ЛИСТ ИЗ НЕТЕКСТУРИРОВАННОЙ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ СТАЛИ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ Российский патент 2020 года по МПК C22C38/06 C22C38/04 C21D8/02 

Область техники, к которой относится изобретение

Изобретение относится к листу из нетекстурированной электротехнической стали и способу его изготовления.

Известный уровень техники

В последнее время высокоэффективные асинхронные двигатели используются для удовлетворения растущих требований к энергосбережению на заводах. Для повышения эффективности таких двигателей предпринимаются попытки увеличить толщину набора железного сердечника и улучшить коэффициент заполнения обмотки. Предпринимаются дальнейшие попытки заменить обычный материал низкого качества материалом более высокого качества с низкими потерями в железе в виде листа электротехнической стали, используемого для железных сердечников.

Кроме того, с точки зрения уменьшения потерь в меди такие материалы сердечника для асинхронных двигателей должны обладать низкими потерями в железе и снижать эффективный ток возбуждения при проектной плотности магнитного потока. Чтобы уменьшить эффективный ток возбуждения, полезно увеличивать плотность магнитного потока материала сердечника.

Кроме того, в случае приводных двигателей гибридных электромобилей, которые в последнее время быстро распространяются, требуется высокий крутящий момент во время трогания и ускорения, и, таким образом, требуется дальнейшее улучшение плотности магнитного потока.

В качестве листа электротехнической стали, имеющего, например, высокую плотность магнитного потока, в JP2000129410A (PTL 1) описывается лист из нетекстурированной электротехнической стали, изготовленный из стали, к которой добавлен Si до 4% или менее и Co до 0,1% или более и 5% или менее. Однако, поскольку стоимость Co очень высока, это приводит к проблеме значительного увеличения стоимости при применении в обычном двигателе.

С другой стороны, использование материала с низким содержанием Si позволяет увеличить плотность магнитного потока, однако такой материал является мягким и претерпевает значительное увеличение потерь в железе при штамповке в материал сердечника двигателя.

Список цитированных источников

Патентная литература

PTL 1: JP2000129410A

Раскрытие сущности изобретения

Техническая проблема.

В этих обстоятельствах существует потребность в способе увеличения плотности магнитного потока листа электротехнической стали и уменьшения потерь в железе без значительного увеличения стоимости.

Таким образом, было бы полезно создать лист из нетекстурированной электротехнической стали с высокой плотностью магнитного потока и низкими потерями в железе, а также способ его изготовления.

Решение проблемы.

В результате обширных исследований по решению вышеуказанных проблем авторы изобретения установили, что, регулируя химический состав так, чтобы он позволял осуществлять γ → α превращение (превращение из γ фазы в α фазу) во время горячей прокатки и обеспечивал твёрдость по Виккерсу до 140 HV или более и 230 HV или менее, можно получить материал с улучшенным балансом между его плотностью магнитного потока и потерями в железе без проведения отжига в зоне горячих состояний.

Настоящее раскрытие было завершено на основе этих результатов, и его существенные признаки являются такими, как описаны ниже.

1. Лист из нетекстурированной электротехнической стали, включающий химический состав, содержащий (состоящий из) в % масс., С: 0,0050% или менее, Si: 1,50% или более и 4,00% или менее, Al: 0,500% или менее, Mn: 0,10% или более и 5,00% или менее, S: 0,0200% или менее, P: 0,200% или менее, N: 0,0050% или менее, O: 0,0200% или менее и Ca: 0,0010% или более и 0,0050% или менее, при этом остальное является Fe и неизбежными примесями, причём лист из нетекстурированной электротехнической стали имеет температуру превращения Ar₃ 700°C или выше, размер зерна 80 мкм или более и 200 мкм или менее, и твёрдость по Виккерсу 140 HV или более и 230 HV или менее.

2. Лист из нетекстурированной электротехнической стали по п. 1, в котором химический состав дополнительно содержит в % масс. Ni: 0,010% или более и 3,000% или менее.

3. Лист из нетекстурированной электротехнической стали по пп. 1 - 2, в котором химический состав дополнительно содержит в % масс., Ti: 0,0030% или менее, Nb: 0,0030% или менее, V: 0,0030% или менее и Zr: 0,0020% или менее.

4. Способ изготовления листа из нетекстурированной электротехнической стали по пп. 1 – 3, способ, включающий выполнение горячей прокатки, по меньшей мере, за один проход в двухфазной области γ-фазы и α-фазы.

