DE1176164B - Verfahren zur Herstellung von Blechen und Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit (110)[001]-Orientierung der Kristallite - Google Patents

Verfahren zur Herstellung von Blechen und Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit (110)[001]-Orientierung der Kristallite

Info

Publication number
DE1176164B
DE1176164B DEG25589A DEG0025589A DE1176164B DE 1176164 B DE1176164 B DE 1176164B DE G25589 A DEG25589 A DE G25589A DE G0025589 A DEG0025589 A DE G0025589A DE 1176164 B DE1176164 B DE 1176164B
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
iron
orientation
rolled
crystallites
block
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DEG25589A
Other languages
English (en)
Inventor
Howard Charles Fiedler
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
General Electric Co
Original Assignee
General Electric Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by General Electric Co filed Critical General Electric Co
Publication of DE1176164B publication Critical patent/DE1176164B/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Description

BUNDESREPUBLIK DEUTSCHLAND
DEUTSCHES
PATENTAMT
AUSLEGESCHRIFT
Internat. Kl.: C 21 d
Deutsche KL: 18 c-1/78
Nummer: 1176 164
Aktenzeichen: G 25589 VI a / 18 c
Anmeldetag: 28. Oktober 1958
Auslegetag: 20. August 1964
Das Patent 1159 978 betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung, in der die meisten Kristallite die (110)[001 !-Orientierung aufweisen, bei dem eine Legierung aus 2,5 bis 4% Silicium, höchstens 0,035 % Kohlenstoff, 0,015 bis 0,05% Schwefel, höchstens 0,1510Zo Mangan, weniger als 0,1 % Titan, Rest im wesentlichen Eisen zu einem brammenartigen Block mit einer Höchstdicke von 50 mm gegossen wird, der auf Zimmmertemperatur abgekühlt und zum Warmwalzen wieder auf etwa 1000° C erhitzt wird. Der Block wird dann im heißen Zustand auf Bleche und Bänder von weniger als 4 mm Dicke ausgewalzt, die anschließend im kalten Zustand um mehr als 4O°/o ihrer Dicke heruntergewalzt und dann rekristallisierend geglüht werden.
Das vorgenannte Verfahren ermöglicht die Herstellung von Gußblöcken aus einer Eisen-Silicium-Legierung, die man abkühlen lassen und lagern kann. Die Gußblöcke können dann zum Warmwalzen wieder erwärmt werden, ohne daß das endgültige kristallographische Gefüge der aus den Blöcken hergestellten Bänder und Bleche leidet.
Es hat sich nun herausgestellt, daß eine überraschende Beziehung zwischen der Geschwindigkeit des sich unmittelbar an das Erstarren des Gußblockes anschließenden Abkühlens des Gußblockes von etwa 1400 auf etwa 800° C und dem Grad der kristallographischen Orientierung des Endproduktes besteht. Kühlt man nämlich nach der vorliegenden Erfindung den gegossenen Gußblock im Temperaturbereich von etwa 1400 bis 800° C mit einer Geschwindigkeit von mindestens 130° C pro Minute ab, dann zeichnet sich das aus diesem Gußblock gewonnene Band oder Blech durch eine scharfe (110) [001]-Textur aus. Von einer scharfen Textur spricht man, wenn mindestens 70% der Kristallite die Vorzugsorientierung aufweisen. Es hat sich herausgestellt, daß der Grad der im Enderzeugnis erzielten kristallographischen Orientierung steil abfällt, wenn im Temperaturbereich von etwa 1400 bis 800° C die Abkühlungsgeschwindigkeit geringer wird.
Bei den nachstehend erläuterten Beispielen wurden eine Reihe von Eisen-Silicium-Legierungen erschmolzen, deren in der Tabelle 1 angegebene Zusammensetzung vergleichbar ist. Zu diesem Zweck wird handelsübliches elektrolytisches Eisen mit höchstens 0,01% Mangan ausweislich einer spektrografischen Analyse zusammengeschmolzen mit einer entsprechenden Menge von Silicium. Dieses wird in Gestalt des handelsüblichen 98°/oigen Ferrosiliciums mit niedrigem Aluminiumgehalt verwendet. In die Schmelze Verfahren zur Herstellung von Blechen und
Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit
(11O)[OOl ]-Orientierung der Kristallite
