RU2199595C1 - Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали - Google Patents
Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали Download PDFInfo
- Publication number
- RU2199595C1 RU2199595C1 RU2002116784A RU2002116784A RU2199595C1 RU 2199595 C1 RU2199595 C1 RU 2199595C1 RU 2002116784 A RU2002116784 A RU 2002116784A RU 2002116784 A RU2002116784 A RU 2002116784A RU 2199595 C1 RU2199595 C1 RU 2199595C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- hot rolling
- texture
- carbon
- rolling
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 63
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 63
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 24
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 13
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 23
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 19
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 14
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 11
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 claims description 6
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims description 5
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 5
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 abstract description 25
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 5
- 238000009851 ferrous metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 abstract 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 abstract 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 abstract 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 abstract 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 20
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 description 19
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 13
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 8
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 8
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 7
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 5
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 5
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 4
- -1 aluminum nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 1
- XWHPIFXRKKHEKR-UHFFFAOYSA-N iron silicon Chemical compound [Si].[Fe] XWHPIFXRKKHEKR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N magnesium oxide Inorganic materials [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000395 magnesium oxide Substances 0.000 description 1
- AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N magnesium;oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[Mg+2] AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000007619 statistical method Methods 0.000 description 1
- 239000000161 steel melt Substances 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 1
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
- 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
- C21D8/1266—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 between cold rolling steps
-
- 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
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
Изобретение относится к черной металлургии и может быть использовано при производстве текстурованных электротехнических сталей. Сущность изобретения состоит в оптимизации химического состава электротехнической анизотропной стали и в настройке технологии ее передела в зависимости от содержания аустенито- и ферритообразующих элементов в металле после выплавки. Изобретение предусматривает изменение температуры конца горячей прокатки при изменении соотношения концентраций аустенито- и ферритообразующих элементов в стали. Изобретение обеспечивает стабильное производство стали с достаточно высоким уровнем магнитных свойств. 2 табл.
Description
Изобретение относится к области черной металлургии или точнее к производству электротехнической стали (ЭАС) с ориентированной зеренной структурой.
По условиям ее эксплуатации к этой стали предъявляются следующие основные требования: легкость намагничивания и перемагничивания (т.е. высокие значения магнитной проницаемости); высокие значения магнитной индукции; минимальные потери при перемагничивании. Выполнение первых двух требований определяет размеры и вес электрических обмоток и магнитных сердечников трансформаторов. Минимальные потери на перемагничивание определяют КПД трансформаторов и их рабочую температуру.
Вышеуказанные требования выполняются только при условии формирования в стали совершенной текстуры {110}<001> (ребровая текстура), которая реализуется в ходе вторичной рекристаллизации на завершающих этапах термообработки.
Основными условиями развития процесса текстурообразования и вторичной рекристаллизации являются:
- стабилизация структуры дисперсными включениями второй фазы (сульфиды марганца или нитриды алюминия);
- наличие в текстуре матрицы малого числа совершенных зерен с ориентировкой {110}<001>, являющихся центрами вторичной рекристаллизации и выраженной октаэдрической компоненты {111}<112>, легко поглощаемой ребровыми зернами.
- стабилизация структуры дисперсными включениями второй фазы (сульфиды марганца или нитриды алюминия);
- наличие в текстуре матрицы малого числа совершенных зерен с ориентировкой {110}<001>, являющихся центрами вторичной рекристаллизации и выраженной октаэдрической компоненты {111}<112>, легко поглощаемой ребровыми зернами.
Выполнение первого условия (стабилизация структуры) достигается либо за счет формирования включений при горячей прокатке (ГП) (например, сульфидный вариант), либо при термообработке (нитридный вариант), либо и при горячей прокатке и при термообработке (сульфонитридный вариант).
Второе условие (формирование оптимальной текстуры матрицы) реализуется либо в результате наследования острой ребровой компоненты из подповерхностных слоев горячекатаных полос (технологическая схема производства стали, включающая две холодные прокатки с рекристаллизационным отжигом между ними), либо за счет прокатки с большой степенью деформации (схема с однократной прокаткой). Первая технологическая схема применяется для производства стали по сульфидному варианту, а вторая по сульфонитридному.
Исключение представляет технология производства стали, предусматривающая формирование необходимого текстурного контраста в процессе медленного нагрева в интервале температур возврата и первичной рекристаллизации. Эта технология применительна исключительно к нитридному способу ингибирования структуры.