Положительный эффект.

Согласно настоящему изобретению можно получить лист электротехнической стали с высокой плотностью магнитного потока и низкими потерями в железе.

Краткое описание чертежей

На прилагаемых чертежах:

фиг. 1 представляет собой схематический вид образца прокладочного кольца; и

фиг. 2 представляет собой график, иллюстрирующий влияние температуры превращения Ar₃ на плотность магнитного потока B₅₀.

Осуществление изобретения

Причины ограничений раскрытия будут описаны ниже.

Во-первых, чтобы исследовать влияние двухфазной области на магнитные свойства готовят сталь A - сталь C, имеющие химический состав, указанный в таблице 1, выплавкой стали для получения слябов в лаборатории, и слябы подвергают горячей прокатке. Горячую прокатку выполняют за 7 проходов, причём температура на входе первого прохода (F1) доводится до 1030°C, и температура на входе конечного прохода (F7) до 910°C.

Таблица 1

Сталь Химический состав (% масс.) C Si Al Mn P S N O Ni Ca Ti V Zr Nb A 0,0016 1,40 0,400 0,20 0,010 0,0004 0,0020 0,0020 0,10 0,0031 0,0010 0,0010 0,0005 0,0005 B 0,0018 1,30 0,300 0,30 0,010 0,0008 0,0022 0,0020 0,10 0,0032 0,0010 0,0010 0,0004 0,0005 C 0,0017 2,00 0,001 0,80 0,010 0,0007 0,0022 0,0045 0,10 0,0030 0,0010 0,0010 0,0005 0,0003

После травления каждый горячекатаный лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,35 мм, и затем подвергают окончательному отжигу при 950°C в течение 10 секунд в атмосфере 20% Н₂ - 80% N₂.

Из каждого конечного отожжённого листа, полученного таким образом, штамповкой готовят кольцевой образец 1, имеющий наружный диаметр 55 мм и внутренний диаметр 35 мм, V-образную пробивку 2 наносят в шести равноудалённых точках кольцевого образца 1, как показано на фиг. 1 и 10 кольцевых образцов 1 собирают и фиксируют в виде слоистой структуры. Измерение магнитных свойств проводят с использованием слоистой конструкции с первичной обмоткой 100 витков и вторичной обмоткой 100 витков, и результаты измерений оценивают с использованием ваттметра. Твёрдость по Виккерсу измерят в соответствии с JIS Z2244 путём вдавливания алмазного 500 г индентора в направлении поперечного сечения направления прокатки каждого стального листа. Размер зерна измеряют в соответствии с JIS G0551 после полировки поперечного сечения и травления ниталем.

Результаты измерения магнитных свойств и твёрдости по Виккерсу сталей А - С таблицы 1 приведены в таблице 2. Сосредоточив внимание на плотности магнитного потока, следует понимать, что плотность магнитного потока является низкой в стали А, и высокой в сталях B и C. Чтобы определить причину, мы исследовали текстуру материала после окончательного отжига, и установили, что текстура (111), которая негативно влияет на магнитные свойства, формируется в стали A по сравнению со сталями В и С. Известно, что микроструктура листа электротехнической стали перед холодной прокаткой оказывает большое влияние на формирование текстуры листа электротехнической стали, и было проведено исследование микроструктуры после горячей прокатки, и было установлено, что сталь А имела нерекристаллизованную микроструктуру. По этой причине считается, что в стали А текстура (111) формируется в ходе холодной прокатки и окончательного отжига после горячей прокатки.

Таблица 2

Сталь Плотность магнитного потока B₅₀ (Тл) Потери в железе
W_15/50 (Вт/кг) HV Размер зерна (мкм) A 1,64 3,40 145 121 B 1,69 4,00 135 120 C 1,69 2,60 155 122

Мы также изучили микроструктуры сталей B и C после горячей прокатки и установили, что микроструктуры были полностью рекристаллизованными. Поэтому считается, что в сталях B и C формирование текстуры (111), негативно влияющей на магнитные свойства, подавляется и плотность магнитного потока увеличивается.

Как описано выше, для нахождения причины изменения микроструктур после горячей прокатки различных сталей, превращение при горячей прокатке оценивают измерением коэффициента линейного расширения. В результате установлено, что сталь А имеет одну α-фазу от высокотемпературного до низкотемпературного диапазонов и что во время горячей прокатки не происходит фазовых превращений. С другой стороны установлено, что температура превращения Ar₃ составляет 1020°C для стали B и 930°C для стали C, и что γ → α превращение происходит на первом проходе в стали B и на третьем-пятом проходах в стали С. Считается, что γ → α превращение во время горячей прокатки приводит к рекристаллизации с деформационным превращением в качестве движущей силы.

