RU2041268C1 - Method of producing high-silicon electric steel - Google Patents
Method of producing high-silicon electric steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2041268C1 RU2041268C1 SU5010078A RU2041268C1 RU 2041268 C1 RU2041268 C1 RU 2041268C1 SU 5010078 A SU5010078 A SU 5010078A RU 2041268 C1 RU2041268 C1 RU 2041268C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- annealing
- carried out
- steel
- cooling
- silicon
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
Description
Изобретение касается получения высококремнистой электротехнической стали с правильно ориентированной структурой и низким содержанием углерода, толщиной от примерно 14 миль (0,35 мм) до примерно 6 миль (0,15 мм) или меньше, в частности способа, который включает в себя промежуточный отжиг после первой стадии холодной прокатки, имеющий очень непродолжительную выдержку, двухстадийный цикл охлаждения при контроле температуре и предпочтительно сверхбыстрый отжиг до обезуглероживания. The invention relates to the production of high-silicon electrical steel with a correctly oriented structure and low carbon content, a thickness of from about 14 miles (0.35 mm) to about 6 miles (0.15 mm) or less, in particular a method that involves intermediate annealing after the first stage of cold rolling, having a very short exposure time, a two-stage cooling cycle with temperature control and preferably ultrafast annealing before decarburization.
Изобретение касается кремнистой стали, имеющей кубическую текстуру по кромкам в плоскости (110) (001) согласно показателям по Миллеру. Такие кремнистые стали известны как электротехнические стали с ориентированной структурой. Электротехнические стали с ориентированной структурой подразделяются на две основные категории: сталь с правильно ориентированной магнитной проницаемостью. Электротехническая сталь с правильно ориентированной структурой содержит марганец и серу (и/или селен) в качестве основного замедлителя роста зерен и она обычно имеет магнитную проницаемость при 796 А/м меньше, чем 1870. Электротехническая сталь с высокой магнитной проницаемостью основана на применении нитридов алюминия, бора или других разновидностях, известных в технике, дополнительно или вместо сульфидов и/или селенидов марганца в качестве замедлителей роста зерен, и имеет магнитную проницаемость свыше 1870. Изобретение касается кремнистой стали с правильно ориентированной структурой. The invention relates to silicon steel having a cubic texture along the edges in the (110) (001) plane according to Miller. Such silicon steels are known as oriented oriented electrical steels. Oriented oriented electrical steels fall into two main categories: steels with correctly oriented magnetic permeability. Correctly oriented electrical steel contains manganese and sulfur (and / or selenium) as the main grain growth retardant and usually has a magnetic permeability of 796 A / m less than 1870. High magnetic permeability electrical steel is based on the use of aluminum nitrides, boron or other varieties known in the art, additionally or instead of manganese sulfides and / or selenides as inhibitors of grain growth, and has a magnetic permeability of over 1870. The invention relates to silicon oh steel correctly oriented structure.
Обычные способы обработки электротехнической стали с правильно ориентированной структурой заключаются в стадиях приготовления расплава электротехнической стали в обычных установках, рафинировании и литье электротехнической стали в форме слитков или непрерывной заготовки. Литая электротехническая сталь предпочтительно содержит, мас. углерод 0,1; марганец 0,025-0,25% сера и/или селен 0,01-0,035; кремний 2,5-4,0, причем предпочтительное содержание кремния примерно 3,15% менее 0,005 азота и менее, чем 0,01 алюминия, остальное железо. Conventional methods for treating electrotechnical steel with a properly oriented structure are stages of preparing a melt of electrotechnical steel in conventional plants, refining and casting of electrotechnical steel in the form of ingots or continuous billets. Cast electrical steel preferably contains, by weight. carbon 0.1; Manganese 0.025-0.25% sulfur and / or selenium 0.01-0.035; silicon 2.5-4.0, with a preferred silicon content of about 3.15% less than 0.005 nitrogen and less than 0.01 aluminum, the rest is iron.
Если из стали отливают слитки, то ее прокатывают в горячем состоянии и слябы или непосредственно из слитков прокатывают полосу. При непрерывном литье слябы можно предварительно прокатывать по известному способу. Слябы прокатывают в горячем состоянии при температуре примерно 2550оF (1400oC) до толщины горячей полосы и ее подвергают отжигу при 1850оF (1010oC) с временем выдержки примерно 30 с. Горячую полосу охлаждают воздухом до температуры окружающей среды. Затем материал прокатывают в холодном состоянии до промежуточной толщины и подвергают промежуточному отжигу при температуре примерно 1740оF (950oC) с второй выдержкой в 30 с и охлаждают, например, посредством воздушного охлаждения до температуры окружающей среды. После промежуточного отжига электротехническую сталь прокатывают до ее конечной толщины. При конечной толщине электротехническую сталь подвергают обычному обезуглероживающему обжигу, который служит для рекристаллизации стали и уменьшения содержания углерода до уровня нестарения, а также для образования поверхностной окиси фаялита. Обезугероживающий обжиг обычно проводят при температуре примерно 1525-1550оF (примерно 830-845оС) во влажной атмосфере водорода в течение достаточного времени для уменьшения содержания углерода до примерно 0,003% или ниже. Затем электротехническую сталь покрывают разделителем для отжига, например, окисью магния и проводят окончательный отжиг при температуре примерно 2200оF (1200oC) в течение 24 ч. Этот окончательный отжиг вызывает вторичную рекристаллизацию. В результате реакции слоя фаялита с разделяющим покрытием образуется покрытие из форстерита или "прокатного" стекла.If ingots are cast from steel, then it is rolled in a hot state and slabs or directly from the ingots are rolled into a strip. With continuous casting, the slabs can be pre-rolled by a known method. The slabs were hot rolled at a temperature of about 2550 F (1400 o C) to hot band thickness and it is annealed at about 1850 F (1010 o C) with a retention time of about 30 seconds. The hot strip is cooled by air to ambient temperature. The material is then rolled in a cold state to intermediate gauge and subjected to an intermediate anneal at about 1740 F (950 o C) with a second exposure to 30 and cooled, for example by air cooling to ambient temperature. After intermediate annealing, the electrical steel is rolled to its final thickness. At a final thickness, the electrical steel is subjected to conventional decarburization firing, which serves to recrystallize the steel and reduce the carbon content to the level of aging, as well as to form surface fayalite oxide. Decarburization firing is usually carried out at a temperature of about 1525-1550 about F (about 830-845 about C) in a humid atmosphere of hydrogen for a sufficient time to reduce the carbon content to about 0.003% or lower. Then electrical steel is coated with an annealing separator, such as magnesium oxide and final annealing is carried out at a temperature of about 2200 F (1200 o C) for 24 hours. This final anneal causes secondary recrystallization. As a result of the reaction of the layer of fayalite with a separating coating, a coating of forsterite or "rolled" glass is formed.
