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Die Erfindung betrifft Eisenlegierungen, die geringe Mengen von Legierungselementen enthalten und die nach einer Behandlung gemäss einem der im folgenden beschriebenen Verfahren im Endprodukt eine orientierteKornstrukturergeben, die durch auf der Kante stehende Würfel (cube-on-edge orientation) bzw. eine (110) [OOlt-Kornorientierung nach den Millerschen Indizes gekennzeichnet ist und eine primär rekristallisierte MikrostrukturbeinormalemKornwachstum aufweist. Solche magnetischen Stoffe eignen sich beispielsweise als Kernmaterial für Netz- und Leistungstransformatoren.
Die Induktion eines Grossteils der heute üblichen Transformatoren ist durch den Sättigungswert des den KernbildendenmagnetischenBlechmaterials begrenzt. Weite Verwendung findet zur Zeit eine Eisenlegierung mit einem nominalen Siliciumgehalt von 3, 25%, die zur Erzielung einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln (cube-on-edge orientation) oder einer (110) [001]-Kornorientierung im Endprodukt bearbeitet wird. EinBeispiel für diesen bekannten Stahl ist, je nach den magnetischen Eigenschaften des Endproduktes, der sogenannte M-5-Stahl, dessen endgültige Kornorientierung durch eine sekundär rekristallisierte Mikrostruktur gebildet wurde.
Diese Mikrostruktur erhält man bei einem abschliessenden Kastenglühen, wobei vor- zugs orientierte Körner auf Kosten nichtvorzugsorientierter Körner wachsen, wodurch die Legierung gewöhnlich äusserst grosse Körner erhält, so dass der Durchmesser gewöhnlich die Stärke des Blechmaterials weit übersteigt. Um aber so grosse Körner in einer sekundär rekristallisierten Mikrostruktur zu erhalten, ist für dieAusbildungderKornorientierung eine lang andauernde Wärmebehandlung bei hoher Temperatur erforder-
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von mehr als etwa 10 ppm im Endprodukt werden die magnetischen Eigenschaften der Silicium-Eisenlegie- rung ungünstig beeinflusst.
Abgesehen vonder langen Behandlungszeit ist ein Kastenglühen bei hoher Temperatur ziemlich kostspielig. Dazu kommt, dass durch den Zusatz von 3, 25% Silicium zu reinem Eisen, der zur Erzielung einer wesentlichen Verbesserung des spezifischen Widerstandes im allgemeinen zweckmässig ist, der Sättigungswert derart gesenkt wird, dass bei den meisten handelsüblichen Eisenlegierungen mit einem Siliciumgehalt von 3, 25% der Sättigungswert 20300 Gauss nicht übersteigt. Die Erhöhung des spezifischen Widerstandes stellt also offensichtlich einen Kompromiss dar, der sich in den Kernverlusten des Materials bei niedrigeren Sättigungswerten bemerkbar macht, da der Sättigungswert von handelsüblichem reinem Eisen ja schon etwa 21500 Gauss beträgt.
Weiters ist es klar, dass man solche Sättigungswerte nur dann erhält, wenn das Material im Endprodukt einen hohen Grad an einer (110) [001]-Orientierung besitzt. Da ferner handelsübliches Eisen wesentlich höhere Leistungsverluste und wesentlich höhere Koerzitivkräfte aufweist als Siliciumstahl, war es zweckmässig, die Gesamtheit der beobachteten magnetischen Eigenschaften aufeinander abzustimmen.
Diebeste Losung warbisherdie 3, 25% Silicium-Eisenlegierungmitderkubisoh-hochkantigenOrientierung.
Die Eisenlegierung gemäss der Erfindung besteht'im wesentlichen aus bis zu 0, 03% Kohlenstoff, bis zu 1% Mangan, weniger als 0, 012% Schwefel, 0, 3 bis 4% wenigstens eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, im wesentlichen bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3% Kobalt, und als Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen, wobei die Legierung überwiegend eine (110) [001]- Orientierung der Körner mit primär rekristallisierter MikrostrukturbeinormalemKornwachstum besitzt.
Gemäss der Erfindung wird auch ein Verfahren zur Bildung einer (110) [OOl]-Textur in Eisenlegierungen, die als Kernmaterial für Transformatoren geeignet sind, geschaffen, welches darin besteht, dass eine Schmelze einer Zusammensetzung aus bis zu 0, 03% Kohlenstoff, bis zu 1% Mangan, 0, 3 bis 4% wenigstens eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, bestehend aus bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3% Kobalt, und als Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen hergestellt, die Schmelze gegossen, das Gussstück bei einer Temperatur zwischen 1000 und 11000C wärmebehandelt und das wärmebehandelte Material in zwei oder mehreren Arbeitsgängen bis zur gewünschten Endstärke kaltbearbeitet wird,
wobei der letzte Kaltbearbeitungsgang eine Reduzierung der Querschnittsfläche von 50 bis 75% bewirkt und zwischen den einzelnen Kaltbearbeitungsgängen jeweils eine Zwischenglühung erfolgt, die bei einer Temperatur zwischen 750 C und der Ac Temperatur der Legierung vorgenommen wird und dann das Material mit dergewünschtenEndstärkebei einer Temperatur zwischen 8000C und der Act Temperatur der Legierung abschliessend geglüht wird, wodurch das so gewonnene Material überwiegend eine (110) [001]-Kornorientierung mit primär rekristallisierter Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum aufweist.
Die erfindungsgemässen Legierungen weisen ebenfalls einen Kompromiss zwischen den verschiedenen magnetischen Eigenschaften auf. Die beobachteten magnetischen Eigenschaften sind, besonders dort, wo das Material für Transformatorkerne verwendet wird, ähnlich denen der derzeit verwendeten, handelsüblichen 3,25% Siliciumstähle. Die erfindungsgemässe niederlegierte Legierung unterscheidet sich zwar grundlegend von 3, 25% Silicium enthaltenden Stählen, jedoch wird nach den im folgenden genauer beschriebenen erfin- dungs gemässen Verfahren die gleiche Orientierung erzielt, sodass die Mikrostruktur bei normalem Kornwachstumprimär rekristallisiert ist.
