilizando irradiación por láser de JP-B 57-002252 se mejoró después de esto (véase JP-A 2006-117964, JP-A 10-204533, JP-A 11-279645 y similares), de modo que puede obtenerse una placa de acero eléctrica de grano orientado que tenga buenas propiedades de pérdida de hierro.

Además, JP-A 2000-119824 describe un experimento ejemplar para mejorar la pérdida de hierro por irradiación por láser como un método para mejorar las propiedades de pérdida de hierro de una placa de acero en un sistema de componente sin utilizar un inhibidor, (es decir, un sistema de componente sin inhibidor) . Además, JP-A 2007-138201 describe un ejemplo para reducir la pérdida de hierro de una placa de acero mediante especificación de un compuesto de titanio agregado a un separador de recocido y atmósfera de recocido durante el recocido final cuando se utiliza un material de acero sin inhibidor .

Se han realizado diversas mejoras técnicas para la técnica de refinamiento de dominio magnético como se describe en lo anterior. Sin embargo, existe una demanda para mejoras adicionales de propiedades de pérdida de hierro de una placa de acero eléctrica de grano orientado debido al incremento de sensibilización pública de energía segura y protección del medio ambiente en años recientes.

DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problemas a ser resueltos por la Invención Sin embargo, ninguna de las placas de acero eléctrico de grano orientado descritas en JP-B 57-002252, JP-A 2006-117964, JP-A 10-204533, JP-A 11-279645 puede lograr valores de pérdida de hierro lo suficientemente bajos para satisfacer una demanda pública como se describe en lo anterior.

Además, JP-A 2000-119824 y JP-A 2007-138201 también tiene tales problemas como se describe en lo siguiente, los cuales se revelaron por la presente invención en los procesos de investigación para lograr la presente invención.

Es decir, JP-A 2000-119824, aunque de alguna manera se menciona mejorar las propiedades de pérdida de hierro al restringir el contenido de Al en el acero, no se dedica atención a cómo los compuestos en recubrimiento de forsterita (principalmente recubrimiento compuesto de Mg2Si04) afecta la irradiación por láser y no obtiene un suficiente efecto de refinamiento de dominio magnético por láser después de todo. Un suficiente efecto de refinamiento de dominio magnético por láser no se obtiene solamente por las técnicas de control descritas en JP-A 2007-138201, tampoco.

MEDIOS PARA RESOLVER EL PROBLEMA La presente invención por lo tanto realiza diversas investigaciones sobre los factores que afectan la reducción de pérdida de hierro en el refinamiento de dominio magnético por irradiación por láser para resolver los problemas descritos en lo anterior. Como resultado, se ha encontrado que los contenidos de nitruro (principalmente nitruros de Al, Ti) en la imprimación de forsterita y uniformidad de tamaño de grano de forsterita en el recubrimiento de forsterita afecta significativamente la reducción de pérdida de hierro. Específicamente, se ha revelado que, cuando el contenido total de nitruro (principalmente Nitruros de Ti, Al) presentes en el recubrimiento de forsterita excede un cierto valor, la conductividad térmica del recubrimiento se carga localmente y un efecto que imparte esfuerzo térmico causado por la irradiación láser se hace no uniforme, por lo cual el efecto de reducir la pérdida de hierro no se obtiene lo suficientemente. Además, se ha revelado que, cuando la dimensión del grano de forsterita no es uniforme, las tensiones no se introducen a través de estos granos tan uniformemente como se espera y de este modo, el efecto de reducir la pérdida de hierro no se puede obtener lo suficiente.

Después, la presente invención descubrió, como resultado de una investigación detallada de una relación entre el contenido total de nitruro en recubrimiento de forsterita y un efecto de reducir la pérdida de hierro por irradiación por láser, que el efecto de reducir la pérdida de hierro se mejora notablemente al suprimir el contenido de nitrógeno en la imprimación de forsterita a 3.0% en masa o menos. Además, la presente invención a descubierto como resultado de una investigación detallada de una relación entre uniformidad de tamaño de grano de forsterita y un efecto de reducir la pérdida de hierro por irradiación por láser, que el efecto para reducir la pérdida de hierro se mejora notablemente: al controlar los contenidos establecidos de aluminio y titanio contenidos por las concentraciones relativamente altas en la imprimación de forsterita para ser de 4.0% en masa o menos y 0.5-4.0% en masa, respectivamente, para suprimir las variaciones en la composición de imprimación de forsterita; y establecer la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita para ser igual a o menor que 1.0 veces tanto como el promedio del tamaño de grano.

Específicamente, características críticamente importantes con respecto al contenido de nitrógeno de la imprimación de forsterita reside en los siguientes cuatro aspectos (l)-(4) y las características críticamente importantes con respecto a la uniformidad de tamaño de grano de forsterita reside en los siguientes cinco aspectos (l)-(5). (1) Los contenidos de Al y N en acero fundido serán Al: 0.01% en masa o menos y N: 0.005% en masa o menos, respectivamente, en procesos de fabricación de acero. (2) El contenido de compuesto de titanio (distintos a nitruro) en el separador de recocido será 4 partes por masa o menos en la conversión de T1O2 con respecto a 100 partes por masa de MgO. (3) Una atmósfera en el proceso de calentamiento del recocido final al menos a un margen de temperatura de 750°C a 850°C será una atmósfera de gas inerte que no contiene 2. (4) Una atmósfera en el proceso de calentamiento del recocido final a una temperatura igual a o mayor que 1100°C será una atmósfera en la cual la presión parcial de N2 se establece de manera controlable para ser 25% o menos. (5) La diferencia máxima en las temperaturas limite dentro de una placa de acero enrollado estará en el margen de 20°C a 50°C en el recocido final.

