RU2194775C2 - Способ получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов - Google Patents

Способ получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов Download PDF

Info

Publication number
RU2194775C2
RU2194775C2 RU99106588/02A RU99106588A RU2194775C2 RU 2194775 C2 RU2194775 C2 RU 2194775C2 RU 99106588/02 A RU99106588/02 A RU 99106588/02A RU 99106588 A RU99106588 A RU 99106588A RU 2194775 C2 RU2194775 C2 RU 2194775C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
strip
temperature
annealing
paragraphs
Prior art date
Application number
RU99106588/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU99106588A (ru
Inventor
Стефано ФОРТУНАТИ
Стефано ЧИКАЛЕ
Джузеппе АББРУДЗЕСЕ
Original Assignee
Аччаи Спечьяли Терни С.п.А.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Аччаи Спечьяли Терни С.п.А. filed Critical Аччаи Спечьяли Терни С.п.А.
Publication of RU99106588A publication Critical patent/RU99106588A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2194775C2 publication Critical patent/RU2194775C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Paints Or Removers (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

Изобретение относится к получению текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками. Слябы получают путем непрерывной разливки стали, контролируя время, температуру и частоту качания кристаллизатора. Сляб подвергают горячей прокатке в полосу и полученную полосу нагревают и охлаждают в кипящей воде, затем осуществляют холодную прокатку полосы в несколько проходов. После холодной прокатки проводят непрерывный обезуглероживающий отжиг во влажной атмосфере азота, водорода и вторичный рекристаллизационный отжиг рулонов полосы, покрытой разделителем в смеси азота и водорода для формирования нитрида алюминия. Данный способ производства позволяет упростить процесс производства, обеспечивая высокие магнитные характеристики. 11 з.п. ф-лы, 8 табл.

