DE2307464A1

DE2307464A1 - Eisenlegierungen und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE2307464A1
Application number: DE19732307464
Authority: DE
Inventors: Donald R Thornburg
Original assignee: Westinghouse Electric Corp
Current assignee: CBS Corp
Priority date: 1972-02-22
Filing date: 1973-02-15
Publication date: 1973-08-30
Also published as: IN138984B; DD102413A5; GB1417250A; PH9779A; BE795763A; AU5246573A; CA973736A; US3849212A; FR2173189B1; IT976648B; AR193583A1; FR2173189A1; JPS4897718A; ES411577A1

Description

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Westinghouse Electric Corporation in Pittsburgh, Pennsylvania (USA)

Eisenlegierungen und Verfahren zu deren Herstellung

Die Erfindung betrifft Eisenlegierungen, die geringe Mengen von Legierungselementen enthalten und die nach einer Behandlung gemäß einem der im folgenden beschriebenen Verfahren im Endprodukt eine orientierte Kornstruktur ergeben, die durch auf der Kante stehende Würfel (cube-on-edge orientation) bzw. eine (110) [OOfj Kornorientierung nach den Millerschen Indizes gekennzeichnet ist und eine primär rekristallisierte Mikro-

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struktur bei normalem Kornwachstum aufweist. Solche magnetischen Stoffe eignen sich beispielsweise als Kernmaterial für Netz- und Leistungstransformatoren.

Die Induktion eines Großteils der heute üblichen Transformatoren ist durch den Sättigungswert des den Kern bildenden magnetischen Blechmaterials begrenzt. Weite Verwendung findet zur Zeit eine Eisenlegierung mit einem nominalen Siliciumgehalt von ~5,25%, die zur Erzielung einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln (cube-on-edge orientation) oder* einer (110) [00iJ Kornorientierung im Endprodukt bearbeitet wird. Ein Beispiel für diesen bekannten Stahl ist, je nach den magnetischen Eigenschaften des Endproduktes, der sogenannte M-5-Stahl, dessen endgültige Kornorientierung durch eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur gebildet wurde. Diese MikroStruktur erhält man bei einem abschließenden Kastenglühen, wobei vorzugsorientierte Körner auf Kosten nicht-vorzugsorientierter Körner wachsen, wodurch die Legierung gewöhnlich äußerst große Körner erhält, so daß der Durchmesser gewöhnlich die Stärke des Blechmaterials weit übersteigt. Um aber so große Körner in einer sekundär rekristallisierten MikroStruktur zu erhalten, ist für die Ausbildung der Kornorientierung eine lang andauernde Wärmebehandlung bei hoher Temperatur erforderlich. Diese Glühbehandlung ist auch zur Entfernung des Restschwefels notwendig. Durch einen Schwefelgehalt von mehr als etwa 10 ppm im Endprodukt werden die magnetischen Eigenschaften der Silicium-Eisenlegierung ungünstig beeinflußt.

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Abgesehen von der langen Behändlungszeit ist ein KastenglUhen bei hoher Temperatur ziemlich kostspielig. Dazu kommt, daß durch den Zusatz von 3*25$ Silicium zu reinem Eisen, der zur Erzielung einer wesentlichen Verbesserung des spezifischen Widerstandes im allgemeinen zweckmäßig ist, der Sättigungswert derart gesenkt wird, daß bei den meisten handelsüblichen Eisenlegierungen mit einem Siliciumgehalt von 3,25$ der Sättigungswert 2O.3OO Gauss nicht übersteigt. Die Erhöhung des spezifischen Widerstandes stellt also offensichtlich einen Kompromiß dar, der sich in den Kernverlusten des Materials bei niedrigeren Sättigungswerten bemerkbar macht, da der Sättigungswert von handelsüblichem reinem Eisen Ja schon etwa 21.5OO Gauss beträgt. Weiters ist es klar, daß man solche Sättigungswerte nur dann erhält, wenn das Material im Endprodukt einen hohen Grad an einer (110) [00Ϊ] -Orientierung besitzt. Da ferner handelsübliches Eisen wesentlich höhere Leistungsverluste und wesentlich höhere Koerzitivkräfte aufweist als Siliciumstahl, war es zweckmäßig, die Gesamtheit der beobachteten magnetischen Eigenschaften aufeinander abzustimmen. Die beste Lösung war bisher die 3»25$Sillcium-Eisenlegierung mit der kubisch-hochkantigen Orientierung.

Die Eisenlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung besteht im wesentlichen aus bis zu 0,03$ Kohlenstoff, bis zu 1Ji Mangan, weniger als 0,012# Schwefel, 0,3 bis 4# wenigstens eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, im wesentlichen

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bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu J>% Kobalt, und als Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen, wobei die Legierung überwiegend eine (110) £OO1J Orientierung der Körner mit primär rekristallisierter Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum besitzt.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird auch ein Verfahren zur Bildung einer (110) fooij Textur in Eisenlegierungen, die als Kernmaterial für Transformatoren geeignet sind, geschaffen, welches darin besteht, daß eine Schmelze einer Zusammensetzung aus bis zu 0,05^ Kohlenstoff, bis zu 1$ Mangan, 0,3 bis k% wenigstens eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, bestehend aus bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3$ Kobalt, und als Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen hergestellt, die Schmelze gegossen, das Gußstück bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1100⁰C wärmebehandelt und das wärmebehandelte Material in zwei oder mehreren Arbeitsgängen bis zur gewünschten Endstärke kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsgang eine Reduzierung der Querschnittsfläche von 50 bis 75# bewirkt und zwischen den einzelnen Kaltbearbeitungsgängen jeweils eine ZwischenglUhung erfolgt, die bei einer Temperatur zwischen 750⁰C und der Ac₁ Temperatur der Legierung vorgenommen wird und dann das Material mit der gewünschten Endstärke bei einer Temperatur zwischen 800°C und der Ac₁ Temperatur der Legierung abschließend geglüht wird, wodurch das so gewonnene Material

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überwiegend eine (110) [OOiJ Kornorientierung mit primär fekristallisierter Mikrostruktur bei normalem Kornwachs- · turn aufweist.