Сульфидный вариант известен с конца 40-х годов и в настоящее время является самым распространенным. Основными технологическими операциями при производстве стали по сульфидному варианту являются высокотемпературный нагрев, горячая прокатка (ГП), две холодные прокатки, разделенные рекристаллизационным отжигом, обезуглероживающий отжиг и высокотемпературный отжиг (ВТО) (см. Молотилов Б.В. и др.. "Сера в электротехнических сталях", 1976, с. 176) [1]. Готовая сталь имеет магнитную индукцию в поле 800 А/м - 1,81... 1,84 Тл. Принципиально важным при горячей прокатке стали является формирование в подповерхностном слое области вытянутых полигонизованных кристаллитов с ярко выраженной текстурой деформации - {110}<001>. Наличие данного слоя обеспечивает возможность получить в структуре стали перед высокотемпературным отжигом достаточно большое количество зерен с совершенной ориентировкой {110}<001>, часть из которых будет являться зародышами вторичной рекристаллизации.
Сталь нитридного варианта имеет повышенное содержание углерода, азота и меди. Основные операции после горячей прокатки - первая холодная прокатка, обезуглероживающий отжиг, вторая холодная прокатка и высокотемпературный отжиг. Магнитная индукция в поле 800 А/м -1,85-1,90 Тл (см. журнал Сталь 10, 1994, с. 35-37) [2].
Существенным отличием стали нитридного варианта от сульфидного является более низкий нагрев металла перед горячей прокаткой (~ 1250oС, против 1400oС). Следствием этого, а также более высокого содержания углерода в стали является формирование при горячей прокатке в подповерхностном слое текстуры рекристаллизации {110}<uvw>, в которой совершенная компонента {110} <001> очень слабо выражена. По этой причине принципиально важным оказывается проводить нагрев на первичную рекристаллизацию после второй холодной прокатки с замедленной скоростью. Низкотемпературная растянутая во времени первичная рекристаллизация в присутствии сегрегации примесей и/или дисперсных частиц является своеобразным "фильтром" для зарождения и роста в деформированном металле зерен с ориентировкой {110}<uvw>, позволяющая формироваться преимущественно кристаллитам с текстурой {110}<001>. Также следует отметить, что подобная обработка возможна только для стали с более устойчивой ингибиторной фазой, которой является AIN.
Стать сульфо-нитридного варианта (см. Fiedler H.C. A New High Jnduetion Grain Oriented 3% Silicon Jron // JEEE Trans. on Magnetics, 1977, v. 13. 5 Р. 1433-1436) [3] имеет повышенное содержание (по сравнению с сульфидным) углерода и алюминия. Основные операции после горячей прокатки - нормализация, однократная холодная прокатка, обезуглероживающий отжиг и высокотемпературный отжиг. Магнитная индукция в поле 800 А/м - 1,89...1,94 Тл - является самой высокой для готовой стали, что обеспечивается за счет формирования сверхплотной дисперсной ингибиторной фазы в процессе термообработок (а не при горячей прокатке) и мощного силового воздействия на текстуру стали, каковой является однократная прокатка. Принципиально важным в данной технологии является наличие после ГП высокотемпературного нормализующего отжига (1120...1150oС) с жестко регламентированным законом охлаждения. Следует отметить, что производство стали по данному технологическому регламенту не всегда возможно в связи с отсутствием необходимого состава оборудования.
К существенным недостаткам сульфидной и сульфонитридной технологий производства электротехнической анизотропной стали следует отнести, во-первых, наличие высокотемпературного нагрева слябов перед горячей прокаткой, являющегося сверхэнергоемкой операцией, требующей специального оборудования и, во-вторых, для стали с двойным ингибированием проведение после горячей прокатки дорогостоящего нормализующего отжига, также требующего дополнительного агрегата. Таким образом наименее затратной, не требующей дополнительного оборудования является нитридная технология производства электротехнической анизотропной стали. Однако магнитные свойства металла, произведенного по нитридной технологии, несколько уступают стали с исходным двойным ингибированием.
Наиболее близким аналогом к предложенному является известный способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали, включающий выплавку стали, разливку, горячую прокатку, удаление окалины, две холодные прокатки с промежуточным обезуглероживающим отжигом, высокотемпературный и выпрямляющий отжиг (см. RU 2017837 С1, МПК 7 С 21 D 8/12, 15.08.1994) [4].
Техническим результатом изобретения является улучшение магнитных свойств стали с нитридным ингибированием до максимально высокого уровня, что обеспечивает возможность ее использования как в распределительном, так и в силовом трансформаторостроении.