Description

Область техники
Изобретение относится к способу получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов, в частности, к способу, при котором режим разливки регулируют так, чтобы получить тонкий сляб с такими микроструктурными характеристиками (большое отношение равноосных зерен к столбчатым зернам, размеры равноосных зерен, уменьшенные размеры выделений и их специфическое распределение), которые позволяют упростить процесс производства, обеспечивая при этом высокие магнитные характеристики.
Уровень техники
Текстурированная электротехническая кремнистая сталь в основном делится на две главные категории, существенным отличием которых является соответствующая величина индукции, измеренная под действием магнитного поля 800 А/м, так называемая величина В800. У обычного текстурированного продукта В800 составляет менее 1890 мТ, а у продукта с высокой магнитной проницаемостью В800 выше 1900 мТ. Дальнейшее деление производится с учетом величины потерь в сердечнике, выраженной в Вт/кг при заданной индукции и частоте.
Обычная текстурированная электротехническая листовая сталь была впервые получена в 30-х годах и с тех пор нашла широкий спектр применений. Текстурированная сталь с высокой магнитной проницаемостью появилась во второй половине 60-х годов и также нашла много применений, в основном, в тех областях, где ее преимущества по высокой магнитной проницаемости и более низким потерям в сердечнике могут компенсировать ее более высокую стоимость в сравнении с обычной продукцией.
В электротехнической листовой стали с высокой магнитной проницаемостью более высокие характеристики получают за счет использования вторых фаз (в частности, A1N), которые при правильном выделении снижают подвижность границ зерен и позволяют избирательно расти тем зернам (с объемно-центрированной кубической структурой), у которых грани параллельны направлению прокатки, а плоскость диагонали параллельна поверхности листа (структура Госса) при пониженной разориентации относительно указанных направлений.
Однако во время затвердевания жидкой стали A1N, который позволяет получить такие улучшенные результаты, выделяется в крупной форме, не пригодной для желаемого эффекта, и его необходимо растворить и выделить в правильной форме, которую следует сохранять до того момента, когда будет получена зернистая структура с заданными размерами и ориентацией на стадии последнего отжига после холодной прокатки до конечной толщины, в конце сложной и дорогостоящей технологии превращения. Было обнаружено, что технологические проблемы, в основном связанные с трудностью достижения высокой производительности и однородного качества, главным образом обусловлены теми предосторожностями, необходимыми для сохранения требуемых формы и распределения A1N во время всего процесса превращения стали.
Учитывая эти проблемы, была разработана технология, например, описанная в патенте США 4225366 и патенте ЕР 339474, в которой нитрид алюминия, подходящий для регулировки процесса роста зерна, получали путем азотирования полосы, предпочтительно, после холодной прокатки.
При этой технологии нитрид алюминия выделяется в крупной форме во время медленного затвердевания стали, которая сохраняется в таком состоянии при использовании низких температур нагрева слябов (ниже 1280oС, предпочтительно ниже 1250oС), перед горячей прокаткой. Азот, введенный в полосу после обезуглероживания, сразу вступает в реакцию, образуются кремний и нитриды марганца/кремния, которые имеют относительно низкую температуру растворения и растворяются во время последнего отжига в закрытых емкостях. Полученный при этом свободный азот диффундирует по полосе и реагирует с алюминием, повторно выделяясь при этом в мелкой и однородной форме по толщине полосы в виде смешанного нитрида алюминия/кремния. Для этого процесса требуется поддерживать температуру стали на уровне 100-850oС в течение по меньшей мере четырех часов.
В указанных выше патентах установлено, что температура азотирования должна быть близка к температуре обезуглероживания (около 850oС) и не должна превышать 900oС, чтобы исключить неконтролируемый рост зерен, ввиду отсутствия подходящих ингибиторов. Фактически, оптимальной температурой азотирования является 750oС, а температура 850oС является верхним пределом, исключающим неконтролируемый рост зерен.
Эта технология имеет некоторые преимущества, в частности, относительно низкие температуры нагрева слябов перед горячей прокаткой, при обезуглероживании и при азотировании, а также то, что необходимость выдерживать полосу при 700-850oС в течение по меньшей мере четырех часов в печи для отжига в контейнерах (для получения смешанных нитридов алюминия/кремния, необходимых для контроля роста зерна) не увеличивает общую стоимость производства, поскольку нагрев в печи для отжига в контейнерах в любом случае требует такого же времени.
Однако перечисленные выше преимущества только кажутся таковыми, поскольку (i) при низкой температуре нагрева слябов сохраняется крупная форма выделений нитрида алюминия, неспособного контролировать процесс роста зерна, следовательно, последующие нагревы, в частности, для обезуглероживания и азотирования, должны производиться при относительно низких, тщательно регулируемых температурах, чтобы исключить неконтролируемый рост зерна; (ii) продолжительность обработки при таких низких температурах должна быть соответственно увеличена, (iii) невозможно ввести при последних отжигах усовершенствования, направленные на сокращения времени нагрева, например, за счет использования печей для отжига в контейнерах непрерывного действия вместо печей периодического действия.
Описание изобретения