Die erfindungsgemäßen Legierungen weisen ebenfalls einen Kompromiß zwischen den verschiedenen magnetischen Eigenschaften auf. Die beobachteten magnetischen Eigenschaften sind, besonders dort, wo das Material für Transformatorkerne verwendet wird, ähnlich denen der derzeit verwendeten, handelsüblichen 3*25$ Siliciumstähle. Die erfindungsgemäße niederlegierte Legierung unterscheidet sich zwar grundlegend von 3,25$ Silicium enthaltenden Stählen, jedoch wird nach den im folgenden genauer beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahren die gleiche Orientierung erzielt, sodaß die Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum primär rekristallisiert ist. Die erfindungsgemäße Legierung hat also vergleichbare magnetische Eigenschaften, ohne daß die kostspielige sekundär rekristallisierte Mikrostruktur erforderlich war, und man erhält dieselbe Orientierung in einer Legierung, die sich von den handelsüblichen Materialien wesentlich unterscheidet. Der Kohlenstoffgehalt im Endprodukt, der möglichst niedrig gehalten wird, ist gewöhnlich bereits anfänglich für die Desoxydation beim normalen SchmelzVorgang der Komponenten vorhanden. Während der Kohlenstoffgehalt in der Schmelze zweckmäßig möglichst niedrig gehalten wird, können doch bis zu 0,03$ verwendet werden, ohne daß die magnetischen Eigenschaften der Legierung im'geschmolzenen Zustand ungünstig beeinflußt werden. Bei 0,0^$ Kohlen-

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stoff kann die Endlegierung entkohlt und der Kohlenstoffgehalt auf den gewünschten niedrigen Wert reduziert werden.

In der Legierung wird gewöhnlich auch Mangan in Mengen bis zu 1$ zum Zwecke der Desoxydation des Materials verwendet. Wie aus den folgenden Ausführungen ersichtlich ist, wird durch den Zusatz von Mangan auch der spezifische Widerstand der Legierung, wenn auch nicht im gleichen Maße wie bei Silicium, erhöht. Gute Ergebnisse wurden mit einem Mangangehalt der Legierung von etwa 0,556 erzielt.

Zur Verbesserung des spezifischen Widerstandes der Legierung sind in der Legierung der vorliegenden Erfindung 0,j5 bis 4# wenigstens eines Elementes der Gruppe Silicium, Chrom und Kobalt erforderlich. Wird Silicium verwendet, dann können zur Erhöhung des spezifischen Widerstandes bis zu 2% verwendet werden. Gute Ergebnisse erzielt man bei einem Siliciumgehalt von etwa 0,5 bis 1,5$· Der Siliciumgehalt wird vorzugsweise auf den oben angeführten Bereich beschränkt, damit die Legierung eine offene Gammakonfiguration aufweist, die es erlaubt, daß zur Ausbildung der gewünschten Korntextur in der Legierung ein primäres Rekristallisationsverfahren verwendet wird. Bei Verwendung von Chrom als den spezifischen Widerstand erhöhendes Element sollten mindestens etwa 0,J>% und nicht mehr als 2% Chrom verwendet werden. Da Kobalt auch den Sättigungswert der Legierung erhöht, sind Mengen bis zu ~5% in der Legierung vorgesehen, um sowohl den spezifischen Wider-

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stand als auch den Sättigungswert der Legierung zu verbessern. Besonders wirksam sind Kombinationen von zwei oder allen drei der den spezifischen Widerstand erhöhenden Elemente. Der Schwefelgehalt sollte so niedrig wie möglich gehalten werden, da das Element bei der Nachbearbeitung nicht entfernt wird.

Der Schwefelgehalt sollte deshalb nicht mehr als 0,012# und vorzugsweise weniger als etwa 0,010$ betragen. Man hat festgestellt, daß Schwefel offenbar die Koerzitivkraft und somit die Kernverluste der Legierungen ungünstig beeinflußt. Im Gegensatz zu dem heute erhältlichen, handelsüblichen, orientierten Siliciumeisen, in dem sich Schwefel mit Mangan zu einer Partikel verbindet, die zur Bildung einer ausgeprägten Textur im Endprodukt führt, wird nicht angenommen, daß dieser Vorgang bei der Ausbildung der in der erfindungsgemäßen Legierung beobachteten Textur eine Rolle spielt. Weiters muß man bedenken, daß bei den handelsüblichen Materialien die Temperatur der abschließenden Wärmebehandlung über etwa 1000⁰C liegt, bei welcher Temperatur das Mangansulfid dissoziiert, und daß der Schwefel so aus der Legierung entfernt wird, wenn er seinen Zweck erfüllt hat. Dies kann jedoch nur bei Temperaturen von mehr als etwa 1000°C erfolgen. Im Gegensatz dazu wird die erfindungsgemäße Legierung mit offener Gammakonfiguration nach Beendigung der Wärmebehandlung niemals über ihre Ac--Temperatur erhitzt. Deshalb wird gegebenenfalls vorhandener Schwefel während solcher Nachbehandlungsvorgänge nicht wesentlich reduziert. Es

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ist demnach erforderlich, den Schwefelgehalt zu kontrollieren, und es wurden hervorragende Ergebnisse erzielt, wenn der Schwefelgehalt bei höchstens etwa 0,005 lag. Der Rest besteht im wesentlichen aus Eisen mit den üblichen Verunreinigungen, wie sie bei der Herstellung von magnetischen Legierungen auf industrieller Basis anfallen.

