DE2259199C3

DE2259199C3 - Verwendung eines Stahls

Info

Publication number: DE2259199C3
Application number: DE2259199A
Authority: DE
Inventors: Minoru Motoyoshi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1971-12-03
Filing date: 1972-12-02
Publication date: 1982-07-22
Also published as: JPS5218647B2; DE2259199A1; JPS4861319A; BE792173A; BR7208494D0; US3876476A; IT971507B; DE2259199B2

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 erscl.melzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Die bekannten Siliziumstähle besi ien 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 (HO)-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) [001]-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 Eisenverlustc, d. h. ein günstiges Verhältnis der magnetischen Flußdichte zu den Eisenverlusten, besitzen.

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

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

Bei den in (Wp/50-W/kg) gemessenen Eisenverlusten handelt es sieh um einen F.ncrgicvcrlust in Form der in einem magnetischen Wechscll'eld 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 Magnetisierungsverhalten überlagert werden. Demzufolge wirkt sich die Verbesserung des Magnetisiurungsverhaltens bzw. der Induktion bei einem kornorientierten Elektroblech nicht nur hinsichtlich der Eisenverluste, sondern auch hinsichtlich der Kerngröße 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, ins-

)5 besondere die Sulfide, unregelmäßig im Gefüge verteilt, so daß im Blech eine konzentrierte, üblicherweise als dunkles Band bezeichnete Ausscheidungszone in Zentrum des Blechs auftrii^ und das Gefüge zahlreiche Stengelkristalle in Richtung der Blechdicke

■in aufweist.

Die feindisperse Ausscheidungsphase für 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 Ausscheidungsbehandlung müssen die betreffenden Verunreinigungen jedoch während des Blockglühens gelöst werden.

>i> Im Falle des Stranggießens müssen die Knüppel jedoch bei höherer Temperatur geglüht werden, um auch die Ausscheidungen in der vorerwähnten Mittclzone aufzulösen. Dies ist der Grund dafür, daß es bei einem Glühen im oberen Teil des Tempe-

v. raturbereichs von 1260 bis 1400 C, 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

ho der (110) [Of) 1 !-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 Verunreini- -> gungen, die beim Glühen in einem zu starkes Kornwachstum vermeidenden Temperaturbereich gelöst werden, dazu dienen, eine feindisperse Ausscheidungsphase für die Sekundärrekristallisation zu bilden.

Aus der britischen Patentschrift 945 581 ist bereits ein Stahl Tür 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 rekristallisierenden 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 den Sauerstoff gasförmig als Siliziummonoxyd zu entfernen.

Nach »Bänder-Blech-Rohre«, 1971, S. 11 bis 17 sollen zum Herstellen kornorientierten E'iektroblechs geeignete Stähle unter anderem höchstens 0,04% Kohlenstoff, 2,70 bis 3,60% Silizium, höchstens 0,15% Mangan, höchstens 0,025% Schwefel, höchstens 0,02% Aluminium und höchstens 0,004% Sauerstoff enthalten. Bei diesen Stählen steuern aus Sulfiden, Nitriden, Oxyden, Spineüen, Karbiden und Graphit bestehende Ausscheidungsphasen beim Herstellen von Elektroblech mit Goss-Textur das Kornwachstum während der Sekundärrekristallisation. Bei der Zugabe des Siliziums soll je doch möglichst wenig Aluminium in den Stahl gelangen. Außerdem soll sich eine Vakuumdesoxydation günstig auf die Art, Menge und Verteilung der Einschlüsse auswirken. Schließlich erwähnt die vorerwähnte Literaturstelle auch, daß sich Stranggußbrammen als Ausgangsmaterial für das Herstellen kornorientierten Elektroblechs eignen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen für das Herstellen von Elektroblech mit Goss-Textur geeig- eten Stahl vorzuschlagen, bei dem die Orientierung nicht durch die Oberflächenenergie, 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 k Mangan, 0,010 bis 0,050% Schwefel, 2,0 bis 4,0% Silizium und höchstens 0.005% gelöstes Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen mit einem SiOj/AbOa-Verhäknis von höchstens 1,1 als Strangguß zu verwenden.