В основу настоящего технического решения поставлена задача преодоления недостатков известных технологических процессов, используя при этом процесс непрерывной разливки тонких слябов для получения тонких слябов из кремнистой стали, имеющей специфические характеристики затвердевания и микроструктуры, которые обеспечивают процесс превращения, лишенный ряда важных операций. В частности, процесс непрерывной разливки проводится таким образом, чтобы получить слябы с заданным отношением равноосных зерен к столбчатым зернам, определенные размеры равноосных зерен и мелких выделений.
Согласно изобретению предложен способ получения кремнистой полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, при котором осуществляют непрерывную разливку стали, содержащей, мас.%: 2,5-5 Si, 0,002-0,075 С, 0,05-0,4 Mn, S (или S + 0,504 Se) < 0,015, 0,010-0,045 Al, 0,003-0,0130 N, до 0,2 Sn, 0,040-0,3 Сu, остальное железо и незначительные примеси, подвергают ее высокотемпературному отжигу, горячей прокатке, холодной прокатке за один проход или за несколько проходов с промежуточными отжигами, полученную холоднокатаную полосу отжигают для основного отжига и обезуглероживания, покрывают разделителем для отжига и подвергают отжигу в контейнерах для обеспечения окончательной вторичной рекристаллизации, отличающийся тем, что
(i) осуществляют непрерывную разливку тонкого сляба толщиной от 20 до 80 мм, предпочтительно 50-60 мм, со скоростью разливки 3-5 м/мин, при перегреве стали во время разливки в интервале 20-40oС и со скоростью охлаждения, обеспечивающей полное затвердевание за 30-100 с, при амплитуде качания кристаллизатора 1-10 мм и частоте качания 200-400 циклов в минуту,
(ii) осуществляют температурное выравнивание полученных слябов при температуре 1150-1300oС,
(iii) осуществляют горячую прокатку слябов с выравненной температурой при начальной температуре прокатки в интервале 1000-1200oС и конечной температуре прокатки в интервале 850-1050oС,
(iv) осуществляют непрерывный отжиг горячекатаных полос в течение 30-300 с при температуре 900-1170oС, охлаждают их до температуры не ниже 850oС и сохраняют упомянутую температуру в течение 30-300 с, с последующим охлаждением полос, например, в кипящей воде,
(v) полосу подвергают холодной прокатке за один проход или за несколько проходов с промежуточными отжигами, причем последнюю стадию проводят со степенью обжатия по меньшей мере 80%, поддерживая при этом температуру прокатки на уровне, по меньшей мере, 200oС, по меньшей мере, в двух проходах в течение последней операции,
(vi) холоднокатаную полосу подвергают непрерывному отжигу в течение общего времени 100-350 с при температуре 850-1050oС во влажной атмосфере азота/водорода с рН2О/рН2 между 0,3 и 0,7,
(vii) полосу покрывают разделителем для отжига, сматывают в рулоны и рулоны отжигают в контейнерах в атмосфере, имеющей следующий состав в процессе нагрева: смесь водорода с, по меньшей мере, 30 об.% азота до 900oС, смесь водорода с, по меньшей мере, 40 об.% азота до 1100-1200oС, и затем выдерживают рулоны при этой температуре в чистом водороде.
Состав стали может отличаться от известного тем, что допускаются очень низкие содержания углерода, от 20 до 100 частиц на миллион (млн-1).
Содержание меди в стали может составлять от 400 до 3000 частиц на млн., предпочтительно от 700 до 2000 частиц на млн.
Содержание олова в стали может составлять до 2000 частиц на млн., предпочтительно от 1000 до 1700 частиц на млн.
Параметры непрерывной разливки выбирают таким образом, чтобы получить отношение равноосных зерен к столбчатым зернам 35-75%, предпочтительно, более 50%, причем размеры равноосных зерен составляют 0,7-2,5 мм. Благодаря быстрому охлаждению во время такой непрерывной разливки тонких слябов вторичные фазы (выделения) имеют значительно меньшие размеры по сравнению с теми, которые получают при традиционной непрерывной разливке.
Если во время обезуглероживающего отжига поддерживать температуру ниже 950oС, содержание азота в атмосфере последующего отжига в контейнерах контролируют так, чтобы обеспечить азотирование полосы, прямое получение нитридов алюминия и кремния при таких размерах, количестве и распределении, которые позволяют эффективно тормозить рост зерна во время последующей вторичной рекристаллизации. В этом случае подлежащее вводу максимальное количество азота составляет меньше 50 частей на млн.
После обезуглероживающего отжига можно использовать дополнительный непрерывный проход, заключающийся в том, что полосу выдерживают при температуре в интервале 900-1050oС, предпочтительно выше 1000oС, в азотирующей атмосфере, чтобы позволить поглощение азота до 50 частиц на млн. для образования мелких выделений нитрида алюминия, распределенных по толщине полосы.
В этом случае должен присутствовать водяной пар в количестве 0,5-100 г/м3.
Если в стали присутствует олово, то следует использовать атмосферы с более высоким потенциалом азотирования (например, содержащие NН3), так как олово тормозит поглощение азота.
Описанные выше операции процесса можно интерпретировать следующим образом. Режим непрерывной разливки тонких слябов выбирают таким образом, чтобы получить более высокое количество равноосных зерен, чем достижимое при известных способах непрерывной разливки (обычно около 25% при толщине слябов около 200-250 мм), а также размеры кристаллов и распределение мелких выделений, особенно пригодные для получения высококачественного конечного продукта. В частности, малые размеры выделений и последующий отжиг тонких слябов при температуре до 1300oС позволяют получить уже в горячекатаной полосе выделения нитрида алюминия, способные в некоторой мере контролировать размеры зерна, что позволяет исключить жесткий контроль максимальных температур обработки и использовать менее продолжительные обработки за счет этих более высоких температур.