Die Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung wird geschmolzen und in handelsüblicher Weise in Blöcke gegossen. Das Metall kann in Platten oder Stäbe stranggegossen werden. Die Gußblöcke werden hierauf gewöhnlich bei einer Temperatur zwischen etwa 1000 und 1100⁰C auf eine bestimmte Zwischenstärke warmverformt. Wenn die Legierung einer zweistufigen Kaltbearbeitung unterzogen werden soll, dann wird das Metall vorzugsweise bis zu einer Stärke von etwa 2,5^ * 0,6^5 nun warmverformt. Soll jedoch anderseits die Legierung in drei Stufen kaltbearbeitet werden, dann liegt die Endstärke nach der Warmverformung vorzugsweise bei etwa 4,572 ± 0,762 mm. Obwohl es nicht unbedingt erforderlich ist, den Stahl bei einer solchen Warmverformung zu schützen, kann doch eine Argon- oder eine andere nichtoxidierende Atmosphäre verwendet werden, um eine übermäßige Verzunderung der Legierung bei der Wärmebehandlung zu vermeiden. Vorzugsweise wird die Legierung bei einer Temperatur von etwa 1050 C bis zur Erreichung der gewünschten Endstärke warmverformt, je nachdem, welcher Kaltbearbeitung die Legierung unterzogen werden soll.

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Nachdem die Legierung bis zur gewünschten Stärke warmverformt worden ist, wird sie entzundert, gewöhnlich durch eine Beizbehandlüng, um jegliche Verzunderung, die sich gegebenenfalls bei der Wärmebehandlung auf der Oberfläche gebildet hat, zu beseitigen.

Nach der Wärmebehandlung wird die Legierung in zwei oder mehreren Arbeitsgängen oder Stufen bis zum Erreichen der gewünschten Endstärke kaltverformt. Beim Kaltwalzen wird es gewöhnlich notwendig sein, die Legierungsstränge mehrere Male durch die Kaltwalzen zu führen, damit die gewünschte Querschnittsreduzierung erzielt wird. Unabhängig von der Anzahl der Durchführungen durch die Walzen ist zwischen den einzelnen Stufen der Kaltbearbeitung ein Zwischenglühen bei einer Temperatur zwischen etwa 750 C und der Ac₁ Temperatur der bearbeiteten Legierung erforderlich. So wird bei der Kaltbearbeitung der Legierung in zwei Stufen das anfänglich bis auf eine Stärke von etwa 2,5^ mm warmverformte Material zuerst bis zu einer Stärke von etwa 0,6^5 mm kaltverformt und dann bei einer Temperatur von etwa 85O C in einer Atmosphäre vorzugsweise aus Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40 C angelassen. Hierauf wird das Legierungsband bzw. -blech in der zweiten Kaltbearbeitungsstufe bis zum Erreichen der Endstärke, gewöhnlich zwischen etwa 0,25^ mm und etwa 0,355 mm, verformt.

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So wurde in einem typischen Beispiel einer zweistufigen Kaltbearbeitung im ersten Arbeitsgang eine Querschnittsreduzierung der Legierung von etwa 75$ und nach einem Zwischenglühen eine Querschnittsreduzierung von etwa 50$ bis zur Endstärke im zweiten Arbeitsgang erzielt. In der ersten Stufe des Kaltwalzens können starke Reduzierungen von bis zu 90$ oder mehr erzielt werden. Es ist von wesentlicher Bedeutung, daß der Umfang der letzten Stufe der Kaltbearbeitung nur mäßig ist, sodaß die in dieser Arbeitsstufe erzielte Querschnittsreduzierung zwischen etwa 50 und 75$ der Stärke liegt, die in der ersten Stufe erzielt wurde. Hervorragende Ergebnisse wurden erzielt, wenn die in der letzten Stufe der Kaltbearbeitung erzielte Querschnittsreduzierung zwischen etwa 6θ^Λ und etwa 7Q$ lag.

Wenn eine geringere Endstärke des Materials gewünscht wird, dann kann zweckmäßig eine dreistufige Kaltbearbeitung durchgeführt werden, wobei nach jeder Stufe der Kaltbearbeitung eine Zwischenglühung bei einer Temperatur zwischen etwa 75O°C und etwa der Ac₁ Temperatur der Legierung vorgenommen wird. Bei diesem dreistufigen Verfahren ist das Ausmaß der in jeder Stufe der Kaltbearbeitung erzielten Querschnittsreduzierung nur mäßig und liegt zwischen etwa 50 und etwa 75$ der in der vorhergehenden Stufe erzielten Materialstärke.

Eine typische dreistufige Kaltbearbeitung kann von einer in der Warmverformung erzielten Strangstärke von etwa 4,572 mm

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ausgehen, wobei der Strang dann entzundert wird, gewöhnlich durch eine Beiz- und eine GlUhbehandlung von etwa 5 Stunden . bei einer Temperatur zwischen 85O und 90O⁰C. Nach dem Glühen wird"dann der Legierungsstrang zuerst auf eine Stärke von etwa 2,052 mm kaltverformt, das entspricht einer Reduzierung von 55#» etwa fünf Stunden bei einer Temperatur zwischen etwa 800°C und 900°C angelassen, auf eine Stärke von etwa 0,508 kaltverformt (d.i. eine Reduzierung von 75$)> etwa 1 Stunde bei einer Temperatur zwischen etwa 800 und 900⁰C angelassen und dann bis zum Erreichen der Endstärke von gewöhnlich zwischen etwa 0,127 und etwa 0,178 mm kaltverformt, das einer Reduktion um etwa 75 bis 65# entspricht.

Sowohl bei der zweistufigen als auch bej/äer dreistufigen Kaltverformung kann ein Teil der Kaltbearbeitung mit Ausnahme der letzten Arbeitsstufe bei einer erhöhten Temperatur zwischen Raumtemperatur und etwa JJOO⁰C durchgeführt werden. Die Bearbeitung bei erhöhten Temperaturen wird als "Warm-Kalt-Bearbeitung" bezeichnet. Eine solche Warm-Kaltbearbeitung kann bei jeder Temperatur oberhalb der Raumtemperatur und unterhalb der Rekristallisationstemperatur der zu bearbeitenden Legierung erfolgen. Wird eine solche Warm-Kaltbehandlung in einer der Kaltverf ormungsstuf en, mit Ausnahme der letzten, angewendet, dann wird vorzugsweise eine Argonatmosphäre verwendet, die Jede Tendenz zu einer weitgehenden Oxidation an der Oberfläche der bearbeiteten Legierung herabsetzen soll. Außerdem wird bei

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jeder ZwischenglUhung, die zwischen den Kaltbearbeitungsstufen erfolgt, eine Schutzatmosphäre, vorzugsweise eine ' Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40°C, verwendet.