Zusatz zum Patent: 1159 978
Anmelder:
General Electric Company, Schenectady, N. Y.
(V. St. A.)
Vertreter:
Dipl.-Ing. Dr.-Ing. M. Licht,
München 2, Sendlinger Str. 55,
und Dr. R. Schmidt, Oppenau (Renchtal),
Patentanwälte
Als Erfinder benannt:
Howard Charles Fiedler, Schenectady, N. Y.
(V. St. A.)
Beanspruchte Priorität:
V. St. v. Amerika vom 29. Oktober 1957
(693 043)
kommen ferner Schwefel als Eisensulfid, Kohlenstoff als eine EisenkoMenstofflegierung, die aus Elektrolyteisen und Graphit besteht, und schließlich Titan in Form von Titanschwamm. Der Zweck des Titanzusatzes in der Legierung ergibt sich aus folgendem: Schwefel soll in diesen Legierungen nicht als Eisensulfid enthalten sein, damit sich die bestmöglichen Eigenschaften für das Auswalzen ergeben. Bei den gebräuchlichen Walzwerksverfahren wird darum Mangan verwendet, das Mangansulfid bildet. Ebensogut kann aber auch Titan verwendet werden, so daß sich Titansulfid bildet. Natürlich kann man Mangan und Titan verwenden oder auch andere Elemente, die beständige Sulfide bilden.
409 657/305
Tabelle 1
Legierung Si («/«) C (Vo) Ti (Vo) S (Vo)
1 3,25 0,035 0,03 0,026
2 3,25 0,03 0,05 0,018
3 3,25 0,013 0,05 0,017
5 3,10 0,033 0,047 0,030
6 3,47 0,033 0,026 0,023
7 3,10 0,029 0,038 0.040
Alle Schmelzen hatten ein Gewicht von 23 kg. Sie wurden in einem Induktionsofen mit Magnesiaschmelztiegeln hergestellt. Das Gießen der Legierungen erfolgte bei Temperaturen zwischen 1600 und 1650° C mit Hilfe von Blockformen verschiedener Größen und Werkstoffe. So wurden beispielsweise die Schmelzen 1 und 5 in gußeiserne Formen gegossen, deren Hohlraum einen rechteckigen Querschnitt mit einer geringsten Länge von 95 mm und einer geringsten Breite von 35 mm hatte und 450 mm lang war. Die Schmelzen 2 und 3 wurden in Graphitformen gegossen, deren Hohlraum einen rechteckigen Querschnitt mit einer geringsten Länge von 160 mm und einer geringsten Breite von 82 mm hatte, während die Länge des Hohlraumes sich auf 225 mm belief. Die Schmelzen 6 und 7 wurden in gußeiserne Formen mit im Querschnitt quadratischem Hohlraum gegossen. Das geringste Maß der Länge und Breite dieses Querschnittes belief sich auf 95 mm, während die Länge des Formenhohlraumes 350 mm betrug.
Die Schmelzen 1 und 5 wurden mit einer Geschwindigkeit von ungefähr 130° C pro Minute und die Schmelzen .2, 3, 6 und 7 mit einer Geschwindigkeit von weniger als 50° C pro Minute gekühlt und dann aus den Blockformen herausgenommen und in der nachstehend erläuterten Weise verarbeitet.
Die Blöcke aus den Schmelzen 1 und 5 wurden spanabhebend zu Platten bearbeitet, die 32 mm dick und 95 mm breit waren. Diese Platten wurden dann in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre (Taupunkt etwa —50° C) auf 1000° C erwärmt und zu einem 2 mm starken Band ausgewalzt. Diese warmgewalzten Bänder wurden dann bei 900° C eine halbe Stunde lang in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre geglüht. Bei diesem Verfahrensschritt kann jede beliebige Schutzgasatmosphäre oder auch Vakuum an Stelle der Wasserstoffatmosphäre zur Verwendung gelangen. Nach dem Abkühlen wurden die ausgeglühten Bänder bis auf eine Stärke von 0,63 mm kalt ausgewalzt und dann in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre auf etwa 860° C zwischengeglüht. Auch dabei kann eine andere Schutzatmosphäre oder Wasserstoff verwendet werden. Die Bänder befanden sich in der Heizzone etwa 31Ii Minuten lang und nahmen beim Durchlauf durch diese Zone die Temperatur von 860° C für eine Dauer von etwa 1 Minute an. Nach dem Abkühlen wurde die Kristallitengröße bestimmt, und es stellte sich heraus, daß sich der mittlere Durchmesser der Kristallite auf 0,017 bis 0,025 mm belief. Die ausgeglühten Bänder wurden dann im kalten Zustand bis auf 0,3 mm Stärke herabgewalzt und dann dadurch entkohlt, daß sie 5 Minuten lang in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre auf 800° C erwärmt wurden. Die entkohlten Bänder wurden dann in eine Metallretorte eingebracht und in einem Ofen unter Überspülen mit trockenem Wasserstoff (Taupunkt —50° C) erwärmt, wobei die Temperatur je Stunde 100° C zunahm bis 1200° C. Auf dieser Temperatur wurde das Gut 8 Stunden lang gehalten und dann mit einer Geschwindigkeit von 1000C je Stunde abgekühlt, bis auf 600° C. Nach weiterem Abkühlen des Ofens bis auf 300° C wurde die Retorte herausgenommen.