В этом же смысле следует рассмотреть возможность использования очень низкого содержания углерода, предпочтительно, ниже того, которое необходимо для образования гамма-фазы, чтобы ограничить растворение нитрида алюминия, который гораздо менее растворим в альфа-фазе, чем в гамма-фазе.
Указанное наличие уже при образовании сляба еще меньшего количества мелких выделений нитрида алюминия позволяет уменьшить важность операций термообработки, позволив также повысить температуру обезуглероживания без риска неконтролируемого роста зерна. Эта повышенная температура имеет большое значение для улучшения диффузии азота по всей полосе и образования, непосредственно на этой стадии, дополнительного нитрида алюминия. Кроме того, при таком режиме необходимо, чтобы только ограниченное количество азота диффундировало в полосу.
Что касается операции азотирования, то выбор его режима не представляется особо важным. Азотирование можно осуществлять во время обезуглероживающего отжига, в этом случае температуру обработки целесообразно поддерживать на уровне около 1000oС, чтобы непосредственно получать нитрид алюминия. Если же температуру обезуглероживания поддерживать на низком уровне, то большая часть поглощения азота произойдет во время отжига в контейнерах.
В дальнейшем предложенный способ будет проиллюстрирован на примерах его реализации, которые не имеют ограничительного характера.
Пример 1
Получали стали, состав которых представлен в табл. 1.
Перечисленные виды стали непрерывно разливали в слябы толщиной 60 мм при скорости разливки 4,3 м/мин, времени затвердевания 65 с, температуре перегрева 28oС, с использованием кристаллизатора, качающегося с частотой 260 циклов/мин при амплитуде качания 3 мм.
Температуру слябов выравнивали при 1830oС в течение 10 мин, а затем их подвергали горячей прокатке разной толщины от 2,05 до 2,15 мм с температурой конца прокатки, равной 890oС. Полученные полосы затем подвергали непрерывному отжигу при 1100oС в течение 30 с, охлаждали при 930oС, выдерживали при этой температуре в течение 90 с, после чего охлаждали в кипящей воде.
Затем полосы подвергали холодной прокатке за один проход до 0,29 мм при температуре 230oС на третьем и четвертом проходах.
Часть холоднокатаных полос, обозначенных как NS, каждого состава подвергали основной рекристаллизации и обезуглероживанию в соответствии со следующим циклом: 860oС в течение 180 с в атмосфере H2-N2 (75:25) при рН2О/рН2 0,65, а затем при 890oС в течение 30 с в атмосфере H2-N2 (75:25) при pH2O/pH2 0,02.
Остальные полосы, обозначенные как ND, подвергали воздействию более высокой температуры 980oС с дополнительным вводом в печь NН3 для непосредственного образования нитрида алюминия. В табл. 2 показаны количества азота, введенного в полосы, в зависимости от количества NН3, введенного в печь.
Обработанные полосы покрывали обычными разделителями для отжига на основе МgО и отжигали в печи для отжига в контейнерах в соответствии со следующим циклом: быстрый нагрев до 700oС, выдержка в этой температуре в течение 5 ч, нагрев до 1200oС в атмосфере H2-N2 (60-40), выдержка при этой температуре в течение 20 ч в Н2.
После обычной конечной обработки измеряли следующие магнитные характеристики (см. табл. 3).
Пример 2
Стали аналогичного состава, показанного в табл. 4, разливали с использованием разных процедур разливки.
Сталь А1 непрерывно разливали в слябы толщиной 240 мм, получая при этом отношение равноосных зерен к столбчатым (ОРС) 25%.
Сталь В1 непрерывно разливали в слябы толщиной 50 мм с ОРС 50%.
Сталь С1 непрерывно разливали в слябы толщиной 60 мм с ОРС 30%.
Температуру слябов выравнивали при 1250oС, подвергали горячей прокатке до толщины 2,1 мм с температурой конца прокатки 960oС, и полученные полосы отжигали как в примере 1, а затем подвергали холодной прокатке до 0,29 мм.
Холоднокатаные полосы делили на три группы, каждую из которых обрабатывали в соответствии со следующими циклами:
Цикл 1: нагрев при 850oС в течение 120 с в атмосфере H2-N2 (75:25) с pH2O/pH2 0,55, подъем температуры до 880oС на 20 с в H2-N2 (75:25) при pH2O/pH2 0,02.
Цикл 2: нагрев при 850oС в течение 120 с в атмосфере H2-N2 (75:25) с рН2О/рН2 0,55, подъем температуры до 890oС на 20 с в атмосфере H2-N2 (75:25) с 3% NН3 при pH2O/pH2 0,02.
Цикл 3: нагрев при 850oС в течение 120 с в атмосфере Н2-N2 (75:25) с pH2O/pH2 0,55, подъем температуры до 1000oС на 20 с в H2-N2 (75:25) с 3% NH3 при pH2O/pH2 0,02.
Все полосы подвергали отжигу в контейнерах как в примере 1.
Полученные магнитные характеристики приведены в табл. 5.
Пример 3
Сталь состава: Si 3,01%, С 450 частиц на млн., Мn 0,09%, Си 0,10%, S 100 частиц на млн., AlS 310 частиц на млн., N 70 частиц на млн., Sn 1200 частиц на млн. , остальное железо и незначительные примеси, разливали в тонкие слябы, как в примере, 1 и превращали в холоднокатаную полосу, как в примере 2. Затем холоднокатаные полосы подвергали разным циклам непрерывного отжига: температура T1 в течение 180 с в H2-N2 (74:25) с рН2О/рН2 0,58, температура Т2 в течение 30 с в H2-N2 (74:25) с разным содержанием NН3 при pH2O/pH2 0,03.
Использовались разные значения T1 и Т2, а также разные концентрации NH3, и в каждом эксперименте измеряли поглощенное количество азота. Полосы обрабатывали начисто, как в примере 1, и измеряли магнитные характеристики.
В табл. 6 показаны полученные значения В800 (мТ) в зависимости от поглощенного азота в частицах на млн. при T1 = 850oС и Т2 = 900oС.
В табл. 7 показаны значения В800 в зависимости от температуры T1, при T2 = 950oС.
В табл. 8 показаны полученные значения В800 в зависимости от температуры азотирования Т2, при T1 = 850oС.

