[go: up one dir, main page]

DE69703246T2 - Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen - Google Patents

Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen

Info

Publication number
DE69703246T2
DE69703246T2 DE69703246T DE69703246T DE69703246T2 DE 69703246 T2 DE69703246 T2 DE 69703246T2 DE 69703246 T DE69703246 T DE 69703246T DE 69703246 T DE69703246 T DE 69703246T DE 69703246 T2 DE69703246 T2 DE 69703246T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
temperature
annealing
process according
strip
ppm
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE69703246T
Other languages
English (en)
Other versions
DE69703246D1 (de
Inventor
Giuseppe Abbruzzese
Stefano Cicale'
Stefano Fortunati
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Acciai Speciali Terni SpA
Original Assignee
Acciai Speciali Terni SpA
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 Acciai Speciali Terni SpA filed Critical Acciai Speciali Terni SpA
Publication of DE69703246D1 publication Critical patent/DE69703246D1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE69703246T2 publication Critical patent/DE69703246T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

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)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Winding, Rewinding, Material Storage Devices (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Paints Or Removers (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Description

    Anwendungsgebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlbandes mit guten magnetischen Eigenschaften, bei dem man von dünnen Brammen ausgeht, und sie bezieht sich insbesondere auf ein Verfahren, bei dem die Gießbedingungen so eingestellt (kontrolliert) werden, dass man solche Mikrostruktureigenschaften in der dünnen Bramme erhält (hohes Verhältnis von globulitischen (äquiaxialen) zu stengelförmigen (säulenförmigen) Körnern, globulitische Korndimensionen, reduzierte Präzipitat-Dimensionen und spezifische Verteilung derselben), dass das Herstellungsverfahren vereinfacht wird, und das dennoch die Erzielung ausgezeichneter magnetischer Eigenschaften erlaubt.
    • Stand der Technik
  • Kornorientierter Silicium-Elektrostahl wird im allgemeinen in zwei Hauptkategorien eingeteilt, die sich im wesentlichen voneinander unterscheiden in Bezug auf den relevanten Induktionswert, der unter dem Einfluss eines Magnetfeldes von 800 As/m bestimmt wird, als B800-Wert bezeichnet; wobei das konventio nelle kornorientierte Produkt einen B800-Wert aufweist, der weniger als etwa 1890 mT beträgt, während ein Produkt mit einer hohen Permeabilität einen B800-Wert von höher als 1900 ml aufweist. Weitere Unterteilungen werden vorgenommen unter Berücksichtigung des Kernverlustwertes, ausgedrückt in W/kg, bei einer gegebenen Induktion und Frequenz. Ein konventionelles kornorientiertes Stahlblech wurde zum ersten Mal in den Dreißiger Jahren hergestellt und weist noch einen wichtigen Anwendungsbereich auf; ein kornorientierter Stahl mit einer hohen Permeabilität wurde in der zweiten Hälfte der Sechziger Jahre entwickelt und er weist ebenfalls viele Anwendungen auf, hauptsächlich auf solchen Gebieten, auf denen seine Vorteile einer hohen Permeabilität und niedriger Kernverluste die höheren Kosten aufwiegen gegenüber dem konventionellen Produkt.
  • Bei den Elektroblechen mit hoher Permeabilität werden die verbesserten Eigenschaften erhalten durch Ausnutzung von zweiten Phasen (insbesondere AIN), die, wenn sie in geeigneter Weise präzipitiert werden, die Korngrenzenmobilität reduzieren und das selektive Wachstum solcher (kubisch innenzentrierter) Körner erlauben, die eine Kante parallel zur Walzrichtung und eine Diagonalebene parallel zur Blech-Oberfläche (Goss-Struktur) mit einer reduzierten Desorientierung im Hinblick auf die genannten Richtungen aufweisen.
  • Während des Erstarrens des flüssigen Stahls wird das AIN, das die Erzielung dieser besseren Ergebnisse ermöglicht, in grober Form präzipitiert, die für die gewünschten Effekte verantwortlich ist, und es muss aufgelöst und in der richtigen Form erneut präzipitiert werden, die aufrechterhalten werden muss bis zu dem Augenblick, in dem die Kornstruktur erhalten wird mit den gewünschten Dimensionen und der gewünschten Orientierung während der Schlussglühungsstufe nach dem Kaltwalzen bis auf die Enddicke am Ende eines komplexen und kostspieligen Umwandlungs-Verfahrens. Es wurde sofort erkannt, dass die Herstellungsprobleme, die sich hauptsächlich auf die Schwierigkeiten bei der Erzielung guter Ausbeuten und einer gleichförmigen Qualität beziehen, hauptsächlich zurückzuführen waren auf alle Vorsichtsmaßnahmen, die erfor derlich waren, um AIN in der erforderlichen Form aufrechtzuerhalten, und auf die Verteilung während des gesamten Stahl-Umwandlungsverfahrens.
