DE2251960B2

DE2251960B2 - Verfahren zum Herstellen von Elektroblech oder -band mit Goss-Textur

Info

Publication number: DE2251960B2
Application number: DE19722251960
Authority: DE
Inventors: Katuro Kuroki; Fumio Matsumoto; Akira Sakakura; Kunihide Takashima; Kiyoshi Ueno
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1971-10-22
Filing date: 1972-10-23
Publication date: 1975-11-13
Also published as: IT969733B; CA972663A; FR2169778A1; BE790427A; SE415889B; GB1413136A; FR2169778B1; DE2251960A1

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von Elektroblech oder -band mit Goss-Textur und hoher magnetischer Flußdichte, bei dem eine Vorbramme aus einem Stahl mit höchstens 4,0% Silizium, höchstens 0,085% Kohlenstoff und 0,010 bis 0,065% säurelösliehem Aluminium lösungsgeglüht, warmgewalzt, das Warmblech gegebenenfalls nach einem Glühen bei 750 bis 1200⁰C mit anschließendem Abschrecken sowie mit einem Stickstoffgehalt von 0,005 bis 0,012% ein- oder mit einem Zwischenglühen mehrstufig mit einem Endverformungsgrad von 65 bis 95% kaltgewalzt, entkohlend und bei einer Temperatur über 800° C schlußgeglüht wird.

Elektroblech mit Goss-Textur wird als weichmagnetischer Werkstoff vornehmlich für Eisenkerne elektrischer Maschinen wie beispielsweise Transformatoren verwendet, wobei es besonders wichtig ist, daß der Stahl hinsichtlich der Magnetisierbarkeit und der Eisenverluste eine gute Charakteristik besitzt. In jüngster Zeit ist die Verringerung der Dimensionen elektrischer Maschinen in zunehmendem Maße wichtig geworden, weswceen das Bestreben dahingeht, das notwendige Gewicht

des Eisenkerns zu verringern. Um das Kerngewicht zu

verringern, ist es erforderlich, eine hohe magnetische ■ Flußdichte anzuwenden, woraus sich die Forderung nach einem Werkstoff mit guter Magnetisierbarkeit.

insbesondere mit einem guten ßs-Wert, d. h. einer magnetischen Flußdichte von 8 A/cm erklärt. Mit höherer magnetischer Flußdichte steigen jedoch auch die Eisenverluste. Im Vergleich zu einem magnetischen Werkstoff mit niedrigem ßs-Wert besitzt ein magnctischer Werkstoff mit hohem Ss-Wert wesentlich bessere Eisenverluste in einem starken Magnetfeld und eine geringe Steigerung der Eisenverluste mit steigender magnetischer Flußdichte.

Aus den vorstehenden Gründen läßt sich eine Verbesserung der i:.agnetischen Flußdichie. die mit zunehmender Maschinengröße erforderlich ist, nur durch die höhere magnetische Flußdichte eines kornorientierten EJektrobiechs erreichen. Des weiteren ist es zur Verringerung der Eisenverluste erforderlich.

dünne Bleche zu verwenden, um die Wirbelstromverluste niedrig zu halten, die einen großen Teil der Eisenverlusle ausmachen.

Üblicherweise besitzt Elektroblech mit Goss-Textur eine Dicke von 0.3 bis 0,5 mm, wenngleich in jüngster Zeit auch Kernbleche mit einer Dicke bis herunter zu etwa 25 μηι auf den Markt gekommen sind. Die Herstellung derartiger Bleche laßt sich jedoch mil den üblichen Walzen in zwei Stufen kaum bewerkstelligen, weswegen Verfahrensweisen, beispielsweise das in der japanischen Patentanmeldung Sho 43-5966 beschriebene Schwefel- oder Sclen-Penetrationsverfahren entwikkelt wurden. Die nach diesen Verfahren hergestellten üünnstbleche besitzen auf Grund ihrer geringen Dichte merklich erhöhte Hysteresisverluste, weil der ße-Wert etwa l,8wb/m² beträgt, so daß die Verringerung der Wirbelstromverluste verlorengeht und sich keine merkliche Verbesserung der Eisenverluste ergibt.

In der Zeitschrift »Bänder, Bleche, Rohre«, 1971. S. 11 bis 17, ist bereits ein Verfahren zum Herstellen von Elektroblech mit Goss-Textur bekannt, bei dem eine Vorbramme aus einem Stahl der eingangs erwähnten Art warmgewalzt und das Warmband kaltgewalzt, entkohlend geglüht und bei einer Temperatur über 800⁰C schlußgeglüht wird. Wenngleich bei diesem Verfahren nach dem Vorwalzen ein Zwischenerwärmen erfolgen kann und die Endtemperatur beim Warmwalzen normalerweise nur wenig über 800°C liegt, sind hinsichtlich der Temperaturführung während des zwangsläufigen Abkühlens beim Warmwalzen und danach keine besonderen Bedingungen einzuhalten.

Ähnliche Verfahren werden in den deutschen Offcnlegungsschriften 19 20 968 und 19 21 656 beschrieben; sie unterscheiden sich von dem vorerwähnten Verfahren dadurch, daß das Warmblech bzw. -band zum Abscheiden des Aluminiumnitrids bei 750 bis 1200"C zwischengeglüht und im einen Falle abgeschreckt wird. Anschließend wird das Warmblech ein- oder mehrstufig mit einem Endverformungsgrad von 65 bis 95% kaltgewalzt.

Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, daß das Rekristallisationsgefüge bzw. die Kornorientierung und damit die magnetischen Eigenschaften eine Funktion der Korngröße und Verteilung der Aiuminiumnitrid-Ausscheidungsphase sind; ihr liegt daher die Aufgabe zugrunde, die Aluminiumnitrid-Phase hinsichtlich Korngröße und Verteilung optimal einzustellen, um auf diese Weise eine hohe magnetische Induktion von mindestens 1,88 Wb/m² in Walzr chtung und geringe Eisenverluste

Selbst bei geringsten Blechdicken zu erreichen. Die Lösung dieser Aufgabe basiert au^r der Feststellung, daß die Natur der Aluminiumnitrid-Phase eine Funktion des Siliziumgehaltes und des Temperatur-Zeit-Verlaufs beim Warmwalzen und dem anschließenden Abkühlen ist. Im einzelnen besteht die Erfindung somit darin, daß bei dem eingangs erwähnten Verfahren erfindungsgemäß die Vorbramme bei über 1200⁰C lösungsgegiüht und in der Weise warmgewalzt wird, daß vom Ziehen bis zur Abkühlung auf 1000 bis 1250⁰C je nach Siliziumgehal! sowie anschließend bis auf 600°C jeweils weniger als 200 Sekunden vergehen, wobei höheren Kiliziumgthalten höhere Haltetemperaturen und kürzere Haltezeiten entsprechen.

Die Erfindung wird nachfolgend an Hand der Zeichnung des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

F i g. 1 eine beim Warmwalzen aufgenommene Abkühlungskurve,

Fig. 2 den Zusammenhang zwischen den magnetischen Eigenschaften und der Haltezeit -und temperatur vor dem letzten Stich des Warmwalzens.

F ig. 3 den Zusammenhang zwischen den magnetischen Eigenschaften und Abschrecktempenitur bei einem Abschrecken unmittelbar nach dem Warmwalzen,

Fig. 4 eine beim Warmwalzen aufgenommene Abkühlungskurve und die Ausscheidungen von Aluminiumnitrid und

Fig. 5 bis 7 Makroaufnahmen zusammen mit den zugehörigen magnetischen Eigenschaften der Ausführungsbeispiele 4 bis 6.

Als Ausgangsmatcrial kommt ein üblicher Stahl oder ein Siliziumstahl mit höchstens 0,085% Kohlenstoff, höchstens 4,0% Silizium und 0,010 bis 0.06.5% säurelöslichem Aluminium, beispielsweise die in den japanischen Patentanmeldungen Sho40-15 644 und Sho 46-23 820 beschriebenen Stähle in Frage.

Den üblicherweise in den Stahl gelangenden Verunreinigungen kommt ebenso eine besondere Bedeutung zu, wie der Wirkung des Aluminiumgehaltes.

Im allgemeinen findet bei einem kornorientierten Stahl für Elektrobleche die Sekur;därrekristallisation des Gitters mit einer (11O)[OOl !-Orientierung beim anschließenden Glühen statt, wobei sich ein Werkstoff mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften in Walzrichtung ergibt. Dabei spielen jedoch die durch Verunreinigungen wie Nitride, Sulfide und Oxyde bewirkten Ausscheidungen eine wichtige Rolle.

Bisher war man der Ansicht, daß diese Ausscheidungen als feindisperse Teilchen im Grundgefüge vorliegen und ein Kornwachstum des Grundgefüges verhindern. Durch umfangreiche Untersuchungen konnte jedoch festgestellt werden, daß einige Phasen, die sich in einer bestimmten Orientierung in bezug auf das Grundgefügi. ausscheiden, außerdem noch die Fähigkeit besitzen, üelektiv das Wachstum bestimmter Körner mi! einer speziellen Orientierung zu hemmen, womit sich die Möglichkeit ergibt, die Kornorientierung bei der Sekundärrekristallisation zu steuern und auf diese Weise Elektroblech mit einem ausgezeichneten ßs-Wert herzustellen.

Zu den vorerwähnten Ausschcidungsphasen mit besonderer Beeinflussung des Kornwachstums gehört das Aluminiumnitrid, so daß die Erfindung darauf gerichtet ist, einen Stahl mit diesem Gefügebestandteil zu schaffen. Es ist anzunehmen, daß die auf Grund anderer Elemente sich bildenden Ausscheidungsphasen diese spezielle Eigenschaft nicht besitzen, sondern lediglich das Wachstum des Korns der Primärreknstallisation des Grundgefüges hemmen.

Wie bereits erwähnt, ist es im Hinblick auf ein kornorientiertes Gefüge unerläßlich, daß der Stahl Ausscheidungsphasen bildende Elemente enthält, wobei es von großer Bedeutung für die magnetischen Eigenschaften des Stahls ist, diese Elemente in wirksamer Größe und Verteilung auszuscheiden. Im Rahmen der Erfindung dürfte die wirksame Korngröße der Ausscheidungsphasen im Hinblick auf ihren Beitrag zum Kornwachstum der Sekundärrekristallisation grob gesehen unter 1 μπι liegen.

