DE2508877A1 - Verfahren zum herstellen von kornorientierten elektroblechen oder -baendern - Google Patents
Verfahren zum herstellen von kornorientierten elektroblechen oder -baendernInfo
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Description
•=AT E N TA Π WÄLT E A. GRÜNECKER
DIPL.-INS.
H. KINKELDEY
DR.-ΙΝβ.
W. STOCKMAiR
κ. SCHUMANN
P. H. JAKOB
DIPL.-IN3.
G. BEZOLD
MÜNCHEN
E. K. WEIL
LINDAU
MÜNCHEN 22
P 9002 28.2.1975
EAWASAKI STEEL CORPORATION
No. 1-28, 1-Chome, Kitahonmachi-Dori,
Fukiai-Ku, Kobe City, Japan
Verfahren zum Herstellen von kornorientierten
Elektroblechen oder -bändern
Elektroblechen oder -bändern
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen kornorientierter
Elektrostahlbleche oder -bänder mit einem
hohen Bo-Wert der magnetischen Induktion von mehr als
1,88 Wb/m , bei welchem ein Siliciumstahl-Ausgangsmaterial,
enthaltend nicht mehr als
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0,06% Kohlenstoff, 2,0 bis 4,0% Silicium, 0,01 bis 0,2%
Mangan, insgesamt 0,005' bis 0,1% Schwefel und/oder Selen,
Rest Eisen, warmgewalzt und wiederholten Glühungen und Kaltwalzungen unterzogen wird, um so ein in der Kälte auf
seine Endabmessung gewalztes Blech zu erzeugen, worauf das kaltgewalzte Blech zur Herabsetzung seines Kohlenstoffgehaltes
auf nicht mehr als 0,005% einer Entkohlungsglühung unterzogen und dann zur Entwicklung sekundärrekristallisierter
Körner mit vorherrschend (i1O)[3oi}-Orientierung
einer Schlußglühung unterworfen wird. Somit beschäftigt sich die Erfindung mit einem Verfahren zum Herstellen
sogenannter kornorientierter Elektroblech^ oder -bänder aus Stahl, die eine leicht zu magnetisierende Achse
<100> in Walzrichtung und eine |i1öl-Ebene parallel zur
Walzebene besitzen. Dabei bezieht sich die Erfindung insbesondere auf ein Verfahren zum Herstellen kornorientierter
Elektroblech^ oder -bänder aus Stahl mit einem sehr hohen Bo-Wert der magnetischen Induktion.
Die kornorientierten Elektrobleche werden hauptsächlich für Transformatorenkerne und andere elektrotechnische Vorrichtungen
verwendet und müssen eine hohe magnetische Induktion und einen, niedrigen Eisenverlust besitzen.
Es ist allgemein bekannt, daß die Verbesserung der magnetischen Eigenschaften nicht nur eine Verringerung der Transformator
größe gestattet, sondern auch eine Herabsetzung der für das Transformatorengeräusch im Betrieb verantwortlichen
Magnetostriktion hervorruft. Die magnetischen Eigenschaften werden im allgemeinen mit HiIe des Bg-Wertes
ausgedrückt, welcher die magnetische Induktion in Weber Je Quadratmeter bei einer magnetischen Feldstärke von 800 A/m
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wiedergibt. Neuzeitliche Herstellungsverfahren gestatten die Herstellung von Elektroblechen aus Stahl mit einem
Bg-Wert von mehr als'1,88 ¥b/m . Diese Herstellungsverfahren
sind in der veröffentlichten japanischen Patentanmeldung
Uo. 15 644/65 unter "Verwendung von AlN sowie
in anderen Literaturstellen beschrieben.
Seitens der Anmelderin ist bereits ein Verfahren vorgeschlagen worden, mit dessen Hilfe die oben erwähnten Werkstoffe
durch Anwendung geeigneter Mengen an Antimon, Selen und dgl. als Inhibitioren und durch Entwicklung sekundärrekristallisierter
Körner bei einer relativ niedrigen Temperatur in der Schlußglühung herstellbar sind.