Исходя из вышесказанного, важно чтобы γ → α превращение проходило в диапазоне температур, в котором выполняется горячая прокатка. Поэтому был проведён следующий эксперимент для определения температуры превращения Ar₃, при которой должно быть завершено γ → α превращение. В частности, стали, каждая из которых содержит C: 0,0016%, Al: 0,001%, P: 0,010%, S: 0,0008%, N: 0,0020%, O: 0,0050 - 0,0070%, Ni: 0,100%, Ca: 0,0029%, Ti : 0,0010%, V: 0,0010%, Zr: 0,0005% и Nb: 0,0004% в качестве основных компонентов, с изменённым соотношением содержания Si и Mn, для изменения температур превращения Ar₃, приготовлены выплавкой стали в лаборатории и сформованы в виде слябов. Полученные таким образом слябы подвергают горячей прокатки. Горячую прокатку выполняют за 7 проходов, причём температуру на входе первого прохода (F1) доводят до 900°C, и температуру на входе конечного прохода (F7) до 780°C, так что, по меньшей мере, один проход горячей прокатки проводят в двухфазной области α-фазы и γ-фазы.

После травления каждый горячекатаный лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,35 мм и затем подвергают окончательному отжигу при 950°C в течение 10 секунд в атмосфере 20% Н₂ - 80% N₂.

Из каждого полученного таким образом окончательного отожжённого листа кольцевой образец 1, имеющий наружный диаметр 55 мм и внутренний диаметр 35 мм, готовят штамповкой, V-образную пробивку 2 наносят в шести равноудалённых точках кольцевого образца 1, как показано на фиг. 1 и 10 кольцевых образцов 1 собирают и фиксируют в виде слоистой структуры. Измерение магнитных свойств проводят с использованием слоистой конструкции с первичной обмоткой 100 витков и вторичной обмоткой 100 витков, и результаты измерений оценивают с использованием ваттметра.

Фиг. 2 иллюстрирует влияние температуры превращения Ar₃ на плотность магнитного потока B₅₀. Видно, что, когда температура превращения Ar₃ ниже 700°C, плотность магнитного потока B₅₀ уменьшается. Хотя причина не ясна, считается, что, когда температура превращения Ar₃ ниже 700°C, размер зерна до холодной прокатки настолько мал, что это приводит к образованию текстуры (111), негативно влияющей на магнитные свойства, во время процесса от последующей холодной прокатки до окончательного отжига.

Ввиду вышеизложенного температура превращения Ar₃ предпочтительно устанавливается равной 700°C или выше. Она предпочтительно устанавливается равной 730°C или выше с точки зрения плотности магнитного потока. Верхний предел температуры превращения Ar₃ не установлен. Однако важно, чтобы во время горячей прокатки происходило γ→α превращение и, по меньшей мере, один проход горячей прокатки выполнялся в двухфазной области γ-фазы и α-фазы. Ввиду этого предпочтительно температура превращения Ar₃ задаётся равной 1000^оС или ниже. Это потому, что выполнение горячей прокатки во время превращения даёт текстуру, которая предпочтительна для магнитных свойств.

Обращая внимание на оценке потерь в железе в вышеприведённой таблице 2, можно видеть, что потери в железе являются низкими в сталях А и С и высокими в стали В. Хотя причина неясна, считается, что, поскольку твёрдость (HV) стального листа после окончательного отжига стали В была низкой, поле напряжения сжатия, создаваемое штамповкой и уплотнением, легко расширялось и потери в железе увеличивались. Следовательно, твёрдость по Виккерсу стального листа устанавливают равной 140 HV или более, и предпочтительно 150 HV или более. С другой стороны, твёрдость по Виккерсу выше 230 HV приводит к более сильному износу пресс-формы, что излишне увеличивает стоимость. Следовательно, верхний предел установлен равным 230 HV и предпочтительно 200 HV или менее. Кроме того, чтобы обеспечить твёрдость по Виккерсу 140 HV или более и 230 HV или менее, необходимо соответствующим образом добавить элемент, вызывающий твёрдорастворное упрочнение, такой как Si, Mn или P. Твёрдость по Виккерсу измеряют в соответствии с JIS. Z2244 путём вдавливания алмазного 500 г индентора в поперечном сечении направления прокатки каждого стального листа. Размер зерна измеряют в соответствии с JIS G0551 после полировки поперечного сечения и травления ниталем.