В последние годы для снижения потери в сердечнике в изделиях из стали с правильно ориентированной структурой внимание было обращено на увеличение объемного удельного сопротивления за счет увеличения содержания кремния для уменьшения потерь на вихревые макротоки. Однако, улучшение за счет высокого содержания кремния не было достигнуто. Типичное известное решение для достижения улучшенных магнитных свойств заключалось в увеличении содержания кремния и углерода в определенных отношениях. Было обнаружено, то одновременное повышение содержания углерода и кремния делает сталь более склонной и начинающемуся плавлению на границе зерен во время высокотемпературного нагрева слитка (сляба и более хрупкой при последующей обработке после горячей прокатки. Особенно ухудшается способность к обработке и холодной прокатке материала с высоким содержанием кремния и углерода. Способ получения кремнистой стали с правильно ориентированной структурой требует обезуглероживания до содержания углерода 0,003% или меньше для получения нестареющих магнитных свойств обработанной электротехнической стали с ориентированной структурой. Однако более высокое содержание кремния замедляет углероживание, затрудняя таким образом получение материалов с высоким содержанием кремния и высоким содержанием углерода в расплаве. In recent years, to reduce core loss in steel products with a properly oriented structure, attention has been paid to increasing the volume resistivity by increasing the silicon content to reduce losses due to eddy macrocurrents. However, an improvement due to the high silicon content has not been achieved. A typical known solution to achieve improved magnetic properties was to increase the silicon and carbon content in certain respects. It was found that a simultaneous increase in the carbon and silicon contents makes the steel more inclined and begins to melt at the grain boundary during high-temperature heating of the ingot (slab and more brittle during subsequent processing after hot rolling. The ability to process and cold rolling a material with a high silicon content is especially impaired and carbon. A method for producing silicon steel with a properly oriented structure requires decarburization to a carbon content of 0.003% or less in order to obtain eyuschih magnetic properties of the treated oriented electrical steel structure. However, higher contents of silicon carbonization slows, thus making it difficult to obtain materials with a high silicon content and a high carbon content in the melt.
Изобретение основано на том, что в производстве электротехнической стали с правильно ориентированной структурой цикл промежуточного отжига после первой стадии холодной прокатки и цикл охлаждения оказывают значительный эффект на магнитные свойства конечного продукта. Объемная доля аустенита, образующегося во время отжига, продукт разложения аустенита и карбидные выделения во время охлаждения имеют большое значение. Скорость охлаждения после промежуточного отжига, который не позволяет аустениту разлагаться вслед за выделением тонких частиц карбида железа, обеспечивает более низкую магнитную проницаемость, менее устойчивый рост вторичных зерен. Помимо этого более высокое содержание кремния будет увеличивать активность углерода, повышать температуру выделения карбида и образовывать более крупные карбиды. В результате проблемы, которые создаются при неправильном охлаждении после промежуточного отжига, усугубляются при более высоком содержании кремния. Изобретение направлено на производство кремнистой стали с правильно ориентированной структурой, начиная от химического состава расплава, имеющего содержание кремния примерно 3-4,5% и низкое содержание углерода, т.е. меньше, чем 0,07% согласно изобретению. Следуют указанному известному способу с тремя иключениями. Во-первых, можно исключить отжиг горячей полосы. Это особенно справедливо для более низкого содержания кремния в указанном пределе. The invention is based on the fact that in the production of electrical steel with a correctly oriented structure, the intermediate annealing cycle after the first stage of cold rolling and the cooling cycle have a significant effect on the magnetic properties of the final product. The volume fraction of austenite formed during annealing, the decomposition product of austenite and carbide precipitates during cooling are of great importance. The cooling rate after intermediate annealing, which does not allow austenite to decompose after the release of thin particles of iron carbide, provides lower magnetic permeability, less stable growth of secondary grains. In addition, a higher silicon content will increase carbon activity, increase the carbide precipitation temperature, and form larger carbides. As a result, the problems that are created during improper cooling after intermediate annealing are exacerbated at a higher silicon content. The invention is directed to the production of silicon steel with a properly oriented structure, starting from the chemical composition of the melt having a silicon content of about 3-4.5% and a low carbon content, i.e. less than 0.07% according to the invention. Follow the specified well-known method with three inclusions. Firstly, it is possible to exclude annealing of the hot strip. This is especially true for a lower silicon content in the specified limit.
Во-первых, изобретение предусматривает модифицированную операцию промежуточного отжига после первой стадии холодной прокатки. Предпочтительно модифицированная стадия промежуточного отжига имеет более непродолжительную выдержку при более низкой температуре, чем типичный промежуточный отжиг и в известном способе, причем он включает в себя двухстадийный цикл охлаждения с контролем температуры. Firstly, the invention provides a modified intermediate annealing operation after the first cold rolling step. Preferably, the modified intermediate annealing stage has a shorter exposure time at a lower temperature than a typical intermediate annealing and in the known method, and it includes a temperature controlled two-stage cooling cycle.