  • Diesbezüglich wurde eine Technik entwickelt, wie sie beispielsweise in dem US-Patent 4 225 366 und in EP 339 474 beschrieben ist, bei der das Aluminiumnitrid, das zur Steuerung des Kornwachstumsverfahrens geeignet ist, durch Bandnitrierung, vorzugsweise nach dem kalten Auswalzen, gebildet wird.
  • Bei dieser Technik wird das während des langsamen Erstarrens des Stahls grob präzipitierte Aluminiumnitrid in diesem Zustand gehalten unter Anwendung niedriger Brammen-Erhitzungstemperaturen (von weniger als 1280ºC, vorzugsweise weniger als 1250ºC) vor dem Warmwalzen; der in das Band nach seiner Decarburierung eingeführte Stickstoff reagiert sofort unter Bildung von Silicium und Mangan/Silicium-Nitriden, die eine verhältnismäßig niedrige Lösungstemperatur aufweisen und während des finalen Kastenglühens aufgelöst werden; der so erhaltene freie Stickstoff diffundiert durch das Band und reagiert mit Aluminium, das erneut präzipitiert wird in einer feinen und homogenen Form entlang der Banddicke in Form eines gemischten Aluminium/Silicium-Nitrids; dieses Verfahren macht es erforderlich, den Stahl mindestens 4 h lang bei 700 bis 850ºC zu halten.
  • In den oben genannten Patenten ist angegeben, dass die Nitrier-Temperatur in der Nähe der Decarburierungs-Temperatur (etwa 850ºC) liegen muss und jedenfalls 900ºC nicht übersteigen darf, um ein unkontrolliertes Kornwachstum zu vermeiden als Folge des Mangels an geeigneten Inhibitoren. Die beste Nitrier-Temperatur scheint nämlich 750ºC zu sein, wobei die Temperatur von 850ºC eine Obergrenze ist, um ein unkontrolliertes Kornwachstum zu vermeiden.
  • Dieses Verfahren scheint einige Vorteile zu ergeben, beispielsweise verhältnismäßig niedrige Temperaturen beim Brammen-Erhitzen vor dem Warmwalzen, bei der Decarburierung und Nitrierung und die Tatsache, dass das Erfor dernis, das Band mindestens 4 h lang bei 700 bis 850ºC in dem Kastenglühofen zu haften (um gemischte Aluminium/Silicium-Nitride zu erhalten, die für die Kornwachstums-Kontrolle erforderlich sind), die Gesamtherstellungskosten insofern nicht erhöht, als das Erhitzen im Kastenglühofen in jedem Fall eine ähnliche Zeitdauer erfordert.
  • Das oben genannte scheint jedoch nur insofern vorteilhaft zu sein, als (i) die niedrige Brammen-Erhitzungstemperatur die grobe Form der Aluminiumnitrid- Präzipitate beibehält, die nicht in der Lage sind, den Kornwachstumsprozess zu kontrollieren, sodass alle nachfolgenden Erhitzungs-Arbeitsgänge, insbesondere in den Decarburierungs- und Nitrierprozessen, bei verhältnismäßig niedrigen, sorgfältig kontrollierten Temperaturen stattfinden müssen, um genau ein unkontrolliertes Kornwachstum zu vermeiden; (ii) die Behandlungszeiten bei diesen niedrigen Temperaturen infolgedessen verlängert werden müssen; (iii) es unmöglich ist, bei den Schlussglühungen mögliche Verbesserungen anzuwenden, um die Erhitzungsdauer zu beschleunigen, beispielsweise unter Verwendung von kontinuierlichen Öfen anstelle der diskontinuierlichen Öfen des Kastenglühens.
    • Beschreibung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung ist dazu bestimmt, die Nachteile der bekannten Herstellungsverfahren zu vermeiden durch vorteilhafte Anwendung des Dünnbrammen-Stranggießverfahrens, um dünne Siliciumstahlbrammen mit spezifischen Verfestigungs- und Mikrostruktur-Eigenschaften zu erhalten, das die Erzielung eines Umwandlungs-Verfahrens erlaubt, das frei von einer Reihe von kritischen Stufen ist. Insbesondere wird das Stranggießverfahren so durchgeführt, dass in den Brammen ein gegebenes Verhältnis von globulitischen Körnern zu stengelförmigen Körnern, spezifische Dimensionen der globulistischen Körner und feine Präzipitate erhalten werden.
