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Verfahren zur Herstellung von Siliciumstahlblech in Würfellage
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Siliciumstahlblechen bzw.-ban- dern in sogenannter Würfellage, bei denen die leicht magnetisierbare Achse [001] in zwei zueinander senkrechten Richtungen in der Walzebene liegt und die (100)-Fläche auf der Walzfläche auftritt. Gemäss der Erfindung sollen Siliciumstahlbänder in Würfellage mit sehr hoher magnetischer Flussdichte und nied- rigem Kernverlust in zwei Richtungen sowie mit hoher Reproduzierbarkeit dadurch hergestellt werden, dass ein Siliciumstahlblock mit kleinem Gehalt an Al warmgewalzt, darauf einer Wärmevorbehandlung unterworfen und dann in einer Arbeitsstufe mit gekreuzten Walzen behandelt wird.
Diese Stahlbleche sind von dem sogenannten kubischen, kristallographisch (100) [001]-orientierten System.
Als Ausgangsstoff für die Erfindung kommt ein Siliciumstahl in Frage, der zwecks Erzielung eines
Gehaltes an Si von 2,0 bis 4, 00/0 und Al von 0,010 bis 0,050 erschmolzen ist, wobei andere Elemente ausser Al (AlN) und Si im wesentlichen wie bei den üblich orientierten Siliciumstahlblöcken als unver- meidliche Verunreinigungen enthalten sein können, ohne mengenmässige Beschränkungen zu erfordern, und der Rest aus Eisen besteht. Das Ausgangsmaterial kann in einem Herd-, Elektro- oder Vakuumschmelzofen u. dgl. erschmolzen sein. Bei einem Si-Gehalt von mehr als 4% wird das erschmolzene Ausgangsmaterial bei der Walzen-, insbesondere Kaltwalzenbehandlung (auf die später noch näher eingegangen wird), spröde und weist Brüche oder sonstige Nachteile auf.
Bei einem Si-Gehalt von weniger als 2% tritt dagegen die unerwünschte Umwandlung von Ferrit in Austenit beim Ausglühen (auf das ebenfalls später noch näher eingegangen wird) auf, wodurch die bezweckte Orientierung von Kristallen verloren geht. Im'allgemeinen zeigt das Stahlblech mit einem niedrigeren Si-Gehalt einen niedrigeren elektrischen Widerstand und dementsprechend höhere Wirbelstrom- und Kernverluste. Bei der Erfindung ist daher der Si-Gehalt auf 2-4% beschränkt. In bezug auf den Gehalt an Al war bereits vorgeschlagen worden, magnetische Eigenschaften von Siliciumstahlblechen durch Zusatz von Al zu verbessern. So ist z.
B. in der USA-Patentschrift Nr. 2,445, 632 ein Verfahren zur Herstellung von Bändern oder Blechen aus aluminiumhaltigem Siliciumstahl beschrieben, nach welchem der aluminiumhaltige Siliciumstahl der für diese Produkte geeigneten Zusammensetzung (Si 1-51o, Al 0, 1-1, Olo, C > 0, 0210) durch Walzen in die gewünschten Produkte Bänder oder Bleche verarbeitet werden, die dann in einer Atmosphäre für die Entkohlung bei Temperaturen von 816 bis 954 C kontinuierlich ausgeglüht werden, um den C-Gehalt von weniger als 0, 02% zu erzielen.
Dabei soll der Zweck des Al-Zusatzes darin liegen, dass durch Vorhandensein von Al in Siliciumstahl zwar die Temperatur, bei der die zur Erzielung der besten elektrischen Eigenschaften erforderliche metallographische Verwandlung vor sich geht, erniedrigt, jedoch die Temperatur, bei der Siliciumstahl die y-Phase aufweist, erhöht wird, so dass als praktischer Effekt der Kohlenstoff, der sich sonst in Lösung im Stahl befindet, durch das zugesetzte Al aus der Lösung herauskommt und in diesem Zustand zur Verbindung mit Sauerstoff benutzt und als Kohlenoxyd beseitigt wird (vgl.
Seite 2, rechte Spalte, Zeile 25 - 38, der genannten Patentschrift).
Ferner ist in der USA-Patentschrift Nr. 2, 378, 321 die Behandlung von Siliciumstahl mit einem Gehalt an Si von 1, 9% und Al von 0, 20% beschrieben, wobei der Zweck des Al-Zusatzes darin zu erblicken ist, dass bei der Herstellung nach dem dort beschriebenen Verfahren Probestücke mit höherem Gehalt an
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Wie aus dem oben erwähnten ersichtlich, unterscheidet sich die Ausführungsform B von der Ausführungsform A dadurch, dass beim ersteren das Kaltwalzen einmal mehr durchgeführt wird, so dass es als dreimaliges Kaltwalzen gekennzeichnet ist, während die Ausführungsform A nur ein zweimaliges Kaltwalzen erfordert.
Im nachstehenden wird auf Wirkungen und Effekte von Al und AIN sowie deren mengenmässige Beschränkungen unter Bezugnahme auf beide Ausführungsformen näher eingegangen.
Die mengenmässige Einschränkung des Al-Zusatzes, der, wie bereits erwähnt, für den eigentlichen Zweck zur Bildung von AIN unbedingt in einer bestimmten Menge erfolgen muss, ist wie folgt festgesetzt :
Die folgende Tabelle 1 zeigt Beziehungen zwischen der chemischen Zusammensetzung der verschiedenen Probestücke (SiIiciumstahlblöcke und warmgewalzte Siliciumstahlbleche vor dem Kaltwalzen) und Kernverluste sowie die magnetische Flussdichte der Endprodukte, die aus verschiedenen Siliciumstahlblökken mit verschiedenem Al-Gehalt durch übliches Warmwalzen zu Blech von 1,6 mm Dicke, Vorbehandlung und Behandlung gemäss der Ausführungsform A erhalten sind.
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Tab elle 1 (Ausführungsform A)
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<tb>
<tb> Probe <SEP> Schmelz-Nr. <SEP> Wärmevorbehandlung <SEP> Analysenergebnisse <SEP> Magnetische
<tb> verfahren <SEP> in <SEP> Gew.-% <SEP> Eigenschaften
<tb> Si <SEP> Gesamt <SEP> Säure- <SEP> Gesamt <SEP> als <SEP> AlN <SEP> B10 <SEP> W15/1
<tb> Al <SEP> lösl.
