DE2259199B2

DE2259199B2 - Verwendung eines Stahls

Info

Publication number: DE2259199B2
Application number: DE2259199A
Authority: DE
Inventors: Hyogo Himeji; Masaru Makino; Hideo Kitakyushu Matsuoka; Minoru Motoyoshi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1971-12-03
Filing date: 1972-12-02
Publication date: 1978-05-03
Also published as: JPS4861319A; BR7208494D0; IT971507B; BE792173A; DE2259199C3; JPS5218647B2; DE2259199A1; US3876476A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines Stahls mit 0,025 bis 0,060% Kohlenstoff, 0,030 bis 0,075% Mangan, 0,010 bis 0,025% Schwefel, 2,0 bis 4,0% Silizium und höchstens 0,005% gelöstes Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Die bekannten Siliziumstähle besitzen ein Korn mit kubisch-raumzentriertem Gitter, dessen drei [100]-Achsen senkrecht aufeinander stehen und sich leicht magnetisieren lassen. Demzufolge liegt bei Elektroblech die leicht magnetisierbare Richtung der [100]-Achse parallel zur Walzrichtung des Blechs und die (llO)-Ebene parallel zur Blechoberfläche. Kristallografisch handelt es sich dabei um eine (110) [001]-Orientierung nach Miller.

Mithin erhält das Korn bei einem kornorientierten Elektroblech eine spezielle Orientierung, die durch eine Sekundärrekristallisation mit einem gezielten Wachsen des Korns aus der Primärrekristallisation mit einer (110) [O01]-Orientierung durch ein abschließendes Glühen des auf Enddicke kaltgewalzten Bleches bewirkt wird.

Kornorientiertes Elektroblech wird als weichmagnetischer Werkstoff vornehmlich für Transformatoren und Eisenkerne von Generatoren verwendet; es muß gute magnetische Eigenschaften, vor allem ein günstiges Verhältnis von magnetischer Feldstärke zur magnetischen Flußdichte bzw. Induktion sowie geringe Eisen verluste, d. h. ein günstiges Verhältnis der magnetischen Flußdichte zu den Cisenverlusten, besitzen.

Das Magnetisierungsverhalten hängt von der magnetischen Flußdichte ab, die üblicherweise als Induktion B₈ des Eisenkerns in wb/m² bei gegebenem magnetischem Feld gemessen wird.

Eisenkerne mit hoher magnetischer Flußdichte B₈ lassen sich aus kornorientiertem Elektroblech herstellen, bei dem die [100]-Achse eines möglichst hohen Anteils der Körner in der Walzrichtung liegt.

Bei den in (W₁₇/50-W/kg) gemessenen Eisenverlusten handelt es sich um einen Energieverlust in Form der in einem magnetischen Wechselfeld entstehenden Wärme.

Es ist bekannt, daß die Höhe der Eisenverluste durch die Dicke der Bleche des Eisenkerns, den Gehalt an Verunreinigungen, den spezifischen Widerstand sowie durch Restspannungen und weiterer Einflußgrößen bestimmt wird, die jedoch von dem

ίο Magnetisierungsverhalten überlagert werden. Demzufolge wirkt sich die Verbesserung des Magnetisierungsverhaltens bzw. der Induktion bei einem kornorientierten Elektroblech nicht nur hinsichtlich der Eisenverluste, sondern auch hinsichtlich der Kerngröße

is bzw. der Größe elektrischer Maschinen aus.

In jüngster Zeit ist der übliche Blockguß in zunehmendem Maße durch den Strangguß verdrängt worden.
Die besonderen Vorteile des Stranggießens liegen in der höheren Leistung und Produktivität sowie in technischen Vorteilen, beispielsweise einer gleichmäßigeren chemischen Zusammensetzung über die Länge des Strangs.
Demzufolge bringt das Stranggießen auch beim Herstellen von kornorientiertem Elektroblech technische und wirtschaftiche Vorteile mit sich wie beispielsweise eine geringere Schwankungsbreite der magnetischen Eigenschaften, eine gleichmäßigere Qualität des Stahls und selbstverständlich auch eine höhere Produktivität.