Claims (12)

1. Способ получения полосы из кремнистой стали с высокими магнитными свойствами, включающий непрерывную разливку стали, высокотемпературный отжиг, горячую прокатку, холодную прокатку за один или несколько проходов с промежуточным отжигом, непрерывный обезуглероживающий отжиг, покрытие разделителем, смотку в рулон и вторичный рекристаллизационный отжиг, отличающийся тем, что осуществляют непрерывную разливку стали следующего состава, мас. %:
Углерод - 0,002-0,075
Кремний - 2,5-5
Марганец - 0,05-0,4
Сера или (сера+0,503 селена) - менее 0,015
Алюминий - 0,010-0,045
Азот - 0,003-0,0130
Олово - до 0,2
Медь - 0,040-0,3
Железо и неизбежные примеси - Остальное
с получением тонкого сляба толщиной 20 - 80 мм со скоростью разливки 3-5 м/мин при перегреве стали во время разливки в интервале 20-40oС и со скоростью охлаждения, обеспечивающей полное затвердевание за 30-100 с, при амплитуде качания кристаллизатора 1-10 мм и частоте качания 200-400 циклов в минуту, проводят выравнивание температуры слябов при 1150-1300oС, горячую прокатку начинают при выровненной температуре 1000-1200oС, а заканчивают при 850-1050oС, осуществляют непрерывный отжиг горячекатаных полос в течение 30-300 с при температуре 900-1170oС, охлаждают до температуры не ниже 850oС, выдерживают при этой температуре 30-300 с и охлаждают в кипящей воде, холодную прокатку в последнем проходе проводят со степенью обжатия, по меньшей мере, 80%, непрерывный обезуглероживающий отжиг холоднокатаной полосы проводят при 850-1050oС в течение 100-350 с во влажной атмосфере азота, водорода при рН2O/рН2 между 0,3 и 0,7, вторичный рекристаллизационный отжиг рулонов полосы, покрытой разделителем, осуществляют в контейнерах в атмосфере, имеющей в процессе нагрева следующий состав: до 900oС смесь водорода с, по меньшей мере, 30 об. % азота, до 1100-1200oС смесь водорода с, по меньшей мере, 40 об. % азота и выдерживают рулоны при этой температуре в чистом водороде.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что получают сляб толщиной 50 - 60 мм.
3. Способ по любому из пп. 1 и 2, отличающийся тем, что содержание углерода в стали составляет 0,002 - 0,01 мас. %.
4. Способ по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что содержание меди в стали составляет 0,04 - 0,3 мас. %.
5. Способ по любому из пп. 1-4, отличающийся тем, что содержание меди в стали составляет 0,07 - 0,2 мас. %.
6. Способ по любому из пп. 1-5, отличающийся тем, что содержание олова в стали составляет до 0,2 мас. %.
7. Способ по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что содержание олова в стали составляет 0,1 - 0,17 мас. %.
8. Способ по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что во время непрерывной разливки выбирают параметры разливки, позволяющие получить отношение равноосных зерен к столбчатым зернам 35-75%, причем размеры равноосных зерен составляют 0,7 - 2,5 мм.
9. Способ по п. 8, отличающийся тем, что отношение равноосных зерен к столбчатым зернам больше 50%.
10. Способ по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что после обезуглероживающего отжига холоднотянутой полосы проводят азотирующую обработку при температуре 900-1050oС в атмосфере с содержанием водяного пара 0,5-100 г/м3.
11. Способ по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что во время обезуглероживающего отжига поддерживают температуру ниже 950oС, а содержание азота в атмосфере при вторичном рекристаллизационном отжиге рулонов полосы, покрытой разделителем, в контейнере выбирают так, чтобы обеспечить диффузию азота в полосу до 0,005 мас. %.
12. Способ по любому из пп. 1-11, отличающийся тем, что во время последней операции холодной прокатки температуру полосы поддерживают на уровне, по меньшей мере, 200oС во время, по меньшей мере, двух проходов.
RU99106588/02A 1996-08-30 1997-07-21 Способ получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов RU2194775C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ITRM96A000600 1996-08-30
IT96RM000600A IT1284268B1 (it) 1996-08-30 1996-08-30 Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche, a partire da