Практика охлаждения после промежуточного отжига согласно изобретению обеспечивает разложение аустенита на первой медленной стадии охлаждения до выделения тонкого карбида железа во время второй быстрой стадии охлаждения. Непродолжительная выдержка и разложение аустенита упрощаются благодаря низкому содержанию углерода в расплаве. The practice of cooling after intermediate annealing according to the invention provides the decomposition of austenite in the first slow cooling stage to the release of thin iron carbide during the second fast cooling stage. Short aging and decomposition of austenite are simplified due to the low carbon content in the melt.
Наконец, способ согласно изобретению предпочтительно включает в себя сверхускоренный отжиг до обезуглероживания. Сверхускоренный отжиг улучшает все магнитные свойства за счет улучшения текстуры рекристаллизации. Finally, the method according to the invention preferably includes over-accelerated annealing prior to decarburization. Super accelerated annealing improves all magnetic properties by improving the texture of recrystallization.
Известно, что операцию сверхбыстрого отжига осуществляют посредством нагрева электротехнической стали со скоростью свыше 180оF (100oC) в 1 с до температуры выше температуры рекристаллизации, номинально 1250оF (675oC). Сверхбыстрый отжиг можно осуществлять в любой точке процесса после по крайней мере первой стадии холодной прокатки и до обезуглероживающего отжига, предшествующего окончательному отжигу.It is known that ultra-rapid annealing operation is effected by a heating rate of electrical steel over 180 F (100 o C) in 1 to a temperature above the recrystallization temperature, nominally 1250 F (675 o C). Ultrafast annealing can be carried out at any point in the process after at least the first stage of cold rolling and before decarburization annealing prior to final annealing.
Предпочтительной точкой в этом способе является точка после завершения холодной прокатки и до обезуглероживающего отжига. Сверхбыстрый отжиг можно осуществлять либо до обезуглероживающего отжига либо его можно включить в обезуглероживающий отжиг, как часть нагрева. The preferred point in this method is the point after completion of cold rolling and before decarburization annealing. Ultrafast annealing can be carried out either before decarburization annealing or it can be included in decarburization annealing as part of the heating.
Согласно изобретению раскрыт способ обработки кремнистой стали с правильно ориентированной структурой, имеющей толщину в пределах примерно 14 миль (0,35 мм) 6 миль (0,15 мм) или меньше, включающий стадии получения электротехнической стали, содержащей, мас. углерод 0,07; марганец 0,025-0,25; сера и/или селен 0,01-0,035; кремний 3,0-4,5, кроме того 100 част/мин общего содержания алюминия, 50 част./мил. азота, остальное железо. According to the invention, a method is disclosed for treating silicon steel with a properly oriented structure having a thickness in the range of about 14 miles (0.35 mm) 6 miles (0.15 mm) or less, comprising the steps of producing electrical steel containing, by weight. carbon 0.07; Manganese 0.025-0.25; sulfur and / or selenium 0.01-0.035; silicon 3.0-4.5, in addition, 100 ppm of the total aluminum content, 50 ppm. nitrogen, the rest is iron.
Для этой цели исходный материал ("горячая полоса") можно получить различными способами, известными в технике, например, посредством литья слитков или непрерывного литья и горячей прокатки или литья полосы. For this purpose, the starting material ("hot strip") can be obtained by various methods known in the art, for example, by casting ingots or continuous casting and hot rolling or casting of a strip.
Горячую полосу подвергают обжигу при температуре примерно 1850оF (1010oC) с выдержкой в течение ≈ 30 с с последующим воздушным охлаждением до температуры окружающей среды. Было обнаружено, что этот отжиг горячей полосы можно исключить, особенно если производят электротехническую сталь с правильно ориентированной структурой, имеющую содержание кремния на нижнем уровне интервала.The hot strip is subjected to calcination at a temperature of about 1850 F (1010 o C) was held for ≈ 30 seconds followed by air cooling to ambient temperature. It was found that this annealing of the hot strip can be ruled out, especially if electrical steel with a correctly oriented structure is produced having a silicon content at a lower level of the interval.
После этого электротехническую сталь подвергают холодной прокатке до промежуточной толщины. Электротехническую сталь, холоднокатаную до промежуточной толщины, подвергают промежуточному отжигу при ≈ 1650-2100оF (900-1150oC) и предпочтительно ≈ 1650 до 1700оF ( 900-930oC) с выдержкой в течение ≈ 1-30 с, и предпочтительно 3-8 с. После такой выдержки электротехническую сталь охлаждают в две стадии. Первая это стадия медленного охлаждения от температуры выдержки до температуры ≈ 1000-1200оF (540-650oC) и предпочтительно до 1100±50оF (595±30oC) со скоростью ≈ 500оF (280oC) до 1050оF (585oC) в 1 мин. Вторая стадия это стадия быстрого охлаждения со скоростью свыше 1500оF (835oC) в 1 мин и предпочтительно со скоростью от 2500оF до ≈ 3500оF (1390-1945oC) в 1 мин с последующей закалкой в воде при 600-1000оF (315-540oC). После промежуточного отжига электротехническую сталь подвергают холодной прокатке до конечной толщины, обезуглероживают, покрывают разделителем для отжига и подвергают окончательному отжигу для осуществления вторичной рекристаллизации.After that, the electrical steel is cold rolled to an intermediate thickness. Electrical steel, cold rolled to an intermediate thickness, is subjected to intermediate annealing at ≈ 1650-2100 about F (900-1150 o C) and preferably ≈ 1650 up to 1700 about F (900-930 o C) with a holding time of ≈ 1-30 s, and preferably 3-8 s. After such exposure, the electrical steel is cooled in two stages. The first is the stage of slow cooling from the holding temperature to a temperature of ≈ 1000-1200 o F (540-650 o C) and preferably up to 1100 ± 50 o F (595 ± 30 o C) at a speed of ≈ 500 o F (280 o C) to 1050 o F (585 o C) in 1 min. The second stage is a fast cooling stage at a speed of above 1500 F (835 o C) in 1 minute and preferably at a rate of from 2500 F to about 3500 ≈ F (1390-1945 o C) in 1 min, followed by quenching in water at 600 -1000 of F (315-540 o C). After intermediate annealing, the electrical steel is cold rolled to a final thickness, decarburized, coated with an annealing separator, and subjected to final annealing for secondary recrystallization.