Um jedoch das Stranggießen auch beim Herstellen von kornorientiertem Elektroblech anwenden zu können, sind zunächst einige technische Probleme zu lösen, die aus dem Wegfall des raschen Abkühlens und Erstarrens sowie des Blockwalzens resultieren.

Insbesondere sind bei Stranggußknüppeln die als feindisperse Ausscheidungsphase bei der Sekundärrekristallisation fungierenden Verunreinigungen, insbesondere die Sulfide, unregelmäßig im Gefüge verteilt, so daß im Blech eine konzentrierte, üblicherweise als dunkles Band bezeichnete Ausscheidungszone in Zentrum des Blechs auftritt und das Gefüge zahlreiche Stengelkristalle in Richtung der Blechdicke aufweist.
Die feindisperse Ausscheidungsphase tür die Sekundärrekristallisation entsteht durch feinstkörnige Ausscheidungen der im Stahl enthaltenen Verunreinigungen bei bestimmten Abkühlungsgeschwindigkeiten während des Warmwalzens oder bei einer Wärmebehandlung nach dem Warmwalzen. Vor der Aus-Scheidungsbehandlung müssen die betreffenden Verunreinigungen jedoch während des Blockglühens gelöst werden.

Im Falle des Stranggießens müssen die Knüppel jedoch bei höherer Temperatur geglüht werden, um auch die Ausscheidungen in der vorerwähnten Mittelzone aufzulösen. Dies ist der Grund dafür, daß es bei einem Glühen im oberen Teil des Temperaturbereichs von 1260 bis 1400^uC, wie es beispielsweise in dem japanischen Patent 2 16 505 beschrieben wird, zu einem zu starken Kornwachstum und demzufolge zur Grobkornbildung kommt, so daß insbesondere bei stranggegossenem Stahl die Entwicklung der (110) [001]-Orientierung bei der Sekundärrekristallisation infolge der Anwesenheit von Stengelkristallen merklich behindert wird. Demzufolge ist es beim Stranggießen von Stahl für kornorientiertes Elektroblech wichtig, daß nur diejenigen Verunreinigungen, die beim Glühen in einem zu starkes Korn-

wachstum vermeidenden Temperaturbereich gelöst werden, dazu dienen, eine feindisperse Ausscheidungsphase für die Sekundärrekristallisation zu bilden.

Aus der britischen Patentschrift 945 581 ist bereits ein Stahl für Elektroblech mit dem eingangs erwähnten Stahl ähnlicher Zusammensetzung bekannt. Die betreffenden Bleche besitzen jedoch eine Würfeltextur bzw. eine (100) [001 !-Orientierung. Diese Orientierung wird beim rekristallisieirenden Glühen mit Hilfe der Oberflächenenergie eingestellt. Voraussetzung dafür ist ein möglichst reiner, d. h. insbesondere äußerst wenig Sauerstoff und Schwefel enthaltender Stahl, da alle Verunreinigungen, insbesondere Sauerstoff und Oxyde den Grad der erreichbaren Orientierung verringern. Der Sauerstoffgehalt des bekannten Stahls darf daher einen bestimmten kritischen Höchstwert nicht übersteigen und soll möglichst gering sein. Angesichts des angestrebten niedrigen Sauerstoffgehalts soll der bekannte Stahl im Vakuum desoxydiert werden, um dem Sauerstoff gasförmig als Siliziummonoxyd zu entfernen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen für das Herstellen von Elektroblech mit Goss-Textur geeigneten Stahl vorzuschlagen, bei dem die Orientierung nicht durch die Oberflächenenergie, 2» sondern durch eine Ausscheidungsphase, nämlich Mangansulfid bewirkt wird. Die Lösung dieser Aufgabe besteht in dem Vorschlag, erfindungsgemäß für den vorerwähnten Zweck einen Stahl mit 0,025 bis 0,060% Kohlenstoff, 0,030 bis 0,075% Mangan, 0,010 jo bis 0,025% Schwefel, 2,0 bis 4,0% Silizium und höchstens 0,005% gelöstes Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen mit einem SiO₂/Al₂O3-Verliältnis von höchtens 1,1 als Strangguß zu verwenden. r>

