DE2316808A1 - Verfahren zum herstellen eines kornorientierten elektroblechs mit hoher magnetischer flussdichte - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines kornorientierten elektroblechs mit hoher magnetischer flussdichte

Info

Publication number
DE2316808A1
DE2316808A1 DE2316808A DE2316808A DE2316808A1 DE 2316808 A1 DE2316808 A1 DE 2316808A1 DE 2316808 A DE2316808 A DE 2316808A DE 2316808 A DE2316808 A DE 2316808A DE 2316808 A1 DE2316808 A1 DE 2316808A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
rolled
slab
oriented electrical
annealing
high magnetic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
DE2316808A
Other languages
English (en)
Other versions
DE2316808C3 (de
DE2316808B2 (de
Inventor
Fumio Matsumoto
Akira Sakakura
Kiyoshi Ueno
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of DE2316808A1 publication Critical patent/DE2316808A1/de
Publication of DE2316808B2 publication Critical patent/DE2316808B2/de
Application granted granted Critical
Publication of DE2316808C3 publication Critical patent/DE2316808C3/de
Expired legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Description

Dipl.-lng. H. Sauenlanci Dr.-lng. R. König · Dipl.-lng. K. Bengen Patentanwälte "·χ_ 4ooo Düsseldorr ao ■ Cecilienallee 7b · Telefon 4aa7 3a
3. April 1973 .28 524 ίζ
NIPPON STEEL CORPORATION, Noο 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan.
"Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektroblechs mit hoher magnetischer Flußdichte"
Die Erfindung bezieht sich auf ein kornorientiertes Elektroblech oder -band mit hoher magnetischer Flußdichte bzwl Induktion, das eine durch die Miller'sehen Indizes ausgedrückte Kornorientierung von (110) £Ö0i7 besitzt und in Walzrichtung leicht zu magnetisieren ist. Das kornorientierte Elektroblech soll dabei eine hohe magnetische Induktion und niedrige Ummagnetisierungsverluste besitzen.
Neuerdings wird auch großer Wert auf die Verkleinerung der Abmessungen bei Transformatoren u.a. gelegt wie auf die Verbesserung der Leistung; und aus diesem Grunde ist es erforderlich, für solche Anwendungen das Gewicht der Eisenkerne zu verringern. Allgemein muß, um das Gewicht des Eisenkerns zu verringern, dieser eine hohe magnetische Flußdichte besitzen, so daß ein Blech mit guter Magnetisierungscharakteristik, im besonderen mit hohen Bg-Werten (magnetische Induktion bei einer magnetischen Feldstärke von 8 A/cm) für die Eisenkerne verwendet werden sollte.
309841/0963
Allerdings nehmen die Ummagnetisxerungsverluste bei der Arbeitsweise mit hoher magnetischer Induktion zu, und für diesen Fall ist es wichtig, daß der Eisenverlust eines Werkstoffs mit höherer Bg-Charakteristik weit kleiner ist als der.eines Werkstoffes mit niedrigerer Bg-Charakteristik, lind zusätzlich ist die Steigerungsrate des mit dem Anwachsen der magnetischen Flußdichte zunehmenden Eisenverlustes geringer, wenn die Bg-Charakteristik hoch ist.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren, nach dem Elektroblech hergestellt werden kann, das den obigen Anforderungen genügt, insbesondere ein kornorientiertes Elektroblech oder -band mit hoher magnetischer Flußdichte, das im Vergleich zu konventionellem kornorientiertem Elektroblech bemerkens-
wert eine günstige Bg-Charakteristik von über 1,9 Wb/m aufweist. Die Besonderheiten der Erzeugung eines kornorientierten Elektroblech^ mit hoher magnetischer Flußdichte bestehen darin, daß warmgewalztesNBlech aus einem Stahl, der in geringer Menge säurelösliches Al enthält (nachfolgend vereinfacht mit Al bezeichnet), mit hohem Verformungsgrad einstufig kaltgewalzt, geglüht und während des Schlußglühens ein sekundärrekristallisiertes Korn mit ausgeprägter Orientierung ausgebildet wird, wodurch sich eine sehr hohe Bg-Charakteristik ergibt.
Bekanntlich wird der früher übliche Blockguß im Bereich der Stahlerzeugung in zunehmendem Maße durch das Stranggußverfahren abgelöst.
Die Vorteile des Stranggusses schließen den Vorteil ein, daß die chemische Zusammensetzung in Längsrichtung des Stranges gleich bleibt. Jedoch stand dem Einsatz des Stranggießverfah-
309841/0963
rens für die Herstellung von kornorientiertem Elektroblech eine wesentlichste technische Schwierigkeit entgegen; dies ist die Ausbildung von Stengelkristallen aufgrund der schnellen Abkühlung lind Erstarrung, die dem Stranggußverfahren eigen ist.