В предпочтительном способе согласно изобретению электротехническую сталь подвергают сверхбыстрому отжигу описанного типа. Это можно осуществлять в любой точке процесса после по крайней мере первой стадии холодной прокатки и до обезуглероживания. Предпочтительно осуществлять сверхбыстрый отжиг после завершения холодной прокатки и до обезуглероживающего отжига. Как было указано, сверхбыстрый отжиг можно включить в стадию обезуглероживающего отжига, как часть нагрева. In a preferred method according to the invention, the electrical steel is subjected to ultrafast annealing of the type described. This can be done anywhere in the process after at least the first stage of cold rolling and before decarburization. It is preferable to carry out ultrafast annealing after completion of cold rolling and before decarburization annealing. As indicated, ultrafast annealing can be included in the decarburization annealing step as part of the heating.
Для осуществления изобретения способ производства высококремнистой электротехнической стали с правильно ориентированной структурой при низком содержании углерода в расплаве является известным и он аналогичен описанному за тремя исключениями. Первым исключением является то, что отжиг горячей полосы можно исключить. To carry out the invention, a method for producing high-silicon electrical steel with a correctly oriented structure with a low carbon content in the melt is known and is similar to that described with three exceptions. The first exception is that annealing of the hot strip can be eliminated.
Если оборудование и условия позволяют, то рекомендуется проводить отжиг горячей полосы, поскольку он делает высококремнистую электротехническую сталь с правильно ориентированной структурой менее хрупкой и более поддающейся холодной прокатке. Кроме того, оно вносит свой вклад в более устойчивую вторичную рекристаллизацию. Если его применяют, то отжиг горячей полосы проводят при ≈ 1850оF (1010oC) с выдержкой в течение ≈ 30 с. За отжигом горячей полосы следует воздушной охлаждение до температуры окружающей среды. Вторым исключением является усовершенствование способа промежуточного отжига и охлаждения согласно изобретению после первой стадии холодной прокатки. Наконец, третье исключение это необязательное, но предпочтительное проведение сверхбыстрого отжига до обезуглероживания.If the equipment and conditions allow it, it is recommended to anneal the hot strip, since it makes high-silicon electrical steel with a properly oriented structure less brittle and more amenable to cold rolling. In addition, it contributes to more stable secondary recrystallization. If it is used, the annealing of the hot strip is carried out at ≈ about 1850 F (1010 o C) was held for ≈ 30 s. Hot strip annealing is followed by air cooling to ambient temperature. The second exception is the improvement of the method of intermediate annealing and cooling according to the invention after the first stage of cold rolling. Finally, the third exception is an optional, but preferred, ultrafast annealing prior to decarburization.
После первой стадии холодной прокатки кремнистую сталь подвергают промежуточному отжигу. After the first stage of cold rolling, silicon steel is subjected to intermediate annealing.
Основная цель изобретения это возможность регулирования цикла промежуточного отжига и охлаждения для обеспечения тонкой дисперсности карбидов. Отжиг и его цикл охлаждения устраняют вредные эффекты высокого содержания кремния, как было описано. The main objective of the invention is the ability to control the cycle of intermediate annealing and cooling to ensure fine dispersion of carbides. Annealing and its cooling cycle eliminate the harmful effects of a high silicon content as described.
Во время части нагрева при промежуточном отжиге рекристаллизация происходит при ≈ 1250оF (675oC), примерно через 20 с после ввода полосы в печь, после чего отмечается нормальный рост зерен. Начало рекристаллизации обозначено в позиции "0" на чертеже. Выше температуры ≈ 1280оF (690оС) карбиды начинают растворяться, как показано в позиции "А". Это явление продолжается и ускоряется по мере повышения температуры. Выше температуры примерно 2650оF (900oC) небольшое количество феррита превращается в аустенит. Аустенит обеспечивает более быстрое растворение углерода и ограничивает нормальный рост зерен, таким образом устанавливается размер зерен при промежуточном отжиге. Промежуточный отжиг согласно известному техническому решению обеспечивает выдержку при ≈ 1740оF (950oC) в течение периода времени по крайней мере 25-30 с. Промежуточный отжиг согласно изобретению обеспечивает время выдержки от ≈ 1 до ≈ 30 с и предпочтительно ≈ 3-8 с. Было определено, что температура выдержки не является критической. Выдержку можно проводить при 1650оF (900oC) 2100oF (1150oC). Предпочтительно выдержку проводят при 1650о-1700оF (900-930oC) и более предпочтительно при 1680оF (915oC). Предпочтительны более непродолжительное время выдержки и более низкая температура выдержки, поскольку образуется меньше аустенита. Кроме того, аустенит, присутствующий в форме рассеянных островков на предшествующих границах зерен феррита, является более мелкозернистым. Таким образом, аустенит легко разлагается на феррит углеродом и в твердом растворе для последующего выделения мелкозернистого карбида железа. Повышение температуры или времени выдержки приводит к увеличению островков аустенита, которые быстро становятся богатыми содержанием углерода в сравнении с известной ферритовой матрицей. Как рост, так и обогащение углерода аустенита препятствует его разложению во время охлаждения. Требуемая структура при выходе из печи состоит из рекристаллизованной матрицы из феррита, имеющей меньше, чем примерно 5% аустенита, равномерно распределенного в материале в виде мелкозернистых островков. В конце отжига углерод находится в твердом растворе и готов к повторному выделению при охлаждении. Основной причиной для пересчета