Andererseits ist es bei der Bildung dieser Ausscheidungsphasen während der Herstellung des kornorienlierten Stahls erforderlich, daß diese Ausscheidungsphasen mit wirksamer Größe schon in dem Raumtemperaturgefüge vor dem abschließenden Kaltwalzen vorliegen. Aus diesem Grunde schließt die Bildung der Ausscheidungsphasen das Erstarren des schmelzflüssigen Stahls, das Abkühlen der vorgewalzten Blöcke, aas Abkühlen beim Warmwalzen sowie das Glühen und Abkühlen des warmgewalzten Bleches oder Zwischenbleches vor dem abschließenden Kaltwalzen ein. Beim Erstarren des Stahls vor dem Warmwalzen oder Abkühlen des Vorblocks ist die Masse so groß, so daß die Abkühlungsgeschwindigkeit verhältnismäßig gering und die Korngröße der meisten Ausscheidungen größer als die wirksame Korngröße ist. Aus diesem C!runde muß im Falle eines Stahls für kornorieniicncs Elektroblech mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften erfindungsgemäß die Bramme oder Platine beim Warmwalzen lösungsgeglüht werden, um die Ausscheidlingsphasen wieder im Grundgefüge zu lösen, so daß sich ein Warmblech ergibt, dessen Ausscheidungsphasen auf Grund einer gelenkten Kühlung beim Warmwalzen eine wirksame Korngröße besitzen. Falls erforderlich, kann auch das Warmblech vor dem abschließenden Kaltwalzen geglüht werden, um die Ausscheidungsphasen in die gewünschte Form zu bringen.

Von besonderer Bedeutung ist die Temperaturführung beim Warmwalzen, wie zahlreiche Walzversuche unter Verwendung verschiedener Stähle der eingangs erwähnten Zusammensetzung beweisen.

So wurden aus einem Silizium-Stahl mit 2,3% Silizium und 0,034% Aluminium 40 mm dicke Probestücke herausgearbeitet und 30 Minuten bei 1300'C gehalten, um das Aluminiumnitrid vollständig im Grundgefüge zu lösen; danach wurden die Proben in freier Atmosphäre auf 1200, 1100 und 1000°C abgekühlt sowie 50 bis 200 Sekunden bei diesen Temperaturen im Ofen gehalten, alsdann in zwei Stichen bis auf eine Dicke von 3,2 mm heruntergewalzt sowie in Luft abgekühlt. Das auf diese Weise hergestellte Warmblech wurde alsdann bis auf eine Dicke von 0,35 mm kalt heruntergewalzt. Der Zusammenhang zwischen dem ßa-Wert sowie der Haltetemperatur und Haltezeit vor dem Warmwalzen ergibt sich aus dem Diagramm der F i g. 2. Außerdem ist in Fig. 1 die Abkühlungskurve einer der Proben während des Warmwalzens wiedergegeben. Dabei zeigen die Kurve A die Abkühlung beim Warmwalzen unmittelbar nach dem Blockziehen und die Kurven B und C die Abkühlung nach dem 50 Sekunden langen Halten bei 1100⁰C sowie nach einem 150 Sekunden langen Halten bei 1200⁰C.

Wie sich deutlich aus dem Kurvenverlauf der F i g. 2 ergibt, wird die Charakteristik durch ein 50 Sekunden langes Halten bei 1000⁰C gestört und ist die

Sekundärrekristallisation bei einem 100 Sekunden übersteigenden Halten auf 1000°C unmöglich. Das Halten bei 1100 und 1200⁰C führt zu ähnlichen Ergebnissen, wenngleich höhere Haltetemperaturen dazu führen, daß längere Haltezeiten ohne wesentliche Beeinträchtigung der sekundären Rekristallisation bzw. magnetischen Eigenschaften in Kauf genommen werden können.

Wird der Stahl 200 Sekunden lang bei 1100⁰C gehalten, so findet eine sekundäre Rekristallisation nicht statt, während bei einem 200 Sekunden langen Halten auf 1200⁰C die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden. Dieses Verhalten dürfte darauf zurückzuführen sein, daß der überwiegende Teil des beim 30minütigen Halten bei 1300⁰C im Grundgefüge gelösten Aluminiumnitrids sich während des Haltens bei 1000 und 1200⁰C ausscheidet, so daß der sich bei der Abkühlung während des Warmwalzens ausscheidende Anteil von Aluminiumnitrid mit wirksamer Korngröße verhältnismäßig gering ist, wobei die letztere Ausscheidung bei verhältnismäßig niedrigen Haltetemperaturen wie 1000⁰C rasch voranschreitet, während sie bei höheren Haltetemperaturen nur langsam voranschreitet.

Ein ähnliches Verhalten wurde bei vergleichbaren Versuchen beobachtet, die mit Stählen unterschiedlichen Siliziumgehalts in bezug auf die Haltetemperaturen und -zeiten durchgeführt wurden. Dabei wurde festgestellt, daß die noch tragbaren Haltetemperaturen und -zeiten vom Siliziumgehalt abhängig sind. So wird beispielsweise im Falle eines Stahls mit 1,0% Silizium die Gefahr einer Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften bei einer Haltetemperatur von 1000⁰C zu längeren Haltezeiten hin verschoben, so daß sich auch bei Haltezeiten von 150 Sekunden noch eine Sekundärrekristallisation ergibt. Bei einer Haltetemperatur von 1100"C wurde eine gewisse Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften bei längeren Haitezeiten beobachtet, doch konnte selbst bei Haitezeiten über 200 Sekunden noch eine gute Sekundärrekristallisation beobachtet werden.