Beim Herstellen des [ilektroblechs wird einer Schmelze mit höchstens 0.12%. vorzugsweise höchstens 0,10% Sauerstoff Aluminium in einer Menge von 8 bis 15 (%O) t Stahl zugesetzt und diese Schmelze anschließend im Strang vergossen. Das Elektroblech besitzt nach dem abschließenden Glühen eine magnetische Flußdichte bzw. Induktion H₈ in Walzrichtung von über 1 .S3 wb/nr. die mindestens so gut ist, wie bei einem im Hlockguß hergestellten herkömmlichen Elektroblech.

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

In der Zeichnung /eigen

Fig. 1, 2 Aufnahmen von Stranggußknüppeln,

Fig. 3 den Zusamme hang zwischen dem Sauerstoffgehalt des nüssigen Stahls vor der Desoxydation und der Induktion B« des Endprodukts.

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

Fig. 5 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Multiplikator a für den Sauerstoffgehalt und dem SiOi/AhOj-Verhältnis.

Bei dem erfindungsgemäßen Stahl beträgt der Kohlenstoffgehalt 0,025 bis 0,060%, da bei Kohlen-

HJ stoffgehalten unter 0,025% ein abnormes Gefüge bei der Sekundärrekristallisation infolge der durch das Stranggießen bedingten Stengelkristalle auftritt und 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 Versprodung führt, die Schwierigkeiten 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 Schvvefelgeha.lt mindestens 0,010%: liegen die Gehalte an Mangan und Schwefel unter diesen Werten, dann bildet sich nicht genügend Mangansulfid für die feindisperse Ausscheidungspha.se als Voraussetzung für die Sekundärrekristallisation, so dab sich

jo 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

j) Grunde sollten der Mangangehalt 0,075% und der Schwefelgehait 0,025% nicht übersteigen.

Bei kornorientiertem Elektroblech lassen si'.h die magnetischen Eigenschaften durch Begrenzung der Sekundärrekristallisation auf ein selektives Korn-

4(i wachstum der Körner aus der Primärrekristallisation mit einer (110) [OOlJ-Orientierung. einer sogenannten Goss-Textur, beim abschließenden Glühen sowie durch eine Erhöhung des Anteils der Kürner mit einer (110) [001]-Orientierung einstellen. Dabei ist

■n 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 im im Standguß hergestellten Blöcken besitzen die Stranggußknüppel ein besondere Gefüge, insbesondere aber eine geringere Gleichmäßigkeit der chemischen Zusammensetzung und des Gefüges, so daß häufig auch die magnetischen Eiten-

')' sehalten 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 MaBe

π" Stengelkristalle bilden, wie sie aus Fig. ί ersichtlich sind. Darüber hinaus kommt es auch /u Seigerungeii in Richtung der Strangdeckc. wie sich das aus der Aufnahme der Fig. 2 ergibt, so daß sich im Strangzentrum eine mittlere Keigerungs/one. das sogenannte

·■" dunkle Band, bildet.

Die stengeligen Kristalle wachsen heim Glühen vor dem Warmwalzen, insbesondere wenn die Glühtemperatur beispielsweise über 1350 t lieet.