времени и температуры промежуточного отжига при выдержке является контроль роста островков аустенита. Более низкая температура уменьшает объемную долю равновесия аустенита, который образуется. Более непродолжительное время уменьшает диффузию углерода, что препятствует росту и чрезмерному обогащению аустенита. Более низкая температура полосы, уменьшенная объемная доля и более тонкая морфология аустенита упрощают его разложение во время цикла охлаждения.During the heating portion of the intermediate recrystallization annealing takes place at ≈ 1250 F (675 o C), roughly 20 seconds after entering the strip into the furnace, after which normal grain growth is marked. The beginning of recrystallization is indicated at position “0” in the drawing. Above a temperature of ≈ 1280 о F (690 о С), carbides begin to dissolve, as shown in position “A”. This phenomenon continues and accelerates as the temperature rises. Temperature of above about 2650 F (900 o C) a small amount of ferrite transforms to austenite. Austenite provides faster dissolution of carbon and limits the normal growth of grains, thus setting the grain size during intermediate annealing. Intermediate annealing according to known solution provides ≈ holding at 1740 F (950 o C) for a period of at least 25-30 seconds. Intermediate annealing according to the invention provides a holding time of from ≈ 1 to ≈ 30 s and preferably ≈ 3-8 s. It was determined that the holding temperature is not critical. Exposure can be carried out at 1650 o F (900 o C) 2100 o F (1150 o C). Preferably, the exposure is carried out at 1650 about -1700 about F (900-930 o C) and more preferably at 1680 about F (915 o C). Shorter holding times and lower holding temperatures are preferred since less austenite is formed. In addition, austenite, present in the form of scattered islands at the previous grain boundaries of ferrite, is finer-grained. Thus, austenite is easily decomposed into ferrite by carbon and in solid solution for the subsequent precipitation of fine-grained iron carbide. An increase in temperature or holding time leads to an increase in austenite islands, which quickly become rich in carbon compared to the known ferrite matrix. Both growth and enrichment of austenite carbon prevent its decomposition during cooling. The required structure upon exiting the furnace consists of a recrystallized matrix of ferrite having less than about 5% austenite uniformly distributed in the material in the form of fine-grained islands. At the end of the annealing, carbon is in a solid solution and is ready for re-evolution upon cooling. The main reason for recalculating the time and temperature of intermediate annealing during aging is to control the growth of austenite islands. Lower temperature reduces the volume fraction of the equilibrium of austenite that forms. A shorter time reduces the diffusion of carbon, which prevents the growth and excessive enrichment of austenite. A lower strip temperature, a reduced volume fraction and a finer morphology of austenite simplify its decomposition during the cooling cycle.
Сразу после выдержки начинается цикл охлаждения. Цикл охлаждения согласно изобретению состоит из двух стадий. Первая стадия простирающаяся от выдержки до точки "Е" на чертеже, представляет собой стадию медленного охлаждения от температуры, выдержки до 1000оF (540oC) 1200oF (650oC) и предпочтительно до ≈1100±50oF (595±30oC). Эта первая стадия медленного охлаждения обеспечивает разложение аустенита на феррит, насыщенный углеродом. В условиях равновесия аустенит разлагается на феррит, насыщенный углеродом при температуре между ≈ 1650оF (900oC) и 1420оF (770oC). Однако процесс охлаждения таков, что разложение аустенита не начинается до достижения средней температуры 1500оF (815oC) в интервале температур и продолжается при температуре несколько ниже 1100оF (595oC).Immediately after exposure, the cooling cycle begins. The cooling cycle according to the invention consists of two stages. The first stage extending from exposure to the point "E" in the figure represents a slow cooling step from temperature, exposure to 1000 ° F (540 o C) 1200 o F (650 o C) and preferably up to ≈1100 ± 50 o F (595 ± 30 o C). This first stage of slow cooling provides the decomposition of austenite into carbon-saturated ferrite. In conditions of equilibrium austenite decomposes into ferrite, saturated with carbon at a temperature between ≈ about 1650 F (900 o C) and about 1420 F (770 o C). However, the cooling process such that austenite decomposition does not begin until the mean temperature of 1500 F (815 o C) in the temperature range and is continued at a temperature somewhat below 1100 F (595 o C).
Невозможность разложения аустенита на первой стадии охлаждения приводит к образованию мартенсита и/или феррита. Мартенсит, если он присутствует, вызывает увеличение размера вторичных зерен и ухудшение качества ориентации в плоскости (110) [001] Его присутствие вредно влияет на аккумулирование энергии на второй стадии холодной прокатки, результатом чего являются более плохие и более изменчивые магнитные свойства конечного изделия из электротехнической стали. Наконец, мартенсит ухудшает механические свойства, особенно характеристики холодной прокатки. Перлит является более благоприятным, но все же он связывает углерод в нежелательной форме. The inability to decompose austenite in the first cooling stage leads to the formation of martensite and / or ferrite. Martensite, if present, causes an increase in secondary grain size and a deterioration in orientation quality in the (110) plane [001] Its presence adversely affects energy storage in the second stage of cold rolling, which results in poorer and more variable magnetic properties of the final electrotechnical product steel. Finally, martensite degrades mechanical properties, especially cold rolling characteristics. Perlite is more favorable, but it still binds carbon in an undesirable form.