Beim Herstellen des Elektroblech^ wird einer Schmelze mit höchstens 0,12%, vorzugsweise höchstens 0,10% Sauerstoff Aluminium in einer Menge von 8 bis 15(%O) i Stahl zugesetzt und diese Schmelze anschließend im Strang vergossen. Das Elektroblech besitzt nach dem abschließenden Glühen eine magnetische Flußdichte bzw. Induktion Bg in Walzrichtung von über 1,83 wb/m², die mindestens so gut ist, wie bei einem im Blockguß· hergestellten herkömmlichen Elektroblech.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Zeichnungen und aufgrund von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.

In der Zeichnung zeigen

Fig. 1, 2 Aufnahmen von Stranggußknüppeln,

Fig. 3 den Zusammenhang zwischen dem Sauerstoffgehalt des flüssigen Stahls vor der Desoxydation und der Induktion B₈ des Endprodukts,

Fig. 4 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem vorerwähnten Aluminium-Muitiplikatora für den Sauerstoffgehalt des geschmolzenen Stahls und der Induktion des fertigen Blechs und

Fig. 5 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Multiplikator α für den Sauerstoffgehalt und dem SiOj/A^Oj-Verhältnis. e>o

Bei dem erfindungsgemäßen Stahl beträgt der Kohlenstoffgehalt 0,025 bis 0,060%, da bei Kohlenstoffgehalten unter 0,025% ein abnormes Gefüge bei der Sekundärrekristallisation infolge der durch das Stranggießen bedingten Stengelkristalle auftritt und w> die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden, während Kohlenstoffgehalte über 0,060% höhere Anforderungen an die Entkohlung stellen und sich daher wirtschaftlich nachteilig auswirken.

Der Stahl besitzt einen bei kornorientierten Dynamostählen üblichen Siliziumgehalt; Siliziumgehalte unter 2% erhöhen die Eisenverluste, während ein Siliziumgehalt über 4% zu einer Versprödung führt, die Schwitrigkeiten beim Kaltwalzen mit sich bringt. Dies ist der Grund dafür, daß der Siliziumgehalt 2 bis 4% beträgt.

Der Mangangehalt beträgt mindestens 0,030% und der Schwefeigehalt mindestens 0,010%; liegen die Gehalte an Mangan und Schwefel unter diesen Werten, dann bildet sich nicht genügend Mangansulfid für die feindisperse Ausscheidungsphase als Voraussetzung für die Sekundärrekristallisatio.n, so daß sich bei der Sekundärrekristallisation Schwierigkeiten ergeben.

Sind die Gehalte an Mangan und Schwefel dagegen zu groß, dann wird es schwierig, das ausgeschiedene Mangansulfid beim Glühen zu lösen. Aus diesem Grunde sollten der Mangangehalt 0,075% und der Schwefelgehalt 0,025% nicht übersteigen.

Bei kornorientiertem Elektroblech lassen sich die magnetischen Eigenschaften durch Begrenzung der Sekundärrekristallisation auf ein selektives Kornwachstum der Körner aus der Primärrekristallisation mit einer (110) [001]-Orientierung, einer sogenannten Goss-Textur, beim abschließenden Glühen sowie durch eine Erhöhung des Anteils der Körner mit einer (110) [001]-Orientierung einstellen. Dabei ist folgendes zu berücksichtigen.

Das Gefüge der Primärrekristallisation muß vor der Sekundärrekristallisation homogenisiert und es muß eine für die Sekundärrekristallisation geeignete feindisperse Ausscheidungsphase geschaffen werden.