Bei einer Haltetemperatur von 1200⁰C ist die Haltezeit ohne Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften und die Sekundärrekristallisation eines Stahls mit 1% Silizium Dies zeigt, daß die Temperatur von 1200⁰C für ein vollständiges Lösen des Aluminiumnitrids der Bramme bzw. Platine ausreichend ist. Andererseits wird die gerade noch tragbare Haltetemperatur und -zeit vor dem Warmwalzen bei Stählen mit höheren Siliziumgehalten zu gering. So wird bei einem 3,15% Silizium enthaltenden Stahl die Sekundärrekristallisation unabhängig von der Haltezeit beeinträchtigt, so daß die Haltetemperatur mindestens 1150° C betragen muß und die Haltezeit maximal 50 Sekunden betragen sollte, um eine Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften zu vermeiden.

Das Diagramm der F i g. 4 zeigt den Zusammenhang zwischen dem Abkühlungsverlauf beim Warmwalzen und der Menge des Aluminiumnitrids bei unterschiedlichen Siliziumgehalten. Bei einem 2,8% Silizium enthaltenden Stahl beginnt die Ausscheidung des Aluminiumnitrids bei etwa 1250°C und setzt sich mit zunehmender Geschwindigkeit bis zu einer Temperatur unter 1200⁰C fort, während sich im Falle eines Stahls mit1,l% Silizium bis zu einer Temperatur von 1000⁰C im wesentlichen kein Aluminiumnitrid ausscheidet, sondern die Ausscheidung erst unterhalb dieser Temperatur beginnt. Dies dürfte darauf zurückzuführen sein, daß sich der a-y-Umwandlungsbereich des Stahl in Abhängigkeit vom Kohlenstoff- und Siliziumgehal ändert und die Ausscheidung der Aluminiumnitridphasi eng mit dem Gefügeanteil der y-Phase zusammenhängt. Mithin ergibt sich auch aus Fig.4, daß sich de Bereich der langsamen Abkühlung vor dem Warmwal zen in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt ändert. De: weiteren kommt auch der Aluminiumnitridausscheidunj nach dem Warmwalzen eine erhebliche Bedeutung zu

ίο F i g. 3 zeigt den Zusammenhang zwischen dem Bs- Wer und der Abschrecktemperatur beim Wasserabschrek ken für einen 3% Silizium enthaltenden, 30 Minuten be 1350°C geglühten und unmittelbar anschließend aul eine Dicke von 3,5 mm heruntergewalzten sowie danr anschließend sofort in Wasser abgeschreckten Stahl, dei abschließend zu kornorientiertem Elektroblech weiterverarbeitet wurde. Das Diagramm beweist, daß sich bessere magnetische Eigenschaften ergeben, wenn der Stahl möglichst bald nach dem Warmwalzen auf eine Temperatur von 600⁰C abgeschreckt wird, bei der das Aluminiumnitrid im wesentlichen vollständig ausgeschieden wird. Dabei sollte der Stahl so schnell wie möglich innerhalb von weiniger als 200 Sekunden abgeschreckt werden. Die Wirkung des Siliziumgehaltes ist in diesem Stadium des Verfahrens ähnlich der im Bereich langsamer Abkühlung vor dem Warmwalzen, so daß bei höheren Siliziumgehalten eine rasche Abkühlung von höheren Temperaturen erforderlich ist, während sich bei niedrigeren Siliziumgehalten die gewünschten magnetischen Eigenschaften auch beim langsamen Abkühlen von verhältnismäßig niedrigen Temperaturen ergeben. Auch dies beweist, daß die a-y-Umwandlung bzw. der Austenitanteil im Gefüge eine wesentliche Rolle spielt

Beim Abkühlen während des Warmwalzens eines Stahls für kornorientiertes Elektroblech mit geringem Aluminiumgehalt sollte der Abkühlungsverlauf der Kurve A im Diagramm der Fig. 1 entsprechen. Insbesondere sollte das Glühen der Bramme oder Platine vor dem Warmwalzen bei einer Temperatur und in einer Zeit erfolgen, die für ein vollständiges Lösen des Aluminiumnitrids im Grundgefüge ausreicht. Außerdem sollte die Brammentemperatur nach dem Ziehen bis zum Walzbeginn bzw. bis zum Beginn des abschließenden Walzens möglichst hochgehalten und möglichst schnell mit dem ersten Stich begonnen werden. Des weiteren sollte der Stahl unmittelbar nach dem Warmwalzen so schnell wie möglich auf Raumtemperatur abgekühlt werden.

Im Falle eines entsprechend der Abkühlungskurve A warmgewalzten Stahlblechs können das Lösungsglühen und die Rekristallisation entfallen, ohne daß die ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden, wie das nachfolgende Beispiel 1 zeigt.

Die Warmwalzbedingungen beim Herstellen von kornorientiertem Elektroblech mit ausgezeichneten gerichteten magnetischen Eigenschaften unter Berücksichtigung der vom Aluminiumnitrid ausgehenden Hemmung des Kornwachstums sind unter Berücksichtigung der folgenden Ausführungen zu wählen. Insbesondere nach einem Lösungsglühen der Bramme bei Temperaturen über 120O⁰C unter Berücksichtigung des Siliziumgehaltes sollte die Brammentemperatur folgenden Bedingungen genügen:

Die Zeit nach dem Ziehen der Bramme bis zur Abkühlung auf 1000 bis 1250⁰C sollte in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt 200 Sekunden nicht übersteigen. Des weiteren sollte auch die Zeit für das Abkühlen auf

b00"C 200 Sekunden nicht übersteigen.