Wenn eine Bramme für kornorientiertes Elektroblech, hergestellt nach dem Stranggießverfahren, vor dem Warmwalzen auf hohe Temperaturen von beispielsweise über 13000C erwärmt wird, wachsen die Körner so stark, daß die durch das Schlußglühen stattfindende Sekundärrekristallisation unvollständig bleibt. Das ist auf das Gefüge der Bramme zurückzuführen. Andererseits wird das Verhalten bei der Sekundärrekristallisation von den nachfolgenden Schritten nachteilig beeinflußt, wenn die Glühtemperatur der"Bramme unter 130O0C liegt; die Sekundärrekristallisation bleibt daher wiederum unvollständig, weil die Ausscheidungen nicht ausreichend in Lösung gegangen sind.
Kornorientiertes Elektroblech mit hoher magnetischer Flußdichte reagiert sehr empfindlich auf die oben genannten Bedingungen.
Deshalb ist die vorliegende Erfindung auf ein Verfahren gerichtet, das die Sekundärrekristallisation bei der Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech nach dem Stranggießverfahren ungehindert ablaufen läßt., und die Vorteile des Stranggusses ausnutzt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine nach dem Stranggießverfahren hergestellte Bramme mit überwiegend stengeligem ■Gefüge auf eine geeignete Temperatur erwärmt und abgewalzt, bei-
309841/0963
spielsweise in einem Vorwalzgerüst, um die Stengelkristalle zu zerstören, so daß trotz eines Hochtemperaturglühens "beim nachfolgenden Warmwalzen (zum Beispiel bei mehr als 13000C) ein f.e.ines und globulitisches Korn behält. Auf diese Weise ist es möglich, Elektroblech wirtschaftlich herzustellen, das nach dem Schlußglühen eine vollständig ausgebildete Sekundärrekristallisation besitzt mit bevorzugter Magnetisierbarkeit in Walzrichtung und einer BQ-Charakteristik von mindestens 1,88 Wb/m „
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Gefügeaufnahmen des näheren erläuterto
Bild 1-gibt das Gefüge eines Elektroblech^ mit hoher magnetischer Flußdichte in verschiedenen Stadien des Verfahrens bei Verwendung einer Stranggußbramme wieder;
Bild 2 das Gefüge bei hoher magnetischer Flußdichte bei Verwendung einer Stranggußbramme.
Ein Stahl, der gemäß der Erfindung verwendbar ist, sollte folgende chemische Analyse besitzen?
2,0 - 4,0 % Silizium, höchstens 0,085% Kohlenstoff, 0,010 - 0,065 % säurelösliches Aluminium,
Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.
Wenn der Siliziumgehalt 4% übersteigt, wird das Kaltwalzen problematisch. Bei einem Kohlenstoffgehalt über 0,085% ist es da-
309841/0963
gegen unmöglich, ein Blech mit hoher magnetischer Flußdichte zu erhalten.
Dem Aluminium kommt im Rahmen der Erfindung eine besondere Bedeutung hinsichtlich einer hohen magnetischen Flußdichte zu; falls der Aluminiumgehalt außerhalb des obigen Bereiches liegt, wird die Sekundärrekristallisation instabil, so daß eine hohe magnetische Flußdichte nicht erreicht werden kann.
Das Ausgangsmaterial ist eine Bramme mit der oben angegebenen chemischen Zusammensetzung, die im Strang vergossen worden ist und nach einem der bekannten Stahlerzeugungsverfahren, wie im Siemens-Martin-Ofen, im Konverter oder im Elektroofen, erschmolzen worden sein kann.
Die Bramme wird in einer Dicke von 150 bis 600 mm, vorzugsweise von mehr als 200 mm abgegossen. Die Stranggußbramme wird in Abhängigkeit von der Dicke und der chemischen Zusammensetzung auf eine Temperatur unterhalb 1300°C erwärmt. Zum Beispiel kann eine Bramme mit einer Dicke von 300 mm mit 50% Äbwalzgrad auf eine Vorbramme von 150 mm gewalzt werden. Die Bramme wird auf 12300C erwärmt und mit einem Abwalzgrad zwischen 30 und 70% zur Zerstörung der Stengelkristalle auf ein Rekristallisationsgefüge ausgewalzt. Hierbei ist die Walzrichtung, die Stichzahl, die horizontale und die vertikale Verformung nicht wichtig. Wenn die Erwärmungstemperatur der Bramme 130O0C übersteigt, wächst dasstengelige Gefüge auf besonders grobe Körner an; beim anschließenden Vorwalzen kann daher keine durchgreifende Wirkung erzielt werden. Der Abwalzgrad muß beim Vorwalzen in einem Bereich von 30 bis 70% liegen, damit nach dem Hochtemperaturerwärmen vor dem Warmwalzen mehr als 80% der Körner einen mittleren Durchmesser von 25 mm nicht überschreiten.