Die Erfinder haben mannigfaltige Untersuchungen im Hinblick
auf die Entwicklungsbedingungen für sekundärrekristallisierte
Körner mit einem höheren Ausmaß an (110)JC)OIJ-Or ientierung
bei dem oben erwähnten Verfahren angestellt und dabei gefunden, daß der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten
Blech vor der Sekundärrekristallisationsglühung einen starken Einfluß auf die Orientierung der sekundärrekristallisierten
Körner ausübt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangs bezeichneten Gattung so auszubilden, .daß
eine noch weitere Qualitätssteigerung der hergestellten Elektroblech^ ermöglicht wird.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß
der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech vor der Schlußglühung auf maximal 0,0045% begrenzt wird und daß die
sekundärrekristallisierten Körner bei einer Temperatur von
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800 bis 9OO°C vollständig entwickelt werden, worauf
in der Schlußglühung eine.Reinigungsglühung bei einer
Temperatur von nicht weniger als 1OOO°C durchgeführt wird.
Bei den erfindungsgemäß zu behandelnden Stählen dienen
die Gehalte an Schwefel und/oder Selen als Inhibitor
für die Primärrekristallisation bzw. für die primärrekristallisierten Körner.
Im Hinblick auf den Stickstoffgehalt in fertiggestellten
Elektroblechen ist es bekannt, daß dieser so gering wie möglich sein muß, um niedrige Eisenverluste zu erzielen.
Andererseits ist es jedoch in der US-PS 2 802 761 beschrieben, daß wenigstens 0,01% Stickstoff als Inhibitor
in der Sekundärrekristallisation benutzt wird und ist es außerdem bekannt, daß verschiedene Nitride als Inhibitoren
verwendet werden. So wird beispielsweise gemäß der oben genannten veröffentlichten japanischen Patentanmeldung
15 644/65 Aluminiumnitrid verwendet, gemäß der US-PS
3 184 346 Vanadiumnitrid verwendet und gemäß der veröffentlichten
japanischen Patentanmeldung 16 863/71 Tantalnitrid benutzt. Selbstverständlich muß bei diesen Verfahren Stickstoff
abschließend während einer Hochtemperaturglühung in einer Wasserstoffatmosphäre entfernt werden, obgleich
ein gewisser Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech vor der Hochtemperaturglühung erforderlich ist. Im Gegensatz
dazu werden erfindungsgemalte Elektroblech^ mit einer hohen
magnetischen Induktion dadurch erzeugt, daß erstens der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech vor der Schlußglühung auf nicht mehr als 0,0045% begrenzt wird und
zweitens die sekundärrekristallisierten Körner bei einer
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Temperatur von 800 "bis 9OO°C entwickelt werden.
Im folgenden wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschriegen. In dieser zeigen:
Fig. 1 ein Schaubild, in welchem der Stickstoffgehalt (%) eines kaltgewalzten Bleches vor der Schlußglühung
gegen den Bg-Wert (Vb/m ) des Fertigerzeugnisses bei unterschMlichen Temperaturen zur
Entwicklung sekundärrekristallisierter Körner aufgetragen ist (im folgenden wird die Temperatur zur
Entwicklung sekundärrekristallisierter Körner kurz als "Sekundärrekristallisationstemperatur" bezeichnet),
Fig. 2 ein Schaubild, in welchem die Sekundärrekristallisationstemperatur
kaltgewalzter Bleche gegen die Bo-Werte der Fertigerzeugnisse bei unterschiedlichen Stickstoffgehalten
im kaltgewalzten Blech aufgetragen sind,
Fig. 3 eine Photographie des Makrogefüges eines nicht erfindungsgemäß
hergestellten Fertigerzeugnisses, wobei ein kaltgewalztes Blech mit einem außerhalb des
erfindungsgemäßen Rahmens liegenden Stickstoffgehaltes
von 0,0063% einer Schlußglühung unterzogen wurde und
Fig. 4- eine Ehotographie des Makrogefüges eines erfindungsgemäß hergestellten Fertigerzeugnisses, wobei ein
kaltgewalztes Blech mit einem erfindungsgemäß niedrigen Stickstoffgehalt von 0,0025% einer Schlußglühung
unterzogen wurde.