La presente invención se ha diseñado con base en los descubrimientos antes mencionados y un objeto de la misma es proporciona una placa de acero eléctrica de grano orientado que satisface las demandas para reducir la pérdida de hierro, asi como también un método de fabricación ventajoso de la misma.

Específicamente, las características principales de la presente invención son como sigue. [1] Una placa de acero eléctrica de grano orientado sometida a un refinamiento de dominio magnético por irradiación por láser y que tiene una densidad de flujo magnético B8 de al menos 1.91T, caracterizado porque el contenido de nitrógeno en la imprimación de forsterita se suprime a 3.0% en masa o menos. [2] La placa de acero eléctrica de grano orientado de [1] anterior, en donde el contenido de aluminio y el contenido de titanio en la imprimación de forsterita se suprimen a 4.0% en masa o menos y 0.5-4.0% en masa, respectivamente. [3] La placa de acero eléctrica de grano orientado de [1] o [2] anterior, en donde la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita en la imprimación de forsterita es igual a o menor que 1.0 veces tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita. [4] Un método para fabricar una placa de acero eléctrica de grano orientado, que comprende las etapas de: preparar una plancha de acero de tal manera que los contenidos de aluminio y nitrógeno del mismo en la etapa de fusión de acero son Al: 0.01% en masa o menos y N: 0.005% en masa o menos, respectivamente; someter la plancha de acero a laminado en caliente y después laminado en frió para obtener una placa de acero laminada en frió; someter la placa de acero laminada en frió a recocido por descarburización; recubrir una superficie de la placa de acero con un separador de recocido que contiene un compuesto de titanio (distinto a nitruro) por 0.5 a 4 partes por masa en la conversión de Ti02 con respecto a 100 partes por masa de MgO; emplear una atmósfera de gas inerte que no contiene N2 como una atmósfera de recocido en el proceso de calentamiento del recocido final subsecuente al menos a un margen de temperatura de 750°C a 850°C; emplear una atmósfera de gas de la cual la presión parcial de N2 se ajusta de manera controlable para ser 25% o menos como una atmósfera de recocido en el proceso de calentamiento del recocido final a una temperatura igual a o mayor que 1100°C; y someter la placa de acero a refinamiento de dominio magnético mediante irradiación por láser después del recocido final. [5] El método para fabricar una placa de acero eléctrica de grano orientado de [4] anterior, además comprende establecer controlablemente la diferencia máxima en las temperaturas limite dentro de una placa de acero enrollada para estar en el margen de 20°C a 50°C en el recocido final.

EFECTO DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, es posible mejorar un efecto para reducir la pérdida de hierro por refinamiento de dominio magnético con láser para reducir adicionalmente la pérdida de hierro de la placa de acero. Consecuentemente, es posible obtener un transformador que tiene eficiencia de consumo de alta energía al utilizar la placa de acero eléctrica de grano orientado de la presente invención como un alma de acero del transformador.

MEJOR MODO DE LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN La presente invención se describirá en detalle en lo sucesivo. Un material que tiene granos cristalizados secundarios altamente acumulados en la orientación de Goss para exhibir la densidad de flujo magnética relativamente alta necesaria para utilizarse con el fin de lograr el alto nivel de la reducción de pérdida de hierro como se demanda en años recientes, como se describe en lo anterior. A este respecto, la placa de acero eléctrica de grano orientado de la presente invención se restringe a una placa de acero eléctrica de grano orientado que tiene Bs ("Be" representa densidad de flujo magnético cuando una placa de acero se magnetiza a 800 A/m y se utiliza generalmente como un índice de acumulación de orientaciones de grano recristalizado secundarias) de al menos 1.91 T.

Además, es importante en la presente invención reducir el nitruro (principalmente nitruros de Al, Ti) que existen inevitablemente en la imprimación de forsterita, cuyo recubrimiento es un óxido en sí mismo, para impartir uniformemente una capa de superficie de una placa de acero con esfuerzo térmico por irradiación por láser. Para este propósito, el contenido de nitrógeno en la imprimación de forsterita se restringirá a 3.0% en masa o menos, más preferiblemente 2.0% en masa o menos, en la placa de acero eléctrica de grano orientado de la presente invención. El , limite inferior del contenido de nitrógeno en la imprimación de forsterita no necesita ajustarse particularmente debido a que la ausencia de nitrógeno en la imprimación de forsterita no provoca ningún problema.