309841/0963
Das Vorwalzen kann'in jedem normalen Walzwerk, "beispielsweise in einem Vorwalzgerüst oder in einer Warmwalzstraße durchgeführt werden. In jedem Fall müssen aber die-Vorwalzbedingungen so beschaffen sein, daß die Körner des Gefüges der Vorbramme nach dem Wieder erwärm en für das nachfolgende ■ Warmwalzen überwiegend, d.h. zu mehr als 80% einen mittleren Durchmesser von 2 5 mm nicht überschreiten.
Die Gründe für eine Begrenzung der Brammendicke auf 150 bis 600 mm werden im folgenden erläutert. Bei einer Brammendicke unter 150 mm sinkt die Dicke nach einer Vorwalzung von 30% auf weniger als 100 mm; wenn eine so dünne Bramme als Ausgangsmaterial für das Warmwalzen dient, wird das Gefüge des warmgewalzten Bandes grobkörnig, so daß sich ein gutes Sekundärrekristallisationsgefüge nicht ausbilden kann. Andererseits erfordert das Vorwalzen ein längeres Verweilen bei einer Glühtemperatur unterhalb 13000C, wenn die Brammendicke mehr als 600 mm beträgt, so daß die Temperatur sich dabei erniedrigt und das durchgreifende Vorwalzen nicht mehr ausgeführt werden kann. Der zu bevorzugende Dickenbereich von mehr als 200 mm bietet /große Vorteile für eine wirtschaftliche Produktion.
Die vorgewalzte Bramme mit der vorgeschriebenen Dicke wird von neuem erwärmt und zu Warmband ausgewalzt. Die erforderliche Erwärmtemperatur liegt oberhalb 13000C, da bei, einer Temperatur unter 13000C die spätere Sekundärrekristallisation unstetig abläuft.
Es ist allgemein bekannt, daß die AlN-Ausscheidung für das Rekristallisationsgefüge mit einer (110) /001^ -Textur im- kornorientierten Elektroblech entscheidend ist. Für kornorientier-
309841/096
tes Elektroblech mit hoher magnetischer Flußdichte ist es jedoch notwendig, das AlN einmal beim Brammenglühen für das Warmwalzen in der Matrix aufzulösen, um die erforderliche feine AIN-Ausscheidung zu erhalten. Die Mindesttemperatur für die AIN-Auflösung im festen Zustand ist jedoch 13000C.
Das Warmband wird dann 30 Sekunden bis 10 Minuten bei einer Temperatur zwischen 950 und 12000C lang geglüht. Nach dem Glühen wird das Blech innerhalb von 2 bis 200 Sekunden von einer Temperatur oberhalb 9500C auf unter 40O0C abgekühlt.
Nach dem Glühen wird das Blech in einer Stufe mit einem ■Verformungsgrad von 81 bis 95% auf die Endstärke kaltgewalzt.
Das auf die Endstärke kaltgewalzte Blech wird einem kontinuierlichen Entkohlungsglühen bei Temperaturen zwischen 700 bis 900°C und Zeiten von 30 Sekunden bis 30 Minuten unterzogen, um den Kohlenstoffgehalt auf unter 0,005% zu senken.
Die Oberfläche des Stahlbleches wird nach dem Entkohlungsglühen mit einer Schutzschicht überzogen, um ein Verbrennen des Bleches während des Schlußglühens zu vermeiden.
Das abschließende Schlußglühen muß bei einer solchen Temperatur und Zeit durchgeführt werden, daß sich die Sekundärrekristallisationskörner mit der (110) /00i7 -Orientierung vollständig ausbilden und gleichzeitig Verunreinigungen des Entkohlungsglühens verschwinden. Zu diesem Zweck muß über 5 Stunden oberhalb 10000C geglüht werden.
309841/0 9 63
23168
Der Zweck des Vorwalzens der Stranggußbramme bei bestimmten Temperaturen und Verformungsgraden ist, die Stengelkristalle in der Stranggußbramme zu zerstören sowie kleine und gleichmäßig globulitische Körner zu erhalten, die sehr empfindlich auf das Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen reagieren. '
Die Vergröberung der Körner während des Erwärmens der Bramme für das Warmwalzen bedingt eine Uneinheitlichkeit der primären Rekristallisationskörner nach dem Entkohlungsglühen und behindert die Entwicklung der Sekundärrekristallisation ;mit (110) JOO-1Tj -Textur während des Schlußglühens.
Allgemein kann die folgende Formel über die Triebkraft der Sekundärrekristallisation aufgestellt werden; Andererseits ist die Triebkraft im Falle des kornorientierten Elektroblech^ die Korngrenzenenergie je Volumeneinheit
E/V = K (- ) - I
Djyr : Mittlerer Durchmesser des primären Rekristallisationskornes (Matrix) nach dem Entkohlungsglühen; ,
6^M : Interkristalline Energie des primären Rekristallisationskornes (Matrix) nach dem Entkohlungsglühen;
O„ : Mittlerer Durchmesser der primären Rekristallisationskörner mit (110) ^001/ -Orientierung, die der Sekundärrekristallisation ausgesetzt sind;
