Разработка способов производства электротехнической анизотропной стали с высокой магнитной индукцией при использовании различных методов образования нитрида алюминия в качестве ингибиторной фазы тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Еремин, Геннадий Николаевич

• Еремин, Геннадий Николаевич
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Еремин, Геннадий Николаевич

ВВЕДЕНИЕ....................................................................................................... 4

Глава 1. Литературный обзор......................................................................... 11

1.1 Требования, предъявляемые к холоднокатаному прокату электротехнической анизотропной стали (ЭАС) с высокой магнитной индукцией.......................... 11

1.2 Металлофизические основы формирования высокой магнитной индукции и низких удельных потерь в ЭАС....................................................................... 15

1.2.1 Кристаллографическая текстура.................................................... 15

1.2.2 Магнитная текстура.................................................................. 17

1.3 Технологические способы производства................................................ 18

1.3.1 Современная стратегия построения технологической модели производства...................................................................................................... 18

1.3.2 Принципы образования и управления ингибиторной фазой.............. 28

1.3.3 Требование к текстурному состоянию матрицы вторичной рекристаллизации................................................................................................ 35

1.3.4 Технологические факторы производства ЭАС с высокой магнитной

индукцией методом «приобретенного ингибитора».............................................. 35

Выводы по Главе 1...................................................................................... 45

Глава 2. Методики и материалы исследований................................................... 47

Глава 3. Исследование оптимальных технологических условий формирования врожденного (первичного) ингибитора.................................................................. 52

3.1 Технологический цикл процесса формировании первичного ингибитора при горячей прокатке........................................................................................ 52

3.2 Исследование влияния основных элементов химического состава, условий нагрева литых слябов на диаметра зерна первичной рекристаллизации и уровень магнитной индукции готового проката............................................................. 64

3.3 Алгоритм технологического процесса и технологическое прогнозирование... 74

3.4 Влияние промышленных условий формирования врожденного (первичного) ингибитора роста зерна на уровень магнитной индукции...................................... 80

3.4.1 Статистический анализ............................................................. 80

3.4.2 Факторный анализ влияния основных элементов химического состава

на магнитную индукцию.............................................................................. 86

3.4.3 Факторный анализ влияния режимов нагрева слябов на магнитную индукцию................................................................................................ 91

3.4.4 Факторный анализ влияния режимов горячей прокатки на магнитную 95

индукцию................................................................................................

Выводы по Главе 3...................................................................................... 100

Глава 4. Исследование оптимальных технологических условий формирования приобретенного (вторичного) ингибитора.............................................................. 102

4.1 Технологический цикл процесса формировании приобретенного (вторичного) ингибитора при химико-термической обработке холоднокатаного проката.......... 102

4.2 Исследование влияния технологических условий формирования приобретенного (вторичного) ингибитора на основе нитрида алюминия при химико-термической обработке (обезуглероживание и азотирование) холоднокатаного проката на структуру и магнитные свойства........................................................... 107

4.3 Регрессионный и корреляционный анализ технологической схемы опытно-промышленного производства методом «приобретенного ингибитора»................... 113

4.4 Распределение размера зерна, химических элементов по толщине и кристаллографической текстуры после обезуглероживания и азотирования холоднокатаного проката в промышленных условиях................................................................ 127

Выводы по Главе 4..........................................................................................................................................................................145

Глава 5. Разработка структурных схем управления ингибированием и факторов адаптации технологической модели по методу «приобретенного образования ингибитор-

ной фазы» для промышленного производства........................................................................................................147

Выводы по Главе 5............................................................................................................................................................................153

Глава 6. Научное обоснование системы автоматизации управление качеством продукции........................................................................................................................................................................................................154

Выводы по Главе 6..........................................................................................................................................................................158

Глава 7. Разработке нового национального стандарта, гармонизированного с требованиями стандартов МЭК, европейского стандарта EN 10107 и других стран, ведущих изготовителей ЭАС..............................................................................................................................................................160

7.1 Анализ состояния вопроса..................................................................................................................................160

7.2 Концепция и структура проекта нового национального стандарта..............................162

Выводы по Главе 7..........................................................................................................................................................................171

Основные результаты работы................................................................................................................................................172

Библиографический список......................................................................................................................................................175

ВВЕДЕНИЕ

По международной номенклатуре электротехническая анизотропная сталь (ЭАС) относится к группе функциональных металлических магнитомягких материалов, так как холоднокатаный прокат из ЭАС используется в электротехнических изделиях (в первую очередь в трансформаторах), где определяющими параметрами являются физико-химические свойства стали (в первую очередь - электрические и магнитные).

Производство электротехнической анизотропной стали является одним из наиболее сложных и наукоемких видов металлургического производства и требует современной специализированной производственной базы и высокого научно-технического потенциала.

В настоящее время природная электроэнергия, такая как энергия ветра или солнца, становится все более экономически жизнеспособной, и не только в регионах со специфическими климатическими условиями, развиваются революционные технологии, такие как ядерный синтез.

С другой стороны системы передачи и распределения электроэнергии будут включать трансформаторы, по крайней мере до тех пор, пока такие технологии, как суперпроводники для таких систем станут реальностью.

Таким образом, есть основания ожидать повышение стоимости электроэнергии.

История усовершенствования ЭАС была названа историей уменьшения магнитных потерь в сердечнике (магнитопроводе) трансформатора в качестве основного требования для снижения уровня потерь электроэнергии, но наряду с этим всегда будет существовать необходимость в уменьшении размеров трансформаторов [1-4].

Современные промышленные исследования нацелены, в первую очередь, на производство ЭАС со сверхнизкими магнитными потерями (менее 0,9 Вт/кг), высокой магнитной индукцией (более 1, 92 Тл), высокой магнитной проницаемостью и низкой магнитострикцией, известной на рынке как сталь класса И-В, применяемая для силовых трансформаторов с высоким КПД.

В области производства ЭАС этому способствовали следующие важнейшие технические решения [1]: внедрение комплекса оптимизированных деформационно-термических обработок, направленных на управление процессом вторичной рекристаллизации с целью обеспечения развития острой ребровой текстуры {110}<001> и заданной величины и формы зерен; дальнейшее развитие методов глубокого рафинирования в твердом состоянии с использованием эффективных газовых сред; применение в ингибиторном цикле технологии новых, в том числе комплексных ингибиторов; оптимизация структуры горячекатаного проката путем нормализации; создание острой магнитной текстуры специальными методами

(термо-механико-магнитные обработки, магнитоактивные покрытия, структурные барьеры, создаваемые лазерными и другими методами с использованием пучков концентрированной энергии.

Существующие теории, объясняющие формирование совершенной «ребровой» текстуры (текстура Госса) готового проката неоднозначны. В качестве наиболее перспективных направлений научно-прикладных исследований по улучшению магнитных свойств ЭАС, по-прежнему остаются [5,6]:

- усиление степени совершенства кристаллографической текстуры (за счет уменьшения углов отклонения зерна по плоскости и направлению, для достижения высокого уровня магнитной индукции и проницаемости);

- повышение устойчивости ингибиторной фазы (добавка дополнительных химических элементов, приобретение ингибитора при азотировании, контроль содержания ингибитора при технологических операциях);

- улучшение зеренной структуры (генерация микрокристаллитов, контролирование формы кристаллитов);

- получение ЭАС с «идеально гладкой» поверхностью раздела «сталь-покрытие» (уменьшение препятствий для движения границ доменов за счет минимизации зоны внутреннего окисления и уменьшения шероховатости);

- новые магнитоактивные покрытия с оптимальными растягивающими напряжениями;

- оптимизация магнитной (доменной) структуры дополнительной обработкой, например лазерной обработкой.