Es efectivo, para impartir más uniformemente una capa de superficie de una placa de acero con esfuerzo térmico por irradiación por láser, para ajustar de manera controlable los contenidos de aluminio y titanio contenidos por concentraciones relativamente altas en la imprimación de forsterita a 4.0% en masa o menos, más preferiblemente 2.0% en masa o menos, respectivamente, de modo que se logra la composición en grado máximo uniforme de la imprimación de forsterita. El limite inferior del contenido de Ti en la imprimación de forsterita es, sin embargo, preferiblemente 0.5% en masa debido a que el titanio provoca un efecto de fortalecimiento de la imprimación de forsterita para mejorar la tensión del mismo y este efecto se demuestra cuando el contenido de Ti es igual a o mayor que 0.5% en masa aproximadamente. En contraste, el limite inferior del contenido de Al en la imprimación de forsterita no necesita ajustarse particularmente debido a que la ausencia de aluminio en la imprimación de forsterita no provoca ningún problema. Los contenidos controlablemente ajustados de aluminio y titanio contenidos en la imprimación de forsterita a 4.0% en masa, respectivamente, no sólo hacen a la composición de recubrimiento de forsterita uniforme sino también reduce efectivamente los nitruros en la imprimación de forsterita, debido a que los nitruros en el recubrimiento son principalmente nitruros de Al, Ti. Además, la distribución de tamaño de los granos de forsterita se hacen de preferencia incluso al ajustar la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita para ser igual a o menor que 1.0 veces, preferiblemente 0.75 veces, y más preferiblemente 0.5 veces tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita.

A continuación, las características críticamente importantes con respecto a las condiciones de fabricación de la placa de acero eléctrica de grano orientado de la presente invención se describirán en detalle. Con respecto al resto de las características de la presente invención distintas a las "características críticamente importantes" descritas en lo siguiente, las condiciones de fabricación de la placa de acero eléctrica de grano orientado convencionalmente conocidas y el refinamiento de dominio magnético convencionalmente conocido al utilizar láser puede aplicarse al mismo. Una primera característica críticamente importante se refiere a componente de acero fundido. Es necesario ajustar los contenidos de Al y N en acero fundido para ser Al: 0.01% en masa o menos y N: 0.005% en masa o menos, respectivamente, en el proceso de fusión de acero de la presente invención. Contenidos de Al demasiado alto en el acero fundido inhiben la liberación de nitrógeno o desnitrización de una placa de acero (compuesta de hierro base y recubrimientos sobre la misma) en un proceso de purificación, por lo que permiten que demasiado nitruro permanezca en la imprimación de forsterita. Además, el contenido demasiado alto de Al en acero fundido hace a la composición de grano de forsterita no uniforme debido a que es imposible liberar una gran cantidad de Al de una placa de acero en el proceso de purificación. Por consiguiente, el contenido de Al en el acero fundido será restringido a 0.01% en masa o menos. El nitrógeno, por otro lado, puede removerse en procesos después del proceso de fusión de acero. El contenido de nitrógeno en acero fundido es, sin embargo, se restringirá a 0.005% en masa o menos debido a que demasiado contenido de nitrógeno requiere un tiempo y costo significativo para la remoción de nitrógeno. Respecto al contenido de titanio en acero fundido, el contenido de Ti particularmente no importa mientras que permanezca en el nivel de impureza general (es decir 0.005% en masa o menos) debido a que el separador de recocido contiene alguna cantidad de titanio como una precondicion en esta invención.

Otros componentes de acero fundido que se describen en lo anterior pueden determinarse apropiadamente con base en las composiciones de la placa de acero eléctrica de grano orientado convencionales de diversos tipos de modo que se obtiene B8 de al menos 1.91T. Se observa que emplear método para fabricar una placa de acero eléctrica de grano orientado en un sistema de componente sin inhibidor (lo qüe se llama "método sin inhibidor") es ventajoso en términos de obtener, tal densidad de flujo altamente magnético como B8 de al menos 1.91T, mientras que reduce los contenidos de Al y N en acero fundido como se describe en lo anterior. Es preferible además agregar los siguientes elementos al acero fundido en el caso del método sin inhibidor. De preferencia, los componentes básicos asi como los componentes a agregarse opcionalmente, en el método sin inhibidor se describirán en lo sucesivo.

C: 0.08% en masa o menos Se agrega carbono para mejorar la textura de la placa de acero laminada en caliente. El contenido de carbono en acero fundido es preferiblemente 0.08% en masa o menos debido a que el contenido de carbono que excede 0.08% en masa incrementa la carga para reducir el contenido de carbono a 50 ppm en masa en la cual el envejecimiento magnético se evita con seguridad durante el proceso de fabricación. El limite inferior del contenido de carbono en el acero fundido no necesita ajustarse particularmente debido a que la recristalización secundaria es posible en un material que no contiene carbono.

Si: 2.0% en masa a 8.0% en masa El silicio es un elemento que incrementa efectivamente la resistencia eléctrica del acero para mejorar las propiedades de pérdida de hierro del mismo. El contenido de silicio en el acero fundido igual a o mayor que 2.0% en masa asegura un efecto particularmente bueno para reducir la pérdida de hierro. .Por otro lado, el contenido de Si en acero fundido igual a o menor que 8.0% en masa asegura particularmente buena moldeabilidad y densidad de flujo magnético de una placa de acero resultante. Por consiguiente, el contenido de Si en acero fundido se encuentra de preferencia en el margen de 2.0% en masa a 8.0% en masa.

Mn: 0.005% en masa a 1.0% en masa El manganeso es un elemento que logra ventajosamente buena moldeabilidad en caliente de una placa de acero. El contenido de manganeso en acero fundido de menos de 0.005% en masa no provoca suficientemente el buen efecto de adición de Mn. El contenido de manganeso en acero fundido igual a o menor que 1.0% en masa asegura una densidad de flujo magnético particularmente bueno de un producto de placa de acero. Por consiguiente, El contenido de Mn en acero fundido es preferiblemente en el margen de 0.005% en masa a 1.0% en masa.