Как было указано, разложение аустенита начинается примерно в точке "С" на чертеже и продолжается примерно до точки "Е". В точке "Д" мелкозернистый карбид железа начинает выделяться из насыщенного углеродом феррита. В условиях равновесия карбиды начинают выделяться из насыщенного углеродом феррита при температуре ниже 1280оF (690oC). Однако истинный процесс требует некоторого недоохлаждения для начала выделения, которое начинается при ≈ 1200оF (650oC). Следует отметить, что разложение аустенита из феррита, богатого содержанием углерода, и выделение карбида из феррита несколько перекрываются. Карбид присутствует в двух формах. Он присутствует в виде межкристаллитной пленки и в виде тонких межзеренных выделений.As indicated, the decomposition of austenite begins at about point "C" in the drawing and continues to about point "E". At point “D”, fine-grained iron carbide begins to precipitate from carbon-saturated ferrite. In equilibrium conditions, carbides begin to be released from the carbon-saturated ferrite at temperatures below about 1280 F (690 o C). However, the real process requires some nedoohlazhdeniya to start the selection, which begins at ≈ 1200 o F (650 o C). It should be noted that the decomposition of austenite from carbon-rich ferrite and the precipitation of carbide from ferrite overlap somewhat. Carbide is present in two forms. It is present in the form of an intergranular film and in the form of thin intergranular precipitates.
Первый выделяется при температурах свыше ≈ 1060оF (570oC). Последний выделяется при температуре ниже ≈ 1600оF (570oC). Первая стадия медленного охлаждения, простирающаяся от точки "С" до точки "Е", как показано на фигуре, имеет скорость охлаждения меньше, чем 1500оF (845oC) в 1 мин и предпочтительно, ≈ 500-1050оF (280-585oC) в 1 мин.The first is released at temperatures above ≈ 1060 o F (570 o C). Last released at a temperature below ≈ about 1600 F (570 o C). The first stage of slow cooling, extending from point "C" to point "E", as shown in the figure, has a cooling rate of less than 1500 about F (845 o C) in 1 min and preferably ≈ 500-1050 about F (280 -585 o C) in 1 min.
Вторая стадия цикла охлаждения, т. е. стадия ускоренного охлаждения, начинается в точке "Е" на фигуре и простирается до точки "Е" между 600оF и 1000оF (315 и 540оС), причем в этой точке полосу можно резко охлаждать водой для завершения стадии быстрого охлаждения. Температура полосы после резкого охлаждения водой равна 150оF(65oC) или меньше, которая показана на фигуре, как комнатная температура (75оF или 25оС). Во время второй стадии охлаждения скорость охлаждения составляет предпочтительно ≈ 2500оF до ≈ 3500оF (1390-1945oC) в 1 мин, а лучше свыше 3000оF (1665oC) в 1 мин. Это обеспечивает выделение мелкозернистого карбида железа.The second stage cooling cycle, ie. E. Stage of accelerated cooling starts at point "E" on the Figure and extends to point "E" between 600 F and 1000 ° F (315 and 540 C.), at which point the strip can be cool rapidly with water to complete the rapid cooling step. Strip temperature after water quenching is 150 F (65 o C) or less, which is shown in the Figure as room temperature (about 75 F or 25 C). During the second cooling stage, the cooling rate is preferably ≈ 2500 o F to ≈ 3500 o F (1390-1945 o C) in 1 min, and preferably above 3000 o F (1665 o C) in 1 min. This ensures the release of fine-grained iron carbide.
Весь цикл промежуточного отжига и охлаждения согласно изобретению требуется в процессе для получения желательной микроструктуры и поэтому является критическим точный контроль. Типичный известный цикл требует по крайне мере 3 мин с завершением в водяной ванне (не показано) при скорости движения полосы ≈ 220 футов в 1 мин (57 м/мин). Цикл промежуточного отжига согласно изобретению требует ≈ 2 мин, 10 с, что позволяет применять скорость полосы примерно 260 фут/мин (80 м/мин). Таким образом предлагаемый цикл отжига позволяет достигнуть большой производительности линии. После отжига не требуется старения, поскольку обнаружено, что оно вызывает образование вторичных зерен увеличенного размера, которые ухудшают магнитные свойства электротехнической стали. The entire cycle of intermediate annealing and cooling according to the invention is required in the process to obtain the desired microstructure and therefore precise control is critical. A typical known cycle requires at least 3 minutes with completion in a water bath (not shown) at a strip speed of ≈ 220 feet per 1 minute (57 m / min). The intermediate annealing cycle according to the invention requires ≈ 2 minutes, 10 seconds, which allows the use of a strip speed of approximately 260 ft / min (80 m / min). Thus, the proposed annealing cycle allows to achieve a large line productivity. After annealing, aging is not required, since it was found that it causes the formation of secondary grains of increased size, which impair the magnetic properties of electrical steel.
За промежуточным отжигом следует вторая стадия холодной прокатки для обжатия электротехнической стали до заданной конечной толщины. На этой стадии электротехническую сталь можно обезуглероживать, покрывать разделителем для отжига и подвергать окончательному отжигу для осуществления вторичной рекристаллизации. Intermediate annealing is followed by a second stage of cold rolling to crimp electrical steel to a predetermined final thickness. At this stage, the electrical steel can be decarburized, coated with an annealing separator, and subjected to final annealing for secondary recrystallization.
В конкретном исполнении изобретения электротехническую сталь подвергают сверхбыстрому отжигу после холодной прокатки до обезуглероживания. Для этого электротехническую сталь конечной толщины нагревают свыше 180oF (100oC) в 1 с до температуры свыше 1250оF (675oC). Предпочтительно электротехническую сталь нагревают со скоростью 1000оF (540oC) в 1 с. Также предпочтительно осуществлять сверхбыстрый отжиг, как часть процесса нагрева в обезуглероживающем отжиге.In a specific embodiment of the invention, the electrical steel is subjected to ultrafast annealing after cold rolling before decarburization. For this final thickness electrical steel is heated above 180 o F (100 o C) in 1 to a temperature above 1250 F (675 o C). Preferably, the electrical steel is heated at 1000 o F (540 o C) 1 s. It is also preferable to carry out ultrafast annealing as part of the heating process in decarburization annealing.