<SEP> Al <SEP> N
<tb> A <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 1 <SEP> - <SEP> 3,00 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0040 <SEP> 0,0008
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,06 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0043 <SEP> 0,0010 <SEP> 15180 <SEP> 1, <SEP> 90 <SEP>
<tb> 15270 <SEP> 1, <SEP> 83 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 800 C, <SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,02 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0055 <SEP> 0,0010 <SEP> 15200 <SEP> 1,95
<tb> 15210 <SEP> 1,85
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,02 <SEP> 0,004 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0008 <SEP> 0,0000 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 14020 <SEP> 2,01
<tb> a' <SEP> In <SEP> Vakuum <SEP> 3,00 <SEP> 0,004 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0010 <SEP> 0,0000 <SEP> 14130 <SEP> 2,10
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 8000C <SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 15020 <SEP> 1, <SEP> 94 <SEP>
<tb> 3,01 <SEP> 0,004 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0030 <SEP> 0,0010 <SEP> 15100 <SEP> 1,96
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,
02 <SEP> 0,014 <SEP> 0,011 <SEP> 0,0050 <SEP> 0,0030 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 17780 <SEP> 1, <SEP> 31 <SEP>
<tb> B <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 3,02 <SEP> 0,014 <SEP> 0,011 <SEP> 0,0089 <SEP> 0,0043 <SEP> 17570 <SEP> 1, <SEP> 33 <SEP>
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 17900 <SEP> 1, <SEP> 19 <SEP>
<tb> 3,01 <SEP> 0,015 <SEP> 0,011 <SEP> 0,0090 <SEP> 0,0050 <SEP> 17850 <SEP> 1, <SEP> 21 <SEP>
<tb> 1-3, <SEP> 01 <SEP> 0,015 <SEP> 0,012 <SEP> 0,0006 <SEP> 0,0000
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 2,99 <SEP> 0,014 <SEP> 0,011 <SEP> 0,0006 <SEP> 0,0000 <SEP> 14010 <SEP> 2, <SEP> 12 <SEP>
<tb> B'In <SEP> Vakuum <SEP> 14050 <SEP> 2, <SEP> 11 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 8000C <SEP> 2'0 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 16800 <SEP> 1, <SEP> 51 <SEP>
<tb> 2,90 <SEP> 0,015 <SEP> 0,012 <SEP> 0,0041 <SEP> 0,0035 <SEP> 16910 <SEP> 1, <SEP> 52 <SEP>
<tb> 1-2,
<SEP> 95 <SEP> 0, <SEP> 024 <SEP> 0, <SEP> 018 <SEP> 0, <SEP> 0060 <SEP> 0, <SEP> 0040 <SEP>
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 18430 <SEP> 0, <SEP> 98 <SEP>
<tb> C <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 2,99 <SEP> 0, <SEP> 023 <SEP> 0, <SEP> 018 <SEP> 0, <SEP> 0090 <SEP> 0, <SEP> 0061 <SEP> 18050 <SEP> 1, <SEP> 06
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 9000C <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 18800 <SEP> 0, <SEP> 99 <SEP>
<tb> 1, <SEP> 94 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> 0, <SEP> 019 <SEP> 0, <SEP> 0090 <SEP> 0, <SEP> 0068 <SEP> 18850 <SEP> 1,01
<tb>
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Tabelle 1 (Fortsetzung)
EMI6.1
<tb>
<tb> Probe <SEP> Schmelz-Nr. <SEP> Wärmevorbehandlung <SEP> Analysenergebnisse <SEP> Magnetische <SEP>
<tb> verfahren <SEP> in <SEP> Gew. <SEP> -% <SEP> Eigenschaften
<tb> Si <SEP> Gesamt <SEP> Säure- <SEP> Gesamt <SEP> als <SEP> AlN <SEP> B10 <SEP> W15/50
<tb> Al <SEP> lösl.
<SEP> Al <SEP> N
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3, <SEP> 01 <SEP> 0,025 <SEP> 0, <SEP> 020 <SEP> 0. <SEP> 0012 <SEP> 0, <SEP> 0000 <SEP>
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3, <SEP> 00 <SEP> 0,023 <SEP> 0,019 <SEP> 0,0010 <SEP> 0,0000 <SEP> 14020 <SEP> 2, <SEP> 11 <SEP>
<tb> C'In <SEP> Vakuum <SEP> 14100 <SEP> 2, <SEP> 23 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 800 C, <SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 17840 <SEP> 1,31
<tb> 2,98 <SEP> 0, <SEP> 024 <SEP> 0, <SEP> 020 <SEP> 0, <SEP> 0050 <SEP> 0, <SEP> 0045 <SEP> 17490 <SEP> 1, <SEP> 32 <SEP>
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,05 <SEP> 0,040 <SEP> 0,034 <SEP> 0,0062 <SEP> 0,0041 <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 16830 <SEP> 1,50
<tb> D <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 3,10 <SEP> 0,040 <SEP> 0,033 <SEP> 0,0078 <SEP> 0,0070 <SEP> 16200 <SEP> 1, <SEP> 77 <SEP>
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 17400 <SEP> 1,35
<tb> 3, <SEP> 02 <SEP> 0,
<SEP> 039 <SEP> 0,034 <SEP> 0,0080 <SEP> 0, <SEP> 0078 <SEP> 17250 <SEP> 1, <SEP> 33 <SEP>
<tb> 1-3, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 038 <SEP> 0, <SEP> 034 <SEP> 0, <SEP> 0011 <SEP> 0, <SEP> 0000 <SEP>
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,02 <SEP> 0,039 <SEP> 0,034 <SEP> 0,0060 <SEP> 0,0000 <SEP> 14120 <SEP> 2.
<SEP> 36 <SEP>
<tb> D'In <SEP> Vakuum <SEP> 14050 <SEP> 2, <SEP> 19 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 800 C <SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 17010 <SEP> 1,46
<tb> 3,01 <SEP> 0,039 <SEP> 0,035 <SEP> 0,0051 <SEP> 0,0045 <SEP> 17120 <SEP> 1,45
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 2,98 <SEP> 0,051 <SEP> 0,045 <SEP> 0,0089 <SEP> 0,0052 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 15270 <SEP> 1,86
<tb> E <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 2, <SEP> 89 <SEP> 0, <SEP> 050 <SEP> 0, <SEP> 042 <SEP> 0, <SEP> 0092 <SEP> 0, <SEP> 0060 <SEP> 15140 <SEP> 1, <SEP> 97 <SEP>
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 2,92 <SEP> 0, <SEP> 052 <SEP> 0, <SEP> 043 <SEP> 0, <SEP> 0098 <SEP> 0, <SEP> 0067 <SEP> 15600 <SEP> 1, <SEP> 85 <SEP>
<tb> 15650 <SEP> 1,84
<tb>
Anmerkungen : Von den Probestücken 1.
Siliciumstahlblock
2. warmgewalztes Blech (ohne Wärmevorbehandlung)
3. warmgewalztes Blech (mit Wärmevorbehandlung)
Von den magnetischen Eigenschaften : die in der Spalte Bi, oben angegebene Zahl in der letzten Walzrichtung die in der Spalte Bo unten angegebene Zahl in der dazu senkrechten Richtung
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Wie aus der Tabelle 1 ersichtlich ist, können aus solchen Probestücken (warmgewalzten Siliciumstahlblechen), wie A mit 0, 0050/0 Al, A'mit 0, 004% Al und E mit 0, 052% Al, nur Produkte mit magnetischer Flussdichte Blo von unter 16000 Gauss erhalten werden, während Bl, bei den Produkten aus den Probestücken B, C und D mehr als 17000 Gauss beträgt.