Die aus den Schmelzen 2 und 3 gewonnenen Blöcke ίο wurden wie folgt weiterbearbeitet: Von jedem Block wurde eine Platte von etwa 25 mm Stärke abgeschnitten, die 160 mm breit und 230 mm lang war. Die abgeschnittenen Platten wurden dann auf 1000° C erwärmt und im warmen Zustand zu 0,2 mm starken Bändern ausgewalzt. Die Bänder werden dann ebenso geglüht wie diejenigen aus den Schmelzen 1 und 5 und im kalten Zustand bis zu einer Stärke von 0,63 m ausgewalzt. Dann wird ein Teil des aus der Schmelze 2 hergestellten Bandes in trockenem Wasserstoff unter den gleichen Bedingungen geglüht, die bei der Zwischenerwärmung der aus den Schmelzen 1 und 5 hergestellten Bänder eingehalten wurden. Ein anderer Teil des aus der Schmelze 2 gewonnenen Bandes und sämtliche Bänder der Schmelze 3 wurden unter den gleichen Bedingungen ausgeglüht, nur wurde die Temperatur auf 950° C gesteigert. Die mittlere Korngröße des bei 860° C ausgeglühten Bandes ergab sich durch Messung mit 0,007 mm, während der bei 950° C ausgeglühte Teil desselben Bandes eine Korngröße von 0,021 mm hatte. Die mittlere Korngröße des aus der Schmelze 3 gewonnenen Bandes ergab sich mit 0,025 mm. Die beiden aus den Schmelzen 2 und 3 hergestellten Bänder wurden dann im kalten Zustand bis zu einer Stärke von 0,3 mm ausgewalzt und anschließend entkohlt und ebenso wärmebehandelt wie die Bänder der Schmelzen 1 und 5.
Die Blöcke aus den Schmelzen 6 und 7 wurden im trockenen Wasserstoff auf 1000° C erwärmt und zu rechteckigen Stangen ausgeschmiedet, die bei einer Breite von 32 mm 100 mm lang waren. Ein Teil jeder Stange wurde dann in trockenem Wasserstoff auf 1000° C wiedererwärmt und im warmen Zustand zu einem Band von 2 mm Stärke ausgewalzt. Die Bänder wurden dann in der oben erläuterten Weise ausgeglüht und im kalten Zustand bis auf 0,63 mm ausgewalzt und dann in der gleichen Weise wie die entsprechenden Bänder der Schmelzen 1 und 5 bei 860° C wärmebehandelt. Alsdann hatte das aus der Schmelze 6 gewonnene Band eine Korngröße von 0,027 mm, das Band der Schmelze 7 aber eine Korngröße von 0,016 mm.
Nunmehr wurden Prüflinge in Gestalt von Scheiben mit 25 mm Durchmesser in der üblichen Weise mit dem Drehmagnetometer geprüft. Sie wurden dabei in einem geradlinig ausgerichteten Magnetfeld von lOOOÖrsted gedreht. Dadurch wurde der Grad der bevorzugten (110)[001]-Orientierung für jeden Prüfling durch Drehmomentmessung in Prozent bestimmt. Das Ergebnis ist in der Tabelle 2 wiedergegeben. Die Werte sind aus den Drehmomentwerten errechnet, die sich bei diesen Prüflingen ergaben, und zwar unter Zugrundelegen des Wertes von 150 000 erg/cm3 für 100 Vo Orientierung, wie sie sich bei einem einzelnen Kristall analoger Zusammensetzung mit derselben Orientierung ergeben würde. Ferner wurde der Kohlenstoffgehalt und Schwefelgehalt der Prüflinge ermittelt.
Tabelle 2
Mittlere Orien Kohlen Schwefel
Block Körnchengröße tierung stoffgehalt gehalt
(mm) CA)) Wo) (%)
1 0,017 bis 0,021 83 0,0015 < 0,001
84
84
86
80
89
89
2 0,007(8600C) 57 0,001 < 0,001
0,021(9500C) 61
3 0,025(9500C) 60 0,001 < 0,001
5 0,025 72 0,002 < 0,001
6 0,027 57 0,001 < 0,001
7 0,016 53 0,001 < 0,001