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Stahlbandes mit guten magnetischen Eigenschaften, bei dem ein Stahl, der 2,5 bis 5 Gew.-% Si, 0,002 bis 0,075 Gew.-% C, 0,05 bis 0,4 Gew.- % Mn, < 0,015 Gew.-% S (oder S + 0,504 Gew.-% Se), 0,010 bis 0,045 Gew.- % Al, 0,003 bis 0,0130 Gew.-% N, bis zu 0,2 Gew.-% Sn, 0,040 bis 0,3 Gew.- % Cu, Rest Eisen und kleinere Verunreinigungen enthält, stranggegossen, Hochtemperaturgeglüht, warmgewalzt, in einer einzigen Stufe oder in einer Vielzahl von Stufen mit Zwischenglühen kaltgewalzt wird, das so erhaltene kaltgewalzte Band geglüht wird, um ein primäres Glühen und Decarburieren durchzuführen, mit einem Glühseparator beschichtet und zur Durchführung der finalen sekundären Rekristallisations-Behandlung kastengeglüht wird, wobei das genannte Verfahren durch die Kombination der folgenden kooperierenden Stufen gekennzeichnet ist:
  • (i) Stranggießen einer dünnen Bramme mit einer Dicke zwischen 20 und 80 mm, vorzugsweise zwischen 50 und 60 mm, mit einer Gießgeschwindigkeit von 3 bis 5 m/min, wobei beim Gießen eine Stahlüberhitzung zwischen 20 und 40ºC und eine solche Abkühlungsgeschwindigkeit angewendet werden, daß ein vollständiges Erstarren innerhalb von 30 bis 100 s erhalten wird bei einer Formoszillationsamplitude zwischen 1 und 10 mm und einer Oszillationsfrequenz zwischen 200 und 400 Cyclen pro min.
  • (ii) Egalisieren (Ausgleichen) der so erhaltenen Brammen bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1300ºC;
  • (iii) Warmwalzen der egalisierten Brammen mit einer Anfangswalztemperatur zwischen 1000 und 1200ºC und einer Endwalztemperatur zwischen 850 und 1050ºC;
  • (iv) kontinuierliches Glühen der warmgewalzten Bänder für 30 bis 300 s bei einer Temperatur zwischen 900 und 1170ºC, Abkühlen derselben auf eine Temperatur von nicht weniger als 850ºC und Halten der genannten Temperatur für 30 bis 300 s und anschließendes Abkühlen derselben, gegebenenfalls in siedendem Wasser;
  • (v) Kaltwalzen des Bandes in einer einzigen Stufe oder in einer Vielzahl von Stufen unter Zwischenglühen, wobei die letzte Stufe mit einem Reduktionsgrad von mindestens 80% durchgeführt wird, wobei eine Walztemperatur von mindestens 200ºC in mindestens zwei Walzdurchgängen während der letzten Stufe aufrechterhalten wird;
  • (vi) kontinuierliches Glühen des kaltgewalzten Bandes für eine Gesamtdauer von 100 bis 350 s bei einer Temperatur zwischen 850 und 1050ºC in einer feuchten Stickstoff/Wasserstoff-Atmosphäre bei einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; zwischen 0,3 und 0,7;
  • (vii) Beschichten des Bandes mit einem Glühseparator, Aufhaspeln desselben zu einem Bund und Kastenglühen der Bünde in einer Atmosphäre mit der folgenden Zusammensetzung während des Aufheizens: Wasserstoff im Gemisch mit mindestens 30 Vol.-% Stickstoff bis zu 900ºC, Wasserstoff im Gemisch mit mindestens 40 Vol.-% Stickstoff bis zu 1100 bis 1200ºC und anschließendes Halten der Bünde bei dieser Temperatur in reinem Wasserstoff.
  • Die Stahl-Zusammensetzung kann von der eines konventionellen Stahls insofern verschieden sein, als sehr niedrige Kohlenstoff-Gehalte zwischen 20 und 100 ppm in Betracht gezogen werden können. Es kann auch ein Kupfergehalt zwischen 400 und 3000 ppm, vorzugsweise zwischen 700 und 2000 ppm, vorliegen. Es ist auch möglich, dass Zinn in einem Gehalt von bis zu 2000 ppm, vorzugsweise zwischen 1000 und 1700 ppm, vorliegt.
  • Während des Stranggießens (kontinuierlichen Gießens) werden die Gießparameter so gewählt, daß ein Verhältnis von globulitischen (äquiaxialen) zu stengelförmigen Körnern zwischen 35 und 75%, vorzugsweise von höher als 50% erzielt wird und die Dimensionen des globulitischen Korns vorzugsweise zwischen 0,7 und 2,5 mm liegen; dank der schnellen Abkühlung während dieses kontinuierlichen Dünnbrammen-Gießens weisen die zweiten Phasen (Präzipitate) deutlich geringere Dimensionen auf als diejenigen, die während des traditionellen Stranggießens (kontinuierlichen Gießens) erhalten werden.
  • Wenn während des decarburierenden Glühens die Temperatur unter 950ºC gehalten wird, wird der Stickstoffgehalt in der Atmosphäre des darauffolgenden Kastenglühens so eingestellt, daß eine Bandnitrierung erhalten wird, um direkt Aluminium- und Siliciumnitrid in solchen Dimensionen, in einer solchen Menge und mit einer solchen Verteilung zu bilden, dass eine wirksame Kornwachstums-Inhibierung während der nachfolgenden sekundären Rekristallisation möglich ist. Die in diesem Fall einzuführende maximale Stickstoffmenge beträgt weniger als 50 ppm.