Los contenidos de aluminio y nitrógeno en acero fundido necesitan reducirse lo mejor que sea posible como se describe en lo anterior. Es preferible a este respecto ajustar los contenidos de azufre y selenio a hacer S: 50 ppm en masa (0.005% en masa) o menos y Se: 50 ppm en masa (0.005% en masa), respectivamente, para obtener una placa de acero eléctrica de grano orientado que tiene densidad de flujo magnético lo suficientemente alta sin utilizar Al y N como componentes inhibidores. Sin embargo, resulta innecesario decir que los contenidos de S y Se que exceden los limites superiores antes mencionados no provocaron problemas si se aplica un método de fabricación que utiliza un inhibidor.

Además, el acero fundido de la presente invención puede contener los siguientes elementos como propiedades magnéticas que mejoran los componentes en una manera apropiada además de los componentes básicos descritos en lo anterior. Al menos un elemento seleccionado de Ni: 0.03% en masa a 1.50% en masa. Sn: 0.01% en masa a 1.50% en masa, Sb: 0.005% en masa a 1.50% en masa, Cu: 0.03% en masa a 3.0% en masa, P: 0.03% en masa a 0.50% en masa, Mo: 0.005% en masa a 0.10% en masa, y Cr: 0.03% en masa a 1.50% en masa.

El níquel es un elemento útil en mejorar adicionalmente la microestructura de una placa de acero laminada en caliente y de este modo mejora las propiedades magnéticas de una placa de acero. El contenido de níquel en acero fundido de menos de 0.03% en masa no puede provocar de manera suficiente el efecto de mejoramiento de propiedades magnéticas por Ni. Los contenidos de níquel en acero fundido igual a o menor que 1.5% en masa aseguran la estabilidad en la recristalización secundaria para mejorar las propiedades magnéticas de una placa de acero resultante. Por consiguiente, el contenido de Ni en acero fundido se encuentra de preferencia en el margen de 0.03% en masa a 1.5% en masa.

Sn, Sb, Cu, P, Mo y Cr son elementos útiles, respectivamente, en términos de propiedades magnéticas de mejoramiento adicional de una placa de acero. Los contenidos de estos elementos menores que los limites inferiores respectivos descritos en lo anterior resulta en un mejoramiento de propiedades magnéticas insuficientes. Los contenidos de estos elementos iguales a o menores que los limites superiores respectivos descritos en lo anterior aseguran el crecimiento óptimo de los granos recristalizados secundarios. Por consiguiente, es preferible que el acero fundido de la presente invención contenga al menos uno de Sn, Sb, Cu, P, Mo y Cr con los márgenes respectivos especificados en lo anterior.

El reto diferente de los componentes antes mencionados del acero fundido es Fe y las impurezas incidentales accidentalmente mezcladas en el acero durante el proceso de fabricación.

Puede producirse cualquier planta por el método de fundición de lingote/continua o una plancha delgada o una barra delgada que tiene espesor de 100 mm o menos (tal como una plancha delgada o una barra delgada se encuentra con respecto a un tipo de plancha en la presente invención) puede producirse por fundición continua directa, a partir de acero fundido que tiene la composición química especificada en lo anterior. Las planchas así producidas se calienta y se laminan en caliente de acuerdo con el método convencional pero pueden opcionalmente estar laminadas en caliente sin que se calienten inmediatamente después del vaciado. La plancha delgada o barra delgada puede ser ya sea laminada directamente en caliente o se salta la laminación en caliente para proceder a los procesos subsecuentes .

Una placa de acero laminada en caliente asi obtenida se somete entonces opcionalmente a recocido de banda caliente. El objeto principal del recocido de banda caliente es eliminar la textura de la banda generada en la laminación en caliente para hacer el tamaño de grano de textura principalmente recristalizada uniforme, por lo que permite la textura de Goss para aumentarse adicionalmente durante el recocido de recristalización secundaria de modo que mejora las propiedades magnéticas de la placa de acero. La temperatura en el recocido de banda caliente de preferencia se encuentra en el margen de 800°C a 1100°C en términos de asegurar un excelente crecimiento de la textura de Goss en un producto de placa de acero. La temperatura de recocido de banda caliente inferior a 800°C resulta en remanentes de la textura de banda derivada de la laminación en caliente, por lo que se hace difícil realizar un tamaño de grano uniforme de la textura de recristalización primaria y así no mejora la recristalización secundaria como se desea. Por otro lado, la temperatura de recocido de banda caliente que excede 1100°C hace excesivamente toscos los granos después del recocido de banda caliente, por lo que hace difícil realizar el tamaño de grano uniforme de la textura de recristalización primaria.

Después del recocido de banda caliente, la placa de acero se sometió además a por lo menos una operación de laminación en frío, con recocido intermedio opcional entre las operaciones de laminación en frío, y el recocido de recristalización subsecuente. La placa de acero entonces se recubrió con separador de recocido. Incrementar la temperatura de laminación en frío al margen de 100°C a 250°C y/o llevar a cabo por lo menos un tratamiento de envejecimiento a la mitad de la laminación en frío a temperatura en el margen de 100°C a 250°C es ventajoso en términos de textura de Goss suficientemente aumentada.