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Figur 1 zeigt den Einfluß des Stickstoffgelialtes im kaltgewalzten
Blech, vor- der Schlußglühung auf den Bg-Wert des
Fertigerzeugnisses bei verschiedenen Sekundärrekristallisationstemperaturen.
Aus Figur 1 ist klar .ersichtlich, daß der Bo-Wert mit sinkenden Stickstoffgehalten zunimmt.
Beträgt der Stickstoffgehalt nicht mehr als 0,0045%, so
2 wächst der Bg-Wert auf mehr als 1,88 Wb/m an und "beträgt
der Stickstoffgehalt nicht mehr als 0,0035%? so liegt der
erhaltene Bg-Wert oberhalb von 1,90 Wb/m .
Figur 2 läßt erkennen, daß die Sekundärrekristallisationstemperatur
einen starken Einfluß auf den Bo-Wert ausübt. Wie aus Figur 2 deutlich hervorgeht, liegen die erzielten
Bg-Werte oberhalb von 1,88 Wb/m , wenn die Sekundärrekristallisationstemperatur
nicht oberhalb von 900° liegt und außerdem der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech
gering ist.
Die Kristallstruktur des Fertigerzeugnisses steht in einer engen Beziehung zu dessen Bg-Wert. Ist der Stickstoffgehalt
im kaltgewalzten Blech hoch, beispielsweise 0,0063% Stickstoff, so zeigt das Makrogefüge des Fertigerzeugnisses
nach, der Schlußglühung eine heterogene Kornstruktur mit
vielen Inselkörnern oder Korninseln, wie Figur 3 zu entnehmen. Außerdem ist der Aggregationsgrad der (11O)JOOIj-Orientierung
im ganzen gering. Demgegenüber zeigt das Makrogefüge des Fertigerzeugnisses im wesentlichen keine
heterogene Struktur, wie Figur 4- zu entnehmen, wenn der Stickstoffgehalt niedrig ist und beispielsweise 0,0025%
beträgt.
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-r-
Die Ursache für das Auftreten einer derartigen heterogenen Struktur ist bis jetzt noch nicht geklärt,aber es
scheint sich wie folgt zu verhalten. SiJJ2,- "und andere
Nitride, die im Gesamtstickstoffgehalt eines Siliciumstahls als unlöslicher Stickstoff analysiert werden,
stören den Sorngrenzenbehinderungseffekt des Mangansulfids,
Manganselenids und-dgl. und als Folge wird das
heterogene Gefüge ohne die Ausbildung einer perfekten Gekundärrekristallisierten Struktur gebildet. Diese Erscheinung
kann daraus geschlossen werden, daß die Sekundärrekristallisationstemperatur (800 bis 9000C), die eine
der notwendigen Bedingungen des Verfahrens nach der Erfindung
darstellt, mit dem Temperaturbereich übereinstimmt, in welchem Si7J)T2, in stabiler Form vorliegt. Wird somit eine
Entwicklung der sekundärrekristallisierten Körner bei bis 9000C angestrebt, so muß der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten
Blech sehr niedrig liegen, denn wird der Stickstoffgehalt nicht auf maximal 0,004-5% begrenzt, so tritt
die schädliche Wirkung der Nitride auf die Entwicklung sekundärrekristallisierter
Körner auf, wodurch ein Erzielen befriedigender Fertigerzeugnisse verhindert wird.