Далее описывается лист из нетекстурированной электротехнической стали в соответствии с одним из раскрытых осуществлений. Во-первых, будут объяснены причины ограничения химического состава стали. Когда компоненты выражены в «%», это относится к «% масс.», если не указано иное.

С: 0,0050% или менее

Содержание С установлено равным 0,0050% или менее с точки зрения предотвращения магнитного старения. С другой стороны, поскольку С оказывает влияние на улучшение плотности магнитного потока, содержание С предпочтительно составляет 0,0010% или более.

Si: 1,50% или более и 4,00% или менее

Si является полезным элементом для увеличения удельного сопротивления стального листа. Таким образом, содержание Si предпочтительно составляет 1,50% или более. С другой стороны, содержание Si, превышающее 4,00%, приводит к уменьшению насыщения плотности магнитного потока и соответствующему снижению плотности магнитного потока. Таким образом, верхний предел содержания Si установлен равным 4,00%. Содержание Si предпочтительно составляет 3,00% или менее. Это связано с тем, что, если содержание Si превышает 3,00%, необходимо добавить большое количество Mn, чтобы получить двухфазную область, что излишне увеличивает стоимость.

Al: 0,500% или менее

Al является типом элементов закрытой γ-области, и более низкое содержание Al является предпочтительным. Содержание Al составляет 0,500% или менее, предпочтительно 0,020% или менее и более предпочтительно 0,002% или менее. Следует отметить, что содержание Al, как правило, не опускается ниже 0,0005%, поскольку снижение его ниже 0,0005% является трудным для производства в промышленном масштабе, и 0,0005% является приемлемым в настоящем раскрытии.

Mn: 0,10% или более и 5,00% или менее

Поскольку Mn является элементом эффективным для увеличения γ-области нижний предел содержания Mn установлен равным 0,10%. С другой стороны, содержание Mn, превышающее 5,00%, приводит к снижению плотности магнитного потока. Таким образом, верхний предел содержания Mn установлен равным 5,00%. Содержание Mn предпочтительно составляет 3,00% или менее. Причина в том, что содержание Mn, превышающее 3,00%, излишне увеличивает стоимость.

S: 0,0200% или менее

S вызывает увеличение потерь в железе из-за выделения MnS, если её добавление превышает 0,0200%. Таким образом, верхний предел содержания S установлен равным 0,0200%. Следует отметить, что содержание S, как правило, не опускается ниже 0,0001%, поскольку его снижение ниже 0,0001% затруднено при производстве в промышленном масштабе, и 0,0001% является приемлемым в настоящем раскрытии.

P: 0,200% или менее

P увеличивает твёрдость стального листа, если его добавление превышает 0,200%. Таким образом, содержание Р устанавливается равным 0,200% или менее и более предпочтительно 0,100% или менее. Более предпочтительно содержание Р установлено равным 0,010% или более и 0,050% или менее. Это потому, что P обладает эффектом подавления азотирования путём поверхностной сегрегации.

N: 0,0050% или менее

N вызывает более значительное выделение AlN и увеличивает потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание N установлено равным 0,0050% или менее. Следует отметить, что содержание N, как правило, не опускается ниже 0,0005%, поскольку его снижение менее 0,0005% является трудным для производства в промышленном масштабе, и 0,0005% является приемлемым в настоящем раскрытии.

О: 0,0200% или менее

О увеличивает количество оксидов и увеличивает потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание O установлено равным 0,0200% или менее. Следует отметить, что содержание O, как правило, не опускается ниже 0,0010%, поскольку его снижение менее 0,0010% является трудным для производства в промышленном масштабе, и 0,0010% является приемлемым в настоящем раскрытии.

Ca: 0,0010% или более и 0,0050% или менее

Ca может связывать сульфиды в виде CaS и уменьшать потери в железе. Следовательно, верхний предел содержания Ca установлен равным 0,0010%. С другой стороны, если оно превышает 0,0050%, выделяется большое количество CaS и увеличиваются потери в железе. Поэтому верхний предел установлен равным 0,0050%. Чтобы стабильно снижать потери в железе, содержание Са предпочтительно устанавливают равным 0,0015% или более и 0,0035% или менее.