309841/0963
G^n J Korngrenzen-Energie zwischen den primären
Rekristallisationskörnern mit (110) /boi/ Orientierung, die sekundär rekristallisieren, und den Primärrekristallisationskörnern der Matrix;
I : Rückhaltekraft gegen die Korngrenzenbewegung, , bedingt durch die Ausscheidungen.
Da anzunehmen ist, daßC"G ~ 26 ,,, muß T>^2 Tk, nach dem.Entkohlungsglühen sein, damit die Sekundärrekristallisationskörner beim Schlußglühen wachsen (DG __^ oo- und keine primären' Rekristallisationskörner übrig bleiben. Das bedeutet, daß die Körner des Primärrekristallisationsgefüges nach dem Entkohlungsglühen klein und gleichmäßig sein müssen.
Dies zeigt sich bei einem Vergleich der Gefüge nach dem Entkohlungsglühen beim konventionellen Verfahren und bei dem erfindungsgemäßen Verfahren, das ein Vorwalzen einschließt, wie sie in Bild 1 und Bild 2 dargestellt sind.
Somit werden die Körner bei dem konventionellen Verfahren (A) durch das Brammenglühen beim Warmwalzen grob und das Gefüge des Warmbandes bleibt grobkörnig während des Durchlaufglühens, so daß das Primärrekristallisationsgefüge nach dem Entkohlungsglühen ebenfalls grobkörnig und nicht gleichmäßig ist. Damit bleibt die Sekundärrekristallisation unvollständig.
Dagegen gibt es nach dem erfindungsgemäßen Verfahren (B) mit einem Vorwalzen keine Uneinheitlichkeit der Körner wie beim Verfahren (A) und ist die Sekundärrekristallisation vollständig.
Die nach dem Brammenglühen auftretenden groben Körner, wie sie
309841/0963
■ - ίο -
bei dem konventionellen Verfahren- zu beobachten sind, finden sich als große gestreckte Körner noch im Warmband wieder (Bild 1); diese großen gestreckten Körner haben ^ Ringfasertextur, wobei die Körner im besonderen }112/ ^
{ 114j <110? -Orientierungen, d.h. stabile. Endwalzorientierung aufweisen; damit bleiben diese Körner vom nachfolgenden Kaltwalzen und Glühen unbeeinflußt und werden nicht zerstört.
Besonders im Fall der vorliegenden Erfindung, bei der die Enddicke nur durch ein einstufiges Walzen nach dem Glühen des Warmbandes erreicht wird, werden die im Warnband vorhandenen groben Körner der <^10>· -Ringfasertextur in das fertige Blech überführt, weil innerhäb des Kaltwalzens kein Zwischenglühen erfolgt, wie bei dem konventionellen Verfahren, bei dem die Ungleichmäßigkeit des primären Rekristallisationsgefüges nach dem Entkohlungsglühen noch vergrößert wird. Dasselbe würde gelten, auch wenn das Vorwaizen durchgeführt worden ist, und aus diesem Grunde wird die Glühtemperatur auf unter "B)O0C begrenzt.
Ein Beispiel der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
Eine 180 mm dicke Bramme (Probe A) und eine 300 mm dicke Bramme (Probe B) wurden im Stranggießverfahren aus einer Schmelze mit 0,05% Kohlenstoff, 3,0% Silizium und 0,03% Aluminium hergestellt. Die Probe A wurde 30 Minuten auf 13500C gehalten und dann auf ein 2,3 mm dickes Blech warm ausgewalzt.
Dagegen wurde die Probe B 30 Minuten bei 1230°C geglüht, dann beim Vorwalzen auf eine 180 mm dicke Bramme ausgewalzt und anschließend 30 Minuten bei 13500C in gleicher. Weise wie Probe A gehalten sowie auf ein 2,3 mm dickes
309841/0963
Blech warmgewalzt. Die warmgewalzten Bleche A und B wurden einem Durchlaufglühen bei' 1050 C unterzogen und dann innerhalb 60 Sekunden auf Raumtemperatur abgekühlt, mit einem Verformungsgrad von 87,596 auf die Enddicke von 0,30 mm kaltgewalzt. Danach wurden die Proben einem Entkohlung sglühen und einem Schlußglühen in H2-GaS unterworfen. Die magnetischen Eigenschaften der Proben in Walzrichtung waren folgende:
Probe A : B8 = 1,832 Wb/m2"
W17 = 1, 43 Wkg
Probe B : B8 = 1, 941 Wb/m2
W = 1, 08 W/kg.
Die Gefüge der beiden Proben sind in Bild 2-A und 2-B wiedergegeben. Wie aus den Aufnahmen klar zu erkennen ist, zeigen sich die unzureichenden Anteile der Sekundärrekristallisation in Form von Streifen denen zufolge das Gefüge sehr unregelmäßig ist. Diese Ungleichmäßigkeit des Gefüges spiegelt sich wieder in dem Unterschied der magnetischen Eigenschaften. Es ist daher verständlich, daß die Probe B, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren verarbeitet wurde, ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufwies.
30 9 841/0963

