DE2148031A1 - Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem, ungerichtetem Elektrostahlblech und -band - Google Patents
Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem, ungerichtetem Elektrostahlblech und -bandInfo
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Description
Dipl.-lng. H. Sauerland ■ Dn.-lng. Π. König · Dipl.-lngrK7E5ergen
Patentanwälte · 4ooo Düsseldorf · Cecilienallee 78 - Telefon 43273a
Unsere Akte! 26 956 . September 1971
Ill/Sohü
Nippon Steel Corporation, No. 6-3, 2-ehome, Ote-maohi, Chiyoda-ku, Tokio. Japan
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von kaltgewalzten Blechen und Bändern aus ungerichtetem Elektrostahl.
Da kaltgewalzte, ungerichtete Elektrostahlbleche und -bänder hauptsächlich für drehende elektrische Geräte verwendet werden,
ist es wünschenswert, daß dieae Stahlbleche und -bänder g'leichmässige magnetische Eigenschaften aufweisen, die keine
bestimmte Orientierung in einer Richtung innerhalb der Eben· des Stahlbleches und -bandes zeigen.
Bei der Massenherstellung von E^ektrostahlblechen und -bändern,
die im wesentlichen gleichmässige magnetische Eigenschaften in allen Richtungen in der Ebene des Stahlbleches und -bandes
aufweisen, wurden bereits technische Kunstgriffe angewendet, um die das Stahlblech und Stahlband bildenden Kristalle in
wahlloser Richtung anzuordnen.
legierte Stähle, wie sogenannter Kohlenstoffstahl, Siliziumstahl
und Aluminiumstahl, die als Elektrostahlblech und -bänder verwendet werden, bestehen jedoch ausot-Phase, das
heißt aus Kristallen, die bei Raumtemperatur ein raumzentriertes kubisches Gitter aufweisen, und wie gut bekannt ist,
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ORIGINAL INSPECTED
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igt die Magnetisierung der Richtung, die nach, dem Millerschen
System durch die Indizes (111) bezeichnet ist, äußerst ..'.schwierig.
Konventionelle kaltgewalzte ungerichtete Elektro3tahlbleche und -bänder, die in wahlloser Richtung angeordnete Kristalle
umfassen, enthalten zahlreiche Kristalle, die als Magnetisierungsrichtung die Richtung (111) aufweisen. Sie zeigen daher
nur eine relativ geringe magnetische Flußdichte in allen Richtungen, obwohl sie nicht orientiert sind.
Andererseits wurden Methoden zum Herstellen von Elektrostahlblech
und -band vorgeschlagen, die eine solche Kristallorientierung aufweisen, daß zahlreiche Kristalle in (lOO)-Richtung
vorliegen, die günstig für die Magnetisierungseigenschaften in der Ebene von Stahlblech und -band ist. Durch diese Methoden
werden sogenannte zweifach gerichtete (two-directional) Elektrostahlbleche
und -bänder erhalten, die Kristalle einer Orientierung von (100) (001) nach dem Millerschen System aufweisen,
oder sogenannte mehrfach gerichtete (poly—directional) Elektrostahlbleehe und -bänder, die Kristalle der Orientierung
(100) OkI nach dem Millerschen System aufweisen. Zahlreiche dieser Methoden sind jedoch für die Massenproduktion
nicht geeignet, weil wegen der Einschränkungen im Hinblick
auf die Bestandteile oder wegen der Notwendigkeit, eine äußerst genaue Behandlung während der Herstellung durchzuführen,
die herstellbaren Qualitätsgrade beschränkt sind.
Es ist daher Ziel der Erfindung, ein wirtschaftliches Verfahren zum Herstellen von Stahlblech und Stahlband zu
schaffen, das eine annehmbar hohe magnetische Flußdicht· gleichmässig in sämtlichen Richtungen in der Ebene des Stahlbleches
und -bandes aufweist, bei dem bei der Herstellung von kaltgewalztem, ungerichtetem Elektrostaklblech und -band
aller Stahlarten, mit einem Gehalt variierender Anteile von Elementen, wie Silizium, Aluminium und Kohlenstoff, Kriatalle
mit einer für die magnetischen Eigenschaften ungeeigneten
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Orientierung, die in konventionellem Elektrostahlblech und
-band gebildet werden, wenn von einem Block ausgegangen wird, der durch eine übliche Herstellungsmethode für einen Walzblock
erhalten wurde, absichtlich vermindert werden und gleichzeitig der Anteil der Kristalle erhöht wiisL, die in
(110) (001) orientiert sind.
Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, kaltgewalzte, ungerichtete
Stahlbleche und Stahlbänder mit hoher magnetischer Flußdichte unter Anwendung kontinuierlicher Gießmethoden
oder ähnlicher Methoden herzustellen·
Weitere Ziele und Gegenstände der Erfindung sind aus der nachfolgenden Beschreibung und den beigefügten Zeichnungen
ersichtlich·
Ausführlicher angegeben bezieht sich die Erfindung auf ein Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem, ungerichtetem
Slektrostahlblech und Elektrostahlband mit hoher magnetischer Plufidichte· Nach diesem Verfahren wird bei der Herstellung
von kaltgewalztem, ungerichtetem Stahlblech und Stahlband, das maximal 4 % Silizium, 3 % Aluminium und 0,1 %
Kohlenstoff enthält und dessen restlicher Anteil überwiegend aus Eisen besteht, ein Block,der die erforderliche Menge an
Kohlenstoff enthält, um mindestens einen Teil des legierten Stahls bei einer bestimmten Heiztemperatur in Übereinstimmung
mit den erforderlichen Anteilen an Silizium und Aluminium in die ir -Phase zu überführen, auf eine Temperatur von mehr als
1000° G erhitzt, wobei ein Produkt mit Abstufung (a grade in object) erhalten wird, in welchem Dentrite von
der Oberfläche aus in Richtung der Dicke des Blockes bis zu einer Tiefe von mehr als 50 % ausgebildet sind. Dieser Block
wird dann ohne erneutes(Erhitzen)stark mit einer Dickenabnahme
von mehr als 98 Ji gewalzt, wobei ein heißgewalztes Stahlblech erhalten wird. Dieses heißgewalzte Stahlblech
wird mit Säure gebeizt, erforderlichenfalls getempert und mit einer Dickenabnahme von 64 bis 86 % kaltgewalzt. Das so
* Anlassen (reheating)
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erzielte kaltgewalzte Stahlblech und Stahlband wird mit einer Heizgeschwindigkeit von mehr als 1.6 C/sec. erhitz-
und während O bis 10 Minuten bei einer Temperatur von 600 bis 1200 G in einer stark-entkohlenden oder nicht-entkohlenden
reduzierenden Atmosphäre getempert.
Die Erfindung wird nachstehend ausführlicher unter Bezugnahme
auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben.
Figur 1 ist eine graphische Darstellung, die den Zusammenhang zwischen der Kristallorientierung des erfindungsgemäß
erhaltenen heißgewalzten Stahlbleches und der Entfernung von der Oberfläche dieses Stahlbleches in Richtung der Tiefe
zeigte Figur 2 ist eine graphische Darstellung, die den Zusammenhang zwischen der Kristallorientierung des unter Anwendung
einer konventionellen Methode zur Herstellung eines Walzblockes erhaltenen heißgewalzten Stahlbleches und der
Tiefe, gerechnet von der Oberfläche dieses Stahlbleches, zeigte Figur 3 ist eine (100)- Pö.lfigur (Röntgenbild), welche
die Kristallorientierung in dem Oberflächenbereich des erfindungsgemäß erhaltenen heißgewalzten Stahlbleches zeigt.
Die Figuren 4 und 5 sind (100)- Polfiguren (welche die Kristallorientierung im Oberflächenbereich beziehungsweise
im inneren Teil des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen
Elektrostahlbandes zeigen und die Figuren 6 und 7 sind (100)- Polfiguren, welche die Orientierung der Kristalle
zeigen, die den Oberfläehenbereich beziehungsweise den inneren Teil eines Elektrostahlbandes zeigen, das unter Anwendung
einer konventionellen Methode zur Walzblockherstellung erhalten wurde.
Die Einzelheiten der Erfindung werden nachstehend erläutert.
Zwar verändert sich die Kristallorientierung eines Stahls im allgemeinen durch eine Phasenumwandlung zu einer regellosen
Anordnung, wie jedoch auf diesem Fachgebiet gut bekannt
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ist, ändert sioh die Art und Weise der Cf-- ^Umwandlung von
legiertem Stahl in Abhängigkeit von den in dem Stahl enthaltenen Anteilen an Silizium, Aluminium, Kohlenstoff und dergleichen
und in gewissen Fällen, tritt, entsprechend der Kombination
von Legierungselementen, überhaupt keine Umwandlung
ein.
Im allgemeinen vermiÄdeim steigende Anteile an Silizium und
Aluminium den Bereich der )f-Phase oder den Bereich der Koexistenz
von oC -Phase und Ϊ^-Phase. Insbesondere wenn bei
einem Gehalt von weniger als 0.025 # Kohlenstoff mehr als 2.5 i» Silizium oder mehr als 1 ^ Aluminium in dem Stahl enthalten sind, tritt keine Umwandlung ein. Andererseits wird
durch einen Anstieg der Menge des Kohlenstoffes der Bereich der if^-Phase und insbesondere der Bereich der Koexistenz von
pC-Phase und Y-Phase vergrößerte Wenn daher bei Anwendung
des erfindungsgemäßen Verfahrens mehr als 2,5 % Silizium oder
mehr als 1 $> Aluminium zur Herstellung eines Elektrostahlbleches
oder Blektrostahlbandes der gewünschten Art zugesetzt werden, ist es möglich, zumindest in einem Teil des Blockes
ο ν
bei 1000 C Q-Phase zu erhalten, indem der Kohlenstoffgehalt auf einen Wert von mehr als 0.026 % eingestellt wird.
bei 1000 C Q-Phase zu erhalten, indem der Kohlenstoffgehalt auf einen Wert von mehr als 0.026 % eingestellt wird.