Im Gegensatz zu im Standguß hergestellten Blöcken besitzen die Stranggußknüppel ein besonderes Gefüge, insbesondere aber eine geringere Gleichmäßigkeit der chemischen Zusammensetzung und des Gefüges, so daß häufig auch die magnetischen Eigenschäften des Endprodukts schlechter sind. Beim Stranggießen wird der Strang in einer außerordentlich flachen Kokille rasch abgekühlt, deren Breite ein mehrfaches der Dicke beträgt, so daß sich senkrecht zur Strangoberfläche in Richtung der Dicke in starkem Maße Stengelkristalle bilden, wie sie aus Fig. 1 ersichtlich sind. Darüber hinaus kommt es auch zu Seigerungen in Richtung der Strangdecke, wie sich das aus der Aufnahme der Fig. 2 ergibt, so daß sich im Strangzentrum eine mittlere Seigerungszone, das sogenannte dunkle Band, bildet.

Die stengeligen Kristalle wachsen beim Glühen vor dem Warmwalzen, insbesondere wenn die Glühtemperatur beispielsweise über 1350 C liegt.

Die weitergewachsenen Stengelkristalle bewirken bei der Primärrekristallisation nach dem Warm- und Kaltwalzen ein abnormes Gefüge und verringern den Anteil derjenigen Körner mit einer (110) [001]-Orientierung. Demzufolge treten in Walzrichtung gestreckte Körner auf, d. h., bei der Primärrekristallisation entsteht ein homogenes Gefüge. Die gestreckten Körner besitzen eine Orientierung, bei der die [110]-Achsen parallel verlaufen und das Wachstum der Körner mit einer (110) [001]-Orientierung beim Rekristallisationsglühen behindern, das ein selektives Wachstum der Körner mit einer (110) [001]-Orientierung bewirken soll. Wie sich des weiteren aus Fig. 2 ergibt, macht es die Seigerungszone in Zentrum des Strangs, bezogen auf dessen Dicke, schwierig, das Mangansulfid beim

nachfolgenden Glühen wieder zu lösen. Das Mangansulfid dient aber erfindungsgemäß als Ausscheidungsphase zur Beeinflussung der Sekundärrekristallisation. Außerdem erschwert die erwähnte Seigerungszone eine gleichmäßige Verteilung von Mangan und Schwefel.

Um eine möglichst gleichmäßige Verteilung des Mangansulfids als feindisperse Ausscheidungsphase für die Sekundärrekristallisation zu erreichen, kann die Glühtemperatur beispielsweise auf über 1350 C erhöht werden, dies führt jedoch zu einem abnormen Wachstum der Stengelkristalle und bewirkt bei der Primärrekristallisation ein abnormes Gefüge, so daß der Anteil der Körner mit einer (110) [001]-Orientierung herabgesetzt wird.

Um kornorientiertes Elektroblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften unter Anwendung eines Stranggießens herstellen zu können, muß die Temperatur beim Glühen der Stranggußknüppel so eingestellt werden, daß es bei der Primärrekristallisation nicht zu einer Vergrößerung abnomer Gefügebestandteile kommt und daß das Mangansulfid in Lösung geht, um eine feindisperse Ausscheidungsphase zu bilden, die bei der Sekundärrekristallisation wirksam ist. Das die Sekundärrekristallisation als feindisperse Ausscheidungsphase beeinflussende Mangansulfid wird beim Glühen der Knüppel gelöst und scheidet sich beim nachfolgenden Warmwalzen oder einer Wärmebehandlung des Warmblechs feindispers aus. Die Bildung einer bei der Sekundärrekristallisation wirksamen Mangansulfidphase beim Warmwalzen oder einer Wärmebehandlung des Warmblechs ist von besonderer Bedeutung, weil es ohnehin außerordentlich schwierig ist, eine gleichmäßige Verteilung des Mangans und des Schwefels infolge unzureichender Lösung des Mangansulfids in der Seigerungszone bei Strangguß zu erreichen.