Die weitergewachsenen Stengelkristalle bewirken bei der l'rimärrekristallisation nach dem Warm- und Kaltwalzen ein abnormes Gelügc und verringern den Anteil derjenigen Körner mit einer (110) [ooi|-Orientierung. Demzufolge treten in Walzrichtung gestreckte Körner auf. ti. h., bei der l'rimärrckristallisation entsteht ein homogenes (iefüge. Die gestreckten Körner besitzen eine Orientierung, bei der die [IIO]-Achsen parallel verlaufen und das Wachstum der Körner mit einer (IKI) [001 !-Orientierung beim Rekristallisationsglühen hehindc:n. das ein selektives Wachstum dei Körner mil einer (IK)) |OOI|-()rieiitierung bewirken soll. Wie sich des weiteren .ins Γ ig. 2 ergibt, macht ι·\ ilic Seigeiungszone in /entrum des Strangs, bezogen aufdess.cn Dicke, schwierig, das Mangaiisull'id beim nachfolgenden (ilühen wieder zu losen. Das Maiigan-MiIHd dient aber erfindungsgemiil.l als .Ausscheidiingsphase zur Beeinflussung der Sekundärrekristallisation. Außerdem erschwer die erwiihnte Seigerungszone eine gleichmäßige \'erteilung von Mangan und Schu viel.

I'm eine möglichst gleichmäßige Verteilung des Mangtinsulllds als leindisperse Ausscheidungsphase für die .Sekundärrekristallisation zu erreichen, kann die Glühlemperatur beispielsweise aiii über 1350 (
erhöht werden, dies führt jedoch zu einem abnormen Wachstum der Stengelkristalle und bewirkt bei der l'nmärrekrislallisalion ein abnormes (iefüge. sei daß der Anteil der Körner mit einer (IK)) [00||-Orieii(ici'.ing herabgesetzt wird.

I'm kornorientiertes Elektroblech mit ausgeze-ichneten magnetischen I:igensehaflen unter Anwendung eines Stranggießens herstellen zu können. muH die Temperatur beim Glühen der Siranggußknüppel so eingestellt werden, daß es bei der l'rimärrekristallisa- ,· tion nicht zu einer Vergrößerung abnomer Gelügebestandteile kommt und daß das Mangansulfid in Losung geht, um eine feindisperse Ausscheidungsphase zu bilden, die bei der Sekundärrekristallisation wirksam ist. Das die Sekundärrekristallisation als fein- : disperse Ausscheidungsphase beeinflussende Mangansulfiti wird beim Glühen der Knüppel gelöst und scheidet sich beim nachfolgenden Warmwalzen oder einer Wärmebehandlung des Warmblechs feindispers aus. Die Bildung einer bei der Sekundärrekristallisa- :-, tion 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 unzureichen- -.., der 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 magne- -.-, tischen 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 Stah

ahl für k

omoricnticrtcs Elektroblech ohne --,

Anwesenheit von Aluminiumnitrid ausschließlich das Mangansulfid als feindisperse Ausscheidungsphase zur Beeinfiiissune der Sekundärrekristallisation zu verwenden.

Bei dem bekannten Verfahren ist es. weil al ein das Mangansulfid als leindisperse Ausscheidungsphase für die Sekiindärrekristallisalion fungiert, nicht erforderlich, der Schmelze zunächst Aluminium zur HiI-lUing \on Aluminiumnitrid zuzusetzen. Demzufolge wird bei dem bekannten Verfahren der Schmelze auch kein Aluminium als Desoxydationsmittel zugesetzt, weil der Aluminiiimziisatz bei der Verwendung als Desoxidationsmittel sorgfältig eingestellt werden muli, um ilen Gehalt an gelöstem Muminium nach der Desoxulation mn Aluminium und Silizium zu überwachen. Demzufolge war es bisher mehl bekannt. einen Stahl zunächst mil Aluminium zu desoxidieren, um auf diese Weise die Sekundärrekritallisation ohne Anwesenheit von Aluminiumnitrid zu beeinlliissen