В 80-х годах прошлого столетия на Новолипецком металлургическом комбинате (сегодня ПАО «НЛМК») совместно с Институтом прецизионных сталей ГНЦ ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» (ГНЦ ФГУП «ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина») был разработан и до настоящего времени применяется способ производства ЭАС, заметно отличающийся от зарубежных аналогов параметрами технологических операций [7], позволяющий получать ЭАС с повышенной магнитной индукцией, но уступающую по своим характеристикам высокопроницаемой стали класса Ш-В.

Для протекания вторичной рекристаллизации (ВР) в ЭАС на одной из завершающих стадий технологического процесса ее производства (на стадии высокотемпературного отжига) необходимо наличие ингибитора роста зерна - мелкодисперсных частиц размером ~ 50200 нм - тормозящего нормальный рост зерна и обеспечивающего избирательный рост зерна «ребровой» текстуры при ВР.

Исходя из существующих в мире технологических моделей производства ЭАС, в качестве ингибитора, как правило, выступают нитриды алюминия или сульфиды марганца.

Освоенный в России промышленный способ производства холоднокатаного проката ЭАС основан на способе производства стали с образованием в качестве ингибитора нитрида алюминия, который формируется в процессе выплавки и горячей прокатки ЭАС и называется «врожденным ингибитором». При этом наличие «врожденного ингибитора» даже с учетом проводимых работ по совершенствованию технологических процессов производства ЭАС в настоящее время не обеспечивает получение проката класса Hi-B.

В последние же годы в мировой практике активно осваивается новый способ производства ЭАС, направленный на получение проката со сверхвысоким уровнем магнитной индукции и сверхнизкими потерями. Особенность данного способа заключается в введении в холоднокатаный прокат в конечной толщине перед окончательным высокотемпературным отжигом (BP) регулируемого количества азота (азотирование) с целью формирования дополнительной ингибиторной фазы на основе нитридов алюминия A1N, именуемой «приобретенным ингибитором».

Начиная с 60-70 х годов в открытой печати публиковались отечественные и зарубежные работы, посвященные формированию ингибиторной фазы в ЭАС за счет процесса химико-термической обработки (ХТО) [8 - 14], однако до настоящего времени промышленное производство стали с высокой магнитной индукцией класса Hi-B является зарубежной монополией.

Патентные публикации, безусловно, дают общие представления о направлениях работ при освоении технологии высокоэффективных марок ЭАС, но не могут определять оптимальные режимы обработки для конкретного производственного оборудования.

Работы по созданию промышленной технологии производства ЭАС с высокой магнитной индукцией класса Hi-B на основе «приобретенного ингибитора» роста зерна за счет химико-термической обработки (ХТО) холоднокатаного проката с 2009 года целенаправленно проводятся с использованием вновь созданной технической базы ПАО «Новолипецкий металлургический комбинат» (ПАО «HJIMK»).

Таким образом, исследование технологических особенностей и выбор оптимальных параметров производства ЭАС с высокой магнитной индукцией исходя из образования «врожденного ингибитора» и «приобретенного ингибитора» на основе нитрида алюминия A1N является, безусловно, актуальной задачей.

Основным нормативным документом национального уровня, регламентирующим требования на поставку холоднокатаного проката ЭАС, и которым руководствуются основные изготовители (ПАО «HJIMK» и ООО «ВИЗ-Сталь») и предприятия-потребители, являлся государственный стандарт СССР ГОСТ 21427.1-83 «Сталь электротехническая холоднокатаная анизотропная тонколистовая. Технические условия» [15].

Анализ требований и положений ГОСТ 21427.1-83 в сравнении с требованиями (тенденциями в развитии) стандартов Международной электротехнической комиссии (МЭК), Европейского Союза, США показывает, что национальный и межгосударственный стандарт устарел и не соответствует прогнозу на будущее развитие.

Цель настоящей работы:

Разработка технологических способов формирования ингибиторной фазы на основе нитрида алюминия («врожденного ингибитора» и «приобретенного ингибитора»), структуры и свойств проката ЭАС с высокой магнитной индукцией за счет оптимального воздействия ключевых режимов термически-активированных процессов, влияющих на образование ингибиторной фазы, с использованием имеющегося специализированного оборудования ПАО «НЛМК», а также разработка новых национального и межгосударственного стандартов по документированному сопровождению вновь разрабатываемого марочного сортамента ЭАС.

Задачи работы:

1. Анализ научно-технической литературы и патентной информации по современной стратегии построения технологии производства ЭАС с высокой магнитной индукцией.

2. Исследование влияния химического состава стали, режимов горячей прокатки непрерывнолитых заготовок (слябов) и термообработки горячекатаного проката - факторов образования «врожденного ингибитора» - на структурные характеристики горячекатаного проката, однородность и уровень магнитных свойств готового холоднокатаного проката ЭАС.

3. Анализ принципов образования «приобретенного ингибитора» и управления ингибиторной фазой на основе нитрида алюминия A1N.

4. Исследование влияния кинетических и термодинамических условий образования «приобретенного ингибитора» при ХТО (обезуглероживание и азотирование) холоднокатаного проката на структуру и магнитные свойства готового проката.

5. Проведение анализа технологических составляющих для создания системы автоматизации управления качеством проката ЭАС.

6. Разработка национального и межгосударственного стандартов на холоднокатаный прокат ЭАС, гармонизированных с требованиями международных, европейских стандартов с учетом требований к прокату с высокой магнитной индукцией и лазерной обработкой его поверхности.

Научная новизна результатов работы:

1. Разработаны технологические способы формирования ингибиторной фазы на основе нитрида алюминия A1N и установлены технологические закономерности формирования структурных характеристик горячекатаного подката и готового проката ЭАС в присутствии ингибитора роста зерна на основе A1N:

- в горячекатаном прокате с достаточным и частичным образованием высокодисперсных частиц «врожденного ингибитора» при низкотемпературном нагреве слябов перед горячей прокаткой;

- в холоднокатаном прокате после интенсивной контролируемой прокатки и ХТО в контролируемой газовой атмосфере (обезуглероживание + азотирование) с образованием высокодисперсных частиц «приобретенного ингибитора».

2. Установлены необходимые структурные предпосылки получения ЭАС с высокой магнитной индукцией и рациональный способ оптимизации и технологического прогнозирования структурных и магнитных характеристик с использованием графических поверхностей отклика на основе факторных моделей основных технологических процессов.

Практическая значимость результатов работы.

Разработаны и опробованы в условиях действующего производства ПАО «HJIMK» технологические способы и режимы по оптимизации ключевых параметров производства ЭАС с образованием «приобретенного ингибитора» роста зерна, позволяющие снизить неравномерность распределения магнитных свойств при сохранении необходимого уровня, соответствующего готовому прокату класса Hi-B.

Результаты работы позволили разработать и ввести в действие в 2010 году новый национальный стандарт ГОСТ Р 53934-2010 «Прокат тонколистовой холоднокатаный из электротехнической анизотропной стали Технические условия» и затем в 2014 году - новый межгосударственный стандарт ГОСТ 32482-2013 «Прокат тонколистовой холоднокатаный из электротехнической анизотропной стали для трансформаторов. Технические условия» в качестве национального на территории Российской Федерации.

Методология работы и методы исследования.

Работа выполнена на основе анализа и обобщения результатов теоретических, лабораторных и промышленных исследований. Материалом для исследования служили серийные партии ЭАС, произведенные по действующей технологической цепочке с образованием «врожденного ингибитора» роста зерна и опытные партии ЭАС, произведенные по новым технологическим режимам с образованием «приобретенного ингибитора». Теоретическая часть работы основана на анализе результатов ХТО проката ЭАС в контролируемой газовой атмосфере с образованием высокодисперсных частиц «приобретенного ингибитора».

Основные научные положения работы, выносимые на защиту.