Die Erfinder haben bereits ein Verfahren vorgeschlagen, nach welchem ein antimonhaltiger Siliciumstahl verwendet
wird und sekundärrekristallisierte Körner bei einer Temperatur von 800 bis 9000C entwickelt werden. Bei diesem Verfahren
besteht keine Notwendigkeit, den Gehalt an Stickstoff oder die Stickstoffmenge zu berücksichtigen, da bei
diesem Verfahren dem schädlichen Einfluß des Stickstoffs durch den Zusatz einer geeigneten Menge an Antimon begegnet
wird. Das heißt, daß dann, wenn eine geeignete Antimonmenge in einem Siliciumstahl enthalten ist, eine hohe magnetische
ο
Induktion von mehr als 1,88 Wb/m auch dann erzielt werden
Induktion von mehr als 1,88 Wb/m auch dann erzielt werden
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kann, wenn der Stickstoffgehalt im Stahl mehr als 0,004-5% beträgt. Demzufolge ist das Verfahren nach der Erfindung
insbesondere dann von Nutzen, wenn ein keine Antimonzusätse enthaltender Siliciumstahl behandelt werden soll.
Im folgenden wird eine Erklärung dafür gegeben, weshalb beim Verfahren nach der Erfindung der Stickstoffgehalt im
kaltgewalzten Blech vor der Schlußglühung und die Sekundärrekristallisationstemperatur
in der Schlußglühung begrenzt sind.
Übersteigt der Stickstoffgehalt in einem kaltgewalzten
Blech vor der Schlußglühung einen Wert von 0,0045%, so wird der Bg-Wert des Fertigerzeugnisses vermindert und
wenn ein derartiges kaltgewalztes Blech bei einer optimalen Sekundärrekristallisationstemperatur in der Schlußglühung
geglüht wird, so kann kein Fertigerzeugnis mit einem BR-Wert
von mehr als 1,88 Wb/m erhalten werden. Da ein sehr geringer
Stickstoffgehalt stets in technischen Siliciumstählen enthalten ist, wurde die obere Grenze des Stickstoffgehaltes
für einen kaltgewalzten Stahl vor der Schlußglühung aif nicht mehr als 0,004-5% begrenzt.
Liegt die Sekundarrekristallisationstemperatur in der Schlußglühung
oberhalb von 9000C, so wird der BR-Wert des Fertiges
ρ
erzeugnisses selbst dann kleiner als 1,88 Wb/m , wenn ein kaltgewalztes Blech mit einem Stickstoffgehalt von nicht
mehr als 0,004-5% vor der Schlußglühung benutzt wird, wohingegen dann, wenn die Temperatur niedriger als 800°C ist,
eine sehr lange Zeitdauer zur vollständigen Entwicklung der sekundärrekristallisierten Körner erforderlich ist. Daraus
ergibt sich, daß derartig niedrige Temperaturen nicht
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zur technischen Herstellung des Fertigerzeugnisses nach
der Erfindung geeignet sind. Demzufolge ist die Sekundärrekristallisationstemperatur
bei der Schlußglühung im erfindungsgemäßen Verfahren auf 800 Ms 900°C begrenzt.
Um einen hohen Bg-Wert mit einer großen Effizienz in der technischen Herstellung zu erzielen, wird eine Sekundärrekristallisationstemperatur
von 830 Ms 880°C bevorzugt.
Die Erfindung wird im folgenden im Hinblick auf die Reihenfolge der Verfahrens- oder Behandlungsschritte näher erläutert.
Als im Kahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens zu behandelndes
Siliciumstahl-Ausgangsmaterial kann jeder Siliciumstahl verwendet werden, der nicht mehr als 0,06% Kohlenstoff,
2,0 bis 4,0% Silicium, 0,01 bis 0,2% Mangan, insgesamt 0,005 bis 0,1% an Schwefel und/oder Selen als Inhibitor
für primärrekristallisierte Körner, Rest im wesentlichen
Eisen enthält. Die Herstellung des Gußblockes kann auf jegliche Weise erfolgen. So kann der Gußblock beispielsweise
mit Hilfe des Stranggießens erzeugt werden. Der abgegossene
Stahlblock wird auf herkömmliche Weise in der Wärme zu einem Bandmaterial mit einer Dicke von etwa 2 bis 4- mm ausgewalzt.