Diese unterschiedlichen Werte der magnetischen Flussdichte b10 zeigen nicht nur Unterschiede in den magnetischen Eigenschaften, sondern auch verschiedene Arten der Siliciumstahlbleche an sich. So zeigen z. B. die als einfach orientierte Siliciumstahlble-
EMI7.1
denen Firmen folgende Werte der magnetischen Flussdichte Blo (Epstein-Test) in der Walzrichtung ([001]- Richtung) :
EMI7.2
<tb>
<tb> Firma <SEP> Handelsprodukt <SEP> Blechdicke <SEP> B <SEP> (Gauss)
<tb> Yawata <SEP> Seitetsu <SEP> Orient <SEP> Cor <SEP> ZU <SEP> 0, <SEP> 35 <SEP> mm <SEP> 17800
<tb> Armco <SEP> M <SEP> 6 <SEP> X <SEP> 0,014 <SEP> Zoll <SEP> 17600
<tb> U. <SEP> S. <SEP> Steel <SEP> USS-Transformer <SEP> 0, <SEP> 014 <SEP> Zoll <SEP> 18000
<tb> 66, <SEP> M-6
<tb>
Ferner zeigen die als nichtorientierte Siliciumstahlbleche auf dem Markt befindlichen Produkte folgende Werte der magnetischen Flussdichte BIO'gefunden an den Proben, von denen die Hälfte parallel zur Walzrichtung und die andere Hälfte senkrecht dazu genommen wurde :
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<tb>
<tb> Firma <SEP> Handelsprodukt <SEP> Blechdicke <SEP> B10 <SEP> (Gauss)
<tb> Yawata <SEP> Seitetsu <SEP> Hilite <SEP> Cor <SEP> H12 <SEP> 0, <SEP> 50 <SEP> mm <SEP> 14000
<tb> Armco <SEP> Transcor <SEP> M <SEP> 14 <SEP> 0,014 <SEP> Zoll <SEP> 13200
<tb> U. <SEP> S. <SEP> Steel <SEP> USS <SEP> -Trans <SEP> former <SEP> 0, <SEP> 014 <SEP> Zoll <SEP> 13300
<tb> 52, <SEP> M-14 <SEP>
<tb>
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form A erforderlich ist, dass das warmgewalzte Blech vor dem Kaltwalzen AIN in einer Menge von mindestens 0, 0020%, umgerechnet in N, enthält. Für den maximalen Wert von AlN kann das säurelösliche Al ganz in Form von A1N vorhanden sein.
Die für den Zweck der Erfindung geeignetste Korngrösse und Verteilung von A1N können durch die Temperatur und Zeitdauer der Wärmevorbehandlung eingestellt werden. Folgende Tabelle 2 zeigt Beziehungen zwischen den Bedingungen der Wärmevorbehandlung und der magnetischen Flussdichte B10 des Produktes. Hiebei wurden die Probestücke C und C'der Tabelle 1 in üblicher Weise zu 1,6 mm Blech warmgewalzt, unter den angegebenen Bedingungen der Wärmevorbehandlung (in N2) unterworfen und dann gemäss Ausführungsform A behandelt, d. h. zuerst in der gleichen Richtung wie das Warmwalzen zu 60% Querschnittsabnahme und dann in der etwa dazu senkrechten Richtung zu 50% Querschnittsabnahme kaltgewalzt, darauf etwa 4 min bei 800 C und zuletzt 15 h bei 1150 C geglüht.
Tabelle 2
Bedingungen der Wärmevorbehandlung und magnetische
Induktion B10 der Produkte.
Probestück C (Ausführungsform A)
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<tb>
<tb> Temperatur <SEP> weniger <SEP> mehr
<tb> als <SEP> als
<tb> Zeit <SEP> 0 <SEP> 600 C <SEP> 600 C <SEP> 700 C <SEP> 800 C <SEP> 900 C <SEP> 1000 C <SEP> 1100 C <SEP> 1200 C <SEP> 1200 C
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 10 <SEP> min <SEP> + <SEP> +
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 1h----+ <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP>
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 5 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 20 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> # <SEP> x <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 40 <SEP> h----++-x <SEP> X <SEP> x
<tb> 40 <SEP> h <SEP> oder <SEP>
<tb> mehr <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> - <SEP> - <SEP> # <SEP> # <SEP> #
<tb>
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Tabelle 2 (Fortsetzung)
Probestück C' (Ausführungsform A)
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<tb>
<tb> Temperatur <SEP> weniger <SEP> mehr
<tb> als <SEP> als <SEP>
<tb> Zeit <SEP> 0 <SEP> 600 C <SEP> 600 C <SEP> 700 C <SEP> 800 C <SEP> 900 C <SEP> 1000 C <SEP> 1100 C <SEP> 1200 C <SEP> 1200 C
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 10min
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 1h----++ <SEP> +-+-+ <SEP>
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 5 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> - <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 20 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> # <SEP> # <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 40h---+ <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> X <SEP> X <SEP> x
<tb> 40 <SEP> h <SEP> oder
<tb> mehr-------x <SEP> X <SEP> X <SEP>
<tb>
In dieser Tabelle zeigt das Zeichen"-"den Fall,
wo keine Erhöhung der magnetischen Eigenschaften von 810 bemerkt wurde im Vergleich zu dem Fall, wo die Wärmevorbehandlung nicht geführt wurde.
Das Zeichen "+" zeigt die Erhöhung von BIO'dessen Wert als genügend für die Eigenschaft des gemäss der Erfindung zu erzielenden Siliciumstahles in Würfellage anerkannt werden kann. Das Zeichen x zeigt den Fall, wo der Wert der magnetischen Eigenschaften herabsank.
Dabei wurde gefunden, dass die Erhöhung von Blo in den Fällen "+" mindestens 200 Gauss mit Messfehlern j : 50 Gauss beträgt. Aus der Tabelle 2 ergeben sich als günstige Bedingungen für die Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches die Temperatur von 700 bis 12000C und die Zeitdauer innerhalb von 40 h.
Unter Berücksichtigung von Einflüssen der Temperatur und Zeitdauer auf die Korngrösse und Verteilung des ausgeschiedenen A1N sind somit gemäss der Erfindung folgende für die Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches geeignetsten Bedingungen festgestellt worden :
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<tb>
<tb> innerhalb <SEP> 40 <SEP> h <SEP> bei <SEP> der <SEP> Temperatur <SEP> t <SEP> von <SEP> 700 <SEP> t <SEP> < <SEP> 10000C
<tb> innerhalb <SEP> 5 <SEP> h <SEP> bei <SEP> der <SEP> Temperatur <SEP> t <SEP> von <SEP> 1000 <SEP> # <SEP> t <SEP> < <SEP> 1200 C
<tb>
Zunächst wird die Wirkung von Al und AIN bei der Behandlung der Ausführungsform B, die für den Ausgangssiliciumstahl mit etwas anderem Al-Gehalt als bei der Ausführungsform A in Frage kommt, beschrieben.