1. Технологические способы процесса производства ЭАС с низкими магнитными потерями и высокой магнитной индукцией с применением наряду с «врожденным ингибитором» и «приобретенного ингибитора» с учетом конструктивных особенностей производственного оборудования ПАО «НЛМК».

2. Результаты анализа влияния химического состава стали, режимов горячей прокатки слябов с контролируемым их нагревом и термической обработки горячекатаного проката при образовании «врожденного ингибитора», а также технологических режимов и факторов, оказывающих влияние на образование «приобретенного ингибитора» роста зерна, на структуру и магнитные характеристики готового проката при опытно-промышленном производстве ЭАС.

3. Структурная схема управления технологическими факторами при различных способах образования ингибиторной фазы и адаптации технологической модели с учетом образования «приобретенного ингибитора» с использованием азотирования холоднокатаного проката для промышленного производства ЭАС с высокой магнитной индукцией.

Степень достоверности результатов.

Достоверность результатов подтверждается представленными в работе и в соответствующих публикациях в открытой печати результатами опытных и опытно-промышленных экспериментов, включающих апробированные методы исследования, применяемые приборы контроля и технологическое оборудование в единой цепочке производства ЭАС с применением способа образования «приобретенного ингибитора» для промышленного производства. Полученные результаты и выводы не противоречат, а дополняют и обобщают результаты работ российских и зарубежных ученых.

Личный вклад автора.

Основные научные положения и результаты диссертационной работы базируются на теоретической проработке влияния способов образования ингибиторных фаз, а также на данных опытных и опытно-промышленных экспериментов, выполненных лично или с участием автора. Вклад автора состоит в постановке цели и задач исследований и опытных экспериментов, выработке направлений и методов решения технологических вопросов, непосредственном участии в получении экспериментальных данных, анализе и обобщении результатов. Автор, в соавторстве с другими исследователями, лично участвовал в разработке рабочих программ и технологических документов по производству опытных и опытно-промышленных партий ЭАС с применением способа образования «приобретенного ингибитора», планировании экспериментальных исследований, обработке, анализе и обобщении полученных результатов, в разработке проектов нового национального и нового межгосудар-

ственного стандартов с учетом полученных результатов. Внедрение результатов работы по созданию промышленной технологии производства ЭАС с высокой магнитной индукцией, основанной на применении способа образования «приобретенного ингибитора», осуществлялось при непосредственном участии автора. Основные положения диссертационной работы изложены автором лично.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка способов производства электротехнической анизотропной стали с высокой магнитной индукцией при использовании различных методов образования нитрида алюминия в качестве ингибиторной фазы»

Апробация работы.

Основные направления и положения работы обсуждены:

- на конференции «Проблемы разработки и производства прецизионных сплавов и специальных электротехнических сталей», Москва, ГНЦ ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина, 14 декабря 2016 г.,

- на конференции «Неделя металлов в Москве», 8-11 ноября 2016 г.,

- на 11-ом международном конгрессе прокатчиков 9-11 октября 2017 г., Магнитогорск,

- на конференции «Проблемы разработки и производства прецизионных сплавов и специальных электротехнических сталей в условиях импортозамещения», Москва, ГНЦ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», 22 марта 2018 г.

Соответствие диссертации паспорту специальности.

Содержание диссертации соответствует пункту п. 1. «Изучение взаимосвязи химического и фазового составов (характеризуемых различными типами диаграмм), в том числе, диаграммами состояния с физическими, механическими, химическими и другими свойствами сплавов», п. 2. «Теоретические и экспериментальные исследования фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при различных внешних воздействиях» и п. 9. «Разработка новых принципов создания сплавов, обладающих заданным комплексом свойств, в том числе для работы в экстремальных условиях» паспорта специальности 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов.

Публикации.

По результатам исследований опубликовано 11 печатных работ, входящие в перечень изданий, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем диссертации.

Диссертационная работа состоит из введения, семи глав, общих выводов по основным результатам работы, библиографического списка, включающего 87 наименований.

Общий объем работы составляет 181 страниц. Основная часть изложена на 163 странице текста, содержит 93 рисунка, 25 таблиц.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1Л Требования, предъявляемые к холоднокатаному прокату электротехнической анизотропной стали (ЭАС) с высокой магнитной индукцией

В соответствии с классификацией европейского стандарта ЕМ 10107:2005 [16] по требованиям к магнитным свойствам готовый прокат ЭАС подразделяют на классы: Б - обычного качества; Р - с высокой магнитной индукцией (высокой магнитной проницаемостью): Рв - с оптимизированной доменной структурой (с тонкой структурой домена).

Сложившееся рациональное и рекомендуемое применение разных классов ЭАС в разнообразных магнитопроводах электротехнических изделий разного типа, назначения и мощности представляется [18] следующим образом (таблица 1.1):

- прокат классов Р, Рв - особо мощные трансформаторы специальной конструкции и высокоэффективные распределительные трансформаторы с витым магнитопроводом;

- прокат класса Б обычного качества высших марок с низкими удельными потерями типа 3409-3408 по ГОСТ 21427.1-83 - силовые трансформаторы большой и средней мощности, обычные распределительные трансформаторы и преобразователь с витым сердечником;

- прокат класса Б обычного качества марок типа 3407-3406 по ГОСТ 21427.1-83 - силовые трансформаторы малой мощности, высоко- и низковольтной аппаратуры, сварочного, термического оборудования и др.

Таблица 1.1 - Область применения различных классов и основных марок электротехнической анизотропной стали [18]

Тип проката С высокой магнитной индукцией(проницаемостью) Обычного качества

Сортамент Марка ГОСТ Р 539342010 Т100-23Б Т095-23Б Т95-27Р - Т110- 238 Т120-278 Т145-358

Марка - аналог А8ТМ Н-Ои Н-0 БЯ Н-1 и Н-1 БЯ М2 МЗ М4 Мб

Марка - аналог ЕМ 10107 М100-23Р М90-23Р М95-27Р М110- 238 М120-278 М150-358

Толщина, мм 0,23 0,27 0,18 0,23 0,27 0,35

Трансформаторы Большой мощности

Высокоэффективные распределительные

Распределительные сухого типа

Измерители тока

Окончание таблицы 1.1

Тип проката С высокой магнитной индукцией(проницаемостью) Обычного качества

Регуляторы напряжения

Л а Осветительный балластный

о Й а а о Сварочные и зарядные устройства

■е о и 03 £ Регулятор переменный

Телевидение и электронные усилители

Аудио и дроссели

Моторы и генераторы Большой вращающейся (более 200 л.с.)

Другое Магнитные усилители, реакторы насыщения

Электромагнитные защитные

Поскольку ЭАС определяет свойства трансформатора в обеспечении хорошей магнитной связи первичной и вторичной обмоток трансформатора, к нему предъявляются жесткие требования по условиям эксплуатации [17]:

- 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 коэффициент полезного действия (КПД) трансформаторов и их рабочую температуру.

Основными нормируемыми свойствами ЭАС являются: магнитная индукция В (Тл), измеряемая в поле с определенной напряженностью, и удельные магнитные потери Р (Вт/кг), измеряемые при некоторых конкретных значениях амплитуды магнитной индукции и при частоте намагничивающего поля [19].

Следует отметить, что величина магнитной индукции стали долгое время считалась реально определяемой на аппарате Эпштейна. Согласно данным европейского стандарта [16] на ЭАС, аппарат Эпштейна определяет магнитную поляризацию образца J , находящуюся, однако, в строгой зависимости от величины магнитной индукции:

3 = В /лоН

(1.1)

где В - магнитная индукция, Тл;

цо - магнитная постоянная, равная 4л 1О 1, Нм Н - напряженность магнитного поля, А/м.

В европейских стандартах в настоящее время для всех марок стали нормируют магнитную индукцию Вш (т.е. измеряемую при напряженности магнитного поля 800 А/м).