Для достижения указанного технического результата в известном способе производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали, включающем выплавку стали, разливку, горячую прокатку, удаление окалины, две холодные прокатки с промежуточным обезуглероживающим отжигом, высокотемпературный и выпрямляющий отжиг, выплавляют сталь, содержащую, мас.%:
Углерод - 0,021-0,055
Кремний - 2,8-3,6
Марганец - 0,1-0,3
Медь - 0,4-0,6
Алюминий кислоторастворимый - 0,011-0,018
Азот - 0,007-0,012
Железо и неизбежные
примеси - Остальное
а температуру конца горячей прокатки (Ткгп) выбирают, исходя из следующего выражения:
Ткгп={970-([%С]-0,018)•3000+([%Si]-2,8)(60}±20, oС,
где [%С] и [%Si] - концентрации углерода и кремния в стали, мас.%.
Углерод - 0,021-0,055
Кремний - 2,8-3,6
Марганец - 0,1-0,3
Медь - 0,4-0,6
Алюминий кислоторастворимый - 0,011-0,018
Азот - 0,007-0,012
Железо и неизбежные
примеси - Остальное
а температуру конца горячей прокатки (Ткгп) выбирают, исходя из следующего выражения:
Ткгп={970-([%С]-0,018)•3000+([%Si]-2,8)(60}±20, oС,
где [%С] и [%Si] - концентрации углерода и кремния в стали, мас.%.
В основу изобретения положены следующие закономерности.
В процессе горячей прокатки закладываются основные структурные параметры, влияющие на процессы текстурообразования и в итоге на магнитные свойства готовой электротехнической стали. Влияние на структуро- и текстурообразование проявляется в наследовании исходной структуры горячекатаного подката по технологическим переделам сквозного цикла производства анизотропных сталей. Для того чтобы в процессе вторичной рекристаллизации в ЭАС сформировалась острая ребровая текстура, обеспечивающая высокие магнитные свойства, необходимым условием является наличие в структуре горячекатаной стали в подповерхностном слое (1/10-1/4 толщины) кристаллитов с ориентировкой {110} <001>. Причем чем острее данная ориентировка после ГП, тем совершеннее текстура в готовой стали.
Формирование особенностей структуры подката ЭАС происходит на стадии чистовой прокатки, где основную роль играют температурно-деформационные режимы обработки. Формирующаяся в процессе ГП текстурная неоднородность обусловлена различиями в траектории течения металла в поверхностных и центральных слоях при его прохождении через очаг деформации. Наиболее совершенной текстурой деформации {110}<001> - в поверхностном слое, {100}<011> - в центральной области обладают деформированные, но не рекристаллизованные зерна [5] . Процессы рекристаллизации, протекающие при ГП, способствуют рассеянию текстуры деформации. Чем выше степень рекристаллизации структуры, тем слабее в ней оказываются выражены деформационные ориентировки, и, соответственно, более рассеянной становится текстура подповерхностного слоя - { 110}<001>[6, 7].
В зависимости от соотношения феррито- и аустенитообразующих элементов в стали (главным образом кремния и углерода) степень совершенства текстуры подповерхностного слоя может варьироваться в достаточно широких пределах. Повышение содержания углерода в ЭАС приводит к образованию большого количества аустенита (с последующим его распадом) в процессе ГП, следствием чего является развитие процесса рекристаллизации, интенсифицированной фазовой перекристаллизацией (фазовым наклепом). Процесс рекристаллизации приводит к замене текстуры деформации (в подповерхностных слоях совершенная текстура { 110} <001>) на ориентировки {110}<112>...<113>.
В случае если ЭАС содержит после выплавки сравнительно малое количество углерода (С<0,025 мас. %, при Si>3,0 мас.%) в структуре стали при ГП практически отсутствует аустенит. Это также приводит при ГП к развитию процесса рекристаллизации, который характеризуется малым числом зародышей новых зерен, но при этом высокой подвижностью их границ. Следствием этого является получение в подповерхностном слое рекристаллизованной структуры с относительно крупным зерном, характеризующимся низким совершенством ребровой текстуры [6] . Кроме того, полное отсутствие аустенитной фазы в процессе ГП ЭАС отрицательно сказывается на формировании мелкодисперсной ингибиторной фазы, что связано с ранним выделением нитридов алюминия из твердого раствора (феррита) и, соответственно, их огрубления уже на последних стадиях высокотемпературной деформации. Получение устойчивой вторичной рекристаллизации (и соответствующего уровня магнитных свойств) в таком металле становится проблематичным.