  • Nach dem decarburierenden Glühen ist es möglich, einen weiteren kontinuierlichen Durchgang anzuwenden, der darin besteht, dass das Band in einer nitrierenden Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 900 und 1050ºC, vorzugsweise bei über 1000ºC, gehalten wird, um eine Stickstoff-Absorption von bis zu 50 ppm zu erlauben, und zur Erzielung der Bildung von feinen Aluminiumnitrid-Präzipitaten, die über die Dicke des Bandes verteilt sind.
  • In diesem Fall muss Wasserdampf in einer Menge zwischen 0,5 und 100 g/m³ vorhanden sein.
  • Wenn in dem Stahl Zinn enthalten ist, sollten Atmosphären mit einem höheren Nitrierungspotential angewendet werden (die beispielsweise NH&sub3; enthalten), da Zinn die Stickstoff-Absorption inhibiert.
  • Die oben genannten Verfahrensstufen können wie folgt interpretiert werden: die Dünnbrammen-Stranggießbedingungen werden so ausgewählt, dass eine Anzahl von globulitischen Körnern erhalten wird, die höher (in der Regel etwa 25% höher) ist als diejenige, die beim traditionellen Stranggießen erhalten wird (Brammendicke von etwa 200-250 mm), sowie Kristall-Dimensionen und eine Verteilung der feinen Präzipitate erhalten werden, die insbesondere geeignet sind zur Erzielung eines qualitativ hochwertigen Endprodukts. Insbesondere erlauben die Dimensionen der feinen Präzipitate und das nachfolgende Dünnbrammen-Glühen bei einer Temperatur von bis zu 1300ºC die Erzielung von Aluminiumnitrid-Präzipitaten bereits in dem warmgewalzten Band, um so bis zu einem gewissen Grade die Korn-Dimensionen zu steuern, wodurch es möglich ist, eine strenge Kontrolle der maximalen Behandlungs-Temperaturen zu vermeiden und kürzere Behandlungszeiten im Hinblick auf die genannten höheren Temperaturen anzuwenden.
  • In diesem Sinne muss die Möglichkeit der Verwendung von sehr niedrigen Kohlenstoff-Gehalten, die vorzugsweise niedriger sind als diejenigen, die für die Bildung einer &gamma;-Phase erforderlich sind, berücksichtigt werden, um die Auflösung des Aluminiumnitrids zu begrenzen, das viel weniger in der &alpha;-Phase löslich ist als in der &gamma;-Phase.
  • Aufgrund der Brammenbildung erlaubt die genannte Anwesenheit selbst einer nur geringen Menge von feinen Aluminiumnitrid-Präzipitaten, die thermischen Behandlungen unkritisch zu machen, und sie erlaubt auch die Erhöhung der Decarburierungs-Temperatur, ohne dass die Gefahr eines unkontrollierten Kornwachstums besteht; diese erhöhte Temperatur ist wesentlich dafür, dass eine bessere Stickstoff-Diffusion innerhalb des Bandes und die direkte Bildung von weiterem Aluminiumnitrid in dieser Stufe möglich sind. Unter diesen Bedingungen ist es darüber hinaus erforderlich, dass nur eine begrenzte Stickstoffmenge in das Band hineindiffundiert.
  • Bezüglich der Nitrierungsstufe scheint die Auswahl ihrer Bedingungen nicht besonders wichtig zu sein; die Nitrierung kann während des decarburierenden Glühens durchgeführt werden, wobei in es diesem Fall vorteilhaft ist, die Behandlungs-Temperatur bei etwa 1000ºC zu halten, um direkt Aluminiumnitrid zu erhalten. Wenn dagegen die Decarburierungs-Temperatur bei einem niedrigen Wert gehalten wird, tritt der größte Teil der Stickstoff-Absorption während des Kastenglühens auf.
    • Beispiele
  • Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachstehend anhand der folgenden Beispiele in einer nicht beschränkenden beispielhaften Weise erläutert.
    • Beispiel 1.
  • Es wurden die folgenden Stähle hergestellt, deren Zusammensetzung in der Tabelle 1 angegeben ist. Tabelle 1
  • Die obigen Stähle wurden mit einer Gießgeschwindigkeit von 4,3 m/min. einer Erstarrungszeit von 65 s, einer Überhitzungs-Temperatur von 28ºC und unter Anwendung einer Formoszillation von 260 Cyclen/min bei einer Oszillationsamplitude von 3 mm zu Brammen mit einer Dicke von 60 mm stranggegossen.
  • Die Brammen wurden 10 min lang bei 1180ºC äquilibriert und dann zu unterschiedlichen Dicken zwischen 2,05 und 2,15 mm warm ausgewalzt; die Bänder wurden dann 30 s lang bei 1100ºC kontinuierlich geglüht, auf 930ºC abgekühlt, 90 s bei dieser Temperatur gehalten und dann in siedendem Wasser abgekühlt.
  • Die Bänder wurden in einem einzigen Durchgang auf 0,29 mm kalt ausgewalzt unter Anwendung einer Walztemperatur von 230ºC beim dritten und vierten Walzdurchgang. Ein Teil der kaltgewalzten Bänder, als NS bezeichnet, jeder Zusammensetzung wurde einer primären Rekristallisation und einer Decarburierung unter Anwendung des folgenden Cyclus unterworfen: 180 s lang bei 860ºC in einer H&sub2;:N&sub2; (75 : 25)-Atmosphäre bei einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; von 0,65, dann 30 s lang bei 890ºC in einer H&sub2; : N&sub2; (75 : 25)-Atmosphäre bei einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; von 0,02.