Wie bereits erwähnt, ergibt sich bei einem erfindungsgemäß behandelten Stahl eine Sekundärrckristallisation mit einem in starkem Maße unter dem Einfluß des Aluminiums bzw. des Aluminiumnitrids kornorientierten Gefüge. Dabei ergibt sich in einem bestimmten Bereich mit steigendem Aluminiumgehall ein besserer ß«-Wert, insbesondere eine j110) < 100> -Orientierung bei der Sekundärrekristallisation mit einem höheren Akkumulationsgrad. Wird daher ein solcher Stahl zum Herstellen von Blechen mit einer Dicke über etwa 0,35 mm verwendet, so ergeben sich mit Sicherheit hervorragende magnetische Eigenschaften. Elektrobleche mit einer Dicke unter 0,3 mm besitzen eine größere Empfindlichkeit in bezug auf andere Elemente wie Kohlenstoff, Silizium und Stickstoff sowie die Herstellungsbedingungen bei steigendem Aluminiumgehalt, so daß ohne sorgfältige Berücksichtigung dieser Faktoren die Menge, die Größe und die Verteilung des Aluminiumnitrids unzureichend werden und die Gefahr einer unvollständigen Sekundärrekristallisation besteht.

Um vorstehendem Rechnung zu tragen, ist es erforderlich, die Aluminiumnitridphase sorgfältig einzustellen, um dabei die Stabilität der chemischen Zusammensetzung und der Herstellungsbedingungen zu verbessern sowie den zulässigen Aluminiumgehalt zu höhren Werten zu verschieben, so daß sich Elektrobleche mit besseren magnetischen Eigenschaften, insbesondere Dünnstbleche, mit einer Dicke unter 0,3 mm ergeben.

Insbesondere beim Herstellen eines kornorientierten Elektroblechs mit hoher magnetischer Flußdichte unter Verwendung eines aluminiumhaltigen Stahls hat sich die Erfindung auch in wirtschaftlicher Hinsicht vornehmlich beim Herstellen von Dünnstblechen bewährt, die eine bessere Sekundärrekristallisation und ein ausgezeichnetes Verhalten beim Nitrieren des warmgewalzten Blechs im Durchlaufofen besitzen.

Die Gründe für die besseren Eigenschaften eines nitrierten Elektroblechs ergeben sich aus den folgenden Ausführungen; denn obgleich die magnetischen Eigenschaften mit steigendem Aluminiumgehalt ausgezeichnet werden, wird die Sekundärrekristallisation auf Grund eines unausgewogenen Aluminiumnitridgehaltes beeinträchtigt.

Wie in der japanischen Patentanmeldung Sho46-23 820 beschrieben, muß die Aluminiumnitridphase in einer bestimmten Menge und Korngröße vorliegen. Das Aluminiumnitrid vermag das Kornwachstum des Grundgefüges über das Keimwachstum bei der Sekundärrekristallisation zu hemmen. Dabei können nur Körner mit einer speziellen Orientierung in bezug auf die Richtung der Ausscheidungsphase aus feinkörnigem Aluminiumnitrid selektiv wachsen, so daß die Orientierung bei der Sekundärrekristallisation gesteuert verläuft und die sehr günstige j100|< 100>-Orientierung eingestellt werden kann.

Ein hoher Aluminiumgehalt wirkt sich günstig, wegen der verhältnismäßig großen Menge des speziellen Aluminiumnitrids, auf die {100) <100> -Orientierung und die Sekundärrekristallisation aus, wobei jedoch das Wachstum der Keime bei der Sekundärrekristallisation infolge der von dem zu hohen Aluminiumnitridgehalt ausgehenden starken Hemmung beeinträchtigt wird, so daß sich eine unvollständige Sekundärrekristallisation ergibt.

Beim Nitrieren verringert dagegen der Stickstoff die Menge des feinkörnigen Aluminiumnitrids angemessen und wird die Beeinträchtigung des Keimwachstums be der Sekundärrekristallisation beseitigt, so daß sich eint vollständige Sekundärrekristallisation ergibt.

Außerdem verbindet sich der Stickstoff mit den Aluminium im Stahl, so daß die Menge des speziellei feinkörnigen Aluminiumnitrids erhöht werden kann Auf diese Weise kann auch bei hohem Aluminiumgehal die selektive Sekundärrekristallisation de: jl IO}< 100>-Korns beibehalten werden und desser Wachstum wirksam gesteuert werden.

Beim Nitrieren zwecks Bildung von wirksamer Aluminiumnitrid liegt der erforderliche zusätzliche Stickstoffgehalt als ALN in Abhängigkeit von dei chemischen Zusammensetzung des Stahls, insbesondere in Abhängigkeit vom Aluminium- und Stickstoffgehalt den Verfahrensbedingungen vor dem Nitrieren und dei Blechdicke bei 0,0005 bis 0,004%, so daß dei Gesamtgehalt an Stickstoff im Blech 0,005 bis 0,012% betragen sollte. Nach dem Einstellen des Stickstoffgehaltes innerhalb der vorerwähnten Gehaltsgrenzen wird der Stahl zum Ausscheiden des wirksamen Aluminiumnitrids in einer Menge von 0,0005 bis 0,0095% als ALN behandelt.

Liegt der Stickstoffgehalt außerhalb der oben angegebenen Gehaltsgrenzen, beispielsweise niedriger, so ergibt sich eine instabile Sekundärrekristallisation, während ein zu hoher Stickstoffgehalt einen hohen ßs-Wert als Folge einer hohen magnetischen Flußdichte verhindert und die Stabilität der Sekundärrekristallisation gering ist.