Weiters wird es bevorzugt, wenn ein oder mehrere ZwischenglUhungen in einem Durchziehofen statt in einem KastenglUhofen erfolgen. So kann ein einzelner Strang von einem Wickel der Legierung kontinuierlich in einen Durchziehofen eingeführt werden, wo das Material auf eine Temperatur von etwa 900⁰C erhitzt wird, wobei jeder Teil des Bandes 3 Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten wird. Es ist vorteilhaft, wenn eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von -4O°C verwendet wird.

Nachdem das Blech oder der Streifen der Legierung bis zur gewünschten Endstärke kaltverformt wurde, wird ein letztes Mal bei einer Temperatur zwischen etwa 75O⁰C und der Ac₁ Temperatur der Legierung,gewöhnlich in einem Hauben- oder Kastenglühofen, geglüht, wobei dieses KastenglUhen für gewöhnlich in einer Atmosphäre aus Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als etwa -4O°C durchgeführt wird. Die Legierung wird auf einer Temperatur gehalten, die immer unter der Alpha-Gamma-Umwandlungstemperatur liegt, damit man eine primär rekristallisierte MikroStruktur bei normalem Kornwachstum erhält. Es hat sich gezeigt, daß die so bearbeitete und abschließend-

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geglühte Legierung das gewünschte Ausmaß an orientierten Körnern gewöhnlich innerhalb einer Zeitspanne von 24 bis " 48 Stunden bei der Temperatur des Haubenglühofens erreicht. Nach dem dem Kastenglühen folgenden Abkühlen der Legierung auf Raumtemperatur besitzt sie überwiegend eine Kornstruktur mit einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln (cube-on-edge) oder eine (110) £001] -Orientierung. Man hat festgestellt, daß die Körner, die die bevorzugte Orientierung aufweisen, Würfelkanten besitzen, die innerhalb eines Bereiches von zehn Grad von der Walzrichtung ausgerichtet sind.

Im folgenden wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die nachstehenden Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1: In Tabelle I wird die chemische Zusammensetzung einer Reihe von Legierungen angegeben, die hergestellt und im Vergleich zu einer handelsüblichen 3,25$ Silicium enthaltenden Legierung (M-5) geprüft wurden, welche zur Erzielung einer Orientierung von auf der Kante stehenden Würfeln durch Sekundärrekristallisation und bevorzugtes Kornwachstum behandelt wurde.

Tabelle I

Charge	^Mn %Zr	%	Si	-	--	^ Cy/Ω·-cm)
1480		-	--	0	,03	f 10,4
1481	0,15 ■?--*	-	—	0	,03	11,4
1482	0,15 0,6	-	--	-	--	14,5
1483	0,15 —	0	,6	-	--	19,2
1484	0,15 —	1	,2	0	,03	26,3
M-5	0,10	3	,25		44,0

+ Überschuß für Desoxydation

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Tabelle I enthält auch den Widerstand (p), der für die ver schiedenen Legierungen gemessen wurde. Diese Legierungen wurden nach den im folgenden beschriebenen Verfahren hergestellt und behandelt.

Verfahren 1: Warmwalzen bei 1050°C in einer Argonatmosphare bis zu 2,54 mm Stärke. Beizen, Warmwalzen Dei 260°C in einer Argonatmosphäre bis zu einer Stärke von 1,016 mm, anschließend Kaltwalzen auf 0,635 mm Stärke. Eine Stunde Anlassen bei oder 900^oC in trockenem Wasserstoff. Kaltwalzen auf 0,33 bis

0,279 mm Stärke. Endglühen bei einer Temperatur zwischen 85O und 950⁰C und anschließend Prüfung.

Verfahren 2: Warmwalzen bei 1050⁰C in einer Argonatmosphare auf 4,572 mm Dicke, Beizen und 5 Stunden Glühen bei einer Temperatur zwischen 85O und 900°C in trockenem Wasserstoff. Warmwalzen bei 260°C unter Verwendung von Argon bis zu 2,032 mm. Anlassen während 5 Stunden bei einer Temperatur von etwa 85O⁰C in trockenem Viasserstoff. Warmwalzen bei 260°C in Argonatmosphare auf 1,016 mm Stärke und anschließend Kaltwalzen bis zu 0,508 mm Stärke. Eine Stunde Anlassen bei 850 bis 900⁰C in trockenem Wasserstoff. Kaltwalzen auf 0,1778 bis 0,1270 mm Stärke.

In Walzrichtung wurden Epstein-Streifen geschnitten und Drehmomentscheiben von 2,54 cm Durchmesser aus den Legierungen gestanzt, die dann bei einer Temperatur zwischen 850 und 95O°C

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Stunden in trockenem Wasserstoff geglüht und dann im Ofen
gekühlt wurden. In Tabelle II sind die Daten über Drehmoment
und magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom angegeben.

Tabelle II

Charge Verfah- Nenn- Spitzen- Spitzen- H B₁₀ ^B-joo

ren stärke drehmoment verhält- (Oe) ,_k(Jx /^V

(mm) (erg/cm-5) nis \ / \ i

0,27 16,0 18,6

0,30 16,4 19,0

0,22 18,1 20,4

0,19 17,1 19,7

0,13 17,3 19,9

0,23 16,9 19,7 0,26 16,9 19,6 0,20 18,3 20,7

0,17 17,9 20,5 0,16 17,5 20,2 0,10 18,3 19,8

+ Typische Handelswerte

Aus den in Tabelle II angeführten Daten ist ersichtlich, daß
die Chrom und Silicium enthaltenden Legierungen, wenn sie nach Verfahren 1 bearbeitet werden, eine verhältnismäßig gute
(110) jjoofj-Orientierung aufwiesen. Dies ist aus den Werten
für das Spitzenverhältnis ersichtlich, die zwischen 0,42 und