  • Bei den übrigen Bändern, als ND bezeichnet, betrug die höhere Behandlungs- Temperatur 980ºC, wobei in den Ofen auch NH&sub3; eingeleitet wurde, um die sofortige Bildung von Aluminiumnitrid zu erzielen. In der folgenden Tabelle 2 sind die in die Bänder eingeführten Stickstoffmengen in Abhängigkeit von der in den Ofen eingeführten NH&sub3;-Menge angegeben. Tabelle 2
  • Die behandelten Bänder wurden mit konventionellen Glühseparatoren auf MgO-Basis beschichtet und unter Anwendung des folgenden Cyclus kastengeglüht: schnelles Erhitzen auf bis zu 700ºC, 5-stündiges Halten bei dieser Temperatur, Erhitzen auf bis zu 1200ºC in einer H&sub2; : N&sub2; (60 : 40)-Atmosphäre, Halten bei dieser Temperatur für 20 h in H&sub2;.
  • Nach den üblichen Schluss-Behandlungen wurden die folgenden magnetischen Eigenschaften bestimmt Tabelle 3
    • Beispiel 2
  • Stähle mit ähnlichen Zusammensetzungen, wie sie in der Tabelle 4 angegeben sind, wurden unter Anwendung verschiedener Gießverfahren vergossen. Tabelle 4
  • Der Stahl A1 wurde stranggegossen zu einer Brammendicke von 240 mm, wobei man ein Verhältnis von globulitischen zu stengelförmigen Körnchen (REX) von 25% erhielt.
  • Der Stahl B1 wurde stranggegossen zu einer Brammendicke von 50 mm mit einem REX-Wert von 50%.
  • Der Stahl C1 wurde stranggegossen zu dünnen Brammen mit einer Dicke von 60 mm mit einem REX-Wert von 30%.
  • Die Brammen wurden auf 1250ºC erhitzt, bis auf eine Dicke von 2,1 mm warm ausgewalzt und die Bänder wurden wie in Beispiel 1 geglüht, dann bis auf eine Dicke Von 0,29 mm kalt ausgewalzt. Die kalt ausgewalzten Bänder wurden in drei Gruppen unterteilt, von denen jede unter Anwendung der folgenden Cyclen behandelt wurde:
  • Cyclus 1: 120 s langes Erhitzen auf 850ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) mit einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; von 0,55, Steigern der Temperatur innerhalb von 20 s auf 880ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) bei pH&sub2;Q/pH&sub2; = 0,02;
  • Cyclus 2: 120 s langes Erhitzen auf 860ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) bei pH&sub2;O/pH&sub2; = 0,55, Steigerung der Temperatur innerhalb von 20 s auf 890ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) mit 3% NH&sub3; bei pH&sub2;O/pH&sub2; = 0,02;
  • Cyclus 3: 120 s langes Erhitzen auf 860ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) bei pH&sub2;O/pH&sub2; = 0,55, Steigerung der Temperatur innerhalb von 20 s auf 1000ºC in H&sub2; : N&sub2; (75 : 25) mit 3% NH&sub3; bei pH&sub2;O/pH&sub2; = 0,02.
  • Alle Bänder wurden wie in Beispiel 1 kastengeglüht. Die erhaltenen magnetischen Eigenschaften sind in der Tabelle 5 angegeben. Tabelle 5
  • * Diese Materialien ergaben keine zufriedenstellende sekundäre Rekristallisation.
    • Beispiel 3
  • Ein Stahl mit der folgenden Zusammensetzung: 3,01% Si, 450 ppm C, 0,09% Mn, 0,10% Cu, 100 pp S,. 310 ppm Als, 70 ppm N, 1200 ppm Sn, Rest Eisen und kleinere Verunreinigungen, wurde wie in Beispiel 1 zu dünnen Brammen vergossen und wie in Beispiel 2 zu einem kaltgewalzten Band verformt. Die kaltgewalzten Bänder wurden dann den folgenden unterschiedlichen kontinuierlichen Glühcyclen unterworfen: Temperatur T&sub1; für 180 s in H&sub2; : N&sub2; (74 : 25) bei einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; von 0,58; Temperatur T&sub2; für 30 s in H&sub2; : N&sub2; (74 : 25) mit unterschiedlichem NH&sub3;-Gehalt und einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; von 0,03.
  • Es wurden unterschiedliche T&sub1; und T&sub2;-Werte sowie unterschiedliche NH&sub3;- Konzentrationen angewendet und die absorbierten Stickstoffmengen wurden in jedem Test bestimmt, die Bänder wurden nach Beispiel 1 einer Schluss- Behandlung unterzogen und es wurden die magnetischen Eigenschaften bestimmt.
  • In der Tabelle 6 sind die erhaltenen B800-Werte (mT) als Funktion des absorbierten Stickstoffs in ppm bei Ti = 850ºC und T&sub2; = 900ºC angegeben. Tabelle 6
  • Die Tabelle 7 enthält die erhaltenen B800-Werte als Funktion der Temperatur T&sub1;, wobei die Temperatur T&sub2; 950ºC betrug. Tabelle 7
  • In der Tabelle 8 sind die erhaltenen R800-Werte als Funktion der Nitrierungs- Temperatur T&sub2; angegeben, wobei T&sub1; 850ºC betrug. Tabelle 8