Unter Berücksichtigung der vorerwähnten Erkenntnisse ist es im Rahmen der Erfindung gelungen, kornorientiertes Elektroblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften dadurch herzustellen, daß die Stahlschmelze vor dem Stranggießen zunächst einer speziellen Desoxydation mit Aluminium unterworfen wird, um die Mangansulfid-Ausscheidungen in eine für die Sekundärrekristallisation wirksame Form zu bringen. Demzufolge dient das Mangansulfid allein dazu, eine feindisperse Ausscheidungsphase für die Sekundärrekristallisation zu bilden.

Es gehört zwar auch zum Stande der Technik, bei einem Stahl für kornorientiertes Elektroblech ohne Anwesenheit von Aluminiumnitrid ausschließlich das Mangansulfid als feindisperse Ausscheidungsphase zur Beeinflussung der Sekundärrekristallisation zu verwenden.

Bei dem bekannten Verfahren ist es, weil allein das Mangansulfid als feindisperse Ausscheidungsphase Tür die Sekundärrekristallisation fungiert, nicht erforderlich, der Schmelze zunächst Aluminium zur Bildung von Aluminiumnitrid zuzusetzen. Demzufolge wird bei dem bekannten Verfahren der Schmelze auch kein Aluminium als Desoxydationsmittel zugesetzt, weil der Aluminiumzusatz bei der Verwendung als Desoxydationsmittel sorgfältig eingestellt werden muß, um den Gehalt an gelöstem Aluminium nach der Desoxydation mit Aluminium und Silizium zu überwachen. Demzufolge war es bisher nicht bekannt, einen Stahl zunächst mit Aluminium zu desoxydieren, um auf diese Weise die Sckundiirrekritallisation ohne Anwesenheit von Aluminiumnitrid zu beeinflussen.

Im Gegensatz dazu wird bei dem erfindungsgemäßen Verfahren aufgrund umfangreicher Untersuchungen "i der Aluminiumdesoxydation der Sauerstoffgehalt der Stahlschmelze vor der Desoxydation sorgfältig eingestellt und das Aluminium ausschließlich zum Zwecke der Desoxydation in einer Menge zugesetzt, die nicht ausreicht, Aluminiumnitrid für eine gemeinsame Aus-

Hi scheidungsphase mit dem Mangansulfid zu bilden. Die Untersuchungen haben ergeben, daß sich eine klare Beziehung zwischen dem Sauerstoffgehalt im schmelzflüssigen Stahl vor der Desoxydation bzw. dem Aluminiumzusatz einerseits und den magne- > tischen Eigenschaften des Fertigprodukts andererseits ergibt. So zeigt Fig. 3 den Zusammenhang zwischen dem Sauerstoffgehalt eines Strangguß-Stahls mit etwa 3% Silizium vor der Desoxydation und der Induktion B₈ zweier 0,30 und 0,35 mm dicker Bleche. In diesem Falle betrug der Aluminiumzusatz 8 (%0)-15kg/t geschmolzener Stahl. Das Diagramm der Fig. 3 zeigt eindeutig, daß sich eine merkliche Verbesserung der magnetischen Induktion ergibt, wenn der Sauerstoffgehalt der Stahlschmelze vor der Desoxydation 0,12%, vorzugsweise 0,10% nicht übersteigt.

In ähnlicher Weise zeigt das Diagramm der Fig. 4 den Zusammenhang zwischen dem Multiplikator a des Sauerstoffgehaltes einer Strangguß-Stahlschmelze von 0,05 bis 0,10% vor der Desoxydation und der magne-

jo tischen Induktion zweier Bleche mit einer Dicke von 0,30 mm und 0,35 mm.

Aus dem Diagramm der Fig. 4 ergibt sich, daß der Multiplikator α der Bedingung a (% O) kg/t bei der Desoxydation nicht unter 8 liegen darf, um mit Sicherheit eine hohe Induktion zu erreichen.

Sofern der Gehalt an gelöstem Aluminium 0,005% übersteigt, bildet sich Aluminiumnitrid, das zusammen mit dem Mangansulfid eine Ausscheidungsphase bildet und die Sekundärrekristallisation beeinflußt.