Из всех перечисленных закономерностей следует существование оптимального химического состава стали и параметров ГП, т.е. оптимального соотношения концентраций аустенито- и ферритообразующих элементов в металле (главным образом углерода и кремния) в сочетании с температурным интервалом ГП, обеспечивающих стабильно максимальный уровень магнитных свойств после завершения обработки ЭАС. Данный оптимум химического состава ЭАС нитридного варианта ингибирования был определен на основе статистического анализа магнитных свойств нескольких сот плавок стали, выплавленных на Магнитогорском и Ново-Липецком металлургических комбинатах и прошедших обработку на Верх-Исетском металлургическом заводе. Было показано, что рулоны стали, химический состав которых находился в следующих пределах: 2,8...3,4 мас.% кремния, 0,01...0,055 мас.% углерода, 0,1...0,3 мас.% марганца, 0,4...0,6 мас.% меди, 0,011. . . 0,018 мас. % кислотно-растворимого алюминия, 0.007...0.012 мас.% азота, стабильно имели после окончательной обработки повышенное значение магнитных свойств, соответствующее характеристикам высокопроницаемой стали класса HI-B, если соотношение концентраций углерода и кремния в стали удовлетворяло следующему выражению:
0.025≤([%С]-0,018)/([%Si]-2,8)<0,035, (1)
где [%С] и [%Si] - соответственно концентрации углерода и кремния в стали, маc. %.
0.025≤([%С]-0,018)/([%Si]-2,8)<0,035, (1)
где [%С] и [%Si] - соответственно концентрации углерода и кремния в стали, маc. %.
Однако получение стабильной концентрации углерода при выплавке стали в столь узких пределах является достаточно сложной проблемой. По этой причине настоящее изобретение предусматривает выбор альтернативных средств, позволяющих стабильно получать ЭАС с достаточно высокими магнитными свойствами при значительно большей вариации углерода в стали.
С целью получения более совершенной текстуры подповерхностного слоя при высокотемпературной деформации стали необходимо заканчивать ГП при как можно более низких температурах. В этом случае прокатка будет происходить в температурном интервале, когда сталь находится преимущественно в однофазном (ферритном) состоянии, т. е. фазовая перекристаллизация не будет оказывать существенного влияния на процесс формирования текстуры. Как следствие этого в подповерхностном слое будет сохраняться текстура деформации - совершенная ориентировка {110}<001>. Причем чем выше в стали содержание углерода и ниже содержание кремния, тем шире температурная область существования аустенита, и, соответственно, при более низкой температуре необходимо вести окончание ГП (чистовую прокатку) для формирования текстуры достаточной степени совершенства в подповерхностном слое. Следует отметить, что уменьшение температуры конца ГП для металла с химическим составом, близким к оптимальному, не просто нецелесообразно, но вредно, поскольку оно ведет к раннему выпадению и огрублению AIN из твердого раствора и, соответственно, снижению эффективности ингибиторной фазы. Причем чем выше в стали концентрация углерода (т.е. чем больше в ней при ГП аустенита), тем ниже оказывается температурный интервал выделения мелкодисперсной фазы, и, соответственно, слабее эффект ослабления ингибирующей способности нитридов алюминия.
Описанные качественные закономерности положены в основу главного из приемов настоящего изобретения. Количественные закономерности установлены экспериментально на представительной партии. Анализ корреляции между магнитными свойствами готовой ЭАС, содержанием углерода и кремния в стали после выплавки и температурой конца прокатки (Ткгп) позволил получить эмпирическую формулу для выбора оптимальной Ткгп (в градусах Цельсия) в зависимости от концентраций углерода [%С] и кремния [%Si] (в мас. %):
Ткгп={970-([%С]-0,018)(3000+([%Si]-2,8)•60)±20. (2)
Сущность изобретения иллюстрируется нижеприведенными примерами.
Ткгп={970-([%С]-0,018)(3000+([%Si]-2,8)•60)±20. (2)
Сущность изобретения иллюстрируется нижеприведенными примерами.