Claims (12)

1. Verfahren zur Herstellung eines hochwertigen Silicium-Stahlbandes, bei dem ein Stahl, enthaltend 2, 5 bis 5 Gew.-% Si, 0,002 bis 0,075 Gew.-% C, 0,05 bis 0,4 Gew.-% Mn, < 0,015 Gew.-% S (oder S + 0,503 Gew.-% Se), 0,010 bis 0,045 Gew.-% Al, 0,003 bis 0,0130 Gew.-% N, bis zu 0,2 Gew.-% Sn, 0,040 bis 0,3 Gew.-% Cu und als Rest Eisen und geringe Mengen an Verunreinigungen, stranggegossen (kontinuierlich gegossen), Hochtemperaturgeglüht, warmgewalzt und kaltgewalzt wird in einer einzigen Stufe oder in einer Vielzahl von Stufen unter Zwischenglühen, das dabei erhaltene kaltgewalzte Band geglüht wird zur Durchführung eines primären Glühens und Decarburierens, mit einem Glühseparator beschichtet und kastengeglüht wird zur Durchführung einer finalen sekundären Rekristallisations-Behandlung, wobei das Verfahren durch die Kombination der folgenden kooperierenden Stufen gekennzeichnet ist:
(i) kontinuierliches Gießen einer dünnen Bramme mit einer Dicke zwischen 20 und 80 mm mit einer Gießgeschwindigkeit von 3 bis 5 m/min unter Anwendung einer Stahlüberhitzung beim Gießen zwischen 20 und 40ºC und einer solchen Abkühlungsgeschwindigkeit, daß ein vollständiges Erstarren innerhalb von 30 bis 100 s erhalten wird bei einer Formoszillationsamplitude zwischen 1 und 10 mm und einer Oszillationsfrequenz zwischen 200 und 400 Cyclen pro min.
(ii) Egalisieren (Ausgleichen) der so erhaltenen Brammen bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1300ºC;
(iii) Warmwalzen der egalisierten Brammen mit einer Anfangswalztemperatur zwischen 1000 und 1200ºC und einer Endwalztemperatur zwischen 850 und 1050ºC;
(iv) kontinuierliches Glühen des warmgewalzten Bandes für 30 bis 300 s bei einer Temperatur zwischen 900 und 1170ºC, Abkühlen desselben auf eine Temperatur von nicht weniger als 850ºC und Halten der genannten Temperatur für 30 bis 300 s und anschließendes Abkühlen desselben, gegebenenfalls in siedendem Wasser;
(v) Kaltwalzen des Bandes in einer einzigen Stufe oder in einer Vielzahl von Stufen unter Zwischenglühen, wobei die letzte Stufe mit einem Reduktionsgrad von mindestens 80% durchgeführt wird;
(vi) kontinuierliches Glühen des kaltgewalzten Bandes für eine Gesamtdauer von 100 bis 350 s bei einer Temperatur zwischen 850 und 1050ºC in einer feuchten Stickstoff/Wasserstoff-Atmosphäre bei einem Verhältnis pH&sub2;O/pH&sub2; zwischen 0,3 und 0,7;
(vii) Beschichten des Bandes mit einem Glühseparator, Aufhaspeln desselben zu einem Bund und Kastenglühen des Bundes in einer Atmosphäre mit der folgenden Zusammensetzung während des Aufheizens: Wasserstoff im Gemisch mit mindestens 30 Vol.-% Stickstoff bis zu 900ºC, Wasserstoff im Gemisch mit mindestens 40 Vol.-% Stickstoff bis zu 1100 bis 1200ºC und anschließendes Halten des Bundes bei dieser Temperatur in reinem Wasserstoff.
2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Brammendicke zwischen 50 und 60 mm liegt.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der Kohlenstoffgehalt des Stahls zwischen 20 und 100 ppm liegt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der Stahl einen Kupfergehalt zwischen 400 und 3000 ppm aufweist.
5. Verfahren nach Anspruch 4, bei dem der Kupfergehalt zwischen 700 und 2000 ppm liegt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der Stahl einen Zinngehalt von bis zu 2000 ppm aufweist.
7. Verfahren nach Anspruch 6, bei dem der Zinngehalt zwischen 1000 und 1700 ppm liegt.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem während des kontinuierlichen Gießens die Gießparameter so gewählt werden, daß ein Verhältnis von globulitischen (äquiaxialen) zu stengelförmigen Körnern zwischen 35 und 75% erhalten wird mit äquiaxialen Korndimensionen zwischen 0,7 und 2,5 mm.
9. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem das Verhältnis zwischen globulitischen (äquiaxialen) und stengelförmigen Körnern mehr als 50% beträgt.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem nach dem kontinuierlichen Glühen des kaltgewalzten Bandes eine Nitrierungsbehandlung bei einer Temperatur zwischen 900 und 1050ºC in einer Atmosphäre mit einem Wasserdampf-Gehalt zwischen 0,5 und 100 g/m³ durchgeführt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem während des decarburietenden Glühens die Temperatur unterhalb 950ºC gehalten wird und der Stickstoffgehalt in der Atmosphäre beim anschließenden Kastenglühen so gewählt wird, daß bis zu 50 ppm Stickstoff in das Band diffundieren können.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem während der letzten Kaltwalzstufe die Bandtemperatur in mindestens zwei Walzdurchgängen bei einem Wert von mindestens 200ºC gehalten wird.
DE69703246T 1996-08-30 1997-07-21 Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen Expired - Lifetime DE69703246T2 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
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
PCT/EP1997/003921 WO1998008987A1 (en) 1996-08-30 1997-07-21 Process for the production of grain oriented electrical steel strip having high magnetic characteristics, starting from thin slabs