Selbst durch geringe Abweichungen von dem vorgenannten Aluminiumgehalt kommt es schon zu einem starken Einfluß auf die Sekundärrekristallisation, weswegen sowohl der Sauerstoffgehalt der Schmelze als auch der Aluminiumzusatz einer sorgfältigen Überwachung bedürfen. Es wurde zwar festgestellt, daß sich ausgezeichnete magnetische Eigenschaften auch bei einer niedrigen Glühtemperatur ergeben, wenn die Ausscheidungsphase aus Mangansulfid und Aluminiumnitrid besteht. Bei geringeren Gehalten an gelöstem Aluminium, beispielsweise 0,006 bis 0,009%, kommt es jedoch im Verlaufe der Sekundärrekristallisation zu einer Grobkornbildung, wenn die Glühtemperatur nicht sorgfältig auf die anderen Verfahrensbedingungen eingestellt wird, so daß die Blechoberfläche als Folge der Sekundärrekristallisation Unebenheiten aufweist oder die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden.

Aus diesen Gründen beträgt der Aluminiumzusatz erfindungsgemäß mindestens 8(%O) kg/t und ist so begrenzt, daß der Stahl weniger als 0,005% gelöstes Aluminium enthält. Die obere Grenze für den Aluminiumzusatz liegt demzufolge bei etwa 15(%O) kg/t. Innerhalb der vorerwähnten Grenzen wird der Schmelze vorzugsweise nur so viel Aluminium zu-

(V) gesetzt, daß der Gehalt an gelöstem Aluminium 0,002 bis 0,0005% beträgt. Liegt der Gehalt an gelöstem Aluminium unter 0,002%, dann läßt sich nur unter Schwierigkeiten eine homogene Primärrekristallisation

und eine homogene feindispcrse Ausscheidungsphase erreichen, was in Abhängigkeit von den Gieß- und sonstigen Verfahrensbedingungen leicht zu einer unbefriedigenden Sekundärrekristallisation führen kann.

Des weiteren wurden Versuche angestellt, um den Zusammenhang zwischen dem Aluminiumzusatz und den Verunreinigungen des stranggegossenen Stahls sowie die Wirkung einer Desoxydation mit Aluminium auf die magnetische Flußdichte zu untersuchen. Dabei ergab sich das Diagramm der Fig. 5, nach dem mit dem Aluminiumzusatz bzw. Multiplikator α das SiO₂/Al₂Oj-Verhältnis abnimmt und demzufolge dieses Verhältnis vorzugsweise 1,1 nicht übersteigt. Weiterhin zeigt das Diagramm der Fig. 5, daß das SiO₂/Al₂O;)Verhältnis und demzufolge auch die Mangansulfidausscheidungsphase einen großen Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften, insbesondere das Magnetisierungsverhalten in Abhängigkeit von der Sekundärrekristallisation ausübt.

Auf diese Weise verbessert die erfindungsgemäße Desoxydationsbehandlung die Wirkung der feindispersen Mangansulfid-Ausscheidungsphase hinsichtlich der Sekundärrekristallisation, womit eine Möglichkeit geschaffen worden ist, aus stranggegossenem Stahl kornorientiertes Elektroblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften herzustellen.

Tabelle I

In der Praxis muß für das Knüppelglühen eim Temperatur von beispielsweise 1320 C gewähl werden, bei der es nicht zu einer merklichen Ver größerung der Stengelkristalle und demzufolge aucl

^ri nicht zu einem Anwachsen der abnormen Gefüge bestandteile bei der Primärrekristallisation kommt Des weiteren müssen die Gehalte an Mangan unc Schwefel sorgfältig eingestellt werden, um ein voll ständiges Lösen des Mangansulfids zu erreichen.

ι» Aus den vorstehenden Erwägungen wurde für dis dem Diagramm der Fig. 3 zugrunde liegenden Ver suche ein Stahl mit 0,050 bis 0,065% Mangan unc 0,015 bis 0,050% Schwefel verwendet.