Folgende Tabelle 3 zeigt die Beziehung zwischen der chemischen Zusammensetzung der verschiedenen Probestücke (Siliciumstahlblöcke und warmgewalzte Siliciumstahlbleche) und Kernverluste und magnetischer Flussdichte der Endprodukte, die aus verschiedenen Siliciumstahlblöcken mit verschiedenem Al-Gehalt durch übliches Warmwalzen zu 3 mm Blech, Wärmevorbehandlung unter den angegebenen Bedingungen und Behandeln gemäss Ausführungsform B erhalten wurden.
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Tabelle 3 (Ausführungsform B)
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<tb>
<tb> Probe <SEP> Schmelz-Nr. <SEP> Wärmevorbehandlung <SEP> Analysenergebnisse <SEP> Magnetische
<tb> verfahren. <SEP> in <SEP> Gew. <SEP> -0/0 <SEP> Eigenschaften
<tb> Si <SEP> Gesamt <SEP> Säure- <SEP> Gesamt <SEP> als <SEP> AlN <SEP> B10 <SEP> W15/50
<tb> Al <SEP> lösl. <SEP> Al <SEP> N
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,01 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0030 <SEP> 0, <SEP> 0005
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3, <SEP> 05 <SEP> 0, <SEP> 005 <SEP> 0, <SEP> 002 <SEP> 0, <SEP> 0035 <SEP> 0, <SEP> 0008 <SEP> 15200 <SEP> 1, <SEP> 99 <SEP>
<tb> AA <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 15250 <SEP> 1,87
<tb> 3 <SEP> 800 C <SEP> ;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,02 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0049 <SEP> 0,0010 <SEP> 15100 <SEP> 2,00
<tb> 15250 <SEP> 2,01
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,01 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0, <SEP> 0008 <SEP> 0, <SEP> 0000 <SEP>
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,02 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0008 <SEP> 0,0000 <SEP> 14200 <SEP> 1, <SEP> 99 <SEP>
<tb> AA'InVakuum <SEP> 14320 <SEP> 2, <SEP> 20 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 800 C;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,02 <SEP> 0,005 <SEP> 0,002 <SEP> 0,0020 <SEP> 0,0010 <SEP> 15050 <SEP> 1,97
<tb> 14100 <SEP> 2,13
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 2,99 <SEP> 0,015 <SEP> 0,010 <SEP> 0,0035 <SEP> 0,0018 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3, <SEP> 00 <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 0045 <SEP> 0, <SEP> 0022 <SEP> 17200 <SEP> 1, <SEP> 41 <SEP>
<tb> BB <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 17350 <SEP> 1, <SEP> 44 <SEP>
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C;
<SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,01 <SEP> 0,015 <SEP> 0,010 <SEP> 0, <SEP> 0049 <SEP> 0. <SEP> 0029 <SEP> 17600 <SEP> 1, <SEP> 35 <SEP>
<tb> 17450 <SEP> 1, <SEP> 36 <SEP>
<tb> 1-2, <SEP> 89 <SEP> 0, <SEP> 016 <SEP> 0, <SEP> 012 <SEP> 0, <SEP> 0006 <SEP> 0, <SEP> 0000 <SEP>
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 2, <SEP> 88 <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0, <SEP> 0009 <SEP> 0, <SEP> 0000 <SEP> 14200 <SEP> 2, <SEP> 10 <SEP>
<tb> BB'In <SEP> Vakuum <SEP> 14210 <SEP> 2,09
<tb> 3 <SEP> 800 C;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 2,89 <SEP> 0,015 <SEP> 0,012 <SEP> 0,0035 <SEP> 0,0032 <SEP> 16900 <SEP> 1, <SEP> 42 <SEP>
<tb> 17050 <SEP> 1, <SEP> 50 <SEP>
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,03 <SEP> 0,034 <SEP> 0,027 <SEP> 0,0040 <SEP> 0,0021
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,01 <SEP> 0,032 <SEP> 0,026 <SEP> 0,0051 <SEP> 0,0040 <SEP> 18300 <SEP> 1,00
<tb> CC <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 18250 <SEP> 1,01
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C;
<SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,02 <SEP> 0,033 <SEP> 0,027 <SEP> 0,0055 <SEP> 0,0045 <SEP> 19200 <SEP> 0, <SEP> 99 <SEP>
<tb> 19250 <SEP> 0,98
<tb>
<Desc/Clms Page number 11>
Tabelle 3 (Fortsetzung)
EMI11.1
<tb>
<tb> Probe <SEP> Schmelz- <SEP> Nr. <SEP> Wärmevorbehandlung <SEP> Analysenergebnisse <SEP> Magnerische
<tb> verfahren <SEP> In <SEP> Gew. <SEP> -% <SEP> Eigenschaften
<tb> Si <SEP> Gesamt <SEP> Säure- <SEP> Gesamt <SEP> als <SEP> AlN <SEP> B1 <SEP> W15/50
<tb> Al <SEP> lösl. <SEP> Al <SEP> N
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 2,95 <SEP> 0,036 <SEP> 0,030 <SEP> 0,0010 <SEP> 0,0000 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 2,94 <SEP> 0,035 <SEP> 0,030 <SEP> 0,0011 <SEP> 0,0000 <SEP> 15000 <SEP> 2,01
<tb> CC' <SEP> In <SEP> Vakuum <SEP> 14950 <SEP> 2,11
<tb> 3 <SEP> 800 C <SEP> ;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 2,95 <SEP> 0,035 <SEP> 0,030 <SEP> 0,0050 <SEP> 0,0045 <SEP> 18900 <SEP> 1,00
<tb> 18840 <SEP> 1,05
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,01 <SEP> 0,049 <SEP> 0,045 <SEP> 0,0050 <SEP> 0,0035 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,05 <SEP> 0,050 <SEP> 0,045 <SEP> 0,0060 <SEP> 0,0401 <SEP> 17200 <SEP> 1,45
<tb> DD <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 17350 <SEP> 1,50
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C <SEP> ; <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,03 <SEP> 0,049 <SEP> 0,044 <SEP> 0,0062 <SEP> 0,0049 <SEP> 17600 <SEP> 1,38
<tb> 17400 <SEP> 1,35
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,00 <SEP> 0,048 <SEP> 0,044 <SEP> 0,0011 <SEP> 0,0000 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,01 <SEP> 0,049 <SEP> 0,044 <SEP> 0,0010 <SEP> 0,0000 <SEP> 15010 <SEP> 2,10
<tb> DD' <SEP> In <SEP> Vakuum <SEP> 14800 <SEP> 2,12
<tb> 3 <SEP> 800 C <SEP> ;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,01 <SEP> 0,048 <SEP> 0,044 <SEP> 0,0052 <SEP> 0,0046 <SEP> 17700 <SEP> 1,30
<tb> 17350 <SEP> 1,32
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 3,01 <SEP> 0,076 <SEP> 0,069 <SEP> 0,0080 <SEP> 0,0050 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 3,01 <SEP> 0,075 <SEP> 0,067 <SEP> 0,0095 <SEP> 0,0062 <SEP> 16000 <SEP> 1,61
<tb> EE <SEP> In <SEP> Luft <SEP> 15080 <SEP> 1,84
<tb> 3 <SEP> bei <SEP> 900 C <SEP> ; <SEP> 5 <SEP> min <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 3,00 <SEP> 0,072 <SEP> 0,067 <SEP> 0,0102 <SEP> 0,0070 <SEP> 15700 <SEP> 1,91
<tb> 15210 <SEP> 1,89
<tb> 1 <SEP> - <SEP> 2,95 <SEP> 0,070 <SEP> 0,066 <SEP> 0,0020 <SEP> 0,0001 <SEP> - <SEP> -
<tb> 2 <SEP> keine <SEP> 2,94 <SEP> 0,071 <SEP> 0,065 <SEP> 0,0018 <SEP> 0,0001 <SEP> 15000 <SEP> 2,10
<tb> EE' <SEP> In <SEP> Vakuum <SEP> 15100 <SEP> 2,21
<tb> 3 <SEP> 800 C <SEP> ;
<SEP> 20 <SEP> h <SEP> in <SEP> N2 <SEP> 2,96 <SEP> 0,073 <SEP> 0,068 <SEP> 0,0099 <SEP> 0,0070 <SEP> 16010 <SEP> 1,81
<tb> 15800 <SEP> 1,89
<tb>
<Desc/Clms Page number 12>
Wie aus der Tabelle ersichtlich, beträgt die magnetische Flussdichte Blo bei den Produkten aus den Probestücken AA und AA'mit einem Al-Gehalt von 0, 005% sowie EE bzw. EE'mit einem Al-Gehalt von
EMI12.1
walzen der Behandlung der Ausführungsform B unterworfen werden sollen und dass das warmgewalzte Blech vor dem Kaltwalzen einen A1N-Gehalt von mindestens 0, 0020%, umgerechnet in N, aufweisen soll.