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE69703246D1 DE69703246D1 (de) 2000-11-09
DE69703246T2 true DE69703246T2 (de) 2001-04-26

Family

ID=11404407

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE69703246T Expired - Lifetime DE69703246T2 (de) 1996-08-30 1997-07-21 Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen

Country Status (18)

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

Families Citing this family (43)

* 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
CN1143004C (zh) * 1998-03-11 2004-03-24 新日本制铁株式会社 单取向电工钢板及其制备方法
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
DE102007005015A1 (de) * 2006-06-26 2008-01-03 Sms Demag Ag Verfahren und Anlage zur Herstellung von Warmband-Walzgut aus Siliziumstahl auf der Basis von Dünnbrammen
CN101643881B (zh) * 2008-08-08 2011-05-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含铜取向硅钢的生产方法
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
WO2010110217A1 (ja) * 2009-03-23 2010-09-30 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法、巻き鉄心用方向性電磁鋼板、及び巻き鉄心
EP2460902B1 (de) * 2009-07-31 2016-05-04 JFE Steel Corporation Kornorientiertes magnetstahlblech
IT1402624B1 (it) * 2009-12-23 2013-09-13 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierini magnetici a grano orientato.
RU2497956C1 (ru) * 2010-03-17 2013-11-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ изготовления листа из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
RU2410174C1 (ru) * 2010-03-18 2011-01-27 Общество С Ограниченной Ответственностью "Исследовательско-Технологический Центр "Аусферр" Способ производства горячекатаного листового проката
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
JP5772410B2 (ja) * 2010-11-26 2015-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
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
CN103305744B (zh) * 2012-03-08 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种高质量硅钢常化基板的生产方法
RU2593051C1 (ru) * 2012-07-20 2016-07-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ изготовления листа текстурованной электротехнической стали
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
JP5871137B2 (ja) * 2012-12-12 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
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
EP3225704B1 (de) * 2014-11-27 2019-02-27 JFE Steel Corporation Verfahren zur herstellung eines kornorientierten elektrischen stahlblechs
US11680302B2 (en) 2015-09-28 2023-06-20 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and hot-rolled steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet
JP6572855B2 (ja) * 2016-09-21 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
US20190256938A1 (en) * 2016-11-01 2019-08-22 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
CN109906277B (zh) * 2016-11-01 2021-01-15 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法
JP6512386B2 (ja) * 2017-02-20 2019-05-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
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
RU2701606C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-30 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокой проницаемостью
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 (13)