1480	1	0,305	72,000 .	0,56
1481	1	0,305	51,700	0,67
1482	1	0,305	164,200	0,42
1483	1	0,305	103,900	0,49
1484	1	0,305	135,700	0,50
1480	2	0,152	106,100	0,53
1481	2	0,152	85,900	0,55
1482	2	0,152	177,700	0,49
1483	2	0,152	144,1Op	0,61
1484	2	0,152	155,900	0,63
M-5	_-	0,279	167,000	0,3**

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0,50 liegen. Handelsüblicher 3,25$ Siliciumstahl mit einem Spitzenverhaltnis von 0,34 zeigte eine ausgezeichnete (110)

Orientierung. Jedoch geht aus den für die Chargen 1482, 1483 und 1484 gemessenen Werten für das Spitzenverhaltnis hervor, daß im überwiegenden Teil der Körner eine (110) f00i"7Textur ausgebildet wurde. Weiters ist ersichtlich, daß die B₁₀-Werte zwar niedriger, die Sättigungswerte B₁₀₀ aber entweder gleich oder höher waren als die für M-5 gemessenen Werte. Die Koerzitivkraft war auch relativ gut. Eine Untersuchung der Mikro-

f struktur der Proben 1481, 1482, 1483 und 1484 ergab, daß alle Proben eine primär rekristallsierte MikroStruktur bei normalem Kornwachstum aufwiesen.

Mit dem Verfahren 2 wurde eine gewisse allgemeine Erhöhung der Werte für das Spitzendrehmoment und etwas höhere Werte für das Spitzenverhaltnis verglichen mit einem handelsüblichen 3*25$ Siliciumstahl erzielt. Jedoch auch hier wurde überwiegend die (110) [00f] Textur ausgebildet. Insbesondere hatte die Charge 1482 mit einem Chromgehalt von 0,6% einen B_1Q-Wert, der dem von handelsüblichem 3*25$ Siliciumstahl entsprach, und einen höheren B₁₀₀-Wert als das handelsübliche Material, Die Silicium enthaltenden Legierungen, und zwar Legierung 1483 und 1484, hatten einen etwas niedrigeren B_1Q-Wert, aber einen höheren B_10Q-Wert. Wie man aus den angegebenen Werten für das Spitzenverhältnis erwarten könnte, wurde weder bei Charge 1480 noch bei Charge 1481 in einem der beiden Verfahren eine gute Textur ausgebildet.

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In Tabelle III sind die Eigenschaften bei 60 Hertz Wechselstrom der Legierungen 1482, 1483 und 1484 die nach Verfahren 2 hergestellt wurden, zusammengefaßt.

	Nenn stärke (mm)	Tabelle	III	PP ^rc17 a17 (W/lb) (VA/lb)	2,32	^Pc18 ^Pai8 (W/lb) (VA/lb)	9,5
Charge	0,152	^Pc15 (W/lb)	^?a15 (VA/lb)	1,04	4,93	,1,29	20,2 -
1482	0,152	0,75	0,89	1,00	7,49	1,14	29,2
1483	0,152	0,71	0,99	0,90	2,05	1,00	8,2
1484	0,305	0,62	0,87	0,84		1,05
M-5	0,55	0,74

Aus den Wechselstromwerten ist eindeutig ersichtlich, daß die Legierungen mit gut ausgebildeter Textur ähnliche Eigenschaften hatten wie M-5 3,25$ Siliciumstahl. Die Legierungen mit Silicium hatten etwas günstigere Verlustwerte, aber schlechtere Erregereigenschaften (VA/lb) als die Legierung mit Chrom.

Die oben angeführten Ergebnisse zeigen, daß in niederlegiertem Eisen durch Primärrekristallisation und bei normalem Kornwachstum eine seh# gute (110) f001J Orientierung erzielt wurde. Diese guten Texturen wurden bei Legierungen erreicht, die geringe Mengen Chrom und Silicium enthalten. Da für beide Legierungen nur ein gemäßigter letzter Kaltwalzgang erforderlich ist, wobei die letzte Kaltbearbeitung bei der Ausbildung der Textur eine wesentliche Rolle spielt, wurde eine äußerst zweckmäßige und billige magnetische Legierung entwickelt. Die erhaltenen Le-

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gierungen hatten B _Q-Werte, die denen von handelsüblichem M-5 Siliciumstahl entsprachen, und höhere EL₀₀-Werte als handelsüblicher Siliciumstahl. Die 60-Hz-Wechselstromwerte des 0,152 mm starken Materials kamen den für handelsüblichen Siliciumstahl ermittelten Werten nahe.

Beispiel 2 : Es wurden zwei Chargen 3523 und 3524 handelsüblicher Größe vorbereitet, -die eine Zusammensetzung in den Grenzen obiger Angaben hatten. Zu Vergleichszwecken wurden auch Werte von Charge 1482 ermittelt, die nach dem in Beispiel 1 angeführten Verfahren 2 bearbeitet wurde. Chemische Analyse und elektrischer Widerstand sind in der folgenden Tabelle IV angegeben.

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Tabelle IV Chemische Analysen und elektrischer Widerstand

Charge

JiCr

Zusatz Gieß- nach letztem
pfanne KastenglUhen

(uß-cm)

1482
5524
352?

o,o^v

0,51 0,04

(O OO Ca)

0,025 0,15 0,60 0,12

0,03 0,009 0,0009

0,020 0,001 . 0,0024^ 0,0190^²^ 0,0062^ 0,03 0,022 0,0025

0,0032^ 0,001

0,0051^ 0,03

17,9 14,2

(1) Nennwert

(ο (2) Warm band

<*> Alle Analysen wurden, wenn nicht anders angegeben, von Gußproben (bzw. aus der Schmelzpfanne an der Luft) gemacht.

CO O

Die Chargen 3524 und 3523 waren beide Induktionsschmelzen an der Luft mit einem Gewicht von je etwa 2500 kg. Die 25OO kg Charge wurde in einen Block gegossen, der dann im Vakuum im Lichtbogen umgeschmolzen, geschmiedet und in zwei Barren für die Warmverformung geteilt wurde. Einer der Barren wurde an der Luft auf 4,064 mm warmgewalzt. Anschließend wurde ein Teil des warmgewalzten Bandmaterials wie folgt bearbeitet.