Die erfindungsgemässe Legierung hat also vergleichbare magnetische Eigenschaften, ohne dass die kostspielige sekundär rekristallisierte Mikrostruktur erforderlich war, und man erhält dieselbe Orientierung in einer Legierung, die sich von den handelsüblichen Materialien wesentlich un-
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terscheidet. Der Kohlenstoffgehalt im Endprodukt, der möglichst niedrig gehalten wird, ist gewöhnlich bereits anfänglich für die Desoxydation beim normalen Schmelzvorgang der Komponenten vorhanden. Während
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verwendet werden, ohne dass die magnetischen Eigenschaften der Legierung im geschmolzenen Zustand ungünstig beeinflusst werden. Bei 0, 03% Kohlenstoff kann die Endlegierung entkohlt und der Kohlenstoffgehalt auf den gewünschten niedrigen Wert reduziert werden.
In der Legierung wird gewöhnlich auch Mangan in Mengen bis zu 1% zum Zwecke der Desoxydation des Materials verwendet. Wie aus den folgenden Ausführungen ersichtlich ist, wird durch den Zusatz von Mangan auch der spezifische Widerstand der Legierung, wenn auch nicht im gleichen Masse wie bei Silicium, erhöht. Gute Ergebnisse wurden mit einem Mangangehalt der Legierung von etwa 0,5% erzielt.
Zur Verbesserung des spezifischen Widerstandes der Legierung sind in der Legierung der Erfindung 0,3 bis 4% wenigstens eines Elementes der Gruppe Silicium, Chrom und Kobalt erforderlich. Wird Silicium verwendet, dann können zur Erhöhung des spezifischen Widerstandes bis zu 2% verwendet werden. Gute Ergebnisse erzielt man bei einem Siliciumgehalt von etwa 0,5 bis 1, 5%. Der Siliciumgehalt wird vorzugsweise auf
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verfahren verwendet wird. Bei Verwendung von Chrom als den spezifischen Widerstand erhöhendes Element sollten mindestens etwa 0, 3% und nicht mehr als 2% Chrom verwendet werden. Da Kobalt auch den Sätti- gungswert der Legierung erhöht, sind Mengen bis zu 3% in der Legierung vorgesehen, um sowohl den spezifischen Widerstand als auch den Sättigungswert der Legierung zu verbessern.
Besonders wirksam sind Kombinationen von zwei oder allen drei der den spezifischen Widerstand erhöhenden Elemente. Der Schwefelgehalt sollte so niedrig wie möglich gehalten werden, da das Element bei der Nachbearbeitung nicht entfernt wird.
Der Schwefelgehalt sollte deshalb nicht mehr als 0, 012% und vorzugsweise weniger als etwa 0,010% betragen. Manhat festgestellt, dass Schwefel offenbar die Koerzitivkraft und somit die Kernverluste der Legie- rungenungünstigbeeinflusst. Im Gegensatz zu dem heute erhältlichen, handelsüblichen, orientierten Siliciumeisen, indem sich Schwefel mit Mangan zu einer Partikel verbindet, die zur Bildung einer ausgeprägten Textur im Endprodukt führt, wird nicht angenommen, dass dieser Vorgang bei der Ausbildung der in der erfin- dungsgemässen Legierungbeobachteten Textur eine Rolle spielt.
Weiters muss man bedenken, dass bei den handelsüblichen Materialien die Temperatur der abschliessenden Wärmebehandlung über etwa 10000C liegt, bei welcher Temperatur das Mangansulfid dissoziiert, und dass der Schwefel so aus der Legierung entfernt wird, wenn er seinen Zweck erfüllt hat. Dies kann jedoch nur bei Temperaturen von mehr als etwa 10000C erfolgen. Im Gegensatz dazu wird die erfindungsgemässe Legierung mit offener y-Konfiguration nach Beendigung der Wärmebehandlung niemals über ihre Ae-Temperatur erhitzt. Deshalb wird gegebenenfalls vorhandener Schwefel während solcher Nachbehandlungsvorgänge nicht wesentlich entfernt. Es ist demnach erforderlich, den Schwefelgehalt zu kontrollieren, und es wurden hervorragende Ergebnisse erzielt, wenn der Schwefelge- halt bei höchstens etwa 0,005 lag.
Der Rest besteht im wesentlichen aus Eisen mit den üblichen Verunreinigungen, wie sie bei der Herstellung von magnetischen Legierungenaufindustrieller Basis anfallen.
Die Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung wird geschmolzen und in handelsüblicher
Weise in Blöcke gegossen. Das Metall kann in Platten oder Stäbe stranggegossen werden. Die Gussblöcke werden hierauf gewöhnlich bei einer Temperatur zwischen etwa 1000 und 11000C auf eine bestimmte Zwischenstärke warmverformt. Wenn die Legierung einer zweistufigen Kaltbearbeitung unterzogen werden soll, dann wird das Metall vorzugsweise bis zu einer Stärke von etwa 2, 54 : I : 0, 635 mm warmverformt. Soll jedoch anderseits die Legierung in drei Stufen kaltbearbeitet werden, dann liegt die Endstärke nach der Warmverformung vorzugsweise bei etwa 4, 572 : I : 0, 762 mm.
Obwohl es nicht unbedingt erforderlich ist, den Stahl bei einer solchen Warmverformung zu schützen, kann doch eine Argon- oder eine andere nichtoxydierende Atmosphäre verwendet werden, um eine übermässige Verzunderung der Legierung bei der Wärmebehandlung zu vermeiden. Vorzugsweise wird die Legierung bei einer Temperatur von etwa 10500C bis zur Erreichung der gewünschtenEndstärke warmverformt, je nachdem, welcher Kaltbearbeitung die Legierung unterzogen werden soll.
Nachdem die Legierung bis zur gewünschten Stärke warmverformt worden ist, wird sie entzundert, gewöhnlich durch eine Beizbehandlung, um jegliche Verzunderung, die sich gegebenenfalls bei der Wärmebehandlung auf der Oberfläche gebildet hat, zu beseitigen.
Nach der Wärmebehandlung wird die Legierung in zwei oder mehreren Arbeitsgängen oder Stufen bis zum Erreichender gewunschtenEndstärke kaltverformt. Beim Kaltwalzen wird es gewöhnlich notwendig sein, die Legierungsstränge mehrere Male durch die Kaltwalzen zu führen, damit die gewünschte Querschnittsreduzie- rung erzielt wird. Unabhängig von der Anzahl der Durchführungen durch die Walzen ist zwischen den einzelnenstufen der Kaltbearbeitung ein Zwischenglühen bei einer Temperatur zwischen etwa 7500C und der Ac Temperatur der bearbeiteten Legierung erforderlich.