Unter Umständen kann es erwünscht sein, stärkere Bleche oder Bänder herzustellen. Will man zum Beispiel bei einer Blechstärke von 0,63 mm eine hochgradige kristallographische Orientierung erhalten, dann wird das Zwischenerzeugnis in Gestalt des warmgewalzten 2 mm starken Bandes, dessen Herstellung oben erläutert wurde, zum Zweck der Rekristallisierung ausgeglüht. Das geschieht bei etwa 9000C für die erforderliche Zeitdauer. Das rekristallisierte Band wird dann kalt bis zu seiner endgültigen Stärke, z. B. 0,63 mm, ohne Zwischenerwärmung ausgewalzt und schließlich entkohlt und derselben Wärmebehandlung unterworfen, wie mit Bezug auf das 0,3 mm starke Band erläutert wurde.
Wie hochgradig die kristallographische Orientierung ist, die durch dieses Verfahren erzielt werden kann, ergab der folgende Versuch: Stücke des wärmgewalzten Bandes aus der Schmelze 1 wurden im kalten Zustand bis auf 0,6 mm Stärke mit und ohne die oben beschriebene Wärmebehandlung von einer halben Stunde Dauer bei 900° C ausgewalzt. Die bis auf eine Stärke von 0,63 mm kalt ausgewalzten Bänder wurden dann entkohlt und der zur Entwicklung der kristallographischen Orientierung führenden Wärmebehandlung unterworfen, die mit Bezug auf die 0,3 mm starken Bänder beschrieben wurde. Das Ergebnis ist in der nachstehenden Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3
Orientierung in Prozent
(Band nicht wärme
behandelt)		 Orientierung in Prozent
(Band wärmebehandelt)
24
17
40
34
30		 88
76
80
82
80
Es zeigt sich also, daß sich bei diesem dickeren Blech oder Band eine hochwertige kristallographische Orientierung nur dann ergibt, wenn das warm ausge-
walzte Band vor dem Kaltauswalzen einer Rekristallisierung unterworfen wird.
Hiermit ist es klar, daß die Geschwindigkeit des Temperaturabfalles durch einen kritischen Bereich hindurch im unmittelbaren Anschluß an die Erstarrung des Gußblockes eine höherwertige kristallographische Orientierung im Enderzeugnis liefert. Es ist bekannt, daß die Verteilung und Körnchengröße der in diesen Eiseo-Silicium-Legierungen eingeschlossenen Sulfide von entscheidender Bedeutung dafür sind, ob sich bei der letzten Wärmebehandlung ein hoher Grad der bevorzugten kristallographischen Orientierung einstellt. Bekanntlich sind alle diese unentbehrlichen Sulfide ganz oder im wesentlichen in derEisen-Silicium-Legierung bei Temperaturen über 1300 bis 1350° C löslich. Nachdem nun eine solche Legierung in die übliche große Kokille gegossen worden ist, um den Gußblock herzustellen, wird diesem die Wärme durch Wärmeleitung, Wärmeströmung und Strahlung entzogen, wobei die Ableitung der Wärme durch die Seitenwände der Kokille erfolgt. Den Vorgang der Erstarrung des Gußblockes stellt man sich so vor, daß vom Boden und von den Seitenwänden aus nach der Mitte der Gußform fortschreitend Erstarrungskerne gebildet werden. Fällt dann die Temperatur in irgendeiner erstarrten Zone des Gußblockes unter den Bereich von 1300 bis 1350° C, dann beginnen die Sulfide auszufallen und Kerne zu bilden. Wenn dabei die Geschwindigkeit der Abkühlung in dem Bereich zwischen etwa 1350 und 1300° C, in welchem das Ausfallen der Sulfide stattfindet, sehr niedrig ist, dann wird dadurch das Wachstum großer Sulfidteilchen gefördert, und daher wird die Gesamtzahl der gebildeten Sulfidteilchen bei einem gegebenen Sulfidgehalt der Schmelze niedriger, was wiederum zur Folge hat, daß, wenn diese Teilchen gleichmäßig über den Block verteilt sind, ihr Abstand verhältnismäßig groß wird. Dieser Abstand nimmt mit der Größe der gleichmäßig verteilten Sulfidteilohen ab. Wenn nun die Geschwindigkeit der Abkühlung eines solchen Blockes von einer'über etwa 1350° C liegenden Temperatur auf eine tiefere Temperatargrenze von beispielsweise höchstens 1000° C hoch genug ist, um ein übermäßiges Wachstum der Sulfidteilchen zu verhindem, dann wird das Sulfid in feiner Verteilung ausgeschieden und ungefähr gleichmäßig über den ganzen Block verteilt. Diese Verteilung fördert aber gleichzeitig die bevorzugte kristallographische Orientierung der Kristallite im Enderzeugnis, d. h. in dem ausgewalzten Blechband.