Una segunda característica críticamente importante se refiere al contenido controlablemente ajustado del compuesto de titanio en el separador de recocido recubierto después del recocido descarburizante para ser de 4 partes por masa o menos en la conversión de T1O2 con respecto a 100 partes por masa de MgO. Además de un compuesto de Ti es preferible en términos de incremento de tensión de la imprimación de forsterita y mejoramiento de propiedades magnéticas de una placa de acero, es decir, el compuesto de Ti agregado al separador de recocido mejora las propiedades de pérdida de hierro de la placa de acero a través del incremento en tensión de imprimación de forsterita. El contenido del compuesto de Ti en el separador de recocido será restringido en 4 partes por masa o menos, preferiblemente 3 partes por masa o menos, en la conversión de TÍO2 debido a que el contenido demasiado alto del compuesto de Ti provoca que una porción de titanio se una al nitrógeno para formar un nitruro de titanio, y también hace la composición de grano de forsterita no uniforme. Sin embargo, el contenido del compuesto de Ti inferior a 0.5 partes por masa no provoca un efecto de mejoramiento de imprimación de forsterita y propiedades magnéticas. Por consiguiente, el limite inferior de contenido de compuesto de Ti será de 0.5 partes por masa.

El compuesto de titanio de la presente invención no es nitruro de titanio y de preferencia los ejemplos del mismo incluyen T1O2 como un compuesto de óxido de titanio, sin restricción particular al mismo. El separador de recocido se compone principalmente de MgO. "El separador de recocido se compone principalmente de MgO" representa en la presente invención que el separador de recocido puede además contener componentes de separador de recocido conocidos y componentes que mejoran la propiedad distintos de MgO a menos que la presencia de los otros componentes afecta adversamente la formación de imprimación de forsterita (y siempre que los requerimientos y/o condiciones preferidas de la composición de recubrimiento de forsterita descritos en lo anterior se satisfagan) .

Una tercera característica críticamente importante se refiere a emplear una atmósfera de gas inerte que no contiene 2 en el proceso de calentamiento del recocido final al menos en un margen de temperatura de 750°C a 850°C después de la aplicación por recubrimiento del separador de recocido. Esta característica se realizará para remover el N2 presente en una placa de acero por desnitrización antes de la formación de forsterita. La remoción de N2 de una placa de acero en tal manera como se describe en lo anterior suprime no solo la formación de nitruro de Al, Ti como componentes de nitruro principales sino también la formación de nitruro derivado de V, Nb, B y similares como impurezas incidentales. Además, tal remoción de N2 como se describe en lo anterior, es decir disminuir en contenido de nitrógeno en una placa de acero, facilita la migración de Al en acero a una capa de superficie de la placa de acero y la incorporación de la mayoría de tal Al en el separador de recocido sin reaccionar (cuyo separador de recocido sin reaccionar se remueve eventualmente por enjuague después del recocido) por lo que también contribuye a la reducción del contenido de Al en la imprimación de forsterita.

Las condiciones del gas atmosférico junto con la temperatura específica en el margen de temperatura de 750°C a 850°C son como sigue. (1) Cuando la temperatura es inferior a 750°C, una reacción de desnitrización se altera debido a una temperatura demasiado baja. (2) Cuando la temperatura excede 850°C, una reacción de desnitrización se altera debido a la formación de recubrimiento de forsterita encadenada por una temperatura demasiado alta. (3) La introducción de H2 a la atmósfera facilita la formación de recubrimiento de forsterita, por lo que inicia la formación de recubrimiento de forsterita a una temperatura en el margen de 750°C a 850°C y altera una reacción de desnitrización. Por consiguiente, H2 no debe introducirse a la atmósfera. Además, la presencia de N2 en la atmósfera desencadena una reacción de nitruración. Por consiguiente, una atmósfera en el proceso de calentamiento del recocido final al menos en un margen de temperatura de 750°C a 850°C se restringe a una atmósfera de gas inerte que no contiene N2 en la presente invención. El tipo de gas inerte de la presente invención no se restringe particularmente siempre y cuando sea un gas inerte convencionalmente conocido que no contenga N2 y ejemplos de los mismos incluyen Ar, He y similares. No es necesario decir que, el gas H2 y cualquier gas que genere gas H2 pertenece al gas activo .

Una cuarta característica críticamente importante se refiere a ajustar una atmósfera en el recocido final para realizar satisfactoriamente la recristalización secundaria y la formación de recubrimiento de forsterita.

Específicamente, la característica se refiere a emplear una atmósfera que tenga presión parcial de N2 ajustada controlablemente para ser 25% o menos (la atmósfera es preferiblemente una atmósfera reducida constituida de 100% de H2) como una atmósfera en el proceso de calentamiento del recocido final a una temperatura igual a o mayor que 1100°C. Aunque la placa de acero es poco probable que se nitrure en el recocido final cuando el recubrimiento de forsterita ya se ha formado en el mismo, una reacción de nitruración aún ocurre en la placa de acero cuando la temperatura de la atmósfera se encuentra en 1100°C o mayor. En tal caso, desfavorablemente, el nitrógeno introducido a una placa de acero por una reacción de nitruración puede eventualmente formar no solamente nitruro de Al, Ti como principales componentes de nitruro sino también nitruro de impureza incidental V, Nb, B y similares. Además, suprimir una reacción de nitruración a una temperatura igual a o mayor que 1100°C facilita la migración de Al en el acero a una capa de superficie de la placa de acero y la incorporación de la mayoría de Al en el separador de recocido sin reaccionar, por lo que también contribuye a la reducción de contenido de Al en el recubrimiento de forsterita. Por consiguiente, la relación de N2 en la atmósfera de recocido final a temperatura igual a o mayor que 1100°C se restringirá a 25% o menos. La atmósfera es preferiblemente una atmósfera reductora constituida de 100% de H2.