Затраты энергии за единицу времени (секунду), отнесенные к единице массы материала (килограмм, фунт), называются удельными магнитными потерями [19].

Принято определять магнитные потери в Вт/кг (Вт/фунт) при фиксированных значениях частоты электромагнитного поля и магнитной индукции, создаваемой полем в магни-топроводе, например: Р 1,7/50 = 1,10 Вт/кг, где значение 1,10 Вт/кг измерено в поле с индукцией 1,7 Тл при частоте поля 50 Гц.

Полные магнитные потери на перемагничивание (Р) складываются из потерь на гистерезис (Рг) и на вихревые токи (Ри). Потери на вихревые токи (Рв), в свою очередь, можно разделить на потери, связанные с макровихревыми (Рмв) и микровихревыми (Рав) токами. Составляющую потерь Рмв часто называют классическими потерями, а составляющую Рав -аномальными потерями. Таким образом:

Гистерезисная составляющая общих удельных потерь пропорциональна площади петли гистерезиса, полученной в режиме перемагничивания. Площадь цикла гистерезиса, в свою очередь, зависит от максимальной индукции (5м), коэрцитивной силы (Не) и остаточной индукции (Вг), которые определяются свойствами и структурой стали (тип и чистота материала, наличие и вид дефектов кристаллического строения, размер кристаллитов (/.)), наличие и степень совершенства кристаллографической текстуры).

Согласно [19], гистерезисные потери /V рассчитывают по следующей формуле:

Р = Рт + Рв = Рт + (Рмв + Рав)

(1.2)

(1.3)

где: площадь статического цикла гистерезиса, [Тл А/м]; у- плотность материала, [кг/мЗ]; /- частота переменного тока, [Гц].

Величина £ растет с увеличением Вм и Не. Согласно [17], коэрцитивная сила обратно пропорциональна среднему размеру зерен в материале (Не ~ I) ').

Потери на гистерезис зависят от структурных факторов, в частности, от величины зерна £) и текстуры, аналогично тому, как зависит от них статическая коэрцитивная сила Не.

Вихретоковая составляющая Рв во многом зависит от электросопротивления и, соответственно, от толщины (И) и удельного сопротивления стали (р ), а также от частоты пере-магничивания и ширины магнитных доменов (с/).

Потери на макровихревые токи возникают в результате изменения общей намагниченности идеально однородного в магнитном отношении вещества. Эти потери равны [19]:

где А1 - числовая константа.

Составляющая потерь на вихревые токи Рав представляет собой потери на вихревые токи, которые возникают внутри доменов в результате локальных изменений индукции при смещении границ [20]. В случае модели плоскопараллельных доменов, которые разделены 180-градусными границами, совершающими синусоидальное движение в тонком листовом материале толщиной И (й? > /г), получено следующее выражение для этого вида потерь, которое в явном виде дает связь потерь на вихревые точки с характеристиками доменной структуры (шириной доменов сГ):

где А2 - числовая константа.

В международных стандартах принято, чтобы цифровое отображение марок ЭАС несло непосредственную информацию о свойствах стали: толщине и уровне магнитных потерь. Например, марка М120-27Б по европейскому стандарту ЕМ 10107 [16] соответствует ЭАС толщиной 0,27 мм с гарантированным уровнем удельных магнитных потерь 1,20 Вт/кг.

Безусловно, требования к ЭАС не исчерпываются только гарантированными магнитными свойствами (удельные магнитные потери, магнитная индукция) для соответствующих марок и типоразмеров проката в состоянии поставки. Технические требования [15, 16] на поставку продукции предусматривают и другие технические характеристики продукции, в частности разнотолщинность, серповидность, плоскостность, пластичность, внутренние (остаточные) напряжения, кривизна, коэффициент заполнения, минимальный коэффициент сопротивления изоляционного покрытия, коэффициент магнитного старения, адгезия изоля-

Рмв = А1Вм2/Ч2/(ур)

(1.4)

РАв = А2Вм2/2ёк/(у р)

(1.5)

ционного покрытия, маслостойкость и термостойкость изоляционного покрытия, которые контролируются изготовителем ЭАС и во многом определяют технологические свойства проката при изготовлении магнитопровода (магнитного сердечника) трансформатора и его технические характеристики в период эксплуатации.

1.2 Металлофизические основы формирования высокой магнитной индукции и низких удельных потерь в ЭАС

Физические факторы обеспечения высоких магнитных свойств ЭАС класса Р с высокой магнитной индукцией состоят в следующем [20-21 ]:

- высокая степень совершенства кристаллографической текстуры за счет уменьшения углов отклонения зерна по плоскости и направлению, для достижения высокого уровня магнитной индукции и проницаемости;

- высокая степень совершенства магнитной текстуры за счет уменьшения углов отклонения зерна по плоскости и направлению;

- эффект магнитоактивного электроизоляционного покрытия,

- отсутствие фазового наклепа из-за низкого содержания неметаллических включений;

- низкий уровень внутренних напряжений в готовой стали, для достижения низких удельных магнитных потерь.

1.2.1 Кристаллографическая текстура

Высокие магнитные свойства ЭАС определяются наличием в ней совершенной кристаллографической текстуры {110}<001> (ребровая текстура, текстура Госса), при которой практически все кристаллиты имеют плоскость {110}, параллельную поверхности полосы, и ось <001> (направление легкого намагничивания), расположенную вдоль направления прокатки, что является основной задачей производства холоднокатаного проката ЭАС с высокой магнитной индукцией [21].

Формирование текстуры Госса в ЭАС происходит на одном из завершающих этапов ее обработки - высокотемпературном отжиге в процессе вторичной рекристаллизации (аномального роста зерен), которому предшествует достаточно сложная последовательность технологических операций, определяющая изменения, как структуры, так и текстуры стали.

В патентной публикации [22] по производству текстурированной электротехнической стали с улучшенными характеристиками потерь в сердечнике заявлено, что для повышения магнитных характеристик готового проката из стали, содержащей до 7 мас.% и имеющего

вторичную рекристаллизованную текстуру с ориентацией {110}<001> в качестве главной ориентации, средние углы отклонения а, Р и у от идеальной ориентацией {110}<001> вторичной рекристаллизованной текстуры должны удовлетворять формуле:

(а2+р2)ш<у (1.6)

где: а - средний угол отклонения от идеальной ориентации {110}<001> вокруг направления нормали (N0) к поверхности прокатки вторичной рекристаллизованной текстуры;

Р - средний угол отклонения от идеальной ориентации {110}<001 вокруг поперечного направления С Г13) вторичной рекристаллизованной текстуры;

у - средний угол отклонения от идеальной ориентации {110}<001> вокруг направления прокатки (КО) вторичной рекристаллизованной текстуры.

направление нормали к поверхности прокатки (n0)

Рисунок 1.1- Главные оси ориентации кристаллографической текстуры

Для снижения магнитных потерь в сердечнике углы отклонения аир должны быть предпочтительно как можно меньше и угол отклонения у должен иметь определенный разброс, исходя из следующего [22].

Когда угол отклонения у приобретает определенный разброс, потери в сердечнике снижаются, так как, если угол отклонения у является большим, скорее произойдет изменение энергетического баланса трех указанных выше осей легкого намагничивания, чем, в случае увеличения угла, произойдет возбуждение оси <001>, параллельной оси прокатки - одной из двух осей <001>, находящихся в направлении, образующем угол 45° с внутренней поверхностью в поперечном направлении, в результате чего 180°-домены измельчаются.

Для обеспечения хороших характеристик магнитных потерь в сердечнике, средний угол отклонения у должен быть больше (сг+р2)1 " при этом доля площади зерен кристаллов со средними углами отклонения у, превышающими (а2+р2)1/2, составляет преимущественно 40 % или более.