Das warmgewalzte Bandmaterial wird wenigstens einer Kaltwalzung unterzogen, um ein kaltgewalztes Blech mit
seiner Endabmessung zu erzeugen. In diesem Fall wird falls erforderlich das Glühen bei 800 bis 10000G ausgeführt, um
die Kristallstruktur des kaltgewalzten Bleches zu homogenisieren. Das auf seine Endabmessung kaltgewalzte Blech wird
dann einer Entkohlungsglühung bei 700 bis 900°C in feuchtem
Wasserstoff unterzogen, um den Kohlenstoffgehalt auf nicht mehr als 0,005% abzusenken.
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- το -
Nach der Entkohlungsglühung wird das kaltgewalzte Blech,
mit einem hauptsächlich aus MgO "bestehenden Glühseparator
versehen, zu einem Bund aufgehaspelt und einer Hochtemperaturglühung
für die Sekundärrekristallisation und für die Reinigung unterworfen. Erfindungsgemäß muß dabei
der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech vor dieser Hochtemperaturglühung, d.h. nach der Entkohlungsglühung
auf nicht mehr als 0,004-5% vorzugsweise auf nicht mehr als 0,0035% "begrenzt sein.
Um ein kaltgewalztes Blech mit einen innerhalb des oben beschriebenen Bereiches liegenden Stickstoffgehalt zu
erzielen, ist es erforderlich, das Frischen und Abgießen
des Stahlausgangsmaterials derart vorzunehmen, daß ein Stahl mit einem hinreichend niedrigen Stickstoffgehalt
erzielt wird. Außerdem ist es erforderlich, die GlühatmoEphäre bei den zwischen den Kaltwalzungen ausgeführten
Glühungen zu beachten.
Aus den bereits erwähnten Gründen ist· es erforderlich,
daß die sekundärrekristallisierten Körner vollständig bei 800 bis 9000C in der Schlußglühung entwickelt werden. Zur
Entwicklung der sekundärrekristallisierten Körner sind keine besonderen Vorkehrungen erforderlich, aber wenn die
Sekundärrekristallisationstemperatur 10 bis 80 Stunden lang auf einer gewissen Temperatur innerhalb des Temperaturbereiches
von 800 bis 900°C gehalten wird, oder die Sekundärrekristallisationstemperatur allmählich mit einer
Aufheizgeschwindigkeit von 0,5 bis 10°C/Std. innerhalb des oben bezeichneten Temperaturbereiches gesteigert wird, kann
ein bevorzugtes Ergebnis erzielt werden. Außerdem ist es erforderlich, darauf zu achten, daß die Nitrierung oder
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Aufstickung des Stahls durch die Glühatmosphäre nicht
auftritt, "bevor die sekundärrekristallisierten Körner vollständig entwickelt sind.
Im Anschluß an die Entwicklung der sekundärrekristallisierten Körner "bei 800 "bis 9000C folgt als nächste Verfahrensstufe
eine Hochtemperaturgliihung zur Reinigung, die "bei einer Temperatur von nicht weniger als 10000C
durchgeführt wird. Vorzugsweise wird diese Hochtemperaturglühung in trockenem Wasserstoff vorgenommen.
Das folgende Beispiel dient zur weiteren Erläuterung der Erfindung, ohne daß die Erfindung in irgendeiner
Weise auf das folgende Ausführungsb ei spiel beschränkt ist.