Die Zugabe von Silizium und Aluminium wird vorgenommen, weil durch das Vorliegen beider Elemente der spezifische elektrische
Widerstand von legiertem Stahl erhöht wird und die Wirbelstromverluste sowie die Eisenverluste des Stahls vermindert
werden. Das Vorliegen von mehr als 4 % Silizium oder
mehr als 3 % Aluminium sollte jedoch vermieden werden, weil
das Kaltwalzen schwierig wird und die magnetische Sättigungsflußdichte
vermindert wird. Zwar ist Kohlenstoff ein wichtiges Element, um in der genannten Weise die Phasenumwandlung
von legiertem Stahl zu regelnj das Vorliegen von mehr ale
0·1 % Kohlenstoff ist jedoch unerwünscht, weil das Entkohlen
in irgendeiner Stufe des erfindungsgemäßen Verfahrens schwierig wird und daher die magnetische Alterung des Produkts unvermeidbar
wird, und weil dieeer hohe Gehalt unerwünscht für
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die magnetischen Eigenschaften ist. Nachstehend sollen einige Beispiele für den Zusammenhang zwischen den als Komponenten
vorliegenden Elementen und der Phasenumwandlung gegeben werden. Wenn weder Silizium noch Aluminium vorliegen, so existiert
der Stahl bei 1000° C stets als 2T-Phase, solange der
Kohlenstoffgehalt weniger als 0.1 % beträgt. Wenn der Stahl
1.5 % Silizium und 0.20 j£ Aluminium enthält, so ist es möglich,
mindestens einen Teil des legierten Stahls bei 1000° C als ·-Phase zu erhalten, wenn man einen Kohlenstoffgehalt von
0e01 bis OeI % einhält. Bei einem Stahl, der 3.0 % Silizium
und 0.25 % Aluminium enthält, ist es ferner möglich, einen
Teil des legierten Stahls bei 1000° C in der jTLphase au erhalten,
indem der Gehalt an Kohlenstoff auf 0,03 bis 0.1 %
eingestellt wird.
Bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens iet es
erforderlich, den Block ohneAnlaea#B.(rfliuMttiBg)stark mit einer
Dickenabnahae von mehr als 98 Jf zu walzen. Sa die Temperatur des Blockes rasch mit der Verminderung der Sicke abnimmt, ist
eine Heiztemperatur von mindestens 1000° C erforderlich, um zu vermeiden, daß die Temperatur in einen Bereich abfällt, in
welchem das Heißwalzen schwierig wird, bevor die Endabmessungen erreicht sind. Die höchste Heiztemperatur beträgt
etwa 1350 C und es ist nicht erforderlich, auf einen Wert
oberhalb dieser Temperatur zu erhitzen. Bei der Anwendung einer Heiztemperatur von mehr als 1000° C wird der Anteil
an Kohlenstoff, der erforderlich ist, um zumindest in einem Teil des Blockes bei der entsprechenden Temperatur die y~
Phase auszubilden, im Vergleich zur Anwendung einer Heiztemperatur von 1000° C etwas vermindert· Setaillierte Angaben
über diese Zusammenhänge sind beispielsweise aus "Ferro-Magnetism"
von B. H. Bozorth ersichtlich.
Ss ist allgemein bekannt, daß beim Verfestigen eines legierten
Stahls unter geeigneten Bedingungen große Kristalle in regelloser Anordnung ausgebildet werden, das heißt, sogenannte
Sentrite, die (001)-0rientierung fast parallel zu
der Kühlrichtung aufweisen und infolgedessen eine (100)-Ebene nahezu parallel zu der Oberfläche des Walzblocken
angeordnet haben. - 7 -
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BAD ORIGINAL
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Die Erfindung basiert auf einer neu aufgefundenen Erscheinung, die nachfolgend beschrieben werden soll. Wenn ein geschmolzener
Stahl, dessen Bestandteile so eingestellt sind, daß bei einer Temperatur von mehr als 1000° C mindestens in einem
Teil des legierten Stahls Γ-Phase vorliegt, in der Weise verfestigt wird, daß sich Dendrite vorwiegend von der Oberfläche
aus bilden, die mehr als 50 % der Dicke einnehmen, und auf eine Temperatur von mehr als 1000° C erhitzt wird, um
einen Walzblock zu erhalten, der JT-Phase in mindestens einem
Teil des legierten Stahls aufweist, so wird, wenn dieser Walzblock bei dieser Temperatur ohne erneutes Anlassen (reheating)
mit einer Dickenabnahme von mehr als 98 % unter Bildung eines heißgewalzten Stahlbleches gewalzt wird, obwohl die
Oberfläche des Rohmaterials aus Kristallen der (100)-Ebene bestand, diese Orientierung vollständig zerstört und es bilden
sich Kristalle mit einer Orientierung (100) (001), die völlig verschieden ist von der Orientierung des Rohmaterials,
vorherrschend von der Oberfläche des heißgewalzten Stahlbleches aus in etwa 1/4 der Dicke dieses heißgewalzten Stahlbleches.