So wird bei der Kaltbearbeitung der Legierung in zwei
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Stufendasanfänglichbis auf eine Stärke von etwa 2, 54 mm warmverformte Material zuerst bis zu einer Stär- ke von etwa 0, 635 mm kaltverformt und dann bei einer Temperatur von etwa 8500C in einer Atmosphäre vor- zugsweise aus Wasserstoff miteinem Taupunkt von weniger als etwa -400C angelassen. Hierauf wird das Le- gierungsband bzw.-blech in der zweiten Kaltbearbeitungsstufe bis zum Erreichen der Endstärke, gewöhn- lich zwischen etwa 0, 254 und etwa 0, 355 mm, verformt.
So wurde ineinemtypischenBeispiel einer zweistufigenKaltbearbeitung im ersten Arbeitsgang eine Quer- schnittsreduzierung der Legierung von etwa 75% und nach einem Zwischenglühen eine Querschnittsreduzie- rungvonetwa 50% bis zur Endstärke im zweiten Arbeitsgang erzielt. In der ersten Stufe des Kaltwalzens kön- nen starke Reduzierungen von bis zu 90% oder mehr erzielt werden. Es ist von wesentlicher Bedeutung, dass der Umfang der letzten Stufe der Kaltbearbeitung nur mässig ist, so dass die in dieser. Arbeitsstufe erzielte
Querschnittsreduzierung zwischen etwa 50 und 75% der Stärke liegt, die in der ersten Stufe erzielt wurde.
Hervorragende Ergebnisse wurden erzielt, wenn die in der letzten Stufe der Kaltbearbeitung erzielte Quer- schnittsreduzierung zwischen etwa 60 und etwa 70% lag.
Wenn eine geringere Endstärke des Materials gewünscht wird, dann kann zweckmässig eine dreistufige
Kaltbearbeitung durchgeführt werden, wobei nach jeder Stufe der Kaltbearbeitung eine Zwischenglühung bei einer Temperatur zwischen etwa 7500C und etwa der Ac Temperatur der Legierung vorgenommen wird. Bei diesem dreistufigen Verfahren ist das Ausmass der in jeder Stufe der Kaltbearbeitung erzielten Querschnitts- reduzierung nur mässig und liegt zwischen etwa 50 und etwa 75% der in der vorhergehenden Stufe erzielten
Materialstärke.
Eine typische dreistufige Kaltbearbeitung kann von einer in der Warmverformung erzielten Strangstärke von etwa 4, 572 mm ausgehen, wobei der Strang dann entzundert wird, gewöhnlich durch eine Beiz- und eine
Glühbehandlung von etwa 5 h bei einer Temperatur zwischen 850 und 9000C.
Nach dem GlÜhen wird dann der
Legierungsstrang zuerst auf eine Stärke von etwa 2, 032 mm kaltverformt, das entspricht einer Reduzierung von 55%, etwa 5 h bei einer Temperatur zwischen etwa 800 und 900OC angelassen, auf eine Stärke von etwa 0, 508 kaltverformt (d. i. eine Reduzierung von 75%), etwa 1 h bei einer Temperatur zwischen etwa 800 und
900 C angelassen und dann bis zum Erreichen der Endstärke von gewöhnlich zwischen etwa 0, 127 und etwa 0, 178 mm kaltverformt, das einer Reduktion um etwa 75 bis 65% entspricht.
Sowohlbei der zweistufigen als auch bei der dreistufigen Kaltverformung kann ein Teil der Kaltbearbei- tungmitAusnahme der letzten Arbeitsstufe bei einer erhöhten Temperatur zwischen Raumtemperatur und etwa 3000C durchgeführt werden. Die Bearbeitung bei erhöhten Temperaturen wird als"Warm-Kalt-Bearbei- tung"bezeichnet. Eine solche Warm-Kalt-Bearbeitung kann bei jeder Temperatur oberhalb der Raumtemperatur und unterhalb der Rekristallisationstemperatur der zu bearbeitenden Legierung erfolgen. Wird eine solche Warm-Kalt-Behandlung in einer der Kaltverformungsstufen, mit Ausnahme der letzten, angewendet, dann wird vorzugsweise eine Argonatmosphäre verwendet, die jede Tendenz zu einer weitgehenden Oxydation an der Oberfläche der bearbeiteten Legierung herabsetzen soll.
Ausserdem wird bei jeder Zwischenglühung, die zwischen den Kaltbearbeitungsstufen erfolgt, eire Schutzatmosphäre, vorzugsweise eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -400C, verwendet.
Weiters wird es bevorzugt, wenn ein oder mehrere Z wis chenglühungen in-einem Durchziehofen statt in einem Kastenglühofenerfolgen. Sokannein einzelner Strang von einem Wickel der Legierung kontinuierlich in einen Durchziehofen eingeführt werden, wo das Material auf eine Temperatur von etwa 9000C erhitzt wird, wobei jeder Teil des Bandes 3 min lang auf dieser Temperatur gehalten wird. Es ist vorteilhaft, wenn eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von -400C verwendet wird.
Nachdem das Blech oder der Streifen der Legierung bis zur gewünschten Endstärke kaltverformt wurde, wirdein letztes Mal bei einer Temperatur zwischen etwa 750 C und der AC1 Temperatur der Legierung, gewöhnlich in einem Hauben- oder Kastenglühofen, geglüht, wobei dieses Kastenglühen für gewöhnlich in einer Atmosphäre aus Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als etwa -400C durchgeführt wird. Die LegierungwirdaufeinerTemperaturgehalten, die immer unter der -;y-Umwandlungstemperatur liegt, damit man eine primär rekristallisierte Mikrostrukturbei normalem Kornwachstum erhält.
Es hat sich gezeigt, dass die sobearbeiteteund abschliessend geglühte Legierung das gewünschte Ausmass an orientierten Körnern gewöhnlichinnerhalb einer Zeitspanne von 24 bis 48 h bei der Temperatur des Haubenglühofens erreicht. Nach dem demKastenglühenfolgenden Abkühlen der Legierung auf Raumtemperatur besitzt sie überwiegend eine Kornstruktur mit einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln (cube-on-edge) oder eine (110) [001]- Orientierung. Man hat festgestellt, dass die Körner, die die bevorzugte Orientierung aufweisen, Würfelkanten besitzen, die innerhalb eines Bereiches von 100 von der Walzrichtung ausgerichtet sind.