* 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
SU1314687A1 (ru) * 1985-05-05 1995-09-27 Научно-исследовательский институт металлургии Способ производства листовой электротехнической стали
JPH0717961B2 (ja) * 1988-04-25 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
RU2002820C1 (ru) * 1991-07-01 1993-11-15 Новолипецкий металлургический комбинат им.Ю.В.Андропова Способ производства анизотропной электротехнической стали
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
RU2048544C1 (ru) * 1993-02-15 1995-11-20 Новолипецкий металлургический комбинат им.Ю.В.Андропова Способ производства анизотропной электротехнической стали
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

Also Published As

Publication number Publication date
SK26299A3 (en) 2000-04-10
ATE196780T1 (de) 2000-10-15
ES2153208T3 (es) 2001-02-16
EP0922119B1 (de) 2000-10-04
IN192028B (de) 2004-02-07
PL182816B1 (pl) 2002-03-29
SK283599B6 (sk) 2003-10-07
IT1284268B1 (it) 1998-05-14
JP4653261B2 (ja) 2011-03-16
DE69703246D1 (de) 2000-11-09
KR20000029990A (ko) 2000-05-25
CZ67199A3 (cs) 2000-01-12
ITRM960600A1 (it) 1998-03-02
GR3035165T3 (en) 2001-04-30
KR100524441B1 (ko) 2005-10-26
US6296719B1 (en) 2001-10-02
CZ291167B6 (cs) 2003-01-15
CN1073164C (zh) 2001-10-17
JP2001500568A (ja) 2001-01-16
BR9711270A (pt) 2000-01-18
AU3695997A (en) 1998-03-19
WO1998008987A1 (en) 1998-03-05
RU2194775C2 (ru) 2002-12-20
CN1228817A (zh) 1999-09-15
PL331735A1 (en) 1999-08-02
EP0922119A1 (de) 1999-06-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69703246T2 (de) Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen
DE69703248T2 (de) Verfahren zum herstellen von kornorientiertes elektrostahlband, ausgehend von dünnbrammen
DE69703590T2 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektrisch leitendem stahlblech mit hohen magnetischen eigenschaften
EP0619376B1 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
DE69617092T2 (de) Kornorientierter Elektrostahl mit erhöhtem elektrischen Durchgangswiderstand und ein Verfahren zur Herstellung desselben
DE69705282T2 (de) Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche
DE2409895C3 (de) Verfahren zur Herstellung eines Siliciumstahls mit Würfelkantenstruktur und einer Permeabilität bei H = 10 Oersted von mehr als 1820
DE69706388T2 (de) Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech
DE69809323T2 (de) Kornorientiertes Elektrostahlblech mit sehr niedrigen Eisenverlusten und dessen Herstellung
EP2729588B1 (de) Verfahren zum herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische anwendungen bestimmten elektrostahlflachprodukts
DE60110643T2 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientierten elektrostahlbändern
DE69923102T3 (de) Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften
DE69723736T2 (de) Verfahren zum steuern der inhibierung beim herstellen von kornorientiertern elektroblechen
DE3229295A1 (de) Kornorientiertes elektrostahlblech und verfahren zu seiner herstellung
DE69218880T2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlband mit hoher magnetischer Flußdichte
DE69707155T2 (de) Verfahren zur herstellung eines kornorientierten siliziumstahlblechs
DE2747660C2 (de) Verfahren zum Herstellen nichtorientierter Siliciumstahlbleche mit hoher magnetischer Induktion und niedrigem Kernverlust
DE2544623A1 (de) Verfahren zur herstellung von magnetstahlblech mit hoher permeabilitaet
DE69810852T2 (de) Kornorientiertes Elektrostahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften und dessen Herstellungsverfahren
DE3147584C2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Siliciumstahl in Band- oder Blechform
DE69123410T2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften
DE69320005T2 (de) Verfahren zur Herstellung von regulär kornorientiertem Elektrostahlblech mit einer einstufigen Kaltverformung
DE69129130T2 (de) Verfahren zum Herstellen doppeltorientierter Elektrobleche mit hoher magnetischer Flussdichte
DE2307929A1 (de) Verfahren zur herstellung von eisenkobalt-legierungsmaterial
DE69707159T2 (de) Verfahren zum regeln der inhibierung beim herstellen von kornorientierten elektroblechen

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition
8328 Change in the person/name/address of the agent

Representative=s name: SEITZ, R., DIPL.-ING.UNIV., PAT.-ANW., 80538 MUENC