Una quinta característica críticamente importante se refiere a ajustar de manera controlable la diferencia máxima en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final para estar de preferencia en el margen de 20°C a 50°C. Esta característica se realizará para lograr una uniformidad satisfactoria del tamaño de grano de forsterita. La diferencia máxima en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final que excede 50°C resulta en un aumento facilitado de granos de forsterita en una porción en donde la temperatura es relativamente alta así como la formación de granos diferentes no solamente en tamaño sino también que las características de una porción en donde la temperatura es relativamente baja. Por consiguiente, el límite superior de la diferencia máxima en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final será 50°C. Uno puede pensar que la diferencia más pequeña en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final es la más ventajosa en términos de lograr buena uniformidad de los granos de forsterita. Sin embargo, se requieren medidas como la velocidad de calentamiento lento para disminuir la diferencia máxima en las temperaturas límite y estas medidas prolongan extremadamente el tiempo de recocido. Es decir, una diferencia demasiado pequeña en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final más bien resulta en la variación del grado de aumento de grano de forsterita debido a un tiempo de recocido demasiado prolongado. Por consiguiente, el limite inferior de la diferencia antes mencionada será de 20°C. Controlar el índice de calentamiento mediante calentamiento gradual es la manera más fácil de controlar la diferencia máxima en las temperaturas límite dentro de una placa de acero enrollada en el recocido final, aunque un método para el control no se restringe particularmente .

La corrección de las formas se lleva a cabo efectivamente por el recocido después del recocido final. En un caso en donde las placas de acero no se apilarán en uso, proporcionando una superficie de cada placa de acero con recubrimiento aislante ya sea antes o después de que el aplanamiento del recocido sea efectivo en mejorar las propiedades de pérdida de hierro de la placa de acero. El recubrimiento aislante es preferiblemente que sea capaz de impartir una placa de acero con tensión para reducir la pérdida de hierro. Ejemplos de recubrimiento capaz de impartir una placa de acero con tensión incluye recubrimiento orgánico que contiene sílice, recubrimiento cerámico formado por deposición física, deposición química, y similares.

El refinamiento de dominio magnético se lleva a cabo al irradiar una superficie de placa de acero con láser en una fase después del recocido final en la presente invención. A este respecto, el esfuerzo térmico causado por la irradiación por láser se introduce uniformemente a una capa de superficie de una placa de acero y un efecto de refinamiento de dominio magnético se demuestra lo suficiente al: (1) suprimir el contenido de nitrógeno en recubrimiento de forsterita a 3.0% en masa o menos; (2) ajustar controlablemente los contenidos de Al y Ti contenidos en el recubrimiento de forsterita para ser 4.0% en masa o menos y 0.5-4.0% en masa, respectivamente; y (3) ajustar la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita para ser igual a o menor que 1.0 veces tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita, como se describe en lo anterior.

Ya sea láser de onda continua o láser de impulsos puede utilizarse como fuente de láser para irradiar en la presente invención. Los tipos de láser, por ejemplo láser YAG, láser C02 y cualquiera similares, no se restringe. La marca irradiada por láser puede tomarse de cualquiera de una forma lineal o semejante a puntos. La marca irradiada por láser se inclina de preferencia por 90° a 45° con respecto a la dirección de laminado de una placa de acero.

La marcación por láser verde, el cual ha incrementado su uso recientemente, se prefiere particularmente en términos de precisión de irradiación.

La salida de láser para la marcación de láser verde para su uso en la presente invención de preferencia se encuentra en el margen de 5 J/m a 100 J/m cuando se expresan como la cantidad de calor por unidad de longitud. El diámetro del punto de haz láser de preferencia se encuentra en el margen de 0.1 mm a 0.5 mm y el intervalo de repetición en la dirección de laminación de preferencia se encuentra en el margen de 1 mm a 20 mm. La profundidad del esfuerzo de plástico impartido a una placa de acero de preferencia se encuentra en el margen de ??µ?? a 40µp?. El efecto del refinamiento de dominio magnético se mejora al ajusfar la profundidad de esfuerzo de plástico para ser de ??µp? o más. Ajustar la profundidad de esfuerzo de plástico para ser igual a o menor que 40µp? asegura el mejoramiento de las propiedades de magnetostricción en particular .

EJEMPLOS Una plancha de acero que tiene una composición química como se muestra en la Tabla 1 (el resto fue Fe e impurezas incidentales) se preparó mediante vaciado continuo. La plancha de acero se calentó a 1400°C y se laminó en caliente el espesor de la placa: 2.0 mm para obtener una placa de acero laminada en caliente. La placa de acero laminada en caliente se sometió a recocido de banda caliente a 1000°C durante 180 segundos. La placa de acero se sometió entonces a una primera laminación en frío para el espesor de la placa intermedia: 0.75 mm, el recocido intermedio bajo las condiciones del grado de oxidación (PH20/PH2) = 0.30, temperatura: 830°C, y tiempo de retención: 300 segundos, decapando con ácido clorhídrico para remover las subescalas sobre las superficies de la placa de acero, y la segunda laminación en frío para el espesor de placa: 0.23 mm en este orden para obtener una placa de acero de laminado en frío.