Im folgenden wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die nachstehenden Beispiele näher erläutert.
Beispiel l : In Tabelle l wird die chemische Zusammensetzung einer Reihe von Legierungen angege- ben, die hergestellt und im Vergleich zu einer handelsüblichen 3, 25% Silicium enthaltenden Legierung (M-5) geprüft wurden, welche zur Erzielung einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln durch Sekun- därrekristallisation und bevorzugtes Kornwachstum behandelt wurde.
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Tabelle 1
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<tb>
<tb> Charge <SEP> % <SEP> Mn <SEP> % <SEP> Cr <SEP> % <SEP> Si <SEP> % <SEP> C+ <SEP> p <SEP> (n-cm)
<tb> 1480 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 10, <SEP> 4 <SEP>
<tb> 1481 <SEP> 0, <SEP> 15--0, <SEP> 03 <SEP> 11, <SEP> 4 <SEP>
<tb> 1482 <SEP> 0, <SEP> 15 <SEP> 0, <SEP> 6-0, <SEP> 03 <SEP> 14, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 1483 <SEP> 0, <SEP> 15-0, <SEP> 6-19, <SEP> 2 <SEP>
<tb> 1484 <SEP> 0, <SEP> 15-1, <SEP> 2-26, <SEP> 3 <SEP>
<tb> M-5 <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> 3,25 <SEP> 0,03 <SEP> 44,0
<tb>
+ Überschuss für Desoxydation
Tabelle 1 enthältauch den Widerstand (p), der für die verschiedenen Legierungen gemessen wurde. Diese Legierungen wurden nach den im folgenden beschriebenen Verfahren hergestellt und behandelt.
Verfahren 1 : Warmwalzenbeil050 C in einer Argonatmosphäre bis zu 2, 54 mm Stärke. Beizen, Warmwalzen bei 260 C in einer Argonatmosphäre bis zu einer Stärke von 1, 016 mm, anschliessend Kaltwalzen auf 0, 635 mm Stärke. 1 h Anlassen bei 850 oder 900OC in trockenem Wasserstoff. Kaltwalzen auf 0, 33 bis 0, 279 mm Stärke. Endglühen bei einer Temperatur zwischen 850 und 9500C und anschliessende Prüfung.
Verfahren 2 : Warmwalzen bei 10500C in einer Argonatmosphäre auf 4, 572 mm Dicke, Beizen und 5 h Glühenbei einer Temperatur zwischen 850 und 9000C in trockenem Wasserstoff. Warmwalzen bei 2600C unter Verwendung von Argon bis zu 2, 032 mm. Anlassen während 5 h bei einer Temperatur von etwa 8500C in trockenem Wasserstoff. Warmwalzen bei 2600C in Argonatmosphäre auf 1, 016 mm Stärke und anschliessend Kaltwalzen bis zu 0, 508 mm Stärke. 1 h Anlassen bei 850 bis 9000C in trockenem Wasserstoff. Kaltwalzen auf 0, 1778 bis 0, 1270 mm Stärke.
In Walzrichtung wurden Epstein-Streifen geschnitten und Drehmomentscheiben von 2, 54 cm Durchmesser aus den Legierungen gestanzt, die dann bei einer Temperatur zwischen 850 und 9500C 48 h in trockenem Wasserstoff geglühtund dann im Ofen gekühlt wurden. In Tabelle 2 sind die Daten über Drehmoment und magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom angegeben.
Tabelle 2
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<tb>
<tb> Charge <SEP> Verfahren <SEP> Nenn- <SEP> Spitzen- <SEP> Spitzen- <SEP> H <SEP> B10 <SEP> B
<tb> stärke <SEP> drehmoment <SEP> verhältnis <SEP> o <SEP> (kG) <SEP> (kG)
<tb> (mm) <SEP> (erg/crn <SEP> )''
<tb> 1480 <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 305 <SEP> 72000 <SEP> 0, <SEP> 56 <SEP> 0, <SEP> 27 <SEP> 16, <SEP> 0 <SEP> 18, <SEP> 6 <SEP>
<tb> 1481 <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 305 <SEP> 51700 <SEP> 0, <SEP> 67 <SEP> 0, <SEP> 30 <SEP> 16, <SEP> 4 <SEP> 19, <SEP> 0 <SEP>
<tb> 1482 <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 305 <SEP> 164200 <SEP> 0, <SEP> 42 <SEP> 0, <SEP> 22 <SEP> 18, <SEP> 1 <SEP> 20, <SEP> 4 <SEP>
<tb> 1483 <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 305 <SEP> 103900 <SEP> 0, <SEP> 49 <SEP> 0, <SEP> 19 <SEP> 17, <SEP> 1 <SEP> 19, <SEP> 7 <SEP>
<tb> 1484 <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 305 <SEP> 135700 <SEP> 0, <SEP> 50 <SEP> 0, <SEP> 13 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 19,
<SEP> 9 <SEP>
<tb> 1480 <SEP> 2 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 106100 <SEP> 0, <SEP> 53 <SEP> 0, <SEP> 23 <SEP> 16, <SEP> 9 <SEP> 19, <SEP> 7 <SEP>
<tb> 1481 <SEP> 2 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 85900 <SEP> 0, <SEP> 55 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 16, <SEP> 9 <SEP> 19, <SEP> 6 <SEP>
<tb> 1482 <SEP> 2 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 177700 <SEP> 0, <SEP> 49 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 18, <SEP> 3 <SEP> 20, <SEP> 7 <SEP>
<tb> 1483 <SEP> 2 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 144100 <SEP> 0, <SEP> 61 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 17, <SEP> 9 <SEP> 20, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 1484 <SEP> 2 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 155900 <SEP> 0, <SEP> 63 <SEP> 0, <SEP> 16 <SEP> 17, <SEP> 5 <SEP> 20, <SEP> 2 <SEP>
<tb> M-5-0, <SEP> 279 <SEP> 167000 <SEP> 0, <SEP> 34 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 18, <SEP> 3 <SEP> 19, <SEP> 8 <SEP>
<tb>
+ Typische Handelswerte Aus den in Tabelle 2 angeführten Daten ist ersichtlich,
dass die Chrom und Silicium enthaltenden Legie-
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42Handelsüblicher 3, 25% Siliciumstahl mit einem Spitzenverhältnis von 0, 34 zeigte eine ausgezeichnete (110) [001]-Orientierung. Jedoch geht aus den für die Chargen 1482,1483 und 1484 gemessenen Werten für das Spitzenverhältnis hervor, dass im überwiegenden Teil der Körner eine (110) [001]-Textur ausgebildet wurde. Weitersistersichtlich,dassdieB-Werte zwar niedriger, die Sättigungswerte B100 aber entweder gleich oder höher waren als die für M-5 gemessenen Werte. Die Koerzitivkraft war auch relativ gut. Eine Untersuchung derMikrostrukturderProben1481, 1482,1483 und 1484 ergab, dass alle Proben eine primär rekristallisierte Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum aufwiesen.