Были описаны основные компоненты стального листа в соответствии с раскрытием. Остальное, кроме указанных выше компонентов, состоит из железа и неизбежных примесей. Однако следующие необязательные элементы также могут быть добавлены при необходимости.

Ni: 0,010% или более и 3,000% или менее

Поскольку Ni является элементом, эффективным в увеличении γ области, нижний предел содержания Ni установлен равным 0,010%. С другой стороны, содержание Ni, превышающее 3,000%, излишне увеличивает стоимость. Поэтому верхний предел установлен равным 3,000% и более предпочтительный диапазон составляет от 0,100% до 1,000%. Следует отметить, что содержание Ni может быть равным 0%.

В химическом составе предпочтительно снижать содержание Ti, Nb, V и Zr в % масс., так чтобы присутствовало Ti: 0,0030% или менее, Nb: 0,0030% или менее, V: 0,0030% или менее и Zr: 0,0020% или менее, и соответственно содержание всех этих компонентов не должно превышать указанные верхние пределы.

Ti: 0,0030% или менее

Ti увеличивает выделение TiN и может увеличить потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание Ti устанавливается равным 0,0030% или менее. Следует отметить, что содержание Ti может составлять 0%.

Nb: 0,0030% или менее

Nb увеличивает выделение NbC и может увеличить потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание Nb установлено равным 0,0030% или менее. Следует отметить, что Nb может быть 0%.

V: 0,0030% или менее

V увеличивает выделение VN и VC и может увеличить потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание V установлено равным 0,0030% или менее. Следует отметить, что содержание V может быть 0%.

Zr: 0,0020% или менее

Zr увеличивает выделение ZrN и может увеличить потери в железе, если его добавить в большом количестве. Таким образом, содержание Zr установлено равным 0,0020% или менее. Следует отметить, что содержание Zr может быть 0%.

Далее будет описана микроструктура стали.

Средний размер зерна составляет 80 мкм или более и 200 мкм или менее. Если средний размер зерна составляет менее 80 мкм, твёрдость по Виккерсу действительно можно довести до 140 HV или более в случае материала с низким содержанием Si. Однако этот небольшой размер зерна может увеличить потери в железе. Поэтому размер зерна установлен равным 80 мкм или более. С другой стороны, когда размер зерна превышает 200 мкм, пластическая деформация из-за штамповки и уплотнения увеличивается, что приводит к увеличению потерь в железе. Поэтому верхний предел размера зерна установлен равным 200 мкм. В заявке средний размер зерна измеряется в соответствии с JIS G0051 после полировки поперечного сечения в направлении прокатки стального листа и травления ниталем. Чтобы получить размер зерна 80 мкм или более и 200 мкм или менее, необходимо соответствующим образом контролировать конечную температуру отжига. То есть, устанавливая конечную температуру отжига в диапазоне от 900°C до 1050°C, можно регулировать размер зерна до предварительно определённого значения. Кроме того, средний размер зерна предпочтительно составляет 100 мкм или более и 150 мкм или менее с точки зрения потерь в железе.

Нижеследующее обеспечивает конкретное описание условий изготовления листа из нетекстурированной электротехнической стали согласно раскрытию.

Лист из нетекстурированной электротехнической стали в соответствии с настоящим изобретением может быть изготовлен иным образом, обычным способом изготовления листа из нетекстурированной электротехнической стали, при условии, что химический состав и условия горячей прокатки, указанные в описании, находятся в предварительно определённых диапазонах. То есть расплавленная сталь подвергается продувке в конвертере и дегазации, где её доводят до заданного химического состава, и затем отливке для получения сляба, и сляб подвергают горячей прокатке. Температура подачи в чистовую клеть и температура намотки во время горячей прокатки конкретно не указываются, однако необходимо выполнить, по меньшей мере, один проход горячей прокатки в двухфазной области γ-фазы и α-фазы. Температуру намотки предпочтительно устанавливают равной 650°С или ниже, чтобы предотвратить окисление во время намотки. Согласно настоящему раскрытию подходящие магнитные свойства могут быть получены без отжига в зоне горячих состояний. Однако может быть выполнен отжиг в зоне горячих состояний. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке однократной или двукратной или многократной с промежуточным отжигом, выполняемым между ними, до заданной толщины листа, и последующему окончательному отжигу в соответствии с вышеуказанными условиями.