Пример 1. Серию плавок электротехнической стали (химический состав, мас. %: Si - 2,92-3,5; Mn - 0,15-0,22; С - 0,021-0,055; кислоторастворимый Аl - 0,013-0,015; N - 0,009-0,011; Сu - 0,45-0,51; остальное железо и неизбежные примеси) для исследований выплавляли в 350-тонных конверторах, разливали на МНЛЗ в слябы сечением 250х1080 мм, большую часть слябов от данной серии прокатывали на широкополосном стане горячей прокатки. Температура конца горячей прокатки составляла 930...970oС. Горячекатаные рулоны обрабатывали по схеме: удаление окалины, первая холодная прокатка на толщину 0,65 мм, обезуглероживающий отжиг, вторая холодная прокатка на толщину 0,30 мм, нанесение покрытия из окиси магния, высокотемпературный и выпрямляющий отжиги. После завершающей обработки производили измерения магнитных свойств полученной стали. Исходные концентрации углерода и кремния в стали, их отношение в соответствие с формулой, а также результаты измерений магнитных свойств готовой стали приведены в таблице 1.
Как показывают приведенные результаты, наилучшие магнитные свойства имеют стали 9...11 с оптимальным соотношением аустенито- и ферритообразующих элементов. Более того, следует отметить, что чем ближе величина ([%С] - 0,018) / ([%Si] - 2,8) к оптимальной, тем лучше магнитные свойства готовой ЭАС.
Пример 2. Часть слябов плавок 3, 5, 7 из примера 1 подвергали горячей прокатке с различной температурой ее окончания. Дальнейшая обработка металла происходила аналогично описанной в примере 1. Температуры конца горячей прокатки (фактические и рассчитанные по формуле (2)), а также результаты измерений магнитных свойств готовой стали приведены в таблице 2.
Как показывают приведенные результаты, наилучшие магнитные свойства имеют полосы готовой ЭАС, горячая прокатка которых осуществлялась в соответствии с изобретением.
Источники информации
1. Сера в электротехнических сталях/ Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др.// М.: Металлургия, 1973. 176 с.
1. Сера в электротехнических сталях/ Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др.// М.: Металлургия, 1973. 176 с.
2. Франценюк И. В., Казаджан В.Б., Барятинский В.П. Достижения в улучшении качества электротехнических сталей на НЛМК // Сталь. 1994. 10. С.35... 37.
3. Fiedler H.C. A New High Induction Grain Oriented 3% Silicon Iron // IEEE Trans. on Magnetics. 1977. V.13. 5. P.1433...1436.
4. Патент Российской Федерации 2017837. Опубликован 15.08.94 (Заявка 5013424/02 от 29.11.91). Заверюха А.А., Шаршаков И.М., Калинин В.Н. и др. Способ производства анизотропной электротехнической стали.
5. Пащенко С.В., Гольдштейн В.Я., Серый А.В., Гражданкин С.Н. Текстурообразование при горячей прокатке кремнистого сплава // ФММ. 1984. Т.58. Вып. 1. С.63...68.
6. Влияние фазовой перекристаллизации на структуру подката электротехнической анизотропной стали/ Лобанов М.Л., Шабанов В.А., Цырлин М.Б., Минеев Ф.В.// Сталь. 2000 г. 2. С. 59...63.
7. Влияние температуры горячей прокатки на структуру и свойства электротехнической анизотропной стали /Лобанов М.Л., Шабанов В.А., Цырлин М.Б., Первушина О.В.// Сталь. 2001. 7. С.65...67.
Claims (1)
- Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали, включающий выплавку стали, разливку, горячую прокатку, удаление окалины, две холодные прокатки с промежуточным обезуглероживающим отжигом, высокотемпературный и выпрямляющий отжиг, отличающийся тем, что выплавляют сталь, содержащую, мас.%:
Углерод - 0,021-0,055
Кремний - 2,8-3,6
Марганец - 0,1-0,3
Медь - 0,4-0,6
Алюминий кислотно-растворимый - 0,011-0,018
Азот - 0,007-0,012
Железо и неизбежные примеси - Остальное
а температуру конца горячей прокатки Ткгп выбирают, исходя из следующего выражения:
Ткгп={970-([%С]- 0,018)•3000+([%Si]-2,8)•60}±20, oС,
где [%С] и [%Si] - соответственно концентрации углерода и кремния в стали, мас.%.