Claims (1)

  1. NIPPON STEEL CORPORATION
    No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio/Japan
    Patentanspruch;
    Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem Elektroblech oder -band mit hoher magnetischer Induktion, dadurch gekennzeichnet, daß eine Stranggußbramme mit einer Dicke von 150 bis 600 mm ' aus einem Stahl mit bis 0,085% Kohlenstoff, 2,0 bis
    4,0% Silizium und 0,01 bis 0,065% säurelöslichem Aluminium, Rest Eisen auf eine Temperatur bis 13000C erwärmt und mit einer Dickenabnahme von 30 bis 70% vorgewalzt, danach wieder erwärmt und mit einer mittleren Korngröße unter 25 mm warmausgewalzt, das Warmband bei 950 bis 12000C geglüht, zum Ausscheiden des Aluminiumnitrids rasch abgekühlt, einstufig mit einer Querschnittsäbnahme von 81 bis 95% bis zur Enddicke ausgewalzt und entkohlend sowie abschließend rekristallisierend geglüht wird.
    3098A1/09S3
    leerseit e
DE2316808A 1972-04-05 1973-04-04 Verfahren zum Herstellen von Elektroblech mit Gosstextur Expired DE2316808C3 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP47034051A JPS5037009B2 (de) 1972-04-05 1972-04-05