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU99106588A RU99106588A (ru) 2001-01-20
RU2194775C2 true RU2194775C2 (ru) 2002-12-20

Family

ID=11404407

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU99106588/02A RU2194775C2 (ru) 1996-08-30 1997-07-21 Способ получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов

Country Status (18)

Country Link
US (1) US6296719B1 (ru)
EP (1) EP0922119B1 (ru)
JP (1) JP4653261B2 (ru)
KR (1) KR100524441B1 (ru)
CN (1) CN1073164C (ru)
AT (1) ATE196780T1 (ru)
AU (1) AU3695997A (ru)
BR (1) BR9711270A (ru)
CZ (1) CZ291167B6 (ru)
DE (1) DE69703246T2 (ru)
ES (1) ES2153208T3 (ru)
GR (1) GR3035165T3 (ru)
IN (1) IN192028B (ru)
IT (1) IT1284268B1 (ru)
PL (1) PL182816B1 (ru)
RU (1) RU2194775C2 (ru)
SK (1) SK283599B6 (ru)
WO (1) WO1998008987A1 (ru)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2457260C1 (ru) * 2008-08-08 2012-07-27 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд Способ получения текстурированной кремнистой стали, содержащей медь
RU2496905C1 (ru) * 2009-07-31 2013-10-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист электротехнической стали с ориентированными зернами
RU2497956C1 (ru) * 2010-03-17 2013-11-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ изготовления листа из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
RU2502810C2 (ru) * 2009-03-23 2013-12-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ изготовления листа текстурированной электротехнической стали, лист текстурированной электротехнической стали для ленточного сердечника и ленточный сердечник
RU2537628C1 (ru) * 2010-11-26 2015-01-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ производства листа из текстурированной электротехнической стали
RU2585913C2 (ru) * 2012-03-08 2016-06-10 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Способ получения листа нормализованной кремнистой стали
RU2593051C1 (ru) * 2012-07-20 2016-07-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ изготовления листа текстурованной электротехнической стали
RU2608914C2 (ru) * 2012-12-12 2017-01-26 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированный лист электротехнической стали
RU2665649C1 (ru) * 2014-11-27 2018-09-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
RU2701606C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокой проницаемостью
RU2706990C1 (ru) * 2016-09-21 2019-11-21 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированная электротехническая листовая сталь и способ ее изготовления