Mit dem Verfahren 2 wurde eine gewisse allgemeine Erhöhung der Werte für das Spitzendrehmoment und
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zielt. Jedoch auch hier wurde überwiegend die (110) [OOlJ-Textur ausgebildet. Insbesondere hatte die Charge 1482 mit einem Chromgehalt von 0, 6% einen B-Wert, der dem von handelsüblichem 3, 25% Siliciumstahl entsprach, und einen höheren B-Wert als das handelsübliche Material. Die Silicium enthaltenden Legie-
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Wert. Wie man aus den angegebenen Werten für das Spitzenverhältnis erwarten könnte, wurde weder bei Charge 1480 noch bei Charge 1481 in einem der beiden Verfahren eine gute Textur ausgebildet.
In Tabelle 3 sind die Eigenschaften bei 60 Hz Wechselstrom der Legierungen 1482,1483 und 1484, die nach Verfahren 2 hergestellt wurden, zusammengefasst.
Tabelle 3
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<tb>
<tb> Charge <SEP> Nenn- <SEP> P@@@ <SEP> P@@@ <SEP> P@@@ <SEP> P@@@ <SEP> P@@@ <SEP> P
<tb> c15 <SEP> a15 <SEP> c17 <SEP> a17 <SEP> c18 <SEP> a18
<tb> starke
<tb> (mm) <SEP> (W/lb) <SEP> (VA/1b) <SEP> (W/lb) <SEP> (VA/1b) <SEP> (W/lb) <SEP> (VA/1b) <SEP>
<tb> 1482 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 0,75 <SEP> 0,89 <SEP> 1, <SEP> 04 <SEP> 2, <SEP> 32 <SEP> 1, <SEP> 29 <SEP> 9,5
<tb> 1483 <SEP> 0, <SEP> 152 <SEP> 0, <SEP> 71 <SEP> 0, <SEP> 99 <SEP> 1, <SEP> 00 <SEP> 4,93 <SEP> 1, <SEP> 14 <SEP> 20,2
<tb> 1484 <SEP> 0,152 <SEP> 0,62 <SEP> 0,87 <SEP> 0,90 <SEP> 7,49 <SEP> 1,00 <SEP> 29,2
<tb> M-5 <SEP> 0,305 <SEP> 0, <SEP> 55 <SEP> 0,74 <SEP> 0,84 <SEP> 2,05 <SEP> 1,05 <SEP> 8,2
<tb>
Aus den Wechselstromwertenist eindeutig ersichtlich, dass die Legierungen mit gut ausgebildeter Textur ähnliche Eigenschaften hatten wie M-5 3, 25% Siliciumstahl.
Die Legierungen mit Silicium hatten etwas günstigere Verlustwerte, aber schlechtere Erregereigenschaften (VA/lb) als die Legierung mit Chrom.
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wurden bei Legierungen erreicht, die geringe Mengen Chrom und Silicium enthalten. Da für beide Legierungen nur ein gemässigter letzter Kaltwalzgang erforderlich ist, wobei die letzte Kaltbearbeitung bei der Ausbildung der Textur eine wesentliche Rolle spielt, wurde eine äusserst zweckmässige und billige magnetische Legierung entwickelt. Die erhaltenen Legierungen hatten -Werte, die denen von handelsüblichem M-5 Siliciumstahl entsprachen, und höhere B100-Werte als handelsüblicher Siliciumstahl. Die 60-Hz-Wechselstromwerte des 0, 152 mm starken Materials kamen den für handelsüblichenSiliciumstahlermitteltenWertennahe.
Beispiel 2 : Es wurden zwei Chargen 3523 und 3524 handelsüblicher Grösse vorbereitet, die eine Zusammensetzung in den Grenzen obiger Angaben hatten. Zu Vergleichszwecken wurden auch Werte von Charge 1482 ermittelt, die nach dem in Beispiel 1 angeführten Verfahren 2 bearbeitet wurde. Chemische Analyse und elektrischer Widerstand sind in der folgenden Tabelle 4 angegeben.
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Tabelle 4 Chemische Analysen und elektrischer Widerstand
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<tb>
<tb> Charge <SEP> % <SEP> Si <SEP> % <SEP> Cr <SEP> % <SEP> Mn <SEP> %S <SEP> % <SEP> O2 <SEP> %N2 <SEP> %C
<tb> Zusatz <SEP> Giess- <SEP> nach <SEP> letztem <SEP> ( #-cm)
<tb> pfanne <SEP> Kastenglühen
<tb> 1482 <SEP> 0, <SEP> 0(1) <SEP> 0,6(1) <SEP> 0,15(1) <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 0, <SEP> 03 <SEP> 0,009 <SEP> 0, <SEP> 0009 <SEP> 14,5
<tb> 3524 <SEP> 0,51 <SEP> 0,025 <SEP> 0,15 <SEP> 0, <SEP> 0032 <SEP> (2) <SEP> 0, <SEP> 0016 <SEP> (2) <SEP> 0, <SEP> 0051) <SEP> 0,03 <SEP> 0,020 <SEP> 0,001 <SEP> 17,9
<tb> 3523 <SEP> 0,04 <SEP> 0,60 <SEP> 0,12 <SEP> 0,0024 <SEP> (2) <SEP> 0,0190(2) <SEP> 0,0062(2) <SEP> 0,03 <SEP> 0,022 <SEP> 0,0025 <SEP> 14,2
<tb>
(1) Nennwert (2) Warmband Alle Analysen wurden, wenn nicht anders angegeben, von Gussproben (bzw.
aus der Schmelzpfanne an der Luft) gemacht.