Zum Beweis hierfür wurde der folgende Versuch durchgeführt: Es wurde eine Schmelze hergestellt, deren Gewicht sich auf etwa 14 kg belief, und die aus etwa 3,25% Silicium, etwa 0,025% Schwefel, etwa 0,06% Mangan, etwa 0,003% Kohlenstoff und im übrigen im wesentlichen aus Eisen bestand. Diese Schmelze wurde in zwei verschiedene Formen mit im wesentlichen gleichen Hohlräumen gegossen. Jeder Hohlraum hatte eine geringste Breite von 67 mm, eine größte Breite von 126 mm und eine Tiefe von 255 mm bei rechteckigem regelmäßigem Querschnitt. Eine Form bestand aus Formsand, der durch Stampfen verdichtet und dann ausgeglüht wurde, während die andere Form aus Graphit bestand. Die Gußblöcke ließ man erstarren und sich in ihren Formen auf Zimmertemperatur abkühlen, ohne daß dabei die Abkühlung durch irgendwelche Hilfsmaßnahmen gefördert wurde. Aus jedem Gußblock wurden quer zu i
seiner Länge Platten herausgeschnitten, die eine Dicke von 25 mm, eine Breite von 67 mm und eine Länge von 126 mm hatten. Eine Platte aus jedem Gußblock wurde dann in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre auf 1000° C erwärmt und im glühenden Zustand zu einem 2 mm starken Blechband ausgewalzt. Die warmgewalzten Bänder wurden dann bei 900° C über 5 Minuten lang in einer trocknen Wasserstoffatmosphäre ausgeglüht und dann abgekühlt. Nach dem Abkühlen wurden die Blechbänder bis auf eine Stärke von 0,63 mm im kalten Zustand ausgewalzt und dann einer zwischengeschalteten Wärmebehandlung unterworfen, bei der sie in trockenem Wasserstoff 2 Minuten lang ausgeglüht wurden. Nach Abkühlung wurden die Bänder im kalten Zustand bis auf eine Blechstärke von 0,3 mm ausgewalzt.
Die Platte, die aus dem in die Sandform gegossenen Block herausgeschnitten wurde, und ein Teil der Platte aus dem Gußblock der Graphitform wurden 2 Stunden lang in einer trockenen Wasserstoffatmo-Sphäre bei 1000° C ausgeglüht. Wie eine Untersuchung ergab, hatte die Platte des in der Sandform abgekühlten Gußblockes nur eine 34°/oige kristallographische Orientierung entwickelt, während der Teil der Platte, die aus dem in der Graphitform abgekühlten Gußblock herausgeschnitten war, eine oC/oige kristallographische Orientierung aufwies. Der übrige Teil der Platte, die aus dem in der Graphitform abgekühlten Gußblock herausgeschnitten war, wurde in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre 2 Stunden lang bei 950° C ausgeglüht und hatte dann, wie eine Untersuchung ergab, eine 72°/oige kristallographische Orientierung entwickelt.
Eine zweite Platte, die im wesentlichen der ersten entsprach, wurde dann aus dem in der Sandform abgekühlten Block herausgeschnitten und in einer trokkenen Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von etwa 1325° C 5 Minuten lang erwärmt und dann mit einer Geschwindigkeit abgekühlt, die sich auf etwa 135° C je Minute belief, wobei sich die Abkühlung über den Temperaturbereich von 1300 bis etwa 1000° C erstreckte und in diesen Bereich im wesentlichen linear durchgeführt wurde. Dann ließ man diese Platte sich auf Zimmertemperatur abkühlen, ohne daß dabei irgendein Einfluß auf die Abkühlungsgeschwindigkeit genommen wurde. Diese Platte wurde dann bis auf eine Stärke von 0,3 mm ausgewalzt, und zwar in der gleichen Weise wie die erste Platte, die aus dem in der Sandform abgekühlten Gußblock herausgeschnitten war, also durch abwechselndes Kaltwalzen und Wärmebehandeln. Zum Schluß erfolgte eine Wärmebehandlung in einer trocknen Wasserstoffatmosphäre bei 1000° C 2 Stunden lang. Es zeigte sich dann, daß das so gewonnene Blechband eine etwa 80%ige kristallographische Orientierung entwikkelt hatte.
Wie diese Versuche beweisen, wird der Grad der bevorzugten kristallographischen Orientierung des Enderzeugnisses, also des schließlich gewonnenen Blechbandes, entscheidend von der Geschwindigkeit beeinflußt, mit welcher das Abkühlen des Gußblockes in demjenigen Bereich erfolgt, in welchem sich die Sulfide ausscheiden, und in dem sich unmittelbar darunter anschließenden Temperaturbereich, in welchem die Sulfidteilchen wachsen.