Publications (3)

Publication Number Publication Date
DE2316808A1 true DE2316808A1 (de) 1973-10-11
DE2316808B2 DE2316808B2 (de) 1975-05-22
DE2316808C3 DE2316808C3 (de) 1976-01-08

Family

ID=12403485

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE2316808A Expired DE2316808C3 (de) 1972-04-05 1973-04-04 Verfahren zum Herstellen von Elektroblech mit Gosstextur

Country Status (10)

Country Link
US (1) US3841924A (de)
JP (1) JPS5037009B2 (de)
BE (1) BE797781A (de)
BR (1) BR7302420D0 (de)
CA (1) CA985604A (de)
DE (1) DE2316808C3 (de)
FR (1) FR2179121B1 (de)
GB (1) GB1434213A (de)
IT (1) IT982690B (de)
SE (1) SE384038B (de)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2542173A1 (de) * 1974-09-23 1976-04-08 British Steel Corp Verfahren zur herstellung von kornorientiertem siliciumstahl
EP0526834A1 (de) * 1991-07-29 1993-02-10 Nkk Corporation Verfahren zur Herstellung von Siliziumstahlbändern mit feiner Körnung in GOSS Textur
WO1999009221A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-25 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech und verwendung eines stahls für elektroblech

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4976719A (de) * 1972-11-28 1974-07-24
JPS5432412B2 (de) * 1973-10-31 1979-10-15
IT1041114B (it) * 1975-08-01 1980-01-10 Centro Speriment Metallurg Procedimento per la produzione di nastri di acciaio al silicio per impieghi magnetici
JPS5319913A (en) * 1976-08-10 1978-02-23 Nippon Steel Corp Preparation of unidirectional silicon steel sheet superior in magnetism from continuous casting slab
AU505774B2 (en) * 1977-09-09 1979-11-29 Nippon Steel Corporation A method for treating continuously cast steel slabs
JPS6037172B2 (ja) * 1978-03-11 1985-08-24 新日本製鐵株式会社 一方向性珪素鋼板の製造法
US4204891A (en) * 1978-11-27 1980-05-27 Nippon Steel Corporation Method for preventing the edge crack in a grain oriented silicon steel sheet produced from a continuously cast steel slab
JPS5948934B2 (ja) * 1981-05-30 1984-11-29 新日本製鐵株式会社 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS58100627A (ja) * 1981-12-11 1983-06-15 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
US4473416A (en) * 1982-07-08 1984-09-25 Nippon Steel Corporation Process for producing aluminum-bearing grain-oriented silicon steel strip
JPS5956522A (ja) * 1982-09-24 1984-04-02 Nippon Steel Corp 鉄損の良い一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS5956523A (ja) * 1982-09-24 1984-04-02 Nippon Steel Corp 高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS59185725A (ja) * 1983-04-07 1984-10-22 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方性電磁鋼板の製造方法
US4596614A (en) * 1984-11-02 1986-06-24 Bethlehem Steel Corporation Grain oriented electrical steel and method
CA1270728A (en) * 1985-02-25 1990-06-26 Armco Advanced Materials Corporation Method of producing cube-on-edge oriented silicon steel from strand cast slabs
US5759293A (en) * 1989-01-07 1998-06-02 Nippon Steel Corporation Decarburization-annealed steel strip as an intermediate material for grain-oriented electrical steel strip
JPH05221357A (ja) * 1992-02-17 1993-08-31 Bridgestone Cycle Co 自転車用ハブ発電装置
DE4311150C1 (de) * 1993-04-05 1993-12-23 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von Warmband für die Erzeugung von kornorientierten Elektroblechen
DE4311151C1 (de) * 1993-04-05 1994-07-28 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
IT1290172B1 (it) 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche.