Es könnte auch der gesamte Stickstoff bereits beim Erschmelzen des Stahls eingebracht werden, doch ist es vorzuziehen, daß insbesondere der Aluminiumgehalt erhöht wird, um die Herstellung von Dünnstblechen mit einer Dicke unter 0,30 mm mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften zu ermöglichen, wodurch naturgemäß die Menge des für die Nitridbildung erforderlichen Stickstoffs erhöht wird. Wird nun eine große Menge Stickstoff beim Erschmelzen in den Stahl eingebracht, so besteht die Gefahr einer Blasenbildung im Fertigblech und wird die Ausbeute verringert. Andererseits führt ein Aufsticken während des Durchlaufglühens des gewalzten Stahls selbst bei steigendem Stickstoffgehalt nicht zur Blasenbildung. Das Aufsticken während des kontinuierlichen Glühens des warmgewalzten Stahls ist jedoch insofern vorteilhaft, als dabei eine sorgfältige Überwachung hinsichtlich einer unausgewogenen Menge und Bildung des wirksamen Aluminiumnitrids als Folge von Gehaltsschwankungen der Reaktionspartner Aluminium und Stickstoff im Stahl sowie Änderungen der Walzbedingungen möglich ist.

Das Aufsticken kann auch im Durchlaufofen während eines entkohlenden Glühens von kaltgewalztem Blech mit Endabmessungen erfolgen; in diesem Falle ist es jedoch sehr schwierig, den Nitriergrad zu überwachen, so daß unterschiedliche Werkstoffeigenschaften die Folge sind, obgleich sich in vielen Fällen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften ergeben.

Beim Aufsticken können die verschiedensten Stickstoffquellen verwendet werden. So kann beispielsweise eine Stickstoffverbindung wie NH3 und NO enthaltendes Gas in den Ofen eingeleitet werden, oder es kann eine Stickstoffverbindung direkt auf das Stahlblech aufgetragen werden. Die Verwendung von N2-Gas ist wenig wirksam, da dieses inert ist. In jedem Fall sollte daher ein aktivierter Stickstoff verwendet werden. Die Stickstoffanreicherung des Blechs mittels gasförmiger

Stickstoffverbindungen wie NHj und NO läßt sich durch Einführen der Gase für sich oder in Mischung mil dem normalen Ofengas bewerkstelligen. Der Auftrag eines Stickstoffverbindungen enthaltenden Überzugs auf das Blech erfolgt vor dem Glühen bzw. unmittelbar vor dem Ofen in ähnlicher Weise wie eine Trennschicht vor dem abschließenden Glühen aufgetragen wird. So können beispielsweise Magnesiumnitrid- oder ähnliche Pulver mit Wasser angerührt und unter standigem Rühren mittels einer Walze auf die Blechoberfläche aufgetragen werden. Dabei wird die Menge des aufzunehmenden Stickstoffs durch die Schichtdicke eingestellt.

Bei der üblichen Verwendung von Ammoniak muß die Menge des aktiven Stickstoffs im Hinblick auf die gewünschte Stickstoffanreicherung über 0,2%, bezogen auf den Ammoniakanteil des Ofengases, liegen, hängt jedoch im Einzelfall von der Strömungsgeschwindigkeit und Glüh/eit ab.

Das Aufsticken erfolgt vorzugsweise im Durchlaufofen beim üblichen Glühen des Blechs, kann jedoch auch in einem separaten Arbeitsgang erfolgen. In diesem Falle geschieht das Aufsticken während einer Zeit von 30 Sekunden bis 30 Minuten bei 600⁰C, wobei die Menge des Stickstoffs über 0,2%, bezogen auf den Ammoniakanteil des Ofengases, liegen muß.

Nach dem Nitrieren wird der Stahl auf Raumtemperatur abgekühlt und danach einem üblichen Durchlaufglühen unterworfen oder in üblicher Weise im Durchlaufofen geglüht und abgeschreckt, um die wirksame Aluminiumnitridphase zu bilden.

Im Rahmen der Erfindung kommen übliche Stähle oder Siliziumstähle mit unter 4,0% Silizium und 0,010 bis 0.065% Aluminium in Form nach üblichem Verfahren erschmolzener und vergossener Blöcke oder als Strangoder Druckguß zur Verwendung. Nach üblichen Verfahren hergestellte Brammen enthalten über 0,0020% Stickstoff: diese Menge reicht für die erfindungsgemäße Aluminiumnitridphase völlig aus. Die vorerwähnten Stähle werden gegebenenfalls nach einem Vorwalzen zur Zerstörung des Gußgefüges bis auf eine Dicke von 1,5 bis 7 mm warmgewalzt. Das Ausscheidungsg'ühen nach dem Warmwalzen und vor dem abschließenden Kaltwalzen ist in der japanischen Patentanmeldung Sho 46-23 820 beschrieben. Dabei ist vor allen Dingen zu beachten, daß der Stahl 30 Sekunden bis 30 Minuten bei 750 bis 1200°C geglüht und anschließend abgekühlt wird, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen 950 und 400⁰C 2 bis 200 Sekunden betragen sollte. Das Kaltwalzen erfolgt je nach Siliziumgehalt mit einer Abnahme von insgesamt 65 bis 95%.

Nach dem Kaltwalzen kann das Blech in üblicher Weise entkohlend und abschließend geglüht werden.