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Die Chargen 3524 und 3523 waren beide Induktionsschmelzen an der Luft mit einem Gewicht von je etwa 2500 kg. Die 2500 kg Charge wurde in einen Block gegossen, der dann im Vakuum im Lichtbogen umgeschmolzen, geschmiedetundin zwei Barren für die Warmverformung geteilt wurde. Einer der Barren wurde an der Luft auf 4, 064 mm warmgewalzt. Anschliessend wurde ein Teil des warmgewalzten Bandmaterials wie folgt bearbeitet.
Für Charge 3524 hatte das warmgewalzte Band eine Stärke von 4, 064 mm. Das warmgewalzte Band wurde hierauf entzundert, auf 2, 032 mm kaltgewalzt, 1 h in trockenem Wasserstoff bei 8500C geglüht und anschliessend auf eine Stärke von 0, 508 mm kaltgewalzt. Das 0, 508 mm starke Material wurde dann in einem Durchziehofen bei 9000C in einer Atmosphäre aus trockenem Wasserstoff angelassen. Das Material wurde 3 min auf einer Temperatur von 9000C gehalten. Nach der Glühbehandlung wurde das Material auf eine Stärke von 0, 152 mm, die gewünschte Endstärke, kaltgewalzt. Hierauf wurde das Material mit der gewünschten EndstärkeeinerletztenGlühbehandlungvon48hbei einer Temperatur von 9000C unterzogen, wobei eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als-40 C verwendet wurde.
Die Proben wurden kalt in denOfeneingeführtund in Stufen von 50 C/h auf 9000C erhitzt, auf dieser Temperatur von 9000C 48 h belassen und dann um 500C/h bis auf eine Temperatur von 3000C abgekühlt. Aus dem oben Gesagten ist ersichtlich, dass die Bearbeitung von Charge 3524 in einem dreistufigen Kaltwalzverfahren erfolgte und diese Bearbeitung dem bereits beschriebenen Verfahren 2 ähnlich war.
Im Gegensatz dazu wurde einer der Barren von Charge 3523 an der Luft auch auf dieselbe Bandstärke von 4, 064 mm warmgewalzt, anschliessend entzundert und 1 h bei einer Temperatur von 8500C in trockenem Wasserstoff geglüht. Der erste Kaltwalzgang war ein"Warm-Kalt"-Walzgang bei einer Temperatur von 260 C, wobei die Materialstärke von 4, 064 mm auf 1, 27 mm vermindert wurde. Das Material mit der letztgenannten Stärke wurde 1 h bei einer Temperatur von 8500C in einer Atmosphäre von trockenem Wasserstoff angelassen, worauf das Material bei 2600C bis zu einer Stärke von 0, 406 mm warm-kaltgewalzt wurde. Das Material wurde noch einmal 1 h bei einer Temperatur von 8500C in trockenem Wasserstoff geglüht und dann auf eine Endstärke von 0, 152 mm kaltgewalzt.
Abschliessend wurde das Material 48 h in einem Haubenglühofen bei einer Temperatur von 850 C geglüht, wobei eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -400Cverwendetwurde. Im Gegensatz zur Bearbeitung der Charge 3524 wurden die Proben der Charge 3523 warm in den Ofen eingebracht und nach dem Glühen um 500C/h bis auf eine Temperatur von 3000C gekühlt.
In Tabelle 5 sind die magnetischen Eigenschaften bei Gleichstrom sowie die Drehmomentwerte für das nach dem oben beschriebenen Verfahren bearbeitete Material zusammengefasst.
Tabelle 5 Drehmoment und magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom
EMI7.1
<tb>
<tb> Charge <SEP> Spitzen- <SEP> Spitzen- <SEP> B@@ <SEP> B@@@ <SEP> H <SEP> B
<tb> 10 <SEP> 100 <SEP> c <SEP> r
<tb> drehmoment <SEP> verhältnis
<tb> (erg/cm2) <SEP> (kG) <SEP> (kG) <SEP> (Oe) <SEP> (kG)
<tb> 1482 <SEP> 177700 <SEP> 0, <SEP> 49 <SEP> 18, <SEP> 3 <SEP> 20, <SEP> 7 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 15, <SEP> 8 <SEP>
<tb> 3524 <SEP> 225000 <SEP> 0, <SEP> 42 <SEP> 19, <SEP> 6 <SEP> 21, <SEP> 4 <SEP> 0, <SEP> 15 <SEP> 17, <SEP> 9 <SEP>
<tb> 3523 <SEP> 204 <SEP> 100 <SEP> 0,41 <SEP> 19,3 <SEP> 21,3 <SEP> 0,29 <SEP> 17,4
<tb>
Die Werte fürdas Spitzendrehmomentsowie das Spitzenverhältnis zeigen eine gut ausgebildete (110) [001]- Orientierung.
WÅahrendeinperfektausgebildeterEinkristall von 3% Siliciumeisen mit einer (110) [OOlj-Orien- tierung ein Spitzenverhältnis von etwa 0, 35 und ein Spitzendrehmoment von etwa 215000 erg/cm3 hat, zeigen die vorliegenden Werte, dass der überwiegende Teil der Körner die (110) [001]-Orientierung aufweist.
Ein interessantes Merkmal der Gleichstrom-Magnetwerte besteht darin, dass der Sättigungswert, näm- lichderWertB, etwa 21, 3 kGbeträgt. EinVergleichderB -Werte mit den Sättigungswerten ergibt, dass diese Legierungen eine so gute Textur haben, dass sie alle mehr als 85% des Sättigungswertes bei einer magne- tischen Feldstärke von 10 Oersted zeigen, was die gutausgebildete Textur in denlegierungen bestätigt.
In Tabelle 6 sind die magnetischen Eigenschaften derselben Proben wie in Tabelle 4 bei Wechselstrom zusammengefasst.