Folgende Tabelle 4 zeigt Beziehungen zwischen den Bedingungen der Wärmevorbereitung und der magnetischen Flussdichte Blo des Produktes. Hiebei wurden die Probestücke CC und CC'der Tabelle 3 in üblicher Weise zu 3 mm Blech warmgewalzt, unter den angegebenen Bedingungen der Wärmevorbehandlung unterworfen und dann in der Ausführungsform B behandelt, d. h.
zuerst in gleicher Richtung wie das Warmwalzen mit etwa 40% Querschnittsabnahme und dann in einer etwa dazu senkrechten Richtung ebenfalls mit etwa 40% Querschnittsabnahme kaltgewalzt, 10 min bei 8000C entkohlend geglüht, anschliessend 5 h unter Aufrechterhaltung der maximalen Temperatur von 11000C weiter geglüht, darauf in gleicher Richtung wie das letzte Kaltwalzen mit 70% Querschnittsabnahme kaltgewalzt und zuletzt 15 h bei 11500C geglüht.
Tabelle 4
Bedingungen der Wärmevorbehandlung und magnetische
Induktion der Produkte.
Probestück CC (Ausführungsform B)
EMI12.2
<tb>
<tb> Temperatur <SEP> weniger <SEP> mehr
<tb> als <SEP> als
<tb> Zeit <SEP> 0 <SEP> 600 C <SEP> 600 C <SEP> 700 C <SEP> 800 C <SEP> 900 C <SEP> 1000 C <SEP> 1100 C <SEP> 1200 C <SEP> 1200 C
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 10 <SEP> min <SEP> + <SEP> +
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 1 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> +
<tb> weniger
<tb> als <SEP>
<tb> 5 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> - <SEP> xweniger
<tb> als <SEP> 20 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> # <SEP> # <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 20 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> - <SEP> x <SEP> x <SEP> x
<tb> weniger
<tb> als <SEP>
<tb> 40 <SEP> h <SEP> 40 <SEP> h <SEP> oder
<tb> mehr <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<SEP> - <SEP> - <SEP> x <SEP> x <SEP> x <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 13>
Tabelle 4 (Fortsetzung) Probestück CC' (Ausführungsform B)
EMI13.1
<tb>
<tb> Temperatur <SEP> weniger <SEP> mehr
<tb> als <SEP> als
<tb> Zeit <SEP> 0 <SEP> 600 C <SEP> 600 C <SEP> 700 C <SEP> 800 C <SEP> 900 C <SEP> 1000 C <SEP> 1100 C <SEP> 1200 C <SEP> 1200 C
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 10 <SEP> min <SEP>
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 1 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> +
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 5 <SEP> h <SEP>
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 20 <SEP> h <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> + <SEP> # <SEP> # <SEP> #
<tb> weniger
<tb> als <SEP> 40h---+ <SEP> +--x <SEP> x <SEP> x
<tb> 40 <SEP> h <SEP> oder
<tb> mehr <SEP> x <SEP>
<tb>
Auf Grund der obigen Ergebnisse wurden somit gemäss der Erfindung
folgende, auch in bezug auf die Ausführungsform B günstige Bedingungen für die Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches festgestellt :
EMI13.2
<tb>
<tb> innerhalb <SEP> 40 <SEP> h <SEP> bei <SEP> der <SEP> Temperatur <SEP> t <SEP> von <SEP> 700 <SEP> = <SEP> t <SEP> < . <SEP> 1000 <SEP> C <SEP>
<tb> innerhalb <SEP> 5 <SEP> h <SEP> bei <SEP> der <SEP> Temperatur <SEP> t <SEP> von <SEP> 1000 <SEP> # <SEP> t <SEP> < <SEP> 12000C.
<tb>
Zuletzt wird auf die Atmosphäre bei der Wärmevorbehandlung näher eingegangen. Grundsätzlich ist diese Atmosphäre nicht vorgeschrieben, denn nur thermisch bildet sich AlN ohne Zufuhr von N aus der Atmosphäre, in der die Wärmevorbehandlung durchgeführt wird, wenn Al und N als feste Lösung im Stahl vorhanden sind. Sollte daher das warmgewalzte Blech N in genügenden Mengen enthalten, um AlN in einer minimal erforderlichen Menge (N als AIN 0, 0020%) zu bilden, dann braucht die Atmosphäre für die Wärmevorbehandlung auf keine Weise vorgeschrieben zu sein. Da jedoch eine solche Atmosphäre unerwünscht ist, die durch starke Oxydation u. dgl. das warmgewalzte Blech an sich beschädigen könnte, soll die Wärmevorbehandlung in einer neutralen oder reduzierenden Atmosphäre vorgenommen werden, z.
B. ist es nicht vorteilhaft, Sauerstoff in der Atmosphäre beizubehalten. Sollte dagegen das warmgewalzte Blech keine genügende Menge an N enthalten, um AIN in einer minimal erforderlichen Menge (N als A1N = 0, 0020%) zu bilden, dann muss die Atmosphäre für die Wärmevorbehandlung mindestens 10 Vol.-% N2 enthalten. Im übrigen kann hiebei die technische Durchführung der Wärmevorbehandlung in Form einer kontinuierlichen Glühung oder einer Kastenglühung erfolgen.