Предпочтительный химический состав согласно изобретению следующий, мас. углерод ≈ 0,05; марганец ≈ 0,04-0,08; сера или селен ≈ 0,015-0,025; кремний ≈ 3,25-3,75; 100 част./мин алюминия, 50 част./мил азота, остальное железо. The preferred chemical composition according to the invention is as follows, wt. carbon ≈ 0.05; manganese ≈ 0.04-0.08; sulfur or selenium ≈ 0.015-0.025; silicon ≈ 3.25-3.75; 100 ppm aluminum, 50 ppm mil nitrogen, the rest is iron.
Сверхбыстрый отжиг улучшает текстуру рекристаллизации после обезуглероживания посредством образования большого количества первичных зерен в плоскости (110) [001] Он также вносит свой вклад в достижение меньшего размера вторичных зерен. Когда в процесс включен сверхбыстрый отжиг, то процесс менее чувствителен к изменениям в промежуточной и конечной толщине, при этом улучшаются и становятся более совместимыми магнитные характеристики кремнистой стали с правильно ориентированной структурой. Ultrafast annealing improves the recrystallization texture after decarburization by forming a large number of primary grains in the (110) [001] plane. It also contributes to achieving a smaller secondary grain size. When ultrafast annealing is included in the process, the process is less sensitive to changes in the intermediate and final thickness, while the magnetic characteristics of silicon steel with a correctly oriented structure are improved and become more compatible.
П р и м е р 1. Плавили четыре садки, имеющие состав (мас.), указанный в табл.1. Приготовили плавки посредством непрерывного литья слябов толщиной 8" (200 мм), слябы толщиной 8"(200 мм), предварительно прокатали до толщины 6" (150 мм), повторно нагрели до 2550оF (1400oC) и подвергли горячей прокатке для получения горячих полос толщиной 0,084" (2,1 мм) для последующей обработки. При обработке в установке следовали способу с применением отжига горячей полосы при 1850оF (1010oC) и холодной прокатке до различной промежуточной толщины, однако плавки по кодам А и В обрабатывали с применением типичного известного промежуточного отжига при 1740оF (950oC) выдержки в течение 25-30 с с последующим обычным охлаждением до комнатной температуры, тогда как плавки по кодам С и D подвергали промежуточному отжигу согласно предлагаемому способу. После промежуточного отжига материалы подвергали холодной прокатке до окончательной толщины 7 мил (0,18 мм) и 9 мил (0,28 мм). После завершения холодной прокатки материалы обезуглероживали при 1525оF (830oC) во влажной атмосфере, содержащей водород, покрывали окисью магния и окончательно отжигали при 2200оF (1200оС). Полученные магнитные свойства в этих испытаниях суммированы в табл.3.PRI me R 1. Smelted four cages having the composition (wt.) Specified in table 1. Prepared melting by the continuous casting slabs of thickness 8 "(200 mm) slabs of thickness 8" (200 mm), previously rolled to a thickness of 6 "(150 mm), reheated to 2550 of the F (1400 o C) and hot rolled to obtaining hot strips with a thickness of 0.084 "(2.1 mm) for subsequent processing. When processing installation followed the method using the annealing of the hot strip at 1850 of the F (1010 o C) and cold rolling to various intermediate thicknesses, however smelting by codes A and B were processed using a typical prior art intermediate anneal at 1740 F (950 o C ) holding for 25-30 s followed by usual cooling to room temperature, while melts according to codes C and D were subjected to intermediate annealing according to the proposed method. After intermediate annealing, the materials were cold rolled to a final thickness of 7 mils (0.18 mm) and 9 mils (0.28 mm). After completing cold rolling, decarburization materials at about 1525 F (830 o C) in a humidified atmosphere containing hydrogen, coated with magnesium oxide, and finally annealed at 2200 F (1200 C). The obtained magnetic properties in these tests are summarized in table 3.
Результаты ясно показывают, что технология цикла промежуточного отжига по изобретению обеспечивает улучшенные потери в сердечнике и улучшенную стабильность роста вторичных зерен для этих материалов с правильно ориентированной структурой. The results clearly show that the intermediate annealing cycle technology of the invention provides improved core loss and improved secondary grain growth stability for these materials with a properly oriented structure.
П р и м е р 2. Из плавок по кодам А и В приготовлены дополнительные образцы во время испытаний для лабораторной обработки. При обработке в установке следовали методу по примеру 1, однако после завершения холодной прокатки до промежуточной толщины образцы поместили в установку и обрабатывали в лаборатории в соответствии с изобретением, при этом применяли температуры и время выдержки при промежуточном отжиге, а в более предпочтительном способе применяли сверхбыстрый отжиг после завершения холодной прокатки до обезуглероживания. При осуществлении последнего в части нагрева при обезуглероживающем отжиге применяли скорость нагрева 1000оF (556oC) в 1 с от комнатной температуры до 1375оF (746oC). После промежуточного отжига материалы подвергали холодной прокатке до окончательной толщины 7 миль (0,18 мм) и обезуглероживали при 1525оF (830oC) в атмосфере влажного водорода во время нагрева. После обезуглероживания образцы покрыли окисью магния и подвергли окончательному отжигу при 2200оF (1200oC).PRI me R 2. From the heats according to codes A and B, additional samples were prepared during tests for laboratory processing. When processing in the installation, the method according to example 1 was followed, however, after cold rolling to an intermediate thickness was completed, the samples were placed in the installation and processed in the laboratory in accordance with the invention, using temperatures and holding time during intermediate annealing, and in a more preferred method, ultrafast annealing was used after completion of cold rolling before decarburization. In carrying out the last part in the heating of the decarburization annealing heating rate applied 1000 o F (556 o C) 1 s from room temperature to about 1375 F (746 o C). After intermediate annealing, the materials were cold rolled to a final thickness of 7 miles (0.18 mm) and decarburized at about 1525 F (830 o C) in a moist atmosphere of hydrogen in the heating time. After decarburization samples coated with magnesium oxide, and subjected to finish annealing at 2200 F (1200 o C).