PUr Charge 3524 hatte das warmgewalzte Band eine Stärke von 4,064 mm. Das warmgewalzte Band wurde hierauf entzundert, auf 2,032 mm kaltgewalzt, eine Stunde in trockenem Wasserstoff bei 85O⁰C geglüht und anschließend auf eine Stärke von 0,508 mm kaltgewalzt. Das 0,508 mm starke Material wurde dann in einem Durchziehofen bei 900°C in einer Atmosphäre aus trockenem Wasserstoff angelassen. Das Material wurde 3 Minuten auf einer Temperatur von 900⁰C gehalten. Nach der GlUhbehandlung wurde das Material auf eine Stärke von 0,152 mm, die gewünschte Endstärke, kaltgewalzt. Hierauf wurde das Material mit der gewünschten Endstärke einer letzten GlUhbehandlung von 48 Stunden bei einer Temperatur von 900°C unterzogen, wobei eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -40°C verwendet wurde. Die Proben wurden kalt in den Ofen eingeführt und in Stufen von 5O⁰C pro Stunde auf 900⁰C erhitzt, auf dieser Temperatur von 900⁰C 48 Stunden belassen und dann um 5O⁰C pro Stunde bis auf eine Temperatur von 300°C abgekühlt. Aus dem oben Gesagten ist ersichtlich, daß die Bearbeitung von Charge 3524 in einem dreistufigen Kaltwalzver-

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fahren erfolgte und diese Bearbeitung dem bereits beschrie benen Verfahren 2 ähnlich war.

Im Gegensatz dazu wurde einer der Barren von Charge 3523 der Luft auch auf dieselbe Bandstärke von 4,064 mm warmgewalzt, anschließend entzundert und eine Stunde bei einer Temperatur von 85O⁰C in trockenem Wasserstoff geglüht. Der erste Kaltwalzgang war ein "Warm-Kalt"-Walzgang bei einer Temperatur von 26O⁰C, wobei die Materialstärke von 4,064 mm auf 1,27 mm vermindert wurde. Das Material mit der letztgenannten Stärke wurde eine Stunde bei einer Temperatur von 85O⁰C in einer Atmosphäre von trockenem Wasserstoff angelassen, worauf das Material bei 26O⁰C bis zu einer Stärke von 0,406 mm warm-kaltgewalzt wurde. Das Material wurde nocheinmal eine Stunde bei einer Temperatur von 85O⁰C in trockenem Wasserstoff geglüht und dann auf eine Endstärke von 0,152 mm kaltgewalzt. Abschließend wurde das Material 48 Stunden in einem Haubenglühofen bei einer Temperatur von 85O⁰C geglüht, wobei eine Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -40⁰C verwendet wurde. Im Gegensatz zur Bearbeitung der Charge 3524 wurden die Proben der Charge 3523 warm in den Ofen eingebracht und nach dem Glühen um 5O⁰C pro Stunde bis

auf eine Temperatur von 300⁰C gekühlt.

In Tabelle V sind die magnetischen Eigenschaften bei Gleichstrom sowie die Drehmomentwerte für das nach dem oben beschriebenen Verfahren bearbeitete Material zusammengefaßt.

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Tabelle V

Drehmoment und magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom

Charge	Spitzen drehmoment (erg/cm-⁵)	Spitzen verhältnis	18,	ι )	B 10 (kG	?	H (	C kG)	B (kG)	8
1482	177,700	0,49	19,	3	20,	7	0	,20	15,	9
3524	225,000	0,42	19,	6	21,	4	0	,15	17,	4
3523	204,100	0,41	3	21,	3	0	,29	17,

Die Werte für das Spitzendrehmoment sowie das Spitzenverhältnis zeigen eine gut ausgebildete (110) [001]-Orientierung. Während ein perfekt ausgebildeter Einkristall von 3$ Siliciumeisen mit einer (110) [00ΐΊ-Orientierung ein Spitzenverhältnis von etwa 0,35 und ein Spitzendrehmoment von etwa 215·000 Erg/crrr hat, zeigen die vorliegenden Werte, daß der überwiegende Teil der Körner die (110) [pcQ -Orientierung aufweist.

Ein interessantes Merkmal der Gleichstrom-Magnetwerte besteht darin,daß der Sättigungswert, nämlich der Wert Β₁₀(ν etwa 21,3 beträgt. Ein Vergleich der 8...,-Werte mit den Sättigungswerten ergibt, daß diese Legierungen eine so gute Textur haben, daß sie alle mehr als 85$ des Sättigungswertes bei einer magnetischen Feldstärke von 10 Oersted zeigen, was die gut ausgebildete Textur in den Legierungen bestätigt.

In Tabelle VI sind die magnetischen Eigenschaften derselben Proben wie in Tabelle IV bei Wechselstrom zusammengefaßt.

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Tabelle VI

Magnetische Eigenschaften bei 60 Hz Wechselstrom

O CO OO

Charge Stärke (mm)

c (W/lb)

a (VA/lb)

T5kG TTkG TökG19kG2OkG 15kG 17kG

T8kG 19kG 2OkG

1482 0,157 0,75 1,04 1,29 1,62 — 0,89 2,32 9,5 39,5 —

'3524 0,157. 0,61 0,76 0,88 1,03 1,17 0,66 0,91 1,65 7,3 35,3 3523 0,147 0,81 1,06 1,25 1,45 — 0,91 1,44 3,0 12,9 —

Ca) O

Aus Tabelle VI ist ersichtlich, daß sowohl der Leistungsverlust als auch der scheinbare Leistungsverlust dieser Materialien hervorragend sind, wenn man bedenkt, daß der Widerstand dieser Legierungen weniger als die Hälfte des Widerstandes von handelsüblichem M-5 Siliciumstahl ausmacht, in dieser Hinsicht weist Charge 3524, die die geringste Koerzitivkraft und den höchsten Widerstand hat, sowohl hinsichtlich des Kernverlustes als auch des scheinbaren Kernverlustes die besten magnetischen Eigenschaften auf.

