способ производства электротехнической анизотропной стали

Формула изобретения

1. СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ, включающий горячую прокатку, нормализацию с регулируемым ступенчатым охлаждением, холодную прокатку, обезуглероживающий и высокотемпературный отжиги, отличающийся тем, что нормализацию проводят при нагреве до 1040-1080^oС с охлаждением до 400^oС с возврастающей скоростью 1,0 1,8 град./с до 1000^oС, 4 5 град./с до 900^oС и 17 25 град./с до 400^oС.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что скорость нагрева при обезуглероживающем отжиге до 850 880^oС составляет 20 30 град./с.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области металлургии, в частности к технологии производства холоднокатаной электротехнической стали. По условиям использования стали в трансформаторах от нее требуются высокая магнитная индукция и низкие потери энергии при перемагничивании (удельные потери). В основе большинства распространенных способов получения особонизких удельных потерь в подобных сталях (в частности, в сталях с сульфонитридным ингибированием) лежат неормализация горячекатаного подката и последующая холодная прокатка с высоким суммарным обжатием (80-90%).

Рекомендуемые режимы нормализации включают, как правило, кратковременный нагрев при 900-1150^оС и ступенчатое охлаждение, вначале не очень быстрое (5-16^оС/с), а затем ускоренное. Температура начала ускоренного охлаждения колеблется от 750-900^оС до 650-870^оС. Охлаждение с изменяющейся подобным образом скоростью должно обеспечить формирование дисперсной ингибиторной фазы и мартенситоподобных продуктов распада аустенита, определяющих получение совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации.

Однако экспериментальная проверка указанных способов показала, что из-за слишком широких температурно-скоростных интервалов охлаждения готовая сталь отличается высокой неоднородностью магнитных свойств. Оказалось целесообразным связать скорость охлаждения на первой ступени с содержанием Аl в стали, что существенно уменьшило неоднородность свойств. Вместе с тем, нормализованная при рекомендованных этим способом режимах полоса отличалась повышенной хрупкостью. Кроме того, практическая реализация указанного способа встретила значительные трудности из-за необходимости постоянной корректировки режима обработки в зависимости от химсостава стали.

Отмеченных недостатков лишен способ, в котором отсутствует привязка режима термообработки к химсоставу, а интервал регулируемого охлаждения разбит на три ступени: до 800-850^оС скорость 2-5^о С/с, до 600-650^оС скорость 6-12^оС/с и ниже 100^оС скорость 0,02-0,2^оС/с. Замедление охлаждения на заключительной стадии привело к повышению пластичности, однако высокопроницаемой стали в реальных промышленных условиях получить не удалось. Было обнаружено, что слишком высока температура конца ускоренного охлаждения и низка скорость последнего, в результате чего выделяется недостаточно дисперсных частиц Аl и твердой мартенситоподобной фазы.

В изобретении поставленная цель получение электротехнической стали с особонизкими удельными потерями (высокопроницаемой) и достаточной пластичностью подката достигается более гибким регулированием скорости охлаждения при нормализации. На начальном этапе первой стадии до 1000^оС полосу охлаждают с меньшей скоростью: V₁=1,0-1,8^o С/с, от 1000 до 900^оС со скоростью V₂= 4-5^oC/c, вторую стадию расширяют до температуры Т₃ 400^оС и скорость охлаждения в ней V₃ увеличивают до 17-25^оС/с, а далее охлаждают замедленно.

Охлаждение с такими скоростями обеспечивает последовательное выделение частиц А₁ разной дисперсности сначала более крупных, а затем, при ->> превращении, мелких. В соответствии с существующими представлениями первые контролируют формирование будущих зародышей вторичной рекристаллизации, последние же необходимы для сохранения мелкозернистой матрицы, поглощаемой при вторичной рекристаллизации. Замедление начальной стадии охлаждения, расширение интервала ускоренного охлаждения и увеличение скорости последнего как раз и обеспечивают получение оптимального соотношения частиц ингибиторной фазы различного размера. В то же время замедления охлаждения ниже 400^оС оказалось достаточным для предотвращения излишнего упрочнения полосы и ее охрупчивания. Было обнаружено также, что более стабильные высокие свойства достигаются в случае проведения обработки в окислительной атмосфере. Однако при этом необходимо ограничение температурного интервала выдержки 1040-1080^оС.

Общими признаками известного и заявляемого решений являются, таким образом, температура нагрева и величины скоростей на втором и заключительном этапах охлаждения. Отличительные признаки заключаются в отсутствии защитной атмосферы в печи, меньшей скорости первой стадии охлаждения, более высокой скорости третьей стадии охлаждения и пониженной температуре ее конца. Кроме того, предлагается регламентация скорости нагрева при обезуглероживающем отжиге. Подобная регламентация оказывается целесообразной в сталях сульфонитридного варианта выплавки для усиления рабочей компоненты при первичной рекристаллизации. В условиях повышенных (более 80%) обжатий при холодной прокатке эта текстурная составляющая развита недостаточно. Как показали эксперименты, при используемых в изобретении скоростей охлаждения при нормализации скорость нагрева V_н при обезуглероживающем отжиге до температуры 850-880^оС должна быть выше, чем известная 20-30^оС/с по сравнению с 8-17^оС/с и 2-15^оС/с.

Совокупность известных и отличительных признаков предлагаемого технического решения обеспечивает получение высокопроницаемой стали с особонизкими удельными потерями, что позволяет сделать вывод о соответствии заявляемого решения критериям изобретения "Новизна", "Положительный эффект" и "Cущественные отличия".

Изобретение распространяется на электротехнические стали с 2,8-3,2% кремния, 0,06-0,10% Mn, 0,018-0,030% серы, 0,03-0,06% С, 0,025-0,040% Al, 0,005-0,010% азота. Предлагаемый способ и способ-прототип были опробованы на двух плавках следующего химического состава (см. табл.1).

Полосы горячекатаных рулонов указанных плавок толщиной 2,5 мм подвергали нормализации по режимам заявляемого способа и способа-прототипа, а также отклоняющимся от заявляемого способа. После травления и холодной прокатки на толщину 0,30 мм полосы проходили обезуглероживающий отжиг со скоростным нагревом 20-30^оС/c до температуры 850-880^оС и высокотемпературный отжиг по существующему режиму. Использованные режимы нормализации и полученные магнитные свойства приведены в табл.2.

Как видно из представленных результатов, проведение нормализации и обезуглероживающего отжига по режимам предлагаемого способа обеспечивает получение высокого уровня магнитных свойств, недостижимого при обработке по способу-прототипу или по режимам, отклоненным от изобретения.

Предлагаемый способ технологичен, не требует дополнительного оборудования и может быть осуществлен в специализированных цехах по производству электротехнической стали, имеющих в составе оборудования агрегат нормализации.