Для того, чтобы заставить углы отклонения а, Р и у надежно удовлетворять приведенной выше формуле (1.6), в первичной рекристаллизованной текстуре следует повысить долю зерен с ориентацией {411} среди зерен с ориентацией {411} и зерен с ориентацией {111}, усиливая рост ориентированных по «Госсу» вторично рекристаллизованных зерен. В качестве метода повышения доли зерен с ориентацией {411} эффективен метод регулирования скорости нагрева на стадии обезуглероживающего отжига холоднокатаного проката.

1.2.2 Магнитная текстура

Для уменьшения магнитных потерь в сердечнике, необходимо уменьшить ширину 180°-доменов [22]. Эффективным способом уменьшения ширины 180°-доменов является возбуждение из трех названных выше осей легкого намагничивания оси легкого намагничивания в направлении, образующем угол 45° с внутренней поверхностью в поперечном направлении стального проката (что будет объяснено ниже), в результате чего в 180°-доменах образуются замыкающие домены. Замыкающие домены перегруппировываются в 180°-домены за счет растягивающего эффекта стекловидной пленки или покрытия, имеющихся на поверхности стального проката, и в конечном итоге способствуют измельчению 180°-доменов.

При охлаждении готового проката с неорганическим покрытием после сушки, покрытие препятствует уменьшению размеров металлической основы, и в поверхностном слое проката создаются растягивающие, а в покрытии - сжимающие упругие напряжения [23].

Упругая деформация проката, появляющаяся под действием растягивающих напряжений, приводит к уменьшению ширины основных доменов и уничтожает «каплевидную» доменную структуру, то есть оказывает положительное влияние как на вихревую, так и на ги-стерезисную составляющие удельных магнитных потерь ЭАС при перемагничивании [24].

Эффект снижения магнитных потерь за счет приложения к прокату растягивающих напряжений наиболее сильно выражен в случае совершенной текстуры {110}<001> в крупнозернистой стали класса Hi-B [25].

Наиболее перспективным способом для снижения магнитных потерь за счет создания локальных структурных барьеров оказалась лазерная обработка (ЛО), впервые предложенная для этой цели в ИФМ УрО АН СССР в 1974 г. [26].

За рубежом первая работа по использованию лазера для снижения потерь в ЭАС относится к 1978 г. [27]. На заключительном этапе обработки ЭАС, после нанесения изоляционного покрытия, проводили локальный лазерный нагрев с невысокой плотностью энергии. Упругие напряжения в зонах термического воздействия обеспечивали измельчение основных

магнитных доменов. Несмотря на термическую неустойчивость эффекта, снижения потерь (при нагреве упругие напряжения релаксируют), этому методу отдается предпочтение вследствие его простоты.

Помимо ЛО некоторые фирмы - производители ЭАС с 80-90-х годов 20-го века используют альтернативные технологии обработки, позволяющие также снижать удельные магнитные потери:

- механический способ нанесения структурных барьеров на готовую ЭАС: путем накатки стальными шариками [28];

- локальная плазменная обработка областей поверхности ЭАС [29, 30];

- применение, кроме ЛО, механической насечки зубчатым роликом перед нанесением покрытия и выпрямляющим отжигом (в процессе отжига за счет первичной рекристаллизации формируются термически стабильные барьеры) [25].

1.3 Технологические способы производства

1.3.1 Современная стратегия построения технологической модели производства

Из многочисленных способов производства ЭАС [31, 32], при производстве ЭАС с высокой магнитной индукцией и магнитной проницаемостью широкое распространение получила технологическая схема с высокотемпературным нагревом литых слябов перед горячей прокаткой (таблица 1.2).

Таблица 1.2 - Технологические схемы производства ЭАС с высокотемпературным нагревом слябов перед горячей прокаткой___

Фирма «Армко» «Ниппон» «Кавасаки»

Ингибитор Мп, 8 или 8е Мп, 8е или 8п, 8Ь А1, 14, Мп, 8, 8п

Температура нагрева слябов > 1300 °С >1300°С >1300 °С

Обработка горячекатаного подката Нормализация Высокотемпературная нормализация Нормализация

Схема холодной прокатки Двухкратная (степень деформации 50 % при второй прокатке) Однократная (степень деформации 87 %) Двухкратная

Обезуглероживание В конечной толщине В конечной толщине В конечной толщине

Окончательный отжиг + + +

Выпрямляющий отжиг + + +

Способ, разработанный фирмой «Армко» [33], характеризуется использованием в качестве ингибитора роста зерна сульфидов марганца, достаточно высокой температурой нагрева слябов перед горячей прокаткой и двухкратной холодной прокаткой.

Другой способ был разработан фирмой «Ниппон Стил», при котором используют в составе ингибитора сульфиды, азот, алюминий, серу. Температура нагрева слябов тоже достаточно высокая. В данном способе, также, используют высокотемпературную нормализацию горячекатаного проката и высокую степень деформации при однократной холодной прокатке (87 %).

Еще один метод разработан фирмой «Кавасаки Стил» с введением в сталь при выплавке в качестве ингибиторов марганца, олова, свинца, с высокой температурой нагрева слябов и двух кратной холодной прокаткой.

Вышеперечисленные варианты производства ЭАС, отличаются тем, что ингибиторная фаза, необходимая для протекания вторичной рекристаллизации (ВР), определялась исходным химическим составом стали. В результате чего японскими специалистами было предложено отнести все эти варианты к общему методу производства ЭАС - методу «врожденного ингибитора» [3], обладающему двумя основными существенными недостатками:

- для получения высокодисперсной ингибиторной фазы требуется продолжительная выдержка стальных слябов перед горячей прокаткой при высоких температурах, а также охлаждение горячекатаных полос при горячей прокатке и нормализация по достаточно строгому регламентированному режиму (это требует специального оборудования при существенных дополнительных затратах);

- в процессе последующей обработки не допускается укрупнение и снижения плотности частиц ингибиторной фазы.

В настоящее время следует отметить успехи в освоении технологии введения регулируемого количества азота (процесс азотирования) в холоднокатаный прокат перед окончательным высокотемпературным отжигом с целью формирования дополнительной ингибиторной фазы на основе нитридов алюминия и кремния. Эти схемы производства японские ученые предложили отнести к методу «приобретенного ингибитора» [3].

Основные технологические факторы, которые используют в основе современного производства ЭАС с высокой магнитной индукцией, следующее:

- эффект от высокой плотности и дисперсности ингибиторной фазы, которая задерживает нормальный рост зерен и обеспечивает избирательный рост зерен ребровой текстуры {110}<001> при вторичной рекристаллизации в процессе высокотемпературного отжига;

- эффект от больших обжатий при однократной холодной прокатке, обеспечивающие высокую степень ориентации кристаллов в направлении прокатки в текстуре вторичной рекристаллизации.

Все технологические способы производства ЭАС с высокой магнитной индукцией, включающие в качестве основного ингибитора роста зерна нитрид алюминия A1N, классифицируют в соответствии с температурой нагрева сляба перед горячей прокаткой на четыре класса по условию нагрева слябов перед началом горячей прокатки и последующего азотирования холоднокатаного проката перед вторичной рекристаллизацией с целью усиления ингибитора [34].

Классификация технологии производства по температуре нагрева слябов показана в таблице 1.3.

Таблица 1.3— Классификация технологии производства по температуре нагрева слябов

Класс Температура нагрева сляба перед черновой группой Азотирование Степень совершенства текстуры Госса

1 Полностью твердый раствор, тип без азотирования Не менее 1300 °С Не используется Хорошая

2 Достаточное выделение, тип с азотированием Менее 1280 °С Значительное Значительная

3 Частичное выделение, тип с азотированием Температурный интервал 1200 - 1350 °С Значительное Трудно реализуемая в промышленности*

Полностью твердый раствор, тип с высоким азотированием Значительное Хорошая

4 Полностью твердый раствор, тип с низким азотированием Не менее 1280 °С Значительное Очень хорошая

* не обеспечивает стабильно высокую магнитную индукцию Е>8оо

В способе 1 нагрев сляба проводят при сверхвысокой температуре, 1300 °С или выше, в течение увеличенного периода времени, используя при этом, такие типы ингибиторов, как AIN, MnS, MnSe, Cu-S или Cu-Se, но азотирование при этом не применяют [35, 36].