Ferner wurde festgestellt, daß durch Kaltwalzen und Tempern dieses heißgewalzten Stahlbleches unter festgelegten Bedingungen
Stahlbleche und Stahlbänder erhalten werden können, die völlig andersartige Eigenschaften aufweisen, als Stahlbleche
und -bänder aus einem von Dendriten freien Walzblock, der in konventioneller Weise durch Vorwalzen und Walzen des
Stahlblockes hergestellt worden war. Während der Oberflächenteil des Stahlbleches und Stahlbandes bei der konventionellen
Herstellung aus Kristallen mit schlechten magnetischen Eigenschaften besteht, haben die erfindungsgemäß hergestellten
Stahlbleche und Stahlbänder vergleichsweise hohe magnetische Flußdichte gleichmässig in allen Richtungen der Bleehebene,
die auf die Tatsachen zurückzuführen ist, daß im Oberflächenbereich der erfindungsgemäßen Stahlbleche und -bänder
Kristalle einer Orientierung in (110) (001) gut ausgebildet sind, während gleichzeitig im zentralen Teil des Bleches
und Bandes Kristalle der Orientierung (hkl) (021) vorliegen.
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Zur erfindungsgemäßen Herstellung des Walzblockes sind Methoden verwendbar, wie die Anwendung einer Flachstabform
(flat mold) oder Stranggießen (continuous casting). Im Hinblick auf die Gleichmässigkeit der Qualität und die Wirtschaftlichkeit
ist jedoch die Stranggießmethode überlegen. Bei der Herstellung eines Walzblockes durch Stranggießen
ist es wünschenswert, daß die Gießtemperatür 30 bis 70° C
höher ist, als die liquiduskurve. Wenn die Gießtemperatur unterhalb dieses Bereiches liegt, so tritt eine unzureichende
Entwicklung der erforderlichen Dendrite ein und oberhalb dieses
Bereiches ist die Erscheinung des Ausscheidens (plate out) zu beobachten»
Es ist wünschenswert, daß die Abkühlgeschwindigkeit des in
die Form gegossenen Stahls O05 bis 1.5 l/kg Stahl, angegeben
als Wasserzuführungsrate (water pouring ratio) beträgt und daß eine maximale Zuggeschwindigkeit von 1.5 m/min, eingehalten
wird ο
Die Dicke des Blockes sollte in Übereinstimmung mit der Endabmessung
des Produkts so gewählt werden, daß die zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens erforderlichen
Dickenabnahmen beim Heiß- und Kaltwalzen eingehalten werden können. Kein zufriedenstellendes heißgewalztes Stahlblech mit
einer Kristallorientierung, die für die Erfindung charakteristisch ist, kann erhalten werden, wenn die von der Oberfläche
des Blockes aus während des Verfestigens entwickelten Dendrite nicht mehr als 50 % der Dicke einnehmen.
Obwohl für die Erfindung keine Theorie von Bedeutung ist, wird angenommen, daß beim Heißwalzen des Blockes, in welchem
Dendrite mehr als 50 $ der Dicke einnehmen, die in dem Block als Rohmaterial vorliegenden Dendrite vollständig zerstört
werden, wenn das Walzen in der tf-Phase enthaltenden Zustandsform
begonnen wird und unter starker Dickenverminderung mit einer Verminderung von mehr als 98 % ohne erneutes Anlassen
durchgeführt wird. Während der Oberflächenbereich des ursprünglichen Blockes aus Dendriten mit relativ regelmässiger
Orientierung besteht, verändert sich die Kristallanordnung
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in dem heißgewalztem Stahlblech zu einer Orientierung in (110) (001) mit hoher Regelmässigkeit, die sich von der in
dem Rohmaterial vorliegenden Orientierung völlig unterscheide±.«
Diese 7eränderung kommt durch das Heißwalzen zustande·
In der japanischen Patent-Veröffentlichung 38-22703 wird das
Heißwalzen eines Blockes besehrieben, der 2.0 bis 3»5 % Silizium
enthält und gut ausgebildete Dendrite aufweist« !Dabei
wird ohne Veränderung der Kristallorient· ierung in dem Rohmaterial
heißgewalzt und ein heißgewalztea Stahlblech gebildet,
das die (lOO)-Ebene parallel zu der Ebene des heißge—
walzten Stahlbleches enthält, wie in dem Ausgangsmaterial. Es ist ersichtlich, daß sich dieses Verfahren völlig von dem erfindungsgemäßen
Verfahren unterscheidet, bei welchem die Orientierung des zu Beginn des Heißwalzens f-Phase enthaltenden
Rohmaterials unter starker Dickenverminderung bei einer Verminderung von mehr als 98 ?6 völlig zerstört wird und ein heißgewalztes Stahlblech erzeugt wird, das völlig verschiedenartige
Kristallorientierung aufweist.
Beim Vermindern der durch das Heißwalzen erzielten Dickenverminderung
auf weniger als 98 Ί» wird der Anteil an Kristallen
in dem Oberflächenbereich, die (100) (001)-Orientierung aufweisen,
rasch vermindert. Wenn der legierte Stahl bei der Heiztemperatur vollständig aus flC-Phase besteht, so wird der
Einfluß der ursprünglichen Orientierung auch unter einer hohen Ytelzverminderung bei einer Dickenverminderung von mehr
als 98 # beibehalten und es kann kein heißgewalztes Stahlblech erzielt werden, dessen Oberflächenbereich überwiegend
aus Kristallen mit (100) (001)-Orientierung bestellte Bei der
Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist es daher erforderlich, das Ausgangsmaterial auf eine so hohe Temperatur
zu erhitzen, bei der mindestens ein Teil der Legierung als in-Phase vorliegt, und das Walzen mit einer Dickenverminderung
von mehr als 98 % durchzuführen.