Wie oben ausgeführt, können also gemäss der Erfindung als Endprodukte Siliciumstahlbleche in Wür-
EMI13.3
eine zusätzliche Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches in Frage kommt. Dieser Nachteil kann jedoch durch die wesentlich erhöhte magnetische Flussdichte B10 des erhaltenen Produktes hinreichend ausgeglichen werden, die bessere Anwendungsmöglichkeiten des Produktes gewährleistet. Unter den bisher bekannten Siliciumstahlblechen, wie z.
B. einfach orientierte Siliciumstahlbleche gemäss der USAPatentschrift Nr. l, 965,559, oder von verschiedenen Firmen in den Handel gebrachten Siliciumstahlblechen in Würfellage, sind noch keine so ausgezeichnet kristallinisch orientierten Siliciumstahlbleche zu finden, die, in Richtung mit den besten magnetischen Eigenschaften gemessen, eine magnetische Flussdichte Blo von mehr als 19000 Gauss aufweisen.
<Desc/Clms Page number 14>
EMI14.1
wesentlichen Erhöhung der magnetischen Flussdichte ist in der Zeichnung an Hand von Makrostrukturen dargestellt. a zeigt eine Makrostruktur des Produktes, das aus dem Probestück A (Tabelle 1) durch Be- handlung gemäss Ausführungsform A ohne Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches erhalten wor- ! den ist, und b bzw. c bzw.
d dieselbe des Produktes, das aus dem Probestück C (Tabelle 1) durch Be- handlung gemäss Ausführungsform A ohne Wärmevorbehandlung bzw. aus dem Probestück CC (Tabelle 3) durch die Behandlung gemäss Ausführungsform B ohne Wärmevorbehandlung bzw. aus dem Probestück CC (Tabelle 3) durch Wärmevorbehandlung (5 min bei 9000C) und Behandeln nach Ausführungsform B erhal- ten worden ist.
Von den dargestellten Kristallkörner weisen fast alle groben Körner von mehr als 10 mm , Durchmesser Orientierungen in der Nähe der (100) [001]-Orientierung auf, sind also die höchst erwünsch- ten Kristalle, die durch sekundäre Umkristallisierung beim letzten Ausglühen wahlweise zugewachsen sind, während fast alle kleineren Körner von weniger als 5 mm Durchmesser andere Orientierungen als die (100) [001]-0rientierung zeigen, und für den Zweck der Erfindung unerwünschte Kristalle sind. Wenn das warmgewalzte Blech vor dem Kaltwalzen den bestimmten Gehalt an Al und A1N nicht aufweist, dann besteht das Produkt aus den unerwünschten Kristallkörnern des letzteren, die in a dargestellt sind.
Falls aber das warmgewalzte Blech vor dem Kaltwalzen den bestimmten Gehalt an Al und AlN durch die Wär- mevorbehandlung erhalten hat, dann besteht das Produkt, wie in d dargestellt, fast ausschliesslich aus den erwünschten Kristallen des ersteren. Sollte das warmgewalzte Blech vor dem Kaltwalzen zwar den bestimmten Gehalt an Al und A1N, nicht aber die gewünschte Korngrösse und Verteilung des letzteren aufweisen, dann besteht das Produkt, wie in b und c dargestellt, aus den Kristallen der beiden in Mi- schung.
In kristallographischer Hinsicht besteht der Zweck der Erfindung somit darin, das Wachstum der un- erwünschten Kristalle des letzteren zu unterdrücken und die sekundäre Umkristallisierung der in der Nähe der (100) [OOlj-Orientierung orientierten Kristalle des ersteren zu vervollständigen, wodurch die magne- tische Flussdichte wesentlich erhöht wird und damit die erfindungsgemäss bezweckten Siliciumstahlbleche in Würfellage erhalten werden können.
Nachdem im obigen die erfindungsgemäss vorgeschriebenen Bestandteile von Ausgangssiliciumstahl sowie die Bedingungen für die Wärmevorbehandlung des warmgewalzten Bleches näher beschrieben sind, wird im nachstehenden auf die darauffolgenden Ausführungsformen A oder B eingegangen, wobei die bei- den Ausführungsformen gleichfalls Kaltwalzen in zwei gekreuzten Richtungen enthalten, sich jedoch durch Arbeitsbedingungen voneinander ziemlich unterscheiden.
Ausführungsform A :
Die Blechdicke soll nach erfolgtem Warmwalzen 1 - 4 mm betragen. Sie hängt teils von der Quer- schnittsabnahme beim Kaltwalzen (worauf später noch eingegangen wird), teils von den Verhältnissen ab und dass für eine zu kleine Dicke des warmgewalzten Bleches das Warmwalzen zu schwer ist, während eine zu grosse Dicke des warmgewalzten Bleches eine ebenfalls zu grosse Blechdicke des mit gewünschten
Querschnittsabnahmen kaltgewalzten Endproduktes zur Folge hat, wodurch der Wirbelstromverlust und da- mit Kernverlust des bezweckten Siliciumstahlbleches in Würfellage nachteilig zunimmt.
Das warmgewalzte Blech wird nach erfolgter Wärmevorbehandlung dem Kaltwalzen unterworfen, wobei dieses Kaltwalzen mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von 70 bis 90%, nämlich das erste Kalt- walzen in der einen Richtung mit einer Querschnittsabnahme von 40 bis 80% und das zweite Kaltwalzen in der andern, gekreuzten Richtung mit einer Querschnittsabnahme von 30 bis 70% erfolgen soll. Die ausser diesen Grenzen kombinierten Querschnittsabnahmen führen das Wachstum der Goss-Struktur herbei, so dass es ausgeschlossen ist, das bezweckte Siliciumstahlblech in Würfellage zu erhalten. Als günstige Grenzen ist eine Querschnittsabnahme von 40 bis 65% für das erste Kaltwalzen in der einen Richtung bzw. von 30 bis 60% für das folgende Kaltwalzen in der gekreuzten Richtung zu wählen.
Auf diese Weise kann ohne Rücksicht darÅauf, mit welchem Winkel sich die Richtung des ersten Kaltwalzens und die Warmwalzrichtung schneiden, stets das gewünschte Produkt erhalten werden. Für die technische Durchführung des
Verfahrens ist es jedoch zweckmässig, die erste Kaltwalzrichtung mit der Warmwalzrichtung in Übereinstimmung zu bringen. Ferner sollen sich die beiden Richtungen des ersten und zweiten Kaltwalzens am besten mit einem Winkel von etwa 900 kreuzen ; denn je mehr der Winkel von dieser Grösse abweicht, desto schwerer kommt die magnetisierbare [001]-Achse in beiden Richtungen zur Erscheinung, so dass das bezweckte Siliciumstahlblech in Würfellage nicht erhalten werden kann. In dieser Hinsicht soll der zulässige Winkel der Kreuzung in einem Bereich des Rechtwinkels : 20 liegen.