Zum Nachweis der in diesen Legierungen gebildeten Korntextur bzw. -orientierung wurden von jeder Probe sowohl (11O)- als auch (200)-Polbilder mittels Rontgenstrahlenreflexion und die entsprechende Histogramme angefertigt, die graphisch in den Fig. 1 bis 6 und 1A bis 6A veranschaulicht sind. Die Fig. 1, 3 und 5 zeigen die (110)-Polbilder für die Chargen 1482, 3524 und 3523» während die Fig. 1A,'3A und 5A die entsprechenden Histogramme sind. Die Fig. 2, 4 und 6 sind die (200)-Polbilder für die Chargen 1482, 3524 und 3523 und Fig. 2A, 4A und 6A die entsprechenden Histogramme. Eine Untersuchung der einzelnen Polbilder deutet auf eine Bestätigung der Drehmomentswerte, der magnetischen Eigenschaften und der nachstehend aufgeführten Bereichsanalyse. Wie in den Fig. 1 bis 6 graphisch veranschaulicht, zeigt jede Schichtlinie Vielfache regelloser Eisenverteilung, wobei in jeder Figur das Ziffern/Schichtlinien-Verhältnis angeführt ist.

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Um die in diesen Legierungen ausgebildete ausgeprägte Textur weiters zu bestätigen, wurde von jeder Probe eine quantitative Bereichsanalyse gemacht, wobei die Volumsprozente der (110) Ebene innerhalb 12 Grad von der Probenoberfläche bestimmt wurden. Gleichzeitig wurden auch die Volumsprozente der (100) Ebene, die innerhalb von 12° von der Probenoberfläche lag, sowie der Prozentsatz an Körnern bestimmt, bei denen die fOofj Richtung in verschiedenen Winkeln zur Walzrichtung lag. Die dabei,erzielten Ergebnisse sind in Tabelle VII angegeben.

Tabelle VII Quantitative Bereichsanalysen

Charge Vol.# (110) Vol.# (100) % Körner ^Körner durch-

innerhalb 12° innerhalb 12 mit [0Of] mit £001] schnittl. von Bandober- von Bandober- innerhalb innerhalb Abweichung fläche fläche 10° von WR 15°.von der/00i7,

WR ^+; von WR"*)

1482	65	22	68	86	8,2°
5524	61	25	86	96	5,6°
3523	•65	15	78	90	5,7°

+) Walzrichtung

Aus den in Tabelle VII angeführten Untersuchungsergebnissen ist ersichtlich, daß bei jeder Probe mehr als 50 Vol.% der Körner die (110) Ebene innerhalb von 12° von der Bandoberfläche hatten. Interessant ist, daß es einen Anteil der (100) Ebene innerhalb

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von 12 von der Bandoberfläche gab und daß in jedem Fall dieser Anteil zwischen 15 und 25 Vol.# ausmachte. Da sowohl die (11O)-als auch die "(100) -Textur vorhanden war und die Wurf elkanten eine ausgeprägte [pofj-Orientierung aufwiesen, bestätigten diese Angaben die magnetischen Werte, insbesondere die vorhin beschriebene Drehmomentanalyse.

Diese quantitative Bereichsanalyse wurde an drei Epsteinproben vorgenommen, die in einem Abstand von 0,5 cm entnommen wurden. Der Winkel der Vorzugsrichtung der Magnetisierung, d.h. der/ooj] mit der Walzrichtung der Proben wurde durch Messung von 50 Körnern, entweder der (110) oder der (100) in den Proben, mittels eines besonderen an einen Metallograph angeschlossenen optischen Goniometers bestimmt. In allen Fällen wiesen weit mehr als 50 VoIS der Körner die (110) Ebene innerhalb von 12° von der Bandoberfläche auf. Weiters wurden durch die Tatsache, daß der kleinere Anteil mit der (100) Ebene in gleicher Weise wie die (i10)Ebene ausgerichtet war, die verbesserten magnetischen Eigenschaften gekennzeichnet. Es bestand auch eine ziemlich gute Übereinstimmung zwischen der durchschnittlichen Winkelabweichung der £00il Richtung von der Walzrichtung in Tabelle VI und den Ergebnissen die die in Tabelle IV angeführten B_1Q-Werte bestätigen.

Zur Vervollständigung der Analyse aus den Röntgenstrahlenpolbildern sind in der folgenden Tabelle VIII die Ergebnisse der Histogramme eingetragen.

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Probe

Tabelle VIII Ergebnisse der Histogramme

% (110) innerhalb von Bandoberfläche

% (100) Innerhalb 10° von Bandoberfläche

1482⁽¹⁾

60,6

67,3 74,2

18,6 20,2 21,1

(1) vgl. Histogramme Fig.1 und 2 .

(2) vgl. Histogramme Fig.3 und 4

(3) vgl. Histogramme Fig.5 und 6

(4) korrigiert für Vielfache von (110)

Ein Vergleich der in Tabelle VIII enthaltenen Histogrammwerte der Polbilder mit den in Tabelle VII angeführten Werten der Bereichsanalyse zeigt eine verhältnismäßig gute Übereinstimmung zwischen beiden. So würde also verglichen mit den Drehmomentwerten, besonders dem Spitzenverhältnis, das Vorhandensein der (100) innerhalb von 10° von der Bandoberfläche zusammen mit der Ausrichtung der WUrfelkanten bezüglich der ΓθΟ1~| - oder Walzrichtung die höheren Werte von Spitzenverhältnis sowie Spitzendrehmoment gemäß Tabelle IV erklären.

Aus der obigen Beschreibung ist klar ersichtlich, daß Legierungen, die eine in den oben beschriebenen Grenzen liegende Zu-

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sammensetzung aufweisen und in der beschriebenen Weise bearbeitet werden, hervorragende magnetische Eigenschaften erhalten, die in diesen Legierungen als Folge einer Orientierung in auf der Kante stehenden Würfeln oder eine (110) ^001J Orientierung des größeren Anteils der Körner hervorgerufen werden. Das Endprodukt ist also durch eine primär rekristallisierte Struktur mit normalem Kornwachstum gekennzeichnet, die wesentlich zu den wie oben beschriebenen magnetischen Eigenschaften beiträgt.