Claims (1)

  1. Patentanspruch:
    Verfahren zur Herstellung von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierang, in der die meisten Kristallite die (110)[001]-Orientierung aufweisen, nach Patent 1159 978, wonach eine Legierung aus 2,5 bis 4 % Silicium, höchstens O,O35«/o Kohlenstoff, 0,015 bis 0,05%> Schwefel, höchstens 0,15% Mangan, weniger als 0,1 "/»Titan, Rest im wesentlichen Eisen zu einem brammenartigen Block mit einer Höchstdicke von 50 mm gegossen wird, der auf Zimmertemperatur abgekühlt und zum Warmwalzen wieder auf etwa 1000° C aufgeheizt wird, dadurch gekennzeichnet, daß der gegossene Block im Bereich von 1400 bis 800° C mit einer Geschwindigkeit von mindestens 130° C pro Minute abgekühlt wird.
    409 657/305 8.« © Bundesdruckerei Berlin
DEG25589A 1956-12-31 1958-10-28 Verfahren zur Herstellung von Blechen und Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit (110)[001]-Orientierung der Kristallite Pending DE1176164B (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US832438XA 1956-12-31 1956-12-31
US845167XA 1957-10-29 1957-10-29
US840290A US3069299A (en) 1956-12-31 1959-09-16 Process for producing magnetic material