Tabla 1 A continuación, la placa de acero laminada en frío así obtenida se sometió a recocido descarburizante bajo las condiciones del grado de oxidación (PH20/PH2) = 0.45, temperatura de homogenización : 840°C, y tiempo de retención: 200 segundos, y después se recubre con un separador de recocido principalmente constituido de MgO. T1O2 se agregó al separador de recocido en varias proporciones como se muestra en la Tabla 2. Específicamente, el contenido de Ti02 con respecto a MgO: 100 partes por masa se cambiaron en el margen de 0 a 6 partes por masa (pbm) . La placa de acero se sometió entonces al recocido final para la recristalización secundaria y purificación en 1230°C durante 5 horas.

El recocido final se llevó a cabo de tal manera que una atmósfera en el margen de temperatura de 750°C a 850°C y una atmósfera a temperatura igual a o mayor que 1100°C se cambiaron, como se muestra en la Tabla 2, respectivamente, y una atmósfera mezclada de N2: H2 = 50: 50 se utilizó en el resto del proceso de recocido final. Las temperaturas limite dentro de una placa de acero enrollada se determinaron al: medir la temperatura de la placa de acero con termopares montados en extremos respectivos en la porción central en la dirección a lo ancho de la placa de una porción radialmente exterior, una porción radialmente intermedia y una porción radialmente interior de la placa de acero enrollada; y calcular la diferencia máxima en temperaturas de los resultados medidos. La diferencia en la temperatura limite de la placa de acero enrollada se cambio dentro del margen de 10°C a 100°C al cambiar el índice de calentamiento en los Ejemplos de la presente invención. La placa de acero entonces se proporcionó con un recubrimiento aislante compuesto de 50% de sílice coloidal, y fosfato de magnesio. Finalmente, la placa de acero se sometió a un refinamiento de dominio magnético para irradiar con la placa de acero con láser de pulso linealmente bajo las condiciones de anchura de irradiación ortogonal en la dirección de laminación: 150um, y un intervalo de irradiación: 7.5mm, para obtener un producto de placa de acero.

Las condiciones de producción, propiedades magnéticas, resultados de análisis de contenido de nitrógeno en recubrimiento de forsterita, y similares se muestran en la Tabla 2. Los contenidos de N, Al y Ti en los recubrimientos de forsterita se determinaron al recolectar solo los recubrimientos de forsterita a partir del producto de placa de acero y analizando el recubrimiento de forsterita a través de análisis químico en húmedo. El valor promedio y la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita se calcularon al: remover el recubrimiento aislante del producto de placa de acero al utilizar una solución alcalina; observar una superficie de placa de acero así expuesta al utilizar un microscopio electrónico de barrido (SEM); determinar los círculos aproximadamente respectivos de los granos de forsterita dentro de una región de 0.5mm x 0.5mm y medir los diámetros de estos círculos como tamaño de granos a través del software de análisis de imágenes; y llevar a cabo los cálculos necesarios. Se evaluaron las propiedades magnéticas por la medición de acuerdo con JIS C2550.

Se entiende a partir de los resultados mostrados en la Tabla 2 que el contenido de nitrógeno en el recubrimiento de forsterita se encuentra suprimido al margen especificado por la presente invención y pueden obtenerse muy buenas propiedades de pérdida de hierro cuando la composición y las condiciones de producción de una placa de acero eléctrica de grano orientado se encuentra dentro del alcance de la presente invención. Además, los siguientes hechos también se confirmaron.

El contenido de aluminio en una plancha que excede el alcance de la presente invención (Ejemplo No. 26) y el contenido de nitrógeno en una plancha que excede el alcance de la presente invención (Ejemplo No. 27) cada uno exhibe un contenido de N en recubrimiento de forsterita que excede 3.0% en masa a pesar de la atmósfera óptima en el recocido final, por lo que no reduce lo suficiente la pérdida de hierro, aunque B8 del mismo fue 1.91T o más La composición de acero no preferible cuando se aplicó al método sin inhibidor (Ejemplo No. 28: contenido de Se demasiado alto) resulto en B8 inferior a 1.91T (es decir acumulación insuficiente de orientaciones de cristal en la orientación Goss) y de este modo presento una reducción insatisfactoria de la pérdida de hierro.

El uso de una atmósfera que contiene N2 (Ejemplos Nos. 6, 7, 13, 15, 22) y una atmósfera que contiene gas activo (Ejemplos Nos. 11, 21) en el margen de temperatura de 750°C-850°C en el proceso de calentamiento del recocido final, asi como también el uso de una atmósfera que tiene una presión parcial de N2 ajustada para exceder 25% en el proceso de calentamiento del recocido final a temperatura igual a o mayor que 1100°C (Ejemplos Nos. 17-19), por unanimidad resultó en contenido de nitrógeno en el recubrimiento de forsterita que excede 3.0% en masa, por lo que no reduce lo suficiente la pérdida de hierro a pesar de Bs que es 1.91T o más. En otras palabras, se entiende que el ajuste de contenido de nitrógeno en el recubrimiento de forsterita a ser 3.0% en masa o menos significativamente mejora las propiedades de pérdida de hierro de una placa de acero resultante.

El contenido de titanio en la conversión de Ti02 en el separador de recocido que se excede 4 partes por masa con respecto a 100 partes por masa de MgO resultó en el contenido de Ti que excede 4.0% en masa y el contenido de N que excede 3.0% en masa en el recubrimiento de forsterita y de este modo una insuficiente reducción de laminado de hierro a pesar del uso de la atmósfera óptima en el recocido final (Ejemplos Nos. 12 y 25) .