Beispiel 1

Ein Block aus einem Stahl mit 0,050% Kohlenstoff, 3,05% Silizium, 0,030% Aluminium und 0.028% Schwefel wurde zunächst bis auf eine Dicke von 40 mm vorgewalzt und alsdann 30 Minuten bei 1350°C gehalten sowie unmittelbar anschließend fertiggewalzt. Die Temperatur zu Beginn des Walzens lag bei 1280°C, und die Zeit zwischen dem Ziehen der Platine bis zum Walzbeginn betrug nur 15 Sekunden. Die Dicke der Platine wurde mittels zweier Stiche bei einer Endtemperatur von I12O°C bis auf 3.5 mm verringert. Die Gesamtzeit nach dem Ziehen der Platine bis zum Walzende betrug 35 Sekunden. Danach wurde das Blech innerhalb von 10 Sekunden mit Wasser auf 20"C abgeschreckt.

Das warmgewalzte Blech wurde mit Säure gebeizt, mit einer Dickenabnahme von 90% bis auf 0,35 mm S kaltgewalzt, einem kontinuierlichen Entkohlungsglühen unterworfen und abschließend 20 Stunden bei 1200⁰C in Wasserstoff geglüht. Die Untersuchung von Proben ergab die folgenden magnetischen Eigenschaften in Walzrichtung

Bs = 1,943 (wb/m*'),
IVi7/50 =1,16 (W/kg).

Beispiel 2

Ein Block aus einen Siliziumstahl mit 0.045% Kohlenstoff, 2,3% Silizium, 0.025% Aluminium und 0,013% Schwefel wurde zu einer Platine mit einer Dicke von 40 mm ausgewalzt, die alsdann 30 Minuten bei 1300⁰C und unmittelbar anschließend 100 Sekunden bei 1200⁰C im Ofen gehalten sowie dann ausgewalzt wurde. Die Gesamtzeit vom Ziehen der Platine bis zum Walzende betrug 180 Sekunden, und das Walzen erfolgt mit zwei Stichen bei einer Endtemperaiur von 1050"C bis auf eine Dicke von 4,0 mm. Die Gesamtzeit vom Ziehen der Platine bis zum Ende des Walzens betrug 210 Sekunden. Das warmgewalzte Blech wurde unmittelbar bis auf Raumtemperatur in Wasser abgeschreckt, wofür etwa 10 Sekunden erforderlich waren. Das warmgewalzte Blech wurde dann mil Säure gebeizt, mit einer Dickenabnahme von 25% kaltgewalzt, 2 Minuten bei 1100⁰C in Stickstoffatmosphäre geglüht, in Wasser mit 100°C abgeschreckt. Alsdann wurde das Blech erneut mit Säure gebeizt, mit einer Dickenabnahme von 88% bis auf 0,35 mm kaltgewalzt, im Durchlaufofen entkohlt und anschließend 20 Stunden bei 1200⁰C in Stickstoffatmosphäre geglüht. Das fertige Blech besaß folgende magnetische Eigenschaften in Walzrichtung:

S₈

W\ 7/50

1,983 (wb/m2).
1.32 (W/kg).

Die verhältnismäßig geringen Eisenverluste im Vergleich zu dem ßs-Wert sind bedingt durch die ungewöhnlich große Körnung des Gefüges.

Beispiel 3

Ein Block aus einem Stahl mit 0.053% Kohlenstoff 2,80% Silizium. 0,032% Aluminium und 0.027% Schwefel wurde bis auf eine Dicke von 40 mm vorgewalzt und 30 Minuten bei 1350⁰C gehalten sowie unmittelbar anschließend warmgewalzt.

Die Temperatur des Walzbeginns betrat· 128O°C. und zwischen dem Ziehen der Platine und dem Walzbeginn lagen 15 Sekunden. Die Platine wurde mit einer Endtemperatur von 980⁰C in drei Stichen bis auf eine Dicke von 2,8 mm heruntergewalzt. Zwischen derr Ziehen der Platine und der Beendigung des Walzen« vergingen insgesamt 45 Sekunden. Das Abkühlen nach dem Warmwalzen erfolgte an Luft und erforderte bis auf 300⁰C 280 Sekunden. Das warmgewalzte Blech wurde dann 2 Minuten bei 1150'C in Stickstoffatmosphäre geglüht, innerhalb von 45 Sekunden ir Wassernebel von 1150°C auf Raumtemperatur abge kühlt.

Das geglühte Blech wurde mit Säure gebeizt, bis aul eine Dicke von 030 mm kaltgewalzt sowie entkohlenc

geglüht und abschließend 20 Stunden in Wasserstoff bei 1200"C geglüht. Das Blech besaß in Walzrichtung die folgenden magnetischen Eigenschaften:

ök = 1.923(WbZm-¹).

μ/,,/,ο = 1.05 (W/kg).

Beispiel 4

Stahlblöcke A und H mil der aus der nachfolgenden Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung wurden vorgewalzt, warmgewalzt und in der unteren angegebenen Weise weilerbehandelt. Die Vorbehandlung bis zum Warmwalzen entsprach dem Beispiel 3.

	C (%)	T a b c I I c	1	ΛΙ ("/")	N ("/»>
	0.047 0.045	Si ('V_n)	0.034 0.031	0.0056 0,0063
A η	2.88 2,98

Nach dem Warmwalzen schloß sich folgende Behandlung des warmgewalzten Blechs an: Zweiminütiges kontinuierliches Glühen bei 1100"C in einer Atmosphäre aus 100% Stickstoff oder 95% Stickstoff und 5% Ammoniak — Säurebeizen — Kaltwalzen in zwei Stichen auf 0,35 mm und 0.30 mm — kontinuierliches Entkohlungsglühen bei 850"C — abschließendes Glühen bei 1200⁰C.