Figur 1 zeigt die Verteilung der Kristallorientxerung in
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- ίο -
Richtung der Dicke des heißgewalzten Stahlbleches, das durch Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens erhalten wurde»
Dieses Stahlblech besteht aus einem legierten Stahl mit einem Gehalt an 1.1 % Silizium, 0.22 % Aluminium und 0.032 % Kohlenstoff,
Best überwiegend Eisen. Dieser legierte Stahl wurde durch Stranggießen zu einem Block vergossen, der an beiden
Seiten des Blockes von der Oberfläche aus entwickelte Dendrite bis zu einer Tiefe von 85 % des Bleches aufwies und dieser
Block wurde nach dem Erhitzen bis auf 1100° C mit einer Dickenverminderung
von 98.5 % heißgewalzt. Aus der Figur let ersichtlich,
daß die Kristallanordnung der Ebene (100), das heißt, die charakteristische Orientierung des ursprünglichen
Blockes, in dem heißgewalzten Stahlblech von der Oberfläche auf beiden Seiten aus in einer Dicke von etwa 1/4 der Dicke
des Bleches fast völlig verlorengegangen ist und daß eine bemerkenswerte Entwicklung der Orientierung in (110)-Ebene erfolgt
ist. In Figur 2 ist das Ergebnis im Fall eines heißgewalzten Stahlbleches dargestellt, das nach einer konventionellen
Methode erhalten wurde, bei der ein Stahl-Walzblock mit den gleichen Bestandteilen wie erfindungsgemäß durch eine
übliche Walzblock-Herstellungsmethode vorgewalzt und gewalzt wurde und der so erzielte Block als Ausgangsmaterial verwendet
wurde.
Die Intensität der (110)-Ebene an der Oberfläche des heißgewalzten Stahlbleches, das aus dem stranggegossenen Material
gemäß der Erfindung erhalten wurde, ist zweimal so stark wie bei Verwendung des konventionellen Walzblockmaterials. Die
genaue Orientierung dieser Kristalle im Fall des durch Stranggießen erhaltenen Materials ist in Figur 3 gezeigt, woraus
klar hervorgeht, daß die Orientierung (110) (001) ist.
Beim Kaltwalzen des erfindungsgemäß erhaltenen heißgewalzten Stahlbleches ist es erforderlich, daß die Endabmessung durch
einen einzigen Walzvorgang erhalten wird, und daß die Dickenverminderung des Kaltwalzens im Bereich von 64 bis 86 % liegt.
Da die magnetischen Eigenschaften des Stahlbleches und Stahlbandes
verschlechtert werden, wenn das Kaltwalzen mit einer
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Dickenverminderung durch Kaltwalzen in diesem Bereich in mehr als zwei Vorgängen unter Zwischenschalten eines Temperungsvorgangs
und mit abschließendem !Tempern durchgeführt wird, sollte ein derartiges Verfahren vermieden werden. Wenn
die Kaltwalz-Verminderung weniger als 64 ^ beträgt, so wird
der Anteil an Kristallen mit (110) (001)-0rientierung, die nach dem Tempern das Elektrostahlblech und ElektrοStahlband
bilden, vermindert und die Anisotropie wird demgemäß erhöht« Wenn andererseits die Walzverminderung 86 % überschreitet, so
vermindert sich der Anteil der Kristalle mit (110) (001)-Orientierung, die das Elektrostahlblech und -band nach dem
Tempern darstellen, rasch. Diese Bedingungen sollten daher vermieden werden. Gewöhnlich wird vor dem Kaltwalzen ein Tempern
durchgeführt, um das heißgewalzte Stahlblech zu homogenisieren,
oder, den Umständen entsprechend, für andere Zwecke. Die Merkmale der Erfindung gehen durch dieses Tempern nicht
verloren, die Bedingungen dieses Temperas sollen daher erfindungsgemäß nicht spezifiziert werden.
Für das abschließende Tempern des kaltgewalzten Stahlbleches und -bandes gemäß der Erfindung ist die Heizgeschwindigkeit
besonders wichtig! es wird dabei eine Heizgeschwindigkeit von
1.6 bis 100° G/sec. gewählt. Eine unterhalb dieses Wertes liegende Geschwindigkeit sollte vermieden werden, weil sich
sonst in dem gesamten Stahlblech und Stahlband der Anteil an Kristallen mit schlechteren magnetischen Eigenschaften erhöht.