La comparación del Ejemplo No. 4 con el Ejemplo No. 5 y la comparación del Ejemplo No. 8 con el Ejemplo No. 9 (Ejemplos Nos. 4, 5, 8 y 9 son aceros de acuerdo con la presente invención) revela que el ajuste de la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita para ser < 1.0 veces (preferiblemente < 0.75 veces y más preferiblemente < 0.5 veces) tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita además mejora las propiedades de pérdida de hierro, cuando se compara con el ajuste de la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita para ser > 1.0 veces tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita. La desviación estándar del tamaño de grano de forsterita puede disminuirse al controlar la diferencia máxima en la temperatura terminal observada en la placa de acero enrollada en el recocido final (por ejemplo ajustando de manera controlable la diferencia máxima en la temperatura terminal para estar dentro del margen de 20°C a 50°C) .

La comparación del Ejemplo No. 20 con el Ejemplo No. 23, ambos de los cuales son aceros de acuerdo con la presente invención, revela que el contenido de Ti en el recubrimiento de forsterita > 0.5% en masa además mejora las propiedades de pérdida de hierro, cuando se compara con el contenido de Ti del recubrimiento de forsterita < 0.5% en masa. A este respecto, el contenido de Ti en el recubrimiento de forsterita > 0.5% en masa puede elaborarse al ajustar el contenido de Ti en la conversión de Ti02 en el separador de recocido para ser al menos 0.5 partes por masa con respecto a 100 partes por masa de MgO.

La comparación del Ejemplo No. 14 con el Ejemplo No. 16, ambos de los cuales son acero de acuerdo con la presente invención, revela que el contenido de nitrógeno en el recubrimiento de forsterita < 2.0% en masa además mejora las propiedades de pérdida de hierro.

La comparación de los Ejemplos Nos. 4, 9 y 14 con el Ejemplo No. 23 (Ejemplos Nos. 4, 9, 14 y 23 son aceros de acuerdo con la presente invención) revela que el uso de una atmósfera que contiene gas H2 (gas H2: 100%) en el proceso de calentamiento del recocido final a temperatura igual a o mayor que 1100°C además mejora las propiedades de pérdida de hierro, cuando se compara con el ajuste de la atmósfera de otra forma.

La diferencia de pérdida de hierro ? i7/50 = 0.05 W/kg corresponde a la diferencia de pérdida de hierro entre dos grados consecutivos de una placa de acero eléctrica de grano orientado.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL De acuerdo con la presente invención, es posible mejorar un efecto para reducir la pérdida de hierro mediante el refinamiento de dominio magnético con láser y además reduce la pérdida de hierro de una placa de acero. En consecuencia, es posible obtener un transformador que tiene una eficiencia de consumo de alta energía al utilizar la placa de acero eléctrica de grano orientado de la presente invención como un alma de acero del transformador.

Claims (5)

REIVINDICACIONES

1. Una placa de acero eléctrica de grano orientado sometida a refinamiento de dominio magnético mediante irradiación por láser y que tiene densidad de flujo magnético Be de al menos 1.91T, caracterizado porque el contenido de nitrógeno en el recubrimiento de forsterita se encuentra suprimido a 3.0% en masa o menos.

2. La placa de acero eléctrica de grano orientado de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque el contenido de aluminio y el contenido de titanio en el recubrimiento de forsterita se suprimen a 4.0% en masa o menos y 0.5-4.0% en masa, respectivamente.

3. La placa de acero eléctrica de grano orientado de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la desviación estándar del tamaño de grano de forsterita en el recubrimiento de forsterita es igual a o menos que 1.0 veces tanto como el promedio del tamaño de grano de forsterita.

4. Un método para fabricar una placa de acero eléctrica de grano orientado, caracterizado porque comprende las etapas de: preparar una plancha de acero de tal manera que los contenidos de aluminio y nitrógenos de la misma en la etapa de elaboración de acero sea Al: 0.01% en masa o menos y N: 0.005% en masa o menos, respectivamente; someter la plancha de acero a laminación en caliente y después a laminación en frió para obtener una placa de acero laminada en frió; someter la placa de acero laminada en frío a recocido descarburizante; recubrir una superficie de la placa de acero con un separador de recocido que contiene un compuesto de titanio (distinto a nitruro) por 0.5 a 4 partes por masa en 1O2 en la conversión de TÍO2 con respecto a 100 partes por masa de MgO; emplear una atmósfera de gas inerte que no contiene N2 como una atmósfera de recocido en proceso de calentamiento del recocido final subsecuente al menos en un margen de temperatura de 750°C a 850°C; emplear una atmósfera de gas de la cual la presión parcial de N2 se establece de manera controlable para ser de 25% o menos como una atmósfera de recocido en el proceso de calentamiento del recocido final a una temperatura igual a o mayor que 1100°C; y someter la placa de acero a refinamiento de dominio magnético mediante irradiación por láser después del recocido final.

5. El método para fabricar una placa de acero eléctrica de grano orientado de conformidad con la reivindicación 4, caracterizado además porque comprende ajustar de manera controlable la diferencia máxima en las temperaturas limite dentro de una placa de acero enrollada para estar en el margen de 20°C a 50°C en el recocido final.