Die nachfolgende Tabelle Il zeigt die Stickstoffzunahme (/IN) während des Aufstickens, den Gesamtgehalt des Stickstoffs (Ng) und den Gehalt des ausgeschiedenen Aluminiumnitrid*(N als ALN).

Tabelle Il

Au

ALN

40

0,0032
0,0028

0.0088
0.0091

0.0070
0.0068

Die Fig. 5 z.eigt Makroaufnahmen zusammen mit den magnetischen Eigenschaften der Stähle des vorliegenden Versuchs.

Bei dem 0.35 mm dicken Blech ergaben sich

30

35 unabhängig von dem Aufsticken ausgezeichnete magnetische Eigenschaften. Andererseits waren bei dem 0,03 mm dicken Blech ohne Aufstickung die Sekundärrekristallisation unvollständig und die magnetischen Eigenschaften schlecht. Nach einem Aufsticken ergaben sich jedoch eine vollständige Sekundärrekristallisation und ausgezeichnete magnetische Eigenschaften. Dieser Versuch zeigt, daß das Aufsticken bei Dünnstblechen von großer Bedeutung ist.

Beispiel 5

Ein Stahlblock entsprechend Beispiel 4 wurde vorge walzt, unter ähnlichen Bedingungen wie in Beispiel A angegeben warmgewalzt und anschließend das warm gewalzte Blech der folgenden Behandlung unterworfen Zweiminütiges kontinuierliches Glühen bei 1100⁰C ir reiner Stickstoffatmosphäre ohne Überz.ug oder mi¹ einem Mangannitridüberzug mit 6% N in einer Menge von 100 g/mm² — Säurebeizen — Kaltwalzen bis au 0,23 mm — kontinuierliches Entkohlungsglühen be 850"C - abschließendes Glühen bei 1200⁰C.

Bei dem mit Mangannitrid überzogenen Blech betrug die Stickstoffzunahme 0,0023%, der Gesamtgehalt ar Stickstoff 0,0079% und der Gehalt an Aluminiumnitric 0,0063%.

Die Fig.6 gibt Makroaufnahmen und die magneti sehen Eigenschaften der Versuchsbleche wieder.

Beispiel 6

Ein Block A gemäß Beispiel 4 wurde vorgewalzt unter ähnlichen Bedingungen wie im Falle de« Beispiels 4 warmgewalzt und das warmgewalzte Blech folgender Behandlung unterworfen: Mit oder ohne lOminütiges Glühen bei 700"C in einer Atmosphäre au; 95% Stickstoff und 5% Ammoniak — kontinuierliche; Glühen bei 1100⁰C — Säurebeizen — Kaltwalzen bi« auf 0.27 mm — kontinuierliches Entkohlungsglühen be 850'C - abschließendes Glühen bei 1200⁰C.

Die Stickstoffzunahme des vorgeglühten Blech; betrug 0,0030%, der Gesamtgehali an Stickstof! 0.0086% und der Gehalt an Aluminiumnitrid 0,0069%.

Die Fig. 7 gibt die Makroaufnahmen und die zugehörigen magnetischen Eigenschaften der in dei vorbeschriebenen Weise behandelten Bleche wieder wobei sich die bemerkenswerte Wirkung eines Aufstik kens zeigt.

Hierzu 6 Blatt Zeichnungen

Claims

Palentansprüche:

1. Verfahren zum Herstellen von Elektroblech oder -band mit Goss-Textur und hoher magnetischer Flußdichte, bei dem eine Vorbramme aus einem Stahl mit höchstens 4.0% Silizium, höchstens 0,085% Kohlenstoff und 0,010 bis 0,065% säurelösliehem Aluminium lösungsgeglüht, warmgewalzt, das Warmblech gegebenenfalls nach einem Glühen bei 750 bis 1200⁰C mit anschließendem Abschrecken sowie mit einem Stickstoffgehalt von 0,005 bis 0,012% ein- oder mit einem Zwischenglühen mehrstufig mit einem Endverformungsgrad von 65 bis 95% kaltgewalzt, entkohlend und bei einer Temperatur von 800⁰C schlußgeglüht wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Vorbramme bei über 1200⁰C lösungsgeglüht und in der Weise warmgewalzt wird, daß vom Ziehen bis zur Abkühlung auf 1000 bis 125O°C je nach Silizitimgehalt sowie anschließend bis auf 600'C jeweils weniger als 200 Sekunden vergehen, wobei höheren Siliziumgehalten höhere Haltetemperaturen und kürzere Haltezeiten entsprechen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß vor dem Lösungsglühen zunächst vorgewalzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2. dadurch gekennzeichnet, daß der Stickstoffgehalt des Bleches während des Glühens um 0.0005 bis 0,004% erhöht und das Blech von einer Glühtemperatur zwischen 750 und 950' C je nach Kohlenstoff- und Siliziumgchalt innerhalb von 2 bis 200 Sekunden bis auf 400°Cabgeschrekt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 3. dadurch gekennzeichnet, daß das Warmblcch 30 Sekunden bis 30 Minuten bei einer Temperatur über 600⁰C um 0,0005 bis 0,004% Stickstoff aufgestickt, nachfolgend 30 Sekunden bis 30 Minuten bei 750 bis 1200"C geglüht und von einer Glühtemperatur von 750 bis 950 C je nach Kohlenstoff- und Siliziumgehalt innerhalb von 2 bis 200 Sekunden auf 400⁰C abgeschreckt wird.