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3636579A (en) * 1968-04-24 1972-01-25 Nippon Steel Corp Process for heat-treating electromagnetic steel sheets having a high magnetic induction
US3676227A (en) * 1968-11-01 1972-07-11 Nippon Steel Corp Process for producing single oriented silicon steel plates low in the iron loss

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2542173A1 (de) * 1974-09-23 1976-04-08 British Steel Corp Verfahren zur herstellung von kornorientiertem siliciumstahl
EP0526834A1 (de) * 1991-07-29 1993-02-10 Nkk Corporation Verfahren zur Herstellung von Siliziumstahlbändern mit feiner Körnung in GOSS Textur
US5354389A (en) * 1991-07-29 1994-10-11 Nkk Corporation Method of manufacturing silicon steel sheet having grains precisely arranged in Goss orientation
US5489342A (en) * 1991-07-29 1996-02-06 Nkk Corporation Method of manufacturing silicon steel sheet having grains precisely arranged in goss orientation
WO1999009221A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-25 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech und verwendung eines stahls für elektroblech

Also Published As

Publication number Publication date
FR2179121A1 (de) 1973-11-16
SE384038B (sv) 1976-04-12
BE797781A (fr) 1973-07-31
DE2316808C3 (de) 1976-01-08
JPS5037009B2 (de) 1975-11-29
US3841924A (en) 1974-10-15
BR7302420D0 (pt) 1974-02-07
JPS48101317A (de) 1973-12-20
DE2316808B2 (de) 1975-05-22
FR2179121B1 (de) 1975-04-04
IT982690B (it) 1974-10-21
GB1434213A (en) 1976-05-05
CA985604A (en) 1976-03-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2316808A1 (de) Verfahren zum herstellen eines kornorientierten elektroblechs mit hoher magnetischer flussdichte
EP0619376B1 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen mit verbesserten Ummagnetisierungsverlusten
EP1025268B1 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation
DE2252784A1 (de) Verfahren zur herstellung eines orientierten siliciumeisenbleches oder -streifens fuer magnetische zwecke
DE60315129T2 (de) Verfahren zur herstellung eines eisenhüttenprodukts aus unlegiertem stahl mit hohem kupfergehalt und danach erhaltenes eisenhüttenprodukt
DE2909500C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Siliciumstahl-Bleches
DE2362658A1 (de) Stahlblech mit hervorragender pressverformbarkeit und verfahren zu dessen herstellung
DE3229295A1 (de) Kornorientiertes elektrostahlblech und verfahren zu seiner herstellung
DE2924298A1 (de) Nichtorientiertes elektrostahlblech
DE2409895B2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Siliciumstahls mit Würfelkantenstruktur und einer Permeabilität bei H - 10 Oersted von mehr als 1820
DE2348249A1 (de) Kornorientierter siliciumstahl und verfahren zu seiner herstellung
DE4005807A1 (de) Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem magnetstahlblech
DE3221840C2 (de)
DE2939788C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches
DE3147584C2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Siliciumstahl in Band- oder Blechform
DE3116419C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten, elektromagnetischen Siliciumstahlbandes
DE3220307C2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem Siciliumstahlblech oder -band
DE69921146T2 (de) Verfahren zur herstellung von wärmebehandlungsfähigen blech-gegenständen
DE2433665A1 (de) Verfahren zur herstellung von kaltverformten hochspannungs-stahlblechen
EP1453984B1 (de) Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl
DE4005511A1 (de) Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem stahlblech
DE2709511A1 (de) Verfahren zur herstellung von aluminium-knetlegierungen
DE3232518C2 (de)
DE3031765C2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Siliciumstahlbändern oder -blechen
DE3528782A1 (de) Verfahren zum herstellen eines alterungsbestaendigen bandstahles mit hoher kaltumformbarkeit

Legal Events

Date Code Title Description
C3 Grant after two publication steps (3rd publication)
E77 Valid patent as to the heymanns-index 1977