Die Temperatur der kontinuierlichen Glühung, der das zur endgültigen Dicke kaltgewalzte Stahlblech unterworfen werden soll, beträgt zweckmässig 750-1000 C, denn die Glühung auf höhere Tem-
<Desc/Clms Page number 15>
peraturen fördert, selbst bei kurzer Zeitdauer, so stark das Wachstum der primär umkristallisierten Körner, dass die gewünschte sekundäre Umkristallisierung von Kristallkörnern in der (100) [001]-Orientierung durch das letzte Ausglühen nicht erzielt werden kann, während in den Grenzen von niedriger als 7500C und höher als die Umkristallisierungstemperatur die Glühung nur unwirtschaftlich lange dauert, um die vollkommene Struktur der primären Umkristallisierung zu erzielen.
Die Glühung im genannten Temperaturbereich reicht zur Überführung der kaltgewalzten Struktur in die umkristallisierte Struktur mit etwa 1 min und zur gleichzeitigen Entkohlung mit höchstens 4 min aus. Die Glühung erfolgt gewöhnlich in einer neutralen oder reduzierten Atmosphäre, ohne sie jedoch darauf vorzuschreiben. Das letzte Ausglühen ist aber in einer reduzierenden Atmosphäre bei Temperaturen von mindestens 9000C mindestens 5 h lang durchzuführen, um Siliciumstahlbleche in Würfellage mit niedrigem Kernverlust zu erhalten. Die Temperatur von höher als 13000C bzw. die Zeitdauer von länger als 40 h hat jedoch für dieses Glühen keinen merklichen Erfolg. Als technisch günstige Temperatur kommt somit der Bereich von 900 bis 13000C in Betracht.
Ausführungsform B : Die Blechdicke nach erfolgtem Warmwalzen soll für die Ausführungsform B 0, 8 - 13 mm betragen.
Das Kaltwalzen, dem das warmgewalzte Blech nach erfolgter Wärmevorbehandlung zu unterwerfen ist, soll mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von 40 bis 80%, nämlich das erste Kaltwalzen in der einen Richtung mit einer Querschnittsabnahme von 30 bis 60% und das nächste Kaltwalzen in der andern, gekreuzten Richtung mit einer Querschnittsabnahme von 20 bis 50% erfolgen. Was oben für die Ausführungsform A in bezug auf den Zusammenhang zwischen der Richtung des Warmwalzens und der Richtung des ersten Kaltwalzens sowie die Beschränkung des Winkels, mit dem sich die beiden Richtungen des ersten und des zweiten Kaltwalzens kreuzen, bereits erwähnt ist, gilt auch für die Ausführungsform B.
Das Zwischenglühen, dem das bis zur Zwischendicke in beiden gekreuzten Richtungen kaltgewalzte Blech zu unterwerfen ist, soll unter Aufrechterhaltung der höchsten Temperatur von 850 bis 12000C erfolgen ; denn höhere Temperaturen als 1200 C haben keinen entsprechend besseren Erfolg, während niedrigere Temperaturen als 850 C die Qualität des Endproduktes beeinträchtigen. Das zuletzt vorzunehmende Kaltwalzen soll mit einer Querschnittsabnahme von 50 bis 84% in einer Richtung erfolgen, die mit einer der beiden gekreuzten Richtungen des bereits erwähnten Kaltwalzens übereinstimmt.
Das durch die obigen Arbeitsstufen zur Fertigdicke gewalzte Stahlblech wird nun dem letzten Glühen unterworfen, was in gleicher Weise wie bei der Ausführungsform A erfolgen kann. Um das Produkt mit niedrigem Kernverlust zu erhalten, ist jedoch das Glühen in einer reduzierenden Atmosphäre unter Aufrechterhaltung der höchstenTemperatur von mindestens 10000C mindestens 5h lang durchzuführen. Nied- rigere Temperaturen als 10000C führen das Wachstum der vollkommenen Kristalle nicht herbei, während das Glühen bei höheren Temperaturen bzw. mit einer Zeitdauer von mehr als 40 h keinen entsprechend besseren Erfolg hat. Für das Glühen ist daher als technisch günstige Temperatur ein Bereich von 1000 bis 13000C zu wählen. Zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften sollen die durch das letzte Glühen erhaltenen Produkte einen niedrigeren C-Gehalt als 0, 005% aufweisen.
Im Falle eines höheren C-Gehaltes ist es daher erforderlich, das Siliciumstahlblech in geeigneter Weise zu entkohlen. Für diesen Zweck kann es z. B. nach erfolgtem Kaltwalzen in gekreuzten Richtungen oder vor dem letzten Ausglühen kurze Zeit in einer Atmosphäre aus reduzierenden Gasen mit einem kleinen Wassergehalt geglüht werden.
Beispiel l : Ein im Vakuum auf den Gehalt von 3, 00% Si und 0, 033% Gesamt-Al erschmolzener Siliciumstahlblock wurde zu einem Blech von 1,6 mm Dicke warmgewalzt, das in zwei Stücke geteilt wurde. Durch Analyse des einen Stückes wurden Si 2, 98%, Gesamt-Al 0, 033% (säurelösl. Al 0, 029%) und N als AIN 0, 0000% festgestellt. Das andere Stück wurde 20 h auf 8000C in N-Atmosphäre vorbehandelt und dann analysiert, wodurch zwar keine Änderung des Gehaltes an Si und AI, jedoch eine Erhöhung von N als AIN auf 0, 0048% festgestellt wurde.
Die beiden Stücke wurden dann in der gleichen Richtung wie das Warmwalzen mit einer Querschnittsabnahme von 60% und anschliessend in der etwa dazu senkrechten Richtung mit einer Querschnittsabnahme von 50% zu Blechen von 0,33 mm Dicke kaltgewalzt, die dann zur primären Pmkristallisierung 1 min bei 8000C geglüht und zuletzt 15 h bei 11500C geglüht wurden.
Die in der Richtung des letzten Kaltwalzens und in der dazu senkrechten Richtung abgenommenen EpsteinProben wurden nach erfolgtem Entspannungsglühen magnetischen Prüfungen unterworfen, wobei die Proben aus nicht vorbehandeltem Stück keine Eigenschaften des Siliciumstahlbleches in Würfellage zeigten :
<Desc/Clms Page number 16>
EMI16.1
<tb>
<tb> Bio <SEP> (Gauss) <SEP> W <SEP> (W/kg) <SEP>
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 14200 <SEP> 2, <SEP> 20 <SEP>
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 14220 <SEP> 2, <SEP> 10 <SEP>
<tb>
während die Proben aus dem vorbehandelten Stück folgende ausgezeichnete Eigenschaften zeigten und aus ; den sekundär umkristallisierten Körnern der (100) [001]-Orientierung bestanden :
EMI16.2
<tb>
<tb> B10(Gauss) <SEP> W15/50 <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 18300 <SEP> 1,10
<tb> In <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 18450 <SEP> 1,01
<tb>
Beispiel 2 : Ein im Elektroofen auf den Gehalt von Si = 3,00% und Gesamt-Al = O, 0280/oerschmol- zener Siliciumstahlblock wurde in üblicher Weise zu einem Blech von 1, 6 mm Dicke warmgewalzt, das
EMI16.3
Zunahme von AIN bzw. eine Erhöhung von N als AIN auf 0, 0064% festgestellt wurde.