В способе 2 нагрев сляба проводят при низкой температуре, 1280 °С или ниже, типом ингибитора является преимущественно A1N и последующее азотирование является существенным [37, 38].

В способе 3 и способе 4 частичного выделения и полностью твердого раствора с применением азотирования нагрев сляба проводят при промежуточной температуре, от 1200 °С до 1350 °С, используя при этом, например, такие типы ингибиторов, как AIN, MnS, CuS или Cu-Se, и при этом последующее азотирование является существенным.

Прокат ЭАС, улучшенный в отношении ориентационной интенсивности кристаллографической текстуры {110}<001>, может быть получен путем использования способа 3, в котором ингибитор полностью растворяют во время нагрева стального сляба с ограниченным содержанием азота N при промежуточной температуре, компенсируя недостающий A1N в качестве вторичного «приобретенного» ингибитора путем азотирования, а также растворе-

ния других, отличных от A1N ингибиторных веществ, в частности MnS, MnSe, Cu-S, Cu-Se и т.п., количества которых понижены по сравнению со способом 1.

Однако в этом случае, так же как и в способе 2 с дополнительным азотированием, при обезуглероживании холоднокатаного проката для последующего формирования магнитоак-тивного покрытия, в прокате повышается содержание кислорода, при этом вторичная рекристаллизация становится нестабильной.

При снижении содержания кислорода в обезуглероженном холоднокатаном прокате, текстура вторичной рекристаллизации становится более совершенной, но количество оксидов железа, которые играют важную роль в реакции образования стекловидной окисной пленки на поверхности полосы, становится недостаточным для образования «форстеритно-го» покрытия.

Когда содержание кислорода в прокате составляет приблизительно 0,008 вес.%, совершенство текстуры снижается, даже если проводить азотирование после обезуглероживания перед началом вторичной рекристаллизации. При низком содержании азота в стали вторичная рекристаллизация в процессе высокотемпературного отжига проката проходит нестабильно.

При осуществлении технологического решения, разработанного сравнительно недавно, с достаточным и частичным выделением ингибиторной фазы в твердом растворе стального полупродукта в процессе выплавки и азотирования стали на более поздней технологической операции образуется два типа ингибитора: «врожденный» ингибитор, образовавшийся в горячекатаной заготовке в процессе горячей прокатки и/или термообработки и «приобретенный» ингибитор, образовавшийся в результате азотирования при термической обработке холоднокатаного проката перед вторичной рекристаллизацией. При осуществлении данного технологического решения с достаточным выделением вторичной фазы за счет низкотемпературного нагрева сляба перед горячей прокаткой и азотированием холоднокатаного проката, важная роль принадлежит содержащемуся в исходном слябе свободному алюминию (кислоторастворимый алюминий А1кр), который связывается с азотом N после азотирования в процессе высокотемпературного отжига с образованием нитрида алюминия A1N и действует в основном как вторичный «приобретенный» ингибитор [37, 38].

При использовании способа формирования «приобретенного ингибитора» основной акцент делается на азотировании проката ЭАС (при первичной рекристаллизации с обезуглероживанием) в контролируемой газовой азотно-водородной атмосфере с содержанием аммиака NH3 при наличии кислоторастворимого алюминия А1кр на промежуточных переделах (классифицируется как метод неравномерного азотирования), а также за счет азотирования

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Еремин, Геннадий Николаевич, 2018 год

Библиографический список

1 Молотилов Б.В. Эволюция электротехнических сталей. // В кн. ЦНИИчермет им. И.П. Бардина - на рубеже столетий (научно-исследовательская деятельность за 1998 - 2000 гг.. М.: Интермет инжиниринг. 2001. 184 с.

2 Sadayori Т. Development of Grain-Oriented Silicon Steel Sheets With Low Iron Loss // T. Sadayori, Y. Iida, B. Fukuda [et al.] // Kawaski Steel Giho. 1989. V. 21. № 3. P. 239 - 244.

3 Takahashi N., Harase J. Recent Development of Technology of Grain Oriented Silicon Steel // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V. 204-206. P. 143 - 145.

4 Матоба И., Иманака Т., Мацумура К. [и др.] Разработка новой электротехнической стали марки RG-H с высокой магнитной индукцией. // Кавасаки сэйтецу гихо. 1975. Т. 7. № 2. С. 175 - 188.

5 Xia Z., Kang Y., Wang Q. Developments in the production of grain-oriented electrical steel // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2008. P. 307 - 314.

6 Gunther K., Abbruzzese G., Fortunati S., Ligi G. Recent Technology Developments in the Production of Grainoriented Electrical Steel // Steel research int. 2005. V. 76. № 6. P. 413-421.

7 Франценюк И. В., Казаджан В. Б., Барятинский В. П.. Достижения в улучшении качества электротехнических сталей на HJIMK // Сталь. 1994. № 10. С. 35 - 38.

8 Счастливцева И. К., Губернаторов В. В., Соколов Б. К. [и др.]. О стабилизации размера зерна матрицы в тонкой ленте трансформаторной стали // ФММ. 1967. № 5. С. 929 - 933.

9 Губернаторов В. В., Садовский В. Д., Соколов Б. К. [и др.] Способ изготовления текстурованной ленты из железокремнистых сплавов. Авторское свидетельство СССР №198376. 28.06.1967.

10 Takashina К., Kitayama М., Nakamura К., Suga Y., Tanaka К. Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet using separators comprising metal nitrides. US Patent № 3941623. 02.03.1976.

11 Kobayashi H., Kuroki K., Minakuchi M., Yakashiro K. Process for Preparation of Grain-Oriented electrical steel sheet comprising a nitriding treatment. US Patent № 4979996. 25.12.1990.

12 Takahashi N., Suga Y., Kuroki K., Ueno K. Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density. US Patent № 5049205. 17.09.1991.

13 Kobayashi H., Tanaka O., Fujii H. Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties. US Patent № 5190597. 02.03.1993.

14 Minakuchi M., Kondo Y., Ishibashi M. Process for production of oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties. US Patent № 5266129. 30.11.1993.

15 ГОСТ 21427.1-83. Сталь электротехническая холоднокатаная анизотропная тонколистовая. Технические условия.

16 EN 10107:2005. Тонкий лист и полоса из электротехнической стали с ориентированным зерном, поставляемая в полностью обработанном состоянии (EN 10107:2005. Grain - oriented electrical steel sheet and delivered in the fully processed state, NEQ).

17 Кан P. У. Кн. Физическое металловедение: физико-механические свойства металлов и сплавов // М.: Металлургия, 1987. Т.З. 663 с.

18 Product date BULLETIN. Selection steels for Magnetic Cores. AK Steel Corporation. 2000

19 Дружинин В. В. Кн. Магнитные свойства электротехнических сталей // М.: Энергия, 1974. -240 с.

20 Кекало И. Б., Самарин Б. А. Сплавы с особыми магнитными свойствами / В кн.Физическое металловедение прецизионных сплавов //М.: Металлургия, 1989. 496 с.

21 Казаджан JI. Б. Магнитные свойства электротехнических сталей и сплавов // М.: ООО Наука и технология. 2000. 224 с.

22 Муракими Кенити, Морисиге Нобусато, Усигами Есиюки, Фудзии Нориказу /Лист текстурированной электротехнической стали с улучшенными характеристиками потерь в сердечнике// Патент RU 2378395. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Дата заявки 07.05.2007, опубликовано 10.01.2010. Интернет-информация.