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1290978B1 (it) 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
KR100293140B1 (ko) * 1998-03-11 2001-06-15 아사무라 타카싯 일방향성 전자강판 및 그 제조방법
DE69923102T3 (de) † 1998-03-30 2015-10-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften
JP3383647B2 (ja) * 1998-12-28 2003-03-04 新日本製鐵株式会社 連続鋳造ビレット及びその製造方法
IT1317894B1 (it) 2000-08-09 2003-07-15 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la regolazione della distribuzione degli inibitorinella produzione di lamierini magnetici a grano orientato.
IT1316029B1 (it) * 2000-12-18 2003-03-26 Acciai Speciali Terni Spa Processo per la produzione di acciaio magnetico a grano orientato.
JP4258349B2 (ja) * 2002-10-29 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN1295035C (zh) * 2004-03-30 2007-01-17 东北大学 一种取向硅钢极薄带的制造方法
CN100381598C (zh) * 2004-12-27 2008-04-16 宝山钢铁股份有限公司 一种取向硅钢及其生产方法和装置
KR100650554B1 (ko) 2005-07-29 2006-11-29 주식회사 포스코 두께가 두꺼운 방향성 전기강판의 제조방법
CN100389222C (zh) * 2005-12-13 2008-05-21 武汉钢铁(集团)公司 提高含铜取向硅钢电磁性能和底层质量的生产方法
US7736444B1 (en) 2006-04-19 2010-06-15 Silicon Steel Technology, Inc. Method and system for manufacturing electrical silicon steel
IT1396714B1 (it) 2008-11-18 2012-12-14 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile.
CN101748259B (zh) * 2008-12-12 2011-12-07 鞍钢股份有限公司 一种低温加热生产高磁感取向硅钢的方法
CN101768697B (zh) * 2008-12-31 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 用一次冷轧法生产取向硅钢的方法
IT1402624B1 (it) 2009-12-23 2013-09-13 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierini magnetici a grano orientato.
CN101956127B (zh) * 2010-10-15 2012-05-30 马鞍山钢铁股份有限公司 含Sn无取向电工钢板卷的制备方法
CN102828006B (zh) * 2011-06-14 2014-06-04 鞍钢股份有限公司 一种冷轧硅钢采用间歇式减量通入氢气的退火方法
DE102011054004A1 (de) * 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
CN103695619B (zh) * 2012-09-27 2016-02-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感普通取向硅钢的制造方法
CN103774042B (zh) * 2013-12-23 2016-05-25 钢铁研究总院 一种薄板坯连铸连轧高磁感取向硅钢及其制备方法
DE102014112286A1 (de) * 2014-08-27 2016-03-03 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aufgestickten Verpackungsstahls
PL3358031T3 (pl) * 2015-09-28 2020-12-28 Nippon Steel Corporation Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych i blacha stalowa cienka walcowana na gorąco na blachę cienką ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych
RU2716053C1 (ru) * 2016-11-01 2020-03-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ производства текстурированной электротехнической листовой стали
EP3536813B1 (en) * 2016-11-01 2020-12-23 JFE Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
CN110291214A (zh) * 2017-02-20 2019-09-27 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法
CN108165876B (zh) * 2017-12-11 2020-09-01 鞍钢股份有限公司 一种改善低温渗氮取向硅钢表面质量的方法
CN109675927B (zh) * 2018-12-11 2021-04-13 西安诺博尔稀贵金属材料股份有限公司 一种核电用410不锈钢带材的制备方法
CN111531138B (zh) * 2020-06-10 2021-12-14 武汉钢铁有限公司 一种薄板坯连铸连轧生产无取向电工钢的方法
CN115449741B (zh) * 2022-09-20 2023-11-24 武汉钢铁有限公司 一种基于薄板坯连铸连轧生产高磁感取向硅钢及方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5397923A (en) * 1977-02-08 1978-08-26 Nippon Steel Corp Manufacture of oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density
JPS5483620A (en) * 1977-12-17 1979-07-03 Nippon Steel Corp Manufacture of oriented electrical steel sheet
GB2130241B (en) * 1982-09-24 1986-01-15 Nippon Steel Corp Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density
JP2620438B2 (ja) * 1991-10-28 1997-06-11 新日本製鐵株式会社 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
KR960010811B1 (ko) * 1992-04-16 1996-08-09 신니뽄세이데스 가부시끼가이샤 자성이 우수한 입자배향 전기 강 시트의 제조방법
US5507883A (en) * 1992-06-26 1996-04-16 Nippon Steel Corporation Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for production the same
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
JPH06336611A (ja) * 1993-05-27 1994-12-06 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3063518B2 (ja) * 1993-12-27 2000-07-12 株式会社日立製作所 連続鋳造装置及び連続鋳造システム