Die Glühtemperatur des Stahlbleches und -bandes sollte
notwendigerweise oberhalb der Rekristallisationstemperatur liegen. Die Temperatur beträgt wünschenswert mehr als 600° C,
um die magnetische Charakteristik des Elektrostahlbleches und -bandes zu verbessern und um speziell den Eisenverlust zu vermindern,
und erforderlichenfalls ist es möglich, die Temperatur bis auf einen Wert unmittelbar unterhalb der eigenen
Umwandlungstemperatur dieses Stahlbleches und -bandes zu erhöhen, um das Wachstum von Kristallen zu fördern und um den
Eisenverlust durch Temperaturerhöhung zu vermindern. Wie bereits erwähnt, ist es zwar erforderlich, daß mindestens ein
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Teil des legierten Stahls bei dem zum Heißwalzen erforderlichen
Erhitzen als )T-Phase vorliegt; durch die Phasenumwandlung
bei dem abschließenden Tempern nach der Herstellung des heißgewalzten Stahlbleches wird jedoch die charakteristische
Kristallorientierung gemäß der Erfindung in eine regellose Anordnung übergeführt und darüberhinaus hat Kohlenstoff
selbst einen ziemlich störenden Einfluß auf das magnetische Verhalten» Es ist daher wünschenswert, daß ein Entkohlen in
der Stufe des Temperns des heißgewalzten Stahlbleches vor
dem Kaltwalzen oder in der Stufe des abschließenden Temperns nach dem Kaltwalzen durchgeführt wird» Da durch Verminderung
des Kohlenstoffgehaltes die bereits erwähnte Tendenz besteht,
daß der Bereich der JT -Phase oder der Bereich der Koexistenz
von öC-Phase und o~Phase vermindert wird, ist die Temperatur
der Phasenumwandlung des Stahlbleches und -bandes nach diesem Entkohlen verändert und in bestimmten Fällen findet keine
Phasenumwandlung auch bei noch höheren Temperaturen statt»
Obwohl die cL·- ^Umwandlung verschwindet, wenn ein legierter
Stahl mit einem Gehalt von mehr als 2.5 % Silizium oder mehr
als 1 % Aluminium bis auf einen Kohlenstoffgehalt von weniger als 0.025 % entkohlt wird, kann die Temperatur des abschließenden
Temperns des diese Komponenten enthaltenden legierten Stahls beim Heißwalzen manchmal auf einen Wert oberhalb
der Heiztemperatur erhöht werden. Ein Tempern bei einer Temperatur von mehr als 1200° C ist jedoch nicht erforderlich,
weil ein Tempern bei einer so hohen Temperatur unwirtschaftlich ist und weil es möglich ist, wenn ein derart niedriger Eisenverlust
angestrebt wird, ein Elektro -. Stahlblech mit einem ähnlichen Eisenverlust in einfacher V/eise zu erhalten,
indem die Anteile von Elementen, wie Silizium und Aluminium, erhöht werden. Die Temperatur des abschließenden Temperns
bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird daher in einem Bereich von 600 bis 1200° C gewählt. Da außerdem
beim Tempern des Stahlbleches und -bandes das Kristallwachstum nach 10 Minuten bei einer bestimmten Temperatur
einen Sättigungswert erreicht hat, ist das Tempern während einer längeren Dauer nutzlos. Wie auf diesem Fachgebiet gut
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bekannt ist, kann zum Entkohlen ein Glühentkohlen unter Verwendung
von Schlacke oder entkohlen-der Atmosphäre angewendet
werden, bei der . das Verhältnis τοη p™ n/Ptr oder ^ GOp/pCQ
geregelt wird β Bei diesem bekannten Verfahrensschritt müssen
erfindungsgemäß keine speziellen Bedingungen definiert werden»
Figur 4 ist eine (100)-Polfigur (Böntgenfigur), welche die
Kristallorientierung im Oberflächenbereich des Elektrostahlbandes darstellt, das erhalten wurde, wenn ein durch Stranggießen
hergestelltes heißgewalztes Stahlblech, wie es in Figur gezeigt ist, mit Chlorwasserstoffsäure gebeizt, mit einer
Dickenabnahme von 78 % kaltgewalzt, entfettet, in einer entkohlenden
Atmosphäre von pH (/% = °·20 ^is auf 820° G m^
einer Geschwindigkeit von 10° C/sec. erhitzt, 120 Sekunden bei dieser Temperatur gehalten und an der luft gekühlt
wurde. Figur 5 ist eine (10O)-PoIfigur, welche die
Kristallorientierung des zentralen Bereiches dieses Elektrostahlbandes
zeigt. Die in Figuren 4 und 5 dargestellten Kristallorientierungen unterscheiden sich völlig von der
Kristallorientierung des ursprünglichen Blockes und gleichzeitig ist durch den Einfluß der Eigenschaften des Oberflächenbereiches
des heißgewalzten Stahlbleches gemäß der Erfindung die (110) (001)-Orientierung im Oberflächenbereich
merklich ausgebildete Zu Vergleichszwecken sind in Figur 6 und Figur 7 (10O)-PoIfiguren dargestellt, die den Oberflächenbereich
und zentralen Bereich eines konventionellen Elektrostahlbandes darstellen, das erhalten wurde, indem ein
nach einer üblichen Methode zur Walzblockherstellung erhaltener Block in den anschließenden Stufen nach dem Heißwalzen
mit Hilfe des gleichen Verfahrens behandelt wurde, wie das erfindungsgemäß durch Stranggießen hergestellte Material.