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Tabelle 6 Magnetische Eigenschaften bei 60 Hz Wechselstrom
EMI8.1
<tb>
<tb> Charge <SEP> Stärke <SEP> Pc <SEP> (W/1b) <SEP> Pa(VA/1b)
<tb> (mm) <SEP> 15kG <SEP> 17kG <SEP> 18kG <SEP> 19kG <SEP> 20kG <SEP> 15kG <SEP> 17kG <SEP> 18kG <SEP> 19kG <SEP> 20kG
<tb> 1482 <SEP> 0,157 <SEP> 0,75 <SEP> 1,04 <SEP> 1,29 <SEP> 1,62 <SEP> - <SEP> 0,89 <SEP> 2,32 <SEP> 9,5 <SEP> 39,5 <SEP> -
<tb> 3624 <SEP> 0,157 <SEP> 0,61 <SEP> 0,76 <SEP> 0,88 <SEP> 1,03 <SEP> 1,17 <SEP> 0,66 <SEP> 0,91 <SEP> 1,65 <SEP> 7,3 <SEP> 35,3
<tb> 3523 <SEP> 0,147 <SEP> 0,81 <SEP> 1,06 <SEP> 1,25 <SEP> 1,45 <SEP> - <SEP> 0,91 <SEP> 1,44 <SEP> 3,0 <SEP> 12,9 <SEP> -
<tb>
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Aus Tabelle (VI) ist ersichtlich, dass sowohl der Leistungsverlust als auch der scheinbare Leistungsverlust dieser Materialien hervorragend sind, wenn man bedenkt,
dass der Widerstand dieser Legierungen weniger als die Hälfte des Widerstandes von handelsüblichem M-5 Siliciumstahl ausmacht. In dieser Hinsicht weist Charge 3524, die die geringste Koerzitivkraft und den höchsten Widerstand hat, sowohl hinsichtlich des Kernverlustes als auch des scheinbaren Kernverlustes die besten magnetischen Eigenschaften auf.
Zum Nachweis der in diesen Legierungen gebildeten Korntextur bzw. -orientierung wurden von jeder Probe sowohl (110)-als auch (200)-Polbilder mittels Röntgenstrahlenreflexion und die entsprechenden Histogramme angefertigt, die graphisch in den Fig. 1 bis 6 und 1A bis 6A veranschaulicht sind. Die Fig. l, 3 und 5 zeigen die (HO)-Polbilder für die Chargen 1482,3524 und 3523, während die Fig. lA, 3A und 5A die entsprechenden Histogramme sind. Die Fig. 2, 4 und 6 sind die (200)-Polbilder für die Chargen 1482,3524 und 3524 und Fig. 2A, 4A und 6A die entsprechenden Histogramme.
Eine Untersuchung der einzelnen Polbilder deutet auf eine Bestätigung der Drehmomentswerte, der ma- gnetischenEigenschaftenunddernachstehendaufgeführten Bereichsanalyse. Wie in den Fig. 1 bis 6 graphisch veranschaulicht, zeigt jede Schichtlinie Vielfache regelloser Eisenverteilung, wobei in jeder Figur das Ziffern/Schichtlinien-Verhältnis angeführt ist.
Um die in diesen Legierungen ausgebildete ausgeprägte Textur weiters zu bestätigen, wurde von jeder Probe eine quantitative Bereichsanalyse gemacht, wobei die Volumsprozente der (110)-Ebene innerhalb 120 von der Probenoberfläche bestimmt wurden. Gleichzeitig wurden auch die Volumsprozente der (100)-Ebene, die innerhalb von 120 von der Probenoberfläche lag, sowie der Prozentsatz an Körnern bestimmt, bei denen die [001]-Richtungin verschiedenen Winkeln zur Walzrichtung lag. Die dabei erzielten Ergebnisse sind in Tabelle 7 angegeben.
Tabelle 7
Quantitative Bereichsanalysen
EMI9.1
<tb>
<tb> Charge <SEP> Vol.-% <SEP> (110) <SEP> Vol.-% <SEP> (110) <SEP> % <SEP> Körner <SEP> mit <SEP> [001] <SEP> % <SEP> Körner <SEP> mit <SEP> [001] <SEP> durchs <SEP> chnittinnerhalb <SEP> 120 <SEP> innerhalb <SEP> 120 <SEP> innerhalb <SEP> 100 <SEP> innerhalb <SEP> 150 <SEP> liehe <SEP> Abvon <SEP> Band- <SEP> von <SEP> Band <SEP> von <SEP> WR <SEP> von <SEP> WR+) <SEP> weichung <SEP> der
<tb> oberfläche <SEP> oberfläche <SEP> [001] <SEP> vonWR+)
<tb> 1482 <SEP> 65 <SEP> 22 <SEP> 68 <SEP> 86 <SEP> 8, <SEP> 20
<tb> 3524 <SEP> 61 <SEP> 25 <SEP> 86 <SEP> 96 <SEP> 5, <SEP> 60 <SEP>
<tb> 3523 <SEP> 65 <SEP> 15 <SEP> 78 <SEP> 90 <SEP> 5, <SEP> 70 <SEP>
<tb>
EMI9.2
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Tabelle 8 Ergebnisse der Histogramme
EMI10.1
<tb>
<tb> Probe <SEP> % <SEP> (110) <SEP> innerhalb <SEP> 100 <SEP> % <SEP> (100) <SEP> innerhalb <SEP> 100
<tb> von <SEP> Bandoberfläche <SEP> (4.) <SEP> von <SEP> Bandoberfläche
<tb> 1482 <SEP> 60, <SEP> 6 <SEP> 18, <SEP> 6 <SEP>
<tb> 3524 <SEP> (2) <SEP> 67, <SEP> 3 <SEP> 20, <SEP> 2 <SEP>
<tb> 3523 <SEP> (3) <SEP> 74,2 <SEP> 21,1
<tb>
(1) vgl. Histogramme Fig. l und 2 (2) vgl. Histogramme Fig. 3 und 4 (3) vgl. Histogramme Fig. 5 und 6 (4) korrigiert für Vielfache von (110)
Ein Vergleich der in Tabelle 8 enthaltenen Histogrammwerte der Polbilder mit den in Tabelle 7 angeführten Werten der Bereichsanalyse zeigt eine verhältnismässig gute Übereinstimmung zwischenbeiden.
So wurde also verglichen mit den Drehmomentwerten, besonders dem Spitzenverhältnis, das Vorhandensein der (100) innerhalb von 100 von der Bandoberfläche zusammen mit der Ausrichtung der Würfelkanten bezüglich der [001]- oder Walzrichtung die höheren Werte von Spitzenverhältnis sowie Spitzendrehmoment gemäss Tabelle 9 erklären.