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE1176164B true DE1176164B (de) 1964-08-20

Family

ID=27374494

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DEG23613A Pending DE1159978B (de) 1956-12-31 1957-12-24 Verfahren zur Herstellung von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit kristallographisch orientiertem Gefuege
DEG25589A Pending DE1176164B (de) 1956-12-31 1958-10-28 Verfahren zur Herstellung von Blechen und Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit (110)[001]-Orientierung der Kristallite
DEG30439A Pending DE1181255B (de) 1956-12-31 1960-09-06 Verfahren zum Herstellen von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierungmit kristallographisch orientiertem Gefuege

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DEG23613A Pending DE1159978B (de) 1956-12-31 1957-12-24 Verfahren zur Herstellung von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit kristallographisch orientiertem Gefuege

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DEG30439A Pending DE1181255B (de) 1956-12-31 1960-09-06 Verfahren zum Herstellen von Blechen oder Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierungmit kristallographisch orientiertem Gefuege

Country Status (5)

Country Link
US (1) US3069299A (de)
BE (2) BE563542A (de)
DE (3) DE1159978B (de)
FR (2) FR1197045A (de)
GB (3) GB832438A (de)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB933873A (en) * 1959-07-09 1963-08-14 United States Steel Corp Method of producing grain oriented electrical steel
US3147158A (en) * 1961-11-22 1964-09-01 Gen Electric Process for producing cube-on-edge oriented silicon iron
US3438820A (en) * 1965-04-02 1969-04-15 Dominion Foundries & Steel Silicon steel process
US3636579A (en) * 1968-04-24 1972-01-25 Nippon Steel Corp Process for heat-treating electromagnetic steel sheets having a high magnetic induction
CA920035A (en) * 1968-04-27 1973-01-30 Taguchi Satoru Method for producing an electro-magnetic steel sheet of a thin sheet thickness having a high magnetic induction
JPS5018445B1 (de) * 1970-03-30 1975-06-28
JPS5032059B2 (de) * 1971-12-24 1975-10-17
JPS5339852B2 (de) * 1973-05-09 1978-10-24
JPS5168422A (en) * 1974-12-11 1976-06-14 Nippon Steel Corp Kyojinkono seizoho

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2534141A (en) * 1948-01-14 1950-12-12 Gen Electric Heat-treatment of cold rolled silicon steel strip
US2618843A (en) * 1949-11-21 1952-11-25 United States Steel Corp Preventing cracking of silicon steel during hot rolling
BE563546A (de) * 1956-12-31

Also Published As

Publication number Publication date
GB919206A (en) 1963-02-20
FR1213741A (fr) 1960-04-04
DE1159978B (de) 1963-12-27
GB845167A (en) 1960-08-17
DE1181255B (de) 1964-11-12
US3069299A (en) 1962-12-18
BE563542A (de)
FR1197045A (fr) 1959-11-27
BE571059A (de)
GB832438A (en) 1960-04-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2551294C3 (de) Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter Aluminiumlegierungsbleche
DE2462118A1 (de) Verbesserte aluminiumlegierungsbarren
DE2252784B2 (de) Verfahren zur herstellung eines siliciumeisenblechmaterials mit wuerfelkantentextur mit einem gehalt an silicium von 2 bis 4 %
DE2806052A1 (de) Thermisch stabile amorphe magnetlegierung
DE3149924C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Dauermagneten
DE10232159B4 (de) Verschleißfester gestreckter Körper aus Aluminiumlegierung, Herstellungsverfahren dafür und dessen Verwendung für Kolben für eine Auto-Klimaanlage
DE4436481A1 (de) Aluminiumlegierung zum Schmieden, Verfahren zum Gießen derselben und Verfahren zur Hitzebehandlung derselben
DE69738447T2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem Silizium -Chrom-Elektrostahl
DE1176164B (de) Verfahren zur Herstellung von Blechen und Platten aus einer Eisen-Silicium-Legierung mit (110)[001]-Orientierung der Kristallite
DE69030781T2 (de) Verfahren zur Herstellung kornorientierter Elektrostahlbleche mittels rascher Abschreckung und Erstarrung
DE1130188B (de) Verfahren zum Herstellen von magnetisch weichen Blechen aus einer Ni-Mo-Fe-Legierung
DE4005807A1 (de) Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem magnetstahlblech
DE69023814T2 (de) Warmgewalzte Elektrostahlbleche.
DE3810678C2 (de) Permanentmagnet mit hoher Koerzitivkraft und hohem maximalen Energieprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
DE69320005T2 (de) Verfahren zur Herstellung von regulär kornorientiertem Elektrostahlblech mit einer einstufigen Kaltverformung
DE2634601C2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem Siliciumstahlblech mit hoher magnetischer Induktion und niedrigem Ummagnetisierungsverlust
DE2611252A1 (de) Verfahren zur herstellung von elektrischen leitern aus einer aluminiumlegierung
DE2751577A1 (de) Verfahren zur herstellung faellungsgehaerteter kupferlegierungen und deren verwendung fuer kontaktfedern
DE2947802A1 (de) Ternaere amorphe legierungen aus eisen, bor und silizium
DE60309711T2 (de) Aluminiumlegierungsschmiedematerial mit ausgezeichneter Hochtemperaturermüdungsfestigkeit
DE3036880C2 (de)
DE3875565T2 (de) Wassergekuehlte drehwalzenvorrichtung fuer schnelle erstarrung.
DE3933297A1 (de) Verfahren zum herstellen von legierungen der fe-ni-reihe mit verbesserter streifen-unterdrueckender wirkung waehrend des aetzens
DE102021203127A1 (de) Beryllium/Kupfer-Legierungsring und Verfahren zu seiner Herstellung
DE69220926T2 (de) Verfahren zur herstellung kornorientierte elektrostahlbleche mit hoher magnetischer flussdichte