Zwar besteht kein Unterschied zwischen Figur 5 und Figur 7, be'im Vergleich von Figur4 und Figur 6 ist jedoch ersichtlich,
daß bei der erfindungsgemäßen Verwendung des stranggegossenen
Materials eine bemerkenswerte Ausbildung von Kristallen mit (110) (001)-Orientierung im Oberflächenbereich des Materials
stattgefunden hat.
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Aus den nachfolgenden Beispielen ist ebenfalls ersichtlich, daß durch das Vorliegen eines geeigneten Anteils an Kristallen
mit (110) (OOI)-Orientierung in dem erfindungsgemäßen Elektrostahlblech
und -band die magnetische Flußdichte in allen Eichtungen in der Ebene des Elektrostahlbleches und -bandes erhöht
wird, ohne daß ein Anstieg der Anisotropie erfolgt oder wobei nur ein geringer Anstieg der Anisotropie erfolgt.
Geschmolzener Stahl, der 1.12 % Silizium, 0.225 % Aluminium
und 0.012 % Kohlenstoff, Rest überwiegend Eisen, enthielt,
wurde unter Verwendung einer Stranggießmethode durch rasches Abkühlen in Form eines Blockes mit einer Dicke von 250 mm
verfestigt, der auf beiden Seiten von der Oberfläche aus bis zu einer Tiefe von mehr als 100 mm ausgebildete Dendrite aufwies
β Dieser Block wurde etwa 2 Stunden in einem Heizofen gehalten,
dessen Temperatur auf 1220 C eingestellt war, und mit einer Dickenverminderung, von 99.1 # gewalzt, wobei ein
heißgewalztes Stahlblech einer Dicke von 2.3 mm erhalten wurde. Dieses heißgewalzte Stahlblech wurde in eine überwiegend Chlorwasserstoff
säure enthaltende Säurelösung getaucht, um das während des Heißwalzens an der Oberfläche des Stahlbleches
gebildete Oxyd zu entfernen, und unter Bildung eines dünnen Stahlbandes mit einer Dicke von 0.50 mm bei einer Dickenverminderung
von 78.3 i» kaltgewalzt. Das so erhaltene Stahlband wurde entfettet und getempert, indem es durch einen kontinuierlichen
Blankglühofen geführt wurde, dessen Temperatur bei 820° G eingestellt war und der eine stark entkohlende Atmosphäre
von pjj q/Ph = Oe20 enthielt. In dieser Stufe betrug
die Heizgeschwindigkeit 10.5° C/see. und die aiühdauer etwa
60 Sekunden. Die magnetischen Eigenschaften des in diesem
Beispiel erhaltenen Stahlbandes und eines aus dem gleichen Stahlmaterial unter Anwendung einer üblichen Walzbloekherstellungsmethode
erhaltenen Stahlbandes, sind in der später angegebenen Tabelle Ineinander gegenübergestellt.
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- 15 Beispiel 2
Geschmolzener Stahl, der 2.17 % Silizium, 0.209 % Aluminium
und 0.03 % Kohlenstoff, Rest überwiegend Eisen, enthielt, wurde durch rasches Kühlen unter Anwendung einer Stranggußmethode
in Form eines Blockes mit einer Dicke von 165 mm verfestigt, der auf beiden Seiten von der Oberfläche aus bis
zu einer Tiefe von etwa 70 mm ausgebildete Dendrite aufwies« Dieser Stab wurde etwa 2 Stunden in einem Heizofen gehalten,
dessen Temperatur auf 1270° C eingestellt wurde, und mit einer Dickenverminderung von 98.7 % gewalzt, wobei ein heißgewalztes
Stahlblech einer Dicke von 2.2 mm erzielt wurde· Dieses heißgewalzte Stahlblech wurde in eine überwiegend Chlorwasserst
off säure enthaltende Säurelösung getaucht, um das
während des Heißwalzens an der Oberfläche des Stahlbleches gebildete Oxyd zu entfernen, und mit einer Dickenabnahme von
77o3 ¥> kaltgewalzt, um ein dünnes Stahlband einer Dicke von
0.50 mm herzustellen. Dieses Stahlband wurde entfettet und getempert, indem es durch einen kontinuierlich Blankglühofen
geführt wurde, dessen Temperatur auf 860 G eingestellt war und der eine stark entkohlende Atmosphäre von Ρττ q/v™ = 0.20
aufwies, wobei eine Heizgeschwindigkeit von 11.8 ° C/sec. und eine Glühdauer von etwa 60 Sekunden eingehalten wurde. Die
magnetischen Eigenschaften des in diesem Beispiel erhaltenen Stahlbandes und eines aus dem gleichen geschmolzenen Stahl
nach einer üblichen Walzblock-Herstellungsmethode erhaltenen Stahlbandes sind zum Vergleich ebenfalls in Tabelle·1 angegeben.