Beispiel 3 : Vergleichbare Ergebnisse können durch Zusatz von Kobalt zu den Legierungen erzielt werden. So gibt eine Legierung mit 0, 6% Chrom, 0, 5% Kobalt oder eine Legierung mit 0, 4% Chrom, 1% Silicium und 0, 3% Kobalt nach Bearbeitung entweder nach dem zweistufigen-oder dem dreistufigen Verfahren ein Bandmaterial mit einem hohen Anteil an (110) [001]-Körnern und guten magnetischen Eigenschaften.
Es wurden zwei Legierungen der untenstehenden Zusammensetzungen hergestellt und nach einem Ver-
EMI10.2
EMI10.3
<tb>
<tb>
% <SEP> Co <SEP> % <SEP> Si <SEP> % <SEP> Cr <SEP> % <SEP> Mn <SEP>
<tb> Legierung <SEP> 266 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 0, <SEP> 9-0, <SEP> 1 <SEP>
<tb> Legierung <SEP> 267 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 0, <SEP> 8 <SEP> 0, <SEP> 6 <SEP> 0, <SEP> 1 <SEP>
<tb>
Die Legierungen wurden in einer Argonatmosphäre bei 10500C auf 4, 572 mm Dicke gewalzt und gebeizt, Kaltwalzen auf 2, 032 mm, 2 bis 5 h Glühen bei etwa 8500C in trockenem Wasserstoff. Kaltwalzen auf 0, 508 mm.
In trockenem Wasserstoff 2 bis 5 h bei 8500C Glühen. Kaltwalzen auf 0, 1524 mm und 48 h Glühen bei 9000C in trockenem Wasserstoff.
In Tabelle 9 sind die Werte über Drehmoment und magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom, in Tabelle 10 die Werte bei einem Wechselstrom von 60 Hz angegeben.
Tabelle 9
EMI10.4
<tb>
<tb> Legierung <SEP> Spitzen- <SEP> Spitzen- <SEP> Hc <SEP> Br <SEP> B
<tb> drehmoment <SEP> verhältnis
<tb> (cm3) <SEP> (Oe) <SEP> (kG) <SEP> (kG)
<tb> 266 <SEP> 174 <SEP> 000 <SEP> 0,49 <SEP> 0,23 <SEP> 17,0 <SEP> 18,8
<tb> 267 <SEP> 149000 <SEP> 0, <SEP> 46 <SEP> 0, <SEP> 28 <SEP> 16, <SEP> 6 <SEP> 18, <SEP> 5 <SEP>
<tb>
Tabelle 10
EMI10.5
<tb>
<tb> Legierung <SEP> P <SEP> F
<tb> (W/1b) <SEP> (W/lb)
<tb> 266 <SEP> 0, <SEP> 63 <SEP> 0, <SEP> 86 <SEP>
<tb> 267 <SEP> 0, <SEP> 68 <SEP> 0, <SEP> 94 <SEP>
<tb>
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Aus obigenausführungenistklarersichtlich, dass Legierungen, die eine in den oben beschriebenen Grenzenliegende Zusammensetzung aufweisen und in der beschriebenen Weise bearbeitet werden, hervorragende magnetische Eigenschaftenerhalten,
die in diesen Legierungen als Folge einer Orientierung vonaufderKan- te stehenden Würfeln oder einer (110) [OOlj-Orientierung des grösseren Anteiles der Körner hervorgerufen werden. Das Endprodukt ist also durch eine primär rekristallisierte Struktur mit normalem Kornwachstum gekennzeichnet, die wesentlich zu den wie oben beschriebenen magnetischen Eigenschaften beiträgt,
Im Gegensatz zur Herstellung vonhandelsüblichem 3, 25% Siliciumstahl ist für die Legierungen der oben beschriebenen Beispiele vor dem abschliessenden Kastenglühen kein besonderes Entkohlungsglühen erforderlich.
Es hat sich gezeigt, dass sowohl bei Anwendung von Verfahren 1 als auch Verfahren 2, wobei kein Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff erfolgte, die Legierung nach dem letzten Kastenglühen einen Kohlenstoffgehalt von nominell weniger als etwa 0, 003% aufwies. Der tatsächliche Kohlenstoffgehalt sowohl im Giesszustand als auch nach dem letzten Kastenglühen ist in der Tabelle 4 angeführt. Es kann jedoch gegebenenfalls ein Entkohlungsglühen erfolgen, wenn ein äusserst niedriger Kohlenstoffgehalt erzielt werden soll, ohne dass dadurch die magnetische Eigenschaft der Legierung beeinträchtigt würde.
PATENTANSPRÜCHE :
1. Eisenlegierung, dadurch gekennzei chnet, dass sie im wesentlichen aus bis zu 0, 03% Kohlen- stoff, bis zu 1% Mangan, weniger als 0, 012% Schwefel, 0,3 bis 4% zumindest eines den spezifischen WiderstanderhöhendenElementes, aus der Gruppe bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3% Kobalt, Rest
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enthält.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 0, 5% Mangan und weniger als 0, 010% Schwefel vorhanden ist und dass bei der Mehrzahl der (110) [001]-Körner der Legierung die [001]-Richtung innerhalb eines Winkels von 100 zur Walzrichtung verläuft.
5. Verfahren zur Bildung einer (110) [001]-Textur in Eisenlegierungen, die als Kernmaterial für Transformatorengeeignetsind, dadurch gekennzeichnet, dass eine Schmelze aus einer Zusammensetzung von bis zu 0, 03% Kohlenstoff, bis zu 1% Mangan, 0,3 bis 4% zumindest eines den spezifischen Widerstand er- höhendenelementes, ausderGruppe bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3% Kobalt, Rest im wesentlichenEisenmit den üblichen Verunreinigungen hergestellt, gegossen, das Gussstück bei einer Temperatur zwischen 1000 und 11000C warmverformt und das warmverformte Material in zwei oder mehreren Arbeitsgängen bis zur gewünschten Endstärke kaltbearbeitet wird,
wobei der letzte Kaltbearbeitungsgang eine Reduktion der Querschnittsfläche um 50 bis 75% bewirkt und zwischen den einzelnen Kaltbearbeitungsgängen je ein Zwischenglühen erfolgt, das bei einer Temperatur zwischen 750C und der Ac Temperatur der Legie- rung vorgenommen wird, und dass schliesslich das Material mit der gewünschten Endstärke bei einer Temperatur zwischen 800 C und der ait Temperatur der Legierung abschliessend geglüht wird, wodurch das so erhaltene Material überwiegend (110) [001] orientierte Körner mit primär rekristallisierter Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum aufweist.