Примеры

Расплавленную сталь продувают в конвертере, дегазируют, выплавляют до составов, перечисленных в таблице 3, и отливали в слябы. Затем каждый стальной сляб подвергают нагреву при 1120°C в течение 1 часа и горячей прокатке для получения горячекатаного стального листа, имеющего толщину листа 2,0 мм. Чистовую горячую прокатку выполняют за 7 проходов, температуру на входе на первом проходе и температуру на входе на последнем проходе устанавливают, как указано в таблице 3, и температуру намотки устанавливают равной 650°C. После этого каждый стальной лист протравливают и подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,35 мм. Каждый стальной лист, полученный таким образом, подвергают окончательному отжигу в атмосфере 20% H₂ - 80% N₂ в условиях, перечисленных в таблице 3, с временем отжига 10 секунд. Затем оценивают магнитные свойства (W_15/50, B₅₀) и твёрдость (HV). При измерении магнитных свойств образцы для испытания по методу Эпштейна вырезают в направлении прокатки и в поперечном направлении (направлении, перпендикулярном направлению прокатки) от каждого стального листа, и проводят испытание по методу Эпштейна. Твёрдость по Виккерсу измеряют в соответствии с JIS Z2244 путём вдавливания алмазного индентора весом 500 г в поперечном сечении поперечного направления каждого стального листа. Размер зерна измеряют в соответствии с JIS G0551 после полировки поперечного сечения и травления ниталем.

Из таблицы 3 видно, что все листы из нетекстурированной электротехнической стали в соответствии с нашими примерами, в которых химический состав, температура превращения Ar₃, размер зерна и твёрдость по Виккерсу, находятся в пределах объёма раскрытия подходят как по плотности магнитного потока, так и по потерям в железе по сравнению со стальными листами согласно сравнительным примерам.

Промышленная применимость

Согласно раскрытию, можно изготовить листы из нетекстурированной электротехнической стали, обеспечивающие подходящий баланс между плотностью магнитного потока и потерями в железе без проведения отжига в зоне горячих состояний.

Список ссылочных позиций

1 Кольцевой образец

2 V образная пробивка

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листу из нетекстурированной электротехнической стали, используемому в качестве материала железных сердечников приводных двигателей, в частности для гибридных автомобилей. Лист выполнен из стали, имеющей следующий химический состав, мас.%: С: 0,0050% или менее, Si: 1,50% или более и 4,00% или менее, Al: 0,500% или менее, Mn: 0,10% или более и 5,00% или менее, S: 0,0200% или менее, Р: 0,200% или менее, N: 0,0050% или менее, O: 0,0200% или менее, Ca: 0,0010% или более и 0,0050% или менее, Ni: 0,005% или более и 3,000% или менее, Ti: 0,0030% или менее, Nb: 0,0030% или менее, V: 0,0030% или менее, Zr: 0,0020% или менее, остальное - Fe и неизбежные примеси. Сталь листа имеет температуру превращения Ar₃ 700°C или выше, размер зерна 80 мкм или более и 200 мкм или менее и твёрдость по Виккерсу 140 HV или более и 230 HV или менее. Достигается повышение плотности магнитного потока листа электротехнической стали и уменьшение потерь в железе без значительного увеличения стоимости. 2 н.п. ф-лы, 2 ил., 3 табл.

1. Лист из нетекстурированной электротехнической стали, включающий химический состав, содержащий в мас.%:

С: 0,0050% или менее,

Si: 1,50% или более и 4,00% или менее,

Al: 0,500% или менее,

Mn: 0,10% или более и 5,00% или менее,

S: 0,0200% или менее,

Р: 0,200% или менее,

N: 0,0050% или менее,

O: 0,0200% или менее,

Ca: 0,0010% или более и 0,0050% или менее,

Ni: 0,005% или более и 3,000% или менее,

Ti: 0,0030% или менее,

Nb: 0,0030% или менее,

V: 0,0030% или менее и

Zr: 0,0020% или менее,

остальное - Fe и неизбежные примеси,

причём лист из нетекстурированной электротехнической стали имеет температуру превращения Ar₃ 700°C или выше, размер зерна 80 мкм или более и 200 мкм или менее и твёрдость по Виккерсу 140 HV или более и 230 HV или менее.

2. Способ получения листа из нетекстурированной электротехнической стали по п.1, включающий выполнение горячей прокатки за по меньшей мере один проход в двухфазной области γ-фазы и α-фазы и проведение окончательного отжига прокатанной стали при температуре от 900 до 1050°С.