Im Gegensatz zur Herstellung von handelsüblichem 3*25$ Siliciumstahl ist für die Legierungen der vorhin beschriebenen Beispiele vor dem abschließenden Kastenglühen kein besonderes Entkohlungsglühen erforderlich. Es hat sich gezeigt, daß sowohl bei Anwendung von Verfahren 1 als auch Verfahren 2, wobei kein Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff erfolgte, die Legierung nach dem letzten Kastenglühen einen Kohlenstoffgehalt von nominell weniger als etwa 0,002$ aufwies. Der tatsächliche Kohlenstoffgehalt; sowohl im Gießzustand als auch nach dem letzten Kastenglühen ist in der Tabelle IV angeführt. Es kann jedoch gegebenenfalls ein EntkohlungsglUhen erfolgen, wenn ein äußerst niedriger Kohlenstoffgehalt erzielt werden soll, ohne daß dadurch die magnetische Eigenschaft der Legierung beeinträchtigt würde.

Vergleichbare Ergebnisse können durch Zusatz von Kobalt zu den Legierungen erzielt werden. So gibt eine Legierung mit 0,6$ Chrom 0,5$ Kobalt oder eine Legierung mit 0,4$ Chrom, 1$ Silicium und

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O,~*>% Kobalt nach Bearbeitung entweder nach dem zweistuf igen- oder dem dreistufigen Verfahren ein Bandmaterial mit einem' hohen Anteil an (110) fooij-Körnern und guten magnetischen Eigenschaften.

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Claims

Patentansprüche:

1. Eisenlegierung, dadurch gekennzeichnet , daß sie im wesentlichen aus bis zu 0,03$ Kohlenstoff, bis zu 1$ Mangan, weniger als 0,012$ Schwefel, 0,3 bis h% zumindest eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, aus der Gruppe bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu . 3% Kobalt, Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen besteht, wobei die Legierung überwiegend (110)

gerichtete Körner mit primär rekristallisierter Mikrostruktur bei normalem Kornwachstum besitzt.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,3 bis 0,9# Chrom enthält.

3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,5 bis 1,5$ Silicium enthält.

4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3* dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 0,5$ Mangan und weniger als 0,010$ Schwefel vorhanden ist und daß bei der Mehrzahl der (11O)(JOOi]-Körner der Legierung die fÖOiJ-Richtung innerhalb eines Winkels von 10° zur Walzrichtung verläuft.

.

5. Verfahren zur Bildung einer (110) [θθΐ]-Textur in Eisenlegierungen, die als Kernmaterial für Transformatoren geeignet sind, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze aus einer Zusam-

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setzung von bis zu 0,03$ Kohlenstoff, bis zu 1^ Mangan, 0,3 bis k% zumindest eines den spezifischen Widerstand erhöhenden Elementes, aus der Gruppe bis zu 2% Silicium, bis zu 2% Chrom und bis zu 3$ Kobalt, Rest im wesentlichen Eisen mit den üblichen Verunreinigungen hergestellt, gegossen, das Gußstück bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1100 C warmverformt und das warmverformte Material in zwei oder mehreren Arbeitsgängen bis zur gewünschten Endstärke kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsgang eine Reduktion der Querschnittefläche um 50 bis 75$ bewirkt und zwischen den einzelnen Kaltbearbeitungsgängen je ein; Zwischenglühen erfolgt, das bei einer Temperatur zwischen 75O°C und der Ac₁ Temperatur der Legierung vorgenommen wird, und daß schließlich das Material mit der gewünschten Endstärke bei einer Temperatur zwischen 800 C und der Ac₁ Temperatur der Legierung abschließend geglüht wird, wodurch das so erhaltene Material überwiegend (110) [ÖOJJ orientierte Körner mit primär rekristallisierter MikroStruktur bei normalem Kornwachstum aufweist.

6. Verfahren nach Anspruch 5* dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung in allen Arbeitsstufen mit Ausnahme der letzten teilweise bei einer Temperatur zwischen Raumtemperatur und 300 C vorgenommen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß das abschließende Glühen in einem KastenglUhofen 24 bis 48

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Stunden lang in einer Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40 C vorgenommen wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis ¹J, dadurch gekennzeichnet, daß beim letzten Kaltbearbeitungsgang zur Erzielung der gewünschten Endstärke eine Reduzierung der Querschnittsfläche um 60 bis 10% bewirkt wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das " warmverformte Material einer Beizbehandlung unterzogen und das so behandelte warmverformte Material in zwei Arbeitsgängen auf die gewünschte Endstärke kaltverformt wird, wobei jeder dieser Kaltbearbeitungsgänge eine Querschnittsverminderung um 50 bis 75$ bewirkt und das Zwischenglühen bei einer Temperatur zwischen 800°C und der Ac₁ Temperatur der Legierung erfolgt.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das erhaltene Material eine Endstärke von 0,254 bis 0,556 mm aufweist.

11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück auf eine Stärke von 2,54 ± 0,655 mm warmgewalzt, dann zuerst auf eine Stärke von 0,655 ± 0,254 mm und schließlich auf eine Endstärke von 0,505 ± 0,051 mm kaltgewalzt wird.

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12. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das warmbearbeitete Material in drei Gängen bis zur gewünschten Endstärke kaltbearbeitet wird, wobei zumindest der letzte Kaltbearbeitungsgang eine Querschnittsverminderung um 50 bis 75$ bewirkt und das Zwischenglühen bei einer Temperatur zwischen 800°C und der Ac₁ Temperatur der Legierung erfolgt.

1j5· Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, . daß das fertige Material eine Endstärke von 0,127 bis 0,178 mm aufweist.

14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 15» dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze auf eine Stärke von 4,572 ± 0,762 mm warmgewalzt, dann zuerst auf eine Stärke von 2,0^2 ± 0,762 mm kaltgewalzt, dann auf 0,508 + 0,254 mm kaltgewalzt und schließlich auf eine Endstärke von 0,152 + 0,025 mm kaltgewalzt wird.

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