23 Brenner A., Senderoff S. Calculation of stress in electrodeposits from the curvature of aplated strip S. // Journal of Research of the National Bureau of Standarts. 1949. V. 42. P. 105 - 123.

24 Fukuda В., Fukuda Т., Shimanaka H., Observation through surface coatings of domain structure in 3 % Si-Fe sheet by a high voltage scanning electron microscope / // ШЕЕ Transactions on Magnetics. 1977. V. 13. № 5. P. 1499 - 1504.

25 Тагучи С., Тагучи С. Современное состояние развития электротехнических сталей // Тэцу то Хагане. 1976. Т. 62. № 7. С. 905 - 915.

26 Губернаторов В. В., Соколов Б.К., Счастливцева И.К. Способ обработки металлических изделий / Авторское свидетельство СССР № 527922. 13.05.1974.

27 Ichiyama Т., Yamaguchi S., Iuchi, К. Kurok Т. Stain-oriented electromagnetic Steel Sheet with improved watt loss /: US Patent № 4293350.06.10.1981 (pr. 26.07.1978).

28 Research and Development News // European Electrical Steels. 1997. № 1. P. 12.

29 Sadayori Т., Iida Y., Fukuda B. [et al.] Development of Grain-Oriented Silicon Steel Sheets With Low Iron Loss / T. Sadayori, // Kawaski Steel Giho. 1989. V. 21. № 3. P. 239 - 244.

30 Sato K., Ishida M., Hinta E. Heat-Proof Domain-Refined Grain-Oriented Electrical Steel // Kawasaki Steel Technical Report № 39. October 1998. P. 21 - 28.

31 Лобанов М.Л., Русаков Г.М., Редикульцев A.A. / Электротехническая анизотропная сталь. История развития// Металловедение и термическая обработка металлов. № 7 (673). 2001 г. С 1825.

32 Лобанов М.Л., Русаков Г.М., Редикульцев A.A. / Электротехническая анизотропная сталь. Современное состояние// Металловедение и термическая обработка металлов. № 8 (674). 2001 г. С 3-7.

33 Goss N. P. Electrical sheet and method and apparatus for its manufacture and test: US Patent № 1965559. 03.07.1934.

34 Мураками Кенити, Усигами Есиюки, Кумано Томодзи /Текстурированная электротехническая листовая сталь с исключительно высокими магнитными свойствами и способ ее производства// Патент RU 2363739. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Дата заявки 19.05.2006 г., опубликовано 10.08.2009 г. Интернет — информация.

35 Хек Джезеф Е., Литтманн Мартин Ф. /Процесс увеличения проницаемости ориентированных кремнистых сталей // Патент US 2599340. Патентообладатель: Армко Стил Корпорейшн (США). Дата заявки 21.10.1948 г., опубликовано 03.06.1952 г. Интернет-информация.

36 Мичиро Комацубара и др. /Способ изготовления ориентированной кремния стальной лист с улучшенной плотностью магнитного потока // Патент US 5244511. Патентообладатель: Кавасаки Стил Корпорейшн (США). Дата заявки 27.07.1990 г., опубликовано 14.09.1993 г. Интернет — информация.

37 Исао Иванага и др. Способ изготовления текстурированной электротехнической листовой стали // Патент US 8778095. Патентообладатель: Ниппон Стил и Сумитомо Метал Корпорейшн (Япония) Дата заявки 25.05.2010 г., опубликовано 14.07.2014 г. Интернет — информация.

38 Хикаси Кабаяши, Катсуро Куроки, Масаеси Minakuchi, Кеничи Якоширо /Способ получения листа текстурированной электротехнической листовой стали, содержащей азотирование //Патент US 4979996. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония) Приоритет 25.04.1988 г., опубликовано 25.12. 1990 г. Интернет — информация.

39 Фуртунато Стефани, Чикале Стефано, Аббрудзесе Джузеппе, Матера Сюзанна /Способ обработки кремнистой стали с ориентированной зеренной структурой // Патент RU 2184787. Патентообладатель: Аччаи Спечьяли Терни С.П.А. (Италия). Дата заявки 24.07.1997 г., опубликовано 10.07.2002 г. Интернет — информация.

40 Ямазаки Сюити, Танака Осаму, Кумано Томодзи /Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с исключительно высокими магнитными свойствами// Патент RU 2378393. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн, Ниттецу

Плант Дизайнинг Корпорейшн (Япония). Дата заявки 12.01.2007 г., опубликовано 10.01.2010 г. Интернет — информация.

41 Фортунати Стефано, Сикале Стефано, Рокки Клаудиа, Аббруццезе Джузеппе/ Способ производства полос из электротехнической стали с ориентированными зернами // Патент RU 2285730. Патентообладатель: ТиссенКрупп Аччаи Спечьяли Терни С.П.А. (Италия). Дата заявки 17.12.2001 г., опубликовано 20.10.2006 г. Интернет — информация.

42 Ямасаки Кодзи, Усигами Есиюки, Исибаси Маремизу, Кимура Такеси, Фудзии Нориказу, Накамура Суити/ Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с высокой магнитной индукцией // Патент RU 2378394. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн. Дата заявки 22.05.2007 г., опубликовано 10.01.2010 г. Интернет — информация.

43 Хаджиме Комансу, Мицуро Танино, Иодзо Суга, Тоухико Конно Способ получения текстурированной электротехнической листовой стали //Патент США 4929286. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн. Япония. Дата заявки 15.08.1985 г., опубликовано 29.05.1990 г. Интернет — информация.

44 Молотилов Б.В., Яновская Т.Н. Структурные особенности стабилизации матрицы первичной рекристаллизации трансформаторной стали // Известия АН СССР, Серия физическая, 1970, Т. 34, №2,. С. 336-360.

45 Fiedler N.C. The effrotivness of inclusions in promoting of secondary recristallization of silicon-iron.// Trans. Met. Soc/ AIME, 1964, v. 230, № 1, P. 95 - 99.

46 Grenoble N .E. The role of solutes in the secondary recristallization of silicon-iron.// JEEE, Trans. Magnet., 1977, №5, P. 1427 - 1432.

47 Stiff W. M. Developmant of (110) [001] texture in iron by diffusion of sulfer in to grain boundaries // Metal., Trans., 1974, V.5, N10, P. 2179-2182.

48 Fiedler N.C. Grain oriented silicon-iron with a unique inhibition system for texture development. //Metal., Trans., 1977, 8, P. 1307-1312.

49 Fiedler N.C. The effect of sulfer and boron content on magnetic properties of high - induction grain-oriented silicon-iron. // 3th Inter. Conf. Soft. Magn. Mater., Bratislava, 1977, № 10, P.3.

50 Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. Пер. с англ.- М.: Металлургия, 1968, 358 с.

51 Mullins W.W. Two dimentional motion of idealised grain boundaries. // J/ Appl. Phys., 1956, №27, P. 200-204.

52 Патент № 274660, ФРГ, МКИ С29Д 1/17 - опубл 1.06.78.

53 Куроки К., Само Т., Вада Т. Ингибиторы для текстурованной кремнистой стали.// Нихон Киндаоки Гакайси, 1979, Т. 43, №3, С. 145 - 181.

54 Takashi M., Okamoto A. Effect of nitrogen on recrystallizzation textures of low-carbon steel sheet.// Trans. Iron and Steel Inst. Jap., 1979, M.19, №17, P. 391 -400.

55 Гольдштейн В.Я., Бобкова О.П., Ницкая С.Г. О влиянии миграции границ зерен на парамеиры ингибиторной фазы в сплаве Fe - 3% Si.// ФММ, 1982, Т.54, вып. 5, С. 1035 - 1038.