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2457260C1 (ru) * 2008-08-08 2012-07-27 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд Способ получения текстурированной кремнистой стали, содержащей медь
RU2502810C2 (ru) * 2009-03-23 2013-12-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ изготовления листа текстурированной электротехнической стали, лист текстурированной электротехнической стали для ленточного сердечника и ленточный сердечник
RU2496905C1 (ru) * 2009-07-31 2013-10-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист электротехнической стали с ориентированными зернами
RU2497956C1 (ru) * 2010-03-17 2013-11-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ изготовления листа из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
RU2537628C1 (ru) * 2010-11-26 2015-01-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ производства листа из текстурированной электротехнической стали
RU2585913C2 (ru) * 2012-03-08 2016-06-10 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Способ получения листа нормализованной кремнистой стали
RU2593051C1 (ru) * 2012-07-20 2016-07-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ изготовления листа текстурованной электротехнической стали
RU2608914C2 (ru) * 2012-12-12 2017-01-26 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированный лист электротехнической стали
US10643770B2 (en) 2012-12-12 2020-05-05 Jfe Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet
RU2665649C1 (ru) * 2014-11-27 2018-09-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
RU2706990C1 (ru) * 2016-09-21 2019-11-21 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированная электротехническая листовая сталь и способ ее изготовления
RU2701606C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокой проницаемостью

Also Published As

Publication number Publication date
PL331735A1 (en) 1999-08-02
DE69703246D1 (de) 2000-11-09
CN1228817A (zh) 1999-09-15
BR9711270A (pt) 2000-01-18
CZ291167B6 (cs) 2003-01-15
JP4653261B2 (ja) 2011-03-16
ES2153208T3 (es) 2001-02-16
GR3035165T3 (en) 2001-04-30
ATE196780T1 (de) 2000-10-15
IT1284268B1 (it) 1998-05-14
KR100524441B1 (ko) 2005-10-26
EP0922119A1 (en) 1999-06-16
PL182816B1 (pl) 2002-03-29
CN1073164C (zh) 2001-10-17
ITRM960600A1 (it) 1998-03-02
US6296719B1 (en) 2001-10-02
IN192028B (ru) 2004-02-07
SK26299A3 (en) 2000-04-10
AU3695997A (en) 1998-03-19
KR20000029990A (ko) 2000-05-25
CZ67199A3 (cs) 2000-01-12
EP0922119B1 (en) 2000-10-04
WO1998008987A1 (en) 1998-03-05
SK283599B6 (sk) 2003-10-07
DE69703246T2 (de) 2001-04-26
JP2001500568A (ja) 2001-01-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2194775C2 (ru) Способ получения текстурированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов
US6273964B1 (en) Process for the production of grain oriented electrical steel strip starting from thin slabs
RU2193603C2 (ru) Способ получения листа из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и высокими магнитными свойствами
RU99106588A (ru) Способ получения текстуированной электротехнической полосовой стали с высокими магнитными характеристиками, начиная с тонких слябов
US3855018A (en) Method for producing grain oriented silicon steel comprising copper
RU2198230C2 (ru) Способ ингибиционного контроля при изготовлении текстурированных листов электротехнической стали
CZ291194B6 (cs) Způsob výroby pásů z křemíkové oceli
RU2279488C2 (ru) Способ регулирования распределения ингибиторов при производстве полосовой текстурованной электротехнической стали
US4118255A (en) Process for the production of a silicon steel strip with high magnetic characteristics
JP2001515541A (ja) 結晶粒配向電気シートの製造時における抑制制御方法
JPH02107718A (ja) 無方向性電磁鋼板用スラブの加熱方法
JPH03100122A (ja) 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法