Geschmolzener Stahl, der 2.90 % Silizium, 0.218 % Aluminium
und 0.029 # Kohlenstoff, Rest überwiegend Eisen, enthielt, wurde durch rasches Abkühlen unter Anwendung einer Stranggießmethode
in Form eines Blockes verfestigt, der eine Dicke von 300 mm hatte und auf beiden Seiten von der Oberfläche
bis zu einer Tiefe von etwa 130 mm ausgebildete Dendrite aufwies. Dieser Block wurde etwa 3 Stunden in einem Heizofen
gehalten, dessen Temperatur auf 1150° C eingestellt war, und
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bei einer Dickenabnahme von 99«3 % gewalzt, wobei ein heißgewalztes Stahlblech einer Dicke von 2eO mm erhalten wurde.
Dieses heißgewalzte Stahlblech wurde in eine überwiegend Chlorwasserstoffsäure enthaltende Säurelösung getaucht, um
das an der Oberfläche des Stahlbleches während des Heißwalzens gebildete Oxyd zu entfernen Die lose Rolle dieses Stahlbleches
wurde in einem G-lühfrischkasten während 7 Stunden bei
800 G in einer stark entkohlenden Atmosphäre von pu η/Ρττ =
0,32 getempert, um den Kohlenstoffgehalt auf 0.0032 % zu vermindern,
und wurde kaltgewalzt, wobei ein dünnes Stahlband mit einer Dicke von Q»35 mm erhalten wurde0 Dieses Stahlband
wurde entfettet und getempert, indem es durch einen kontinuierlichen ßlankglühofen geführt wurde t dessen Temperatur auf
1000 C eingestellt war und der eine nicht entkohlende, reduzierende
Atmosphäre von p™ n/Pg = Oo015 aufwies, wobei eine
in
Heizgeschwindigkeit von ^ 12.8U C/sec. und eine Glühdauer
von etwa 10 Sekunden eingehalten wurden. Die magnetischen Eigenschaften des in diesem Beispiel erhaltenen Stahlbandes
und eines konventionellen Stahlbandes, das aus dem gleichen geschmolzenen Stahl unter Anwendung einer üblichen
Walzblock-Herstellungsmethode erhalten wurde, sind zusammen mit den Ergebnissen der Beispiele 1 und 2 in Tabelle 1 aufgeführt
.
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Magnetische MagnetischepITußdiehte Eisenverlust
Eigenschaften Wb/m Watt/kg
Eigenschaften Wb/m Watt/kg
Beispiel te. Bg° B*° Wl°/5° ¥15/5Q
L. O L/C L. C L/C L. C C/L L. C C/L
erfindungs- 1.66 I.o4 1.73 I.o3 2.82 1.14 6.o5 l.lo
konventionell 1.62 I.o3 1.69 I.o3 2.87 1.14 6.11 l.lo
erfindungs- 1.57 I.o7 1.68 I.o6 1.65 1.4o 3.72 1.34
konventionell 1.53 I.o7 1-53 I.o5 1.7o 1.41 3.77 1.34
erfindungs- 1.56 I.o6 1.66 I.o6 1.19 1.42 2.67 1.36
gemäß
konventionell 1.52 I.o7 1.61 I.o6 1.23 1.41 2.71 1.36
Anmerkungen: L.C Mittelwert von Längs- und Querrichtung
L/C Längsrichtung/Querrichtung
C/L Querrichtung/Längsrichtung
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Claims (5)
1. Verfahreh zum Herstellen von kaltgewalztem, ungerichtetem
Elektrostahlblech und -band mit hoher magnetischer Flußdichte,
dadurch gekennzeichnet, daß geschmolzener Stahl unter Bildung eines Blockes in der Weise verfestigt wird,
daß sich Dendrite vorwiegend von der Oberfläche aus in Richtung der Tiefe des Blockes bis zu einer Tiefe von mehr
als 50 % der Plattendicke (sheet thickness) ausbilden, durch Erhitzen des Blockes ohne Vorwalzen auf eine Temperatur von
mehr als 1000° C Γ-Phase mindestens in einem Teil des
Blockes ausgebildet wird, der Block mit einer Dickenabnahme von mehr als 93 % ohne Anlassen heißgewalzt v/ird,
das so erhaltene heißgewalzte Stahlblech mit einer Dickenabnahme von 64 bis 84 % kaltgewalzt wird und das so erzielte
Stahlblech mit einer Heizgeschwindigkeit von mehr als 1.6° C/sec. erhitzt und bei einer Temperatur von
bis 1200° C getempert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Biock durch Stranggießen hergestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß geschmolzener Stahl verwendet wird, der weniger als
0.1. % Kohlenstoff, weniger als 4 % Silizium und/oder wenigei*
als 3 % Aluminium enthält.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3» dadurch gekennzeichnet,
daß der dem Heißwalzen au unterwerfende Block auf eine Temperatur zwischen 1000° 0 und 1350° G
erhitzt wird, um ίΓ-Phase in mindestens einem Teil dee
Blockes auszubilden·
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4» dadurch gekennzeichnet,
daß das Erhitzen des Stahlbleches nach dem Kaltwalzen mit einer Heizgeschwindigkeit zwischen 1.6 und
100° C /see. erfolgt.
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- 1970-09-26 JP JP45083780A patent/JPS4926415B1/ja active Pending
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1971
- 1971-09-24 FR FR7134509A patent/FR2108009A1/fr active Granted
- 1971-09-25 DE DE19712148031 patent/DE2148031B2/de not_active Ceased
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