56 Соколов Б.К. Взаимодействие границ зерен и дисперсных включений растворимой фазы. // ФММ, 1977, Т.43, вып.5, С. 1028 - 1035.

57 Datta А. // IEEE on Magnetics, vol. Mag 2, 1976, № 6, november.

58 Taguchi S., Sakakura A. A.o. - J. of Magnation and Magnetic Materials// 1976, P. 121 - 131.

59 Sakai T. - J. Applied Physies, 1979, V. 50, № 3, P. 2361-2371.

60 Ириэ Т. - Тэцу по хаганэ, 1978. Т. 64. № 11. С. 311-318.

61 Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке. -М.: Металлургиздат, 1962, 350 с.

62 Leslie W.C., Rikket R.Z. a.o. - Trans. Amer. Soc. Metals, 1961, V. 53. P. 715 -734.

63 Яновская Т.Н., Терехова В.П., Тишевских B.B., Беляева И.А. Влияние микролегирование на альфа — гамма — альфа превращения, структуру и свойства сплава Fe - 3%Si. // Сб. Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении,- М.: Металлургия. 1984. С.38 -40.

64 Фортунати Стефано, Чичале Стефано, Роччи Клаудия, Аббруццезе Джузеппе /Способ регулирования распределения ингибиторов при производстве полосовой текстурованной электротехнической стали // Патент RU 2279488. Патентообладатель: ТиссенКрапп, Ачча Терни С.(Италия) Заявлено 08.08.2001 г., опубликовано 10.07.2006 г. Интернет — информация.

65 Джироу Харасе, Шозабиро Хакашима, Ясукази Мори /Способ производства текстурированной электротехнической кремнистой стали листа, содержащего алюминий //Патент US 4225366. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония)//. Заявлено 2.10.1978 г., опубликовано 30.09.1980 г. Интернет — информация.

66 Якитиро Ковамо, Дзиро Харасе /Способ производства кремнистой стальной полосы с ориентированным зерном, содержащей алюминий// Патент US 4473416. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония) Приоритет 8.07.1982 г. , опубликовано 25.09.1984 г. Интернет — информация.

67 Есиюки Ушигами, Тадаши Накаяма, Нобуюки Такахаши /Способ производства текстурированной электротехнической листовой стали, имеющий высокую плотность магнитного потока// Патент US 5186762. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Дата заявки 30.03.1989 г., опубликовано 16.02.1993 г. Интернет — информация.

68 Макаеси Минакучи, Ясумитсу Кондо, Маремицу Ишибаши /Способ производства текстурированной электротехнической листовой стали, имеющей превосходные магнитные

свойства// Патент US 5266129. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония) Дата заявки 26.09.1991 г., опубликовано 30.11.1993 г. Интернет — информация.

69 Могутнов Б.В., Емельяненко Л.П., Кононов A.A., Рогов А.И., Шварцман Л.А.

Физическая химия процессов обработки электротехнических сталей - М.: Металлургия, 1990. 168 с.

70 Сегаль В.М., Густомесов В.А., Цырлин М.Б., Цейтлин А.И. Основные условия формирования совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации // Изв. АН СССР, Сер. Физическая, 1982, т. 46, №4. С. 679-683.

71 Барисони М. Новый тип Fe - 3%Si стали с высокой магнитной проницаемостью. // ВДП, Б-1948 НТ ЛиД, 1970. С. 7

72 Ири Э.Т. Влияние температуры промежуточного отжига и степени обжатий при второй холодной прокатке на текстуру при вторичной рекристаллизации направленно кристаллизованной стали, содержащей 3%Si . //ВДП, НТ ЛиД, 1979. С.З.

73 Соколов Б.К. Закономерности вторичной рекристаллизации и методы управления структурой в сплаве Fe - 3%Si. // Диссертация ДТН, Свердловск, УНЦ АН СССР, 1982

74 Титоров Д.Б., Соколов Б.К. Влияние структурного состояния трансформаторной стали перед холодной прокаткой на вторичную рекристаллизацию и развитие ребровой текстуры. // ФММ, 1977, . 31,Вып. 4. С. 824-828.

75 Ямасаки Кодзи, Усигами Есиюки, Исибаси Маремизу, Кимура Такеси, Фудзии Нориказу, Накамура Суити /Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с высокой магнитной индукцией// Патент RU 2378394. Патентообладатель Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Заявлено 22.05.2007 г., опубликовано 10.01.2010 г. Интернет — информация.

76 Ямазаки Сюити, Танака Осаму, Кумано Томидзи /Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с исключительно высокими магнитными свойствами/ Патент 2378393 РФ. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн, Ниттецу Плант Дизайнинг Корпорейшн (Япония). Заявлено 12.01.2007 г., опубликовано 10.01.2010 г. Интернет — информация.

77 Усунари Яшитоми, Сатоси Араи /Процесс для получения текстурированной электротехнической листовой стали с превосходной магнитное характеристику// Патент 5039359 РФ. Патентообладатель Ниппон Стил Корпорейшн (Япония)//. Приоритет 17.04.1989 г., опубликовано 13. 08. 1991 г. Интернет — информация.

78 Лу Линлин, Ли Бао, Вс Хуанде, Хуанчанг Го, Шен Ю Кан /Способ изготовления ориентированной кремнистой стали путем низкотемпературного нагрева// Патент CN 1978707

.Патентообладатель: Баошань Айрон энд Стал Корпорейшн (КНР). Приоритет 29.11.2005 г., опубликовано 13.06.2007 г. Интернет — информация.

79 НИХАН ХУАН, ЧЖОУ ИЮНЯ Ю, ЧЖОУ С Я./ Низкотемпературный способ нагрева производства текстурированной электротехнической стали // Патент CN 101348854 .Патентообладатель: Шоуганг корпорейшн (КНР). Приоритет 5.09.2008 г. , опубликовано 22.12.2010 г. Интернет — информация.

80 Ларин Ю.И., Поляков М.Ю., Цейтлин Г.А. /Способ производства анизотропной электротехнической стали с высокими магнитными свойствами // Патент 2407809 РФ. Заявлено 03.08.2009; опубликовано 27.12.2010, Бюл. № 36.

81 Ларин Ю.И., Поляков М.Ю., Духнов А.Г. /Способ производства анизотропной электротехнической стали с низкими потерями на перемагничивание // Патент 2407808 РФ. Заявлено 03.08.2009 ; Опубликовано 27.12.2010, Бюл. № 36.

82 Хикаси Кабаяши, Кацуро Куроки, Осаму Танака /Способ производства текстурированной электротехнической листовой стали, имеющий превосходные магнитные и поверхностные характеристики пленки// Патент US 4979997. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Дата заявки 29.05.1989 г., опубликовано 25.12.1990 г. Интернет — информация.

83 Хаджими Коматсу, Мицуро Танино, Йодзо Суга, Тоухико Конно /Способ получения текстурированной электротехнической листовой стали// Патент US 4929286. Патентообладатель Ниппон Стил Корпорейшн (Япония). Заявлено 15.08.1985 г., опубликовано 29.05.1990 г. Интернет — информация.

84 Есиюки Ушигами и др. /Способ получения листа из электротехнической стали, имеющий превосходные магнитные свойства// Патент US 5082509. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн. (Япония). Дата заявки 14.04.1989 г., опубликовано 21.01.1992г. Интернет — информация.

85 Есиюки Ушигами и др./Текстурированной электротехнической стали лист, имеющий зеркальную поверхность// Патент US 5782998. Патентообладатель: Ниппон Стил Корпорейшн. (Япония). Дата заявки 8.05.1992 г., опубликовано 21.08.1998г. Интернет — информация.

86 Настич В.П., Божков А.И. Кн. Управление качеством холоднокатаных полос. М.: Интернет Инжиниронг, 2006, 216 с.

87 Каталог продукции НЛМК (2014 г)