Im (reue lisa Iz dazu wird bei dem erlindungsgemälVn Verlahren aufgrund umfangreicher I intersuchungen der Aliimmiunulesoxulation der Sauerstoffgehalt der Stahlschmelze \or der Desoxydation sorglaltig eingestellt und tlas Aluminium ausschließlich zum /wecke der Desoxydation in eiiici Menge zugesetzt, die nicht ausreicht. Aluminiumnitrid lür eine gemeinsame Ausscheidungsphase mit dem .Mangansulfid zu bilden. Die 1 Ptersuchunücn haben ergehen, daß sich eine klare B-'iehung zwischen dem Sauerstoffgehalt im schmelzliüssigen Stahl \or der Desoxydation bzw. dem Aluminiumzusatz einerseits und i\>:n magnetischen I igensehallen des I ertigprodukts andererseits ergibt. So zeigt I ig. .1 ilen Zusammenhang zwischen dem Sauerstoffgehalt eines Strangguß-Stahls mit etwa .i Silizium vor der Desoxydation und der Induktion By zweier 0.30 und 0.35 mm dicker Bleche. In diesem F-ii11 e betrug der Aliiminiumzusalz 8 (" .O)- 15 kg/t geschmolzener Stahl. Das Diagramm der Hg. 3 zeigt eindeutig, daß sich eine merkliche Verbesserung (It 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 (^:ig. 4 den Zusammenhang zwischen dein Multiplikator ο des Sauerstoffgehaltes einer Strangguß-Stahlschmelze von 0.05 bis 0.10% vor der Desoxydation und der magnetischen 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 Aluminiiimgehalt 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 Giühtemperatur nicht so'gfältig auf die anderen Verfah-

rensbedingungen eingestellt wird, so daß die Mlecliobcrlliiche als lolge der .Sekundärrekristallisation Unebenheiten aufwrisl oder die magnetischen Higenschat'ten beeinträchtigt werden.

Aus diesen Gründen beträgt der Aluminiumzusatz erfindungsgemäß mindestens 8( !.Ol kg/t und ist so hegren".. dal.i der Stahl weniger als 0,005% gelöstes Aluminium enthält. Die obere Gren/e für den AIuminium/usat/ hegt demzufolge hei etwa 15('VnC)) kg/t. Innerhalb der vorerwähnten Gren/en wird der Schmelze vorzugsweise nur so \iel Aluminium zugesetzt, dal.? der (ieli.ilt an gelöstem Aluminium 0.002 bis n. 11(1(15 betiägl Liegt der Gehalt an gelöstem Miiminium unter 0.002 ' . dann läßt sich nur unier Schwierigkeiten eine homogene l'rimäi rekrislallisation und eine homogene leindisperse Ausscheidungsphase erreichen, u.is in Mihängigkeit von den Gieß- und sonstig, η Verfahrensbedingungen leicht zu einer unbefriedigenden Sckundärrekristallisation 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 llußdichL zu untersuchen. Dabei ergab sich das Diagramm der Hg. 5. nach dem mit dem Aluminiumzusatz bzw Multiplikator α das Si(W ΛI-O--Verhältnis abnimmt und demzufolge dieses Verhältnis vorzugsweise 1.1 nicht übersteigt. Weiterhin zeigt das Diagramm der Hg. 5. daß das Si(W-VU)A cihältnis und demzufolge auch die Mangansulfidaiisscheidungsphase einen grollen I inllul' auf die magnetischen I igenschaften. insbesondere il.is Magnetisierungsverhalten in Abhängigkeit

tabelle I

von der Sekundärrekristallisalion ausübt.

Aul diese Weise verbessert die erfindungsgcmäHe Desoxydationsbehandlung die Wirkung der feindispersen iVtangansulficl-Ausseheidungsphase- hinsichtlich der Sekundärrekristallisalion. womit eine Möglichkeit geschaffen worden ist, aus stranggegossenem Stahl kornorientiertes Llcktrohleeh mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften herzustellen.