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2002116784A RU2199595C1 (ru) | 2002-06-25 | 2002-06-25 | Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали |
| AU2003207166A AU2003207166A1 (en) | 2002-06-25 | 2003-01-28 | Method for producing electric steel |
| PCT/RU2003/000024 WO2004001075A1 (fr) | 2002-06-25 | 2003-01-28 | Procede de fabrication d'acier electrotechnique |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2002116784A RU2199595C1 (ru) | 2002-06-25 | 2002-06-25 | Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2199595C1 true RU2199595C1 (ru) | 2003-02-27 |
Family
ID=20255814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2002116784A RU2199595C1 (ru) | 2002-06-25 | 2002-06-25 | Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| AU (1) | AU2003207166A1 (ru) |
| RU (1) | RU2199595C1 (ru) |
| WO (1) | WO2004001075A1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2450062C1 (ru) * | 2008-03-25 | 2012-05-10 | Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ОРИЕНТИРОВАННОЙ Si СТАЛИ С ВЫСОКИМИ ЭЛЕКТРОМАГНИТНЫМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2017837C1 (ru) * | 1991-11-29 | 1994-08-15 | Новолипецкий металлургический комбинат | Способ производства трансформаторной стали |
| RU2142020C1 (ru) * | 1999-04-30 | 1999-11-27 | Цырлин Михаил Борисович | Способ производства анизотропной электротехнической стали |
| RU2181786C1 (ru) * | 2001-07-02 | 2002-04-27 | Цырлин Михаил Борисович | Анизотропная электротехническая сталь и способ ее получения |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4311151C1 (de) * | 1993-04-05 | 1994-07-28 | Thyssen Stahl Ag | Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten |
| RU2175985C1 (ru) * | 2001-04-19 | 2001-11-20 | Цырлин Михаил Борисович | Способ производства электротехнической анизотропной стали |
-
2002
- 2002-06-25 RU RU2002116784A patent/RU2199595C1/ru active
-
2003
- 2003-01-28 AU AU2003207166A patent/AU2003207166A1/en not_active Abandoned
- 2003-01-28 WO PCT/RU2003/000024 patent/WO2004001075A1/ru not_active Ceased
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2017837C1 (ru) * | 1991-11-29 | 1994-08-15 | Новолипецкий металлургический комбинат | Способ производства трансформаторной стали |
| RU2142020C1 (ru) * | 1999-04-30 | 1999-11-27 | Цырлин Михаил Борисович | Способ производства анизотропной электротехнической стали |
| RU2181786C1 (ru) * | 2001-07-02 | 2002-04-27 | Цырлин Михаил Борисович | Анизотропная электротехническая сталь и способ ее получения |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2450062C1 (ru) * | 2008-03-25 | 2012-05-10 | Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ОРИЕНТИРОВАННОЙ Si СТАЛИ С ВЫСОКИМИ ЭЛЕКТРОМАГНИТНЫМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2004001075A1 (fr) | 2003-12-31 |
| AU2003207166A1 (en) | 2004-01-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100441234B1 (ko) | 높은체적저항률을갖는결정립방향성전기강및그제조방법 | |
| CN103168106B (zh) | 钢板及钢板制造方法 | |
| CN104532126B (zh) | 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法 | |
| KR900007447B1 (ko) | 일방향성 전자강판 및 그 제조방법 | |
| CN102597290A (zh) | 热轧棒钢或线材 | |
| EP1356127B9 (en) | Process for the production of grain oriented electrical steel strips | |
| CN100352952C (zh) | 用于生产晶粒定向电工钢带的工艺 | |
| KR20230118706A (ko) | 무방향성 전자 강판 | |
| Gao et al. | Primary recrystallization characteristics and magnetic properties improvement of high permeability grain-oriented silicon steel by trace Cr addition | |
| JP2004526862A5 (ru) | ||
| CN115198203A (zh) | 一种免常化中间退火的无取向电工钢板及其制造方法 | |
| RU2142020C1 (ru) | Способ производства анизотропной электротехнической стали | |
| RU2199595C1 (ru) | Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали | |
| Bosnjak et al. | Effect of austenitising temperature on austempering kinetics of Ni-Mo alloyed ductile iron | |
| JP3797165B2 (ja) | 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10140297A (ja) | 高磁束密度方向性電磁鋼板用一次再結晶焼鈍板 | |
| RU2216601C1 (ru) | Способ производства электротехнической стали с высокой магнитной индукцией | |
| KR960006026B1 (ko) | 우수한 자기특성을 갖는 방향성 전기강판의 제조방법 | |
| RU2175985C1 (ru) | Способ производства электротехнической анизотропной стали | |
| JP2002129234A (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| RU2403293C1 (ru) | Способ производства анизотропной электротехнической стали | |
| RU2243282C1 (ru) | Анизотропная электротехническая сталь и способ ее получения | |
| JP3709703B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2009084645A (ja) | 高周波焼入れ性と冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材および高強度軟磁性鋼部品 | |
| KR100388041B1 (ko) | 고경도 열연강판의 제조방법 |