Die beiden Stahlbänder wurden in der gleichen Richtung wie das Warmwalzen mit einer Querschnittsabnahme von 60% zu 0,64 mm Dicke kaltgewalzt, zu einer bestimmten Breite abgeschnitten und dann die abgeschnittenen einzelnen Bandstücke derart miteinander zusammengeschweisst, dass die Längsrichtung des erhaltenen Stahlbandes ungefähr senkrecht zu der Kaltwalzrichtung verlief. Die so erhaltenen zwei Stahlbänder wurden nun mit einer Querschnittsabnahme von 50% zu 0,33 mm Dicke kaltgewalzt, dann 4 min bei 8000C kontinuierlich entkohlend geglüht und anschliessend 20 h der Kastenglühung bei 1150 C unterworfen.
Die aus diesen Stahlbändern in der Längsrichtung und in der dazu senkrechten Richtung abgenommenen Epstein-Proben wurden nach erfolgtem Entspannungsglühen magnetischen Prüfungen, wobei die Proben aus dem nicht vorbehandelten Stahlband folgende Ergebnisse zeigten, unterworfen :
EMI16.4
<tb>
<tb> Bl0 <SEP> (Gauss) <SEP> W15/50 <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 18450 <SEP> 1, <SEP> 05
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 18100 <SEP> 1, <SEP> 13 <SEP>
<tb>
während die Proben aus dem vorbehandelten Stahlband eine beträchtliche Erhöhung der magnetischen Flussdichte Blo aufwiesen, wie folgt :
EMI16.5
<tb>
<tb> BIO <SEP> (Gauss) <SEP> W15/50 <SEP> (wog)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 18850 <SEP> 0, <SEP> 99
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung'19050 <SEP> 1, <SEP> 02
<tb>
Beispiel 3 : Ein im Vakuum auf den Gehalt von Si 3, 00% und Al 0, 036% erschmolzener Siliciumstahlblock wurde zu einem Blech von 3 mm Dicke warmgewalzt und in zwei Stücke geteilt. Bei dem einen Stück wurden durch Analyse Si 2,95%, Gesamt-Al 0,036% (säurelösliches Al 0,030%) und N als A1N 0, 0000% festgestellt.
Das andere Stück wurde 20 h lang auf 8000C in N2-Atmosphäre vorbehandelt und dann analysiert, wodurch zwar keine Änderung des Gehaltes an Si und AI, aber viel A1N, das aus N von der Atmosphäre bei der Vorbehandlung gebildet worden war, festgestellt wurde, u.
zw. eine Erhöhung von N als AlN auf 0, 0045%. Darauf wurden die beiden Stücke in der gleichen Richtung wie das Warmwalzen
<Desc/Clms Page number 17>
mit einer Querschnittsabnahme von 40% und in der etwa dazu senkrechten Richtung ebenfalls mit einer Querschnittsabnahme von 40% zu Stahlblechen von Zwischendicke kaltgewalzt, die dann zur primären Umkristallisierung 10 min bei 8000C und 5 h bei 1100 C geglüht, darauf in einer der Richtung des letz-
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senkrechten Richtung abgenommenen Epstein-Proben wurden nach erfolgtem Entspannungsglühen magnetischen Prüfungen unterworfen, wobei die Proben aus dem nicht vorbehandelten Stück keine Eigenschaften des Siliciumstahlbleches in Würfellage zeigten, wie folgt
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<tb>
<tb> BIO <SEP> (Gauss) <SEP> W15/50 <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 15000 <SEP> 2,01
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 14950 <SEP> 2, <SEP> 11 <SEP>
<tb>
während die Proben aus dem vorbehandelten Stück folgende ausgezeichnete Eigenschaften aufwiesen :
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<tb>
<tb> BlO <SEP> (Gauss) <SEP> W <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 18900 <SEP> 1, <SEP> 00
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 18840 <SEP> 1, <SEP> 05
<tb>
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Siliciumstahlblock wurde in üblicher Weise zu einem Blech von 3 mm Dicke warmgewalzt, das in zwei Stahlbänder geteilt wurde, von denen das eine 5 min bei 9500C in der N2 -Atmosphäre vorbehandelt, dagegen das andere ohne Wärmevorbehandlung der Analyse unterworfen wurde.
Bei beiden Stücken wurden gleichfalls Si 3,05% und Al 0,033% (säurelösl. Al 0,026%) festgestellt, während AIN bei dem einen Stück 0, 0046%, dagegen bei dem andern Stück 0, 0040% (N als AIN) betrug. Diese beiden Stahlbänder wurden in der gleichen Richtung wie das Warmwalzen mit einer Querschnittsabnahme von 40% zu 1, 8 mm Dicke kaltgewalzt, zu einer bestimmten Breite abgeschnitten und dann die abgeschnittenen einzelnen Bandstücke derart miteinander zusammengeschweisst, dass die Längsrichtung des erhaltenen Stahlbandes ungefähr senkrecht zu der letzten Kaltwalzrichtung verlief.
Die so erhaltenen Stahlbänder wurden nun mit einer Querschnittsabnahme von 40% zu einer Zwischendicke von 1, 08 mm kaltgewalzt, dann 10 min bei 800 C in feuchtem Wasserstoff entkohlend geglüht und anschliessend 10 h der weiteren Glühung unter Aufrechterhaltung der höchsten Temperatur von 11000C unterworfen, darauf in der Längsrichtung mit einer Querschnittsabnahme von 72% zur Fertigdicke kaltgewalzt und zuletzt 20 h unter Aufrechterhaltung der höchsten Temperatur von 12000C ausgeglüht, um sekundär umkristallisierte Körner der (100) [001]- Orientierung zu entwickeln.
Die aus diesen beiden Stahlbändern in der Längsrichtung und in der dazu senkrechten Richtung abgenommenen Epstein-Proben wurden nach erfolgtem Entspannungsglühen magnetischen Prüfungen unterworfen, wobei die Proben aus dem nicht vorbehandelten Stahlband folgende Ergebnisse zeigten :
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<tb>
<tb> B10 <SEP> (Gauss) <SEP> W, <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 18300 <SEP> 1, <SEP> 02
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 18200 <SEP> 1, <SEP> 08 <SEP>
<tb>
während die Proben aus dem vorbehandelten Stahlband eine beträchtliche Erhöhung der magnetischen Flussdichte aufwiesen, wie folgt :
<Desc/Clms Page number 18>
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<tb>
<tb> BI0 <SEP> (Gauss) <SEP> W <SEP> (W/kg)
<tb> In <SEP> der <SEP> Richtung <SEP> des <SEP> letzten <SEP> Walzens <SEP> 19200 <SEP> l, <SEP> 00
<tb> in <SEP> der <SEP> dazu <SEP> senkrechten <SEP> Richtung <SEP> 19250 <SEP> 0, <SEP> 98
<tb>
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