Im Rahmen eines Versuches wurden beim Ab stechen eines 100-t-Konverters das Aluminium au den Pfannenboden gelegt und Silizium in den Metall strom eingeführt, um den Stahl gleichzeitig zu des oxydieren und zu silizieren. Danach wurde der Stah zu Knüppeln mit einem Querschnitt von 200 mir x 1,030 m stranggegossen.

In der nachfolgenden Tabelle I sind die Stahl zusammensetzungen, das Verhältnis von SiO₂/Al₂O₃ der Sauerstoffgehalt der Schmelze vor der Desoxy dation sowie der Aluminiumzusatz und der Multi plikator zusammengestellt.

	C	Si	Mn	S	Al gel.	SiOyAl₂Oj	O₂	Al	Multipli
	(%)	(%)	(%)	(%)	(%)		(%)	(kg/t)	kator
A	0,040	3,15	0,056	0,018	0,003	0,89	0,08	0,75	9,4
B	0,039	3,15	0,055	0,017	0,002	1,12	0,14	1,27	8,9
C	0,041	3,17	0,053	0,018	0,001	1,27	0,08	0,45	5,6
D	0,033	3,19	0,062	0,022	Spuren	3,20	0,09	0	0
E	0,034	3,16	0,061	0,019	0,005	0,70	0,10	1,25	12,5
F	0,023	3,12	0,059	0,020	0,001	1,02	0,11	1,00	9,0

Die in der Tabelle I aufgeführten Blöcke wurden drei Stunden bei 1300 C geglüht, bis auf eine Dicke von 2,3 mm warm- und anschließend in zwei Stichen bis auf 0,30 mm kaltgewalzt.

Die magnetischen Eigenschaften der Versuchsstähle sind in der nachfolgenden Tabelle II zusammengestellt.

Tabellen	A	iisenverlustc W17/50	min.	mittel	Induktion	B₈	mittel
1	B	W/kg)	1,19	1,218	(wb/m²)		1,855
(	C	nax.	1,21	1,385	max.	min.	1,805
Γ	D	,24	1,20	1,373	1,87	1,84	1,802
E	,62	1,35	1,564	1,86	1,71	1,737
F	,66	1,20	1,234	1,86	1,70	1,851
	,78	1,22	1,436	1,81	1,67	1,784
	,26			1,86	1,84
,57	1,83	1,73

Die Stähle A und E fallen unter die Erfindung, während der Stahl B vor der Desoxydation einen Sauerstoffgehalt und der Stahl C einen Aluminiumder Kohlenstoffgehalt des Stahls F außerhalb der erfindungsgemäßen Gehaltsgrenzcn lag.
Wie die Daten der Tabelle II zeigen, besitzen die

gehalt außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche be- b5 Stähle A und E bessere magnetische Eigenschaften

saßen, der Stahl D nach einem herkömmlichen Verfahren ohne Aluminiumzusatz hergestellt wurde und ills die nicht unter die Erfindung fallenden Stähle B, C, D und F.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

809 510/202

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung eines Stahls mit 0,025 bis 0,060% Kohlenstoff, 0,030 bis 0,075% Mangan, 0,010 bis 0,050% Schwefel, 2,0 bis 4,0% Silizium und höchstens 0,005% gelöstes Aluminuim, Rest einschließlich erschmelzungsbedingier Verunreinigungen Eisen mit einem SiCVAhOa-Verhältnis von höchstens 1,1 als Strangguß zum Herstellen von Elektroblech mit Goss-Textur.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, dessen Aluminiumgehalt jedoch 0,002% bis 0,005% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 oder 2, der jedoch 0,050 bis 0,065 % Mangan und 0,015 bis 0,025% Schwefel enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3, der jedoch bei einem Sauerstoffgehalt von 0,12% mit 8 bis 15(%O) kg Alumunium je Tonne Stahl desoxydiert worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 4, dessen Sauerstoffgehalt jedoch höchstens 0,10% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.