In der Praxis muH für das Knüppelglühen eine Temperatur von beispielsweise 1320 C gewählt werden, bei der es nicht zu einer merklichen Vergrößerung der Stengelkrisialle und demzufolge auch nicht zu einem Anwachsen der abnormen Gel'ügebestandteile bei der l'rimärrekrislallisation kommt. Des weiteren müssen die Gehalte an Mangan und Schwefel sorgfältig eingestellt werden, um ein vollständige* Lösen des Mangansullids zu erreichen.

Aus den \orstehenden Lrwägungen wurde für die dem Diagramm der Lig. 3 zugrunde liegenden Ve;-suche ein Stahl mit 0.05(1 bis 0.065 - Mangan und 0.015 bis 0.050 - Schwefel verwendet.

Im Rahmen eines Versuches wurden beim Abstechen eines lOO-l-Konvetlers das Aluminium auf den Platinenboden gelegt und Silizium in den Metallstroni eingeführt, um den Stahl gleichzeitig zu desoxidieren und zu silizieren. Danach wurde der Stahl zu Knüppeln mit einem Querschnitt von 200 mm ■< 1.030 m stranggegossen.

In der nachfolgenden Tabelle I sind die Stahlzusamniensetzungen. das Verhältnis von SiCWALO:. der Sauerstoffgehalt der Schmelze wir der Desoxydation sowie der Aluminiumzusatz und der Multiplikator zusammengestellt.

	(	Si	Mn	S	M ad.	SiOVM-O.	O-	Al	Multipli
	ι ι	I .)	Γ ι	( )	( ι		I I	I kg/t I	kator
A	0.040	3.15	ii.()5(i	0.018	0.003	0.89	0.08	0.75	9.4
Ii	ll.(t.V)	3.15	0.055	!1,017	0.002	1.12	0.14	1.27	8.9
C	0.041	3.17	0.053	0.018	0.001	1.2"	0.08	0.45	5.6
D	0.033	3.19	0.062	0.022	Spuren	3.20	0.09	0	0
L	0.034	3.16	0.061	0.019	0.005	0.70	0.11)	1.25	12.5
I	0.023	3.12	0.059	0.020	0.001	1.02	0.11	1.(Kl	9.0

Die in der Tabelle 1 aufgeführten Blöcke wurden 50 Die magnetischen Eigenschaften der Versuchsstähle

drei Stunden bei 1300 C" geglüht, bis auf eine Dicke sinj in der nachfolgenden Tabelle Il zusammenge-

von 2.3 mm warm- und anschließend in zwei Stichen stellt,
bis auf 0,30 mm kaltgewalzt.

Tabelle II	Eisenverluste W	min.	r/50	Induktion	min.	mitte!
	(W/kg)	1,19		(wb/rrr)	1.84	1.855
	max.	1.21	mittel	max.	1.71	1.805
	1.24	1.20	1.218	1.87	1.70	1.802
A	1.62	1.35	1.385	1.86	1.67	1.737
B	1.66	UO	1.373	1.86	1.84	1.851
C	1.78	1.22	1.564	1.81	1.73	1.784
D	1.26		1.234	1.86
E	1.57	1.436	1.83
F

Die Stühle Λ und l^:. lallen unter die Hrfinilung, während der Stahl Ii vor der Desoxydation einen Sauerstoffgehalt und der Stahl C einen Muminiumgehalt außerhalb der erllndiingsgemiißen Hereiche hesaßen. der Stahl D nach einem herkömmlichen Verfahren ohne Aluminium/usiit/ hergestellt wurde und

10

der KohlenstolTgehi.it des Stahls I- außerhalb der erllndungsgeniiißen Gehaltsgren/en lag.

Wie die Daten dti· Tabelle Il /eigen, besitzen die Stähle Λ und Ii bessere magnetische Eigenschaften als die nicht unter die l'rllndung lallenden Stähle Ii. C. D und F.

Hier/u 2 lilatt /.eichnunuen

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 erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen mit einem SiO₃/Al₂Oj-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, Tür den Zweck nach Anspruch I.

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