Результаты испытаний суммированы в табл.3. The test results are summarized in table 3.
Результаты ясно показывают, что практика применения цикла промежуточного отжига согласно изобретению обеспечивает улучшенные потери в сердечнике и улучшает стабильность роста вторичных зерен для этих материалов с правильно ориентированной структурой. Более предпочтительный способ с применением сверхбыстрого отжига дополнительно к циклу промежуточного отжига согласно изобретению дополнительно обеспечивает еще большее улучшение магнитных свойств. The results clearly show that the practice of using an intermediate annealing cycle according to the invention provides improved core losses and improves the stability of the growth of secondary grains for these materials with a correctly oriented structure. A more preferred method using ultrafast annealing in addition to the intermediate annealing cycle according to the invention further provides an even greater improvement in magnetic properties.
В объеме изобретения возможны модификации. Modifications are possible within the scope of the invention.
Claims (17)
Марганец 0,025 0,25
Сера и/или селен 0,01 0,035
Кремний 3,0 4,5
Алюминий Менее 0,01
Азот Менее 0,005
Железо Остальное
после горячей прокатки проводят отжиг, а промежуточный отжиг осуществляют при 900 1150oС с выдержкой 1 30 с с последующим медленным охлаждением от 650 540oС при скорости охлаждения до 835 град/мин, а затем быстрым охлаждением до 540 315oС при скорости свыше 835 град/мин с окончательным охлаждением в воде.Carbon Less than 0.07
Manganese 0.025 0.25
Sulfur and / or selenium 0.01 0.035
Silicon 3.0 4.5
Aluminum Less than 0.01
Nitrogen Less than 0.005
Iron Else
after hot rolling, annealing is carried out, and intermediate annealing is carried out at 900 1150 o C with a holding time of 1 30 s followed by slow cooling from 650 540 o C at a cooling rate of up to 835 deg / min, and then rapid cooling to 540 315 o C at a speed above 835 deg / min with final cooling in water.
Марганец 0,04 0,08
Сера и/или селен 0,015 0,025
Кремний 3,25 3,75
Алюминий Менее 0,01
Азот Менее 0,005
Железо ОстальноеCarbon Less than 0.05
Manganese 0.04 0.08
Sulfur and / or selenium 0.015 0.025
Silicon 3.25 3.75
Aluminum Less than 0.01
Nitrogen Less than 0.005
Iron Else
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5010078 RU2041268C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method of producing high-silicon electric steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5010078 RU2041268C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method of producing high-silicon electric steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2041268C1 true RU2041268C1 (en) | 1995-08-09 |
Family
ID=21589212
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU5010078 RU2041268C1 (en) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | Method of producing high-silicon electric steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2041268C1 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2499846C2 (en) * | 2009-07-13 | 2013-11-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Production method of electrical steel plate with oriented grains |
| RU2508411C2 (en) * | 2009-07-17 | 2014-02-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Production method of grain-oriented magnetic plate steel |
| RU2572947C2 (en) * | 2011-09-16 | 2016-01-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method of plate manufacturing out of textured electric steel with superior iron losses |
| RU2610204C1 (en) * | 2013-02-27 | 2017-02-08 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method of making plate of textured electrical steel |
-
1991
- 1991-10-25 RU SU5010078 patent/RU2041268C1/en active
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Патент США N 4478653, кл. H 01F 1/04, 1984. * |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2499846C2 (en) * | 2009-07-13 | 2013-11-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Production method of electrical steel plate with oriented grains |
| RU2508411C2 (en) * | 2009-07-17 | 2014-02-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Production method of grain-oriented magnetic plate steel |
| RU2572947C2 (en) * | 2011-09-16 | 2016-01-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method of plate manufacturing out of textured electric steel with superior iron losses |
| RU2610204C1 (en) * | 2013-02-27 | 2017-02-08 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Method of making plate of textured electrical steel |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR970008162B1 (en) | Ultra - rapid heat treatment of grain oriented electrical steel | |
| CA2286495A1 (en) | Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss | |
| JP2001520311A (en) | Method for producing grain-oriented silicon steel sheet having low hysteresis loss and high polarity | |
| US4030950A (en) | Process for cube-on-edge oriented boron-bearing silicon steel including normalizing | |
| US3855020A (en) | Processing for high permeability silicon steel comprising copper | |
| JP2004516381A (en) | Production process of electric steel strip with oriented grains | |
| EP0538519B1 (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| US4319936A (en) | Process for production of oriented silicon steel | |
| GB1566143A (en) | Processing for cube-on-edge oriented silicon steel | |
| US5061326A (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| RU2041268C1 (en) | Method of producing high-silicon electric steel | |
| US3929522A (en) | Process involving cooling in a static atmosphere for high permeability silicon steel comprising copper | |
| EP0124964B1 (en) | Process for producing grain-oriented silicon steel | |
| JPH07122096B2 (en) | Manufacturing method of unidirectional electrical steel sheet with excellent magnetic and film properties | |
| JPH0717953B2 (en) | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties | |
| US5078808A (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| US3925115A (en) | Process employing cooling in a static atmosphere for high permeability silicon steel comprising copper | |
| JP2693327B2 (en) | Method for producing standard high silicon low carbon grain oriented silicon steel | |
| RU2038389C1 (en) | Method for producing silicon textured steel | |
| JPS6332851B2 (en) | ||
| KR0169992B1 (en) | Method of making high silicon low carbon regular grain oriented silicon | |
| US3802936A (en) | Method of making grain oriented electrical steel sheet | |
| CA2054395C (en) | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel | |
| KR0169318B1 (en) | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal | |
| JPS6054371B2 (en) | Manufacturing method of electromagnetic silicon steel |