Drei Siliciumstahltilöcke mit einem Gewicht von 10 t mit
Jeweils 0,025% Kohlenstoff, 3,05% Silicium, 0,06% Mangan und 0,025% Selen sowie 0,0025%, "bzw. 0,0045%, bzw. 0,0058%
Stickstoff, was einen Analysenwert vor der Schlußglühung wiedergibt, wurden hergestellt. Der Stahlblock mit einem
Stickstoffgehalt von 0,0025% wurde als Probe A, der Stahlblock mit einem Sticks torf gehalt von 0,004-5% wurde als
Probe B und der Stahlblock mit einem Stickstoffgehalt von 0,0058% wurde als Probe C bezeichnet.
Jeder der drei Blöcke wurde gleichmäßig 5 Stunden lang bei 12800C erhitzt und zu einer Platine mit einer Dicke
von 180 mm verarbeitet. Die Platine wurde 1,5 Stunden lang bei 12800C geglüht, in der Wärme auf eine Dicke von 3,0 mm
ausgewalzt, 10 Minuten lang bei 95O0C geglüht und in einer
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-T-
ersten Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 75% auf eine Dicke von 0,75 mm ausgewalzt, dann einer 10 minütigen
Zwischenglühung "bei 9000C in einer Wasserstoffatmosphäre
unterzogen und mit Hilfe einer zweiten Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 60% auf die Entstärke
von 0,3 mm ausgewalzt, worauf eine 10 minütige
Entkohlungsglühung bei 8000C in feuchtem Wasserstoff
mit einem Taupunkt von 600C vorgenommen wurde. Jede
der drei entkohlten Proben A, B und C wurde Schlußglühungen unter den folgenden drei Bedingungen unterzogen.
I. In Wasserstoff, zunächst 100 Stunden lang bei 850°C und dann 10 Stunden lang bei 1200°C,
II. in Wasserstoff, zunächst 30 Stunden lang bei 900°C
und dann 10 Stunden lang bei 120O0C,
o,
III. in Wasserstoff, 30 Stunden lang bei 950 C und dann 10 Stunden lang bei 12000C.
Die an den in der oben angegebenen Weise behandelten Proben A, B und C ermittelten Bg-Werte (Wb/m ) und W^π /,-Q-Werte
(W/kg) sind in der folgenden Tafel 1 zusammengestellt.
Tafel 1
| Proben- Nr |
Stickstoffgehalt (%) |
B8(Wb/m2) | w17/5O(w/kg) |
| AI All AIII |
0,0025 | 1,94 1,89 1,84 |
1,05 1,10 1,16 |
| BI BII BIII |
0,004-5 | 1,90 1,88 1,82 |
1,12 1,18 1,23 |
| CI CII CIII . |
0,0058 . | 1,83 1,80 1,78 |
1,26 1,29 1,35 |
509847/0743
Aus Tafel 1 geht hervor, daß die Probe A mit dem niedrigsten Stickstoffgehalt gegenüber den Proben B und C bei gleichen
Bedingungen in der Schlußglühung den besten Bg-Wert und den besten W.,-, ,^-Wert besitzt. Außerdem wird deutlich,
daß in jeder Gruppe der -Proben A, B und C die gemäß der
Schlußglühungsbedingung I behandelte Probe den besten
Bo-V?ert und den besten ¥.„ /CQ-Wert besitzt, wobei unterstrichen
sei, daß die Schlußglühung gemäß Bedingung I bei der niedrigsten Temperatur (83O°C) und über eine lange
Zeitdauer (100 Stunden) erfolgt.
Aus den in Tafel 1 zusammengestellten Ergebnissen wird
deutlich, daß mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens
kornorientierte Elektroblech^ oder -bänder aus Stahl hergestellt werden können, die eine sehr hohe magnetische
Induktion besitzen.
503847/0743
Claims (5)
1. Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrostahl-
"bleche oder -bänder mit einem hohen Bp-Wert der magnets
ρ
tischen Induktion von mehr als 1,88 Vb/m , bei welchem
ein Siliciumstahl-Ausgangsmaterial, enthaltend nicht mehr als 0,06% Kohlenstoff, 2,0 bis 4,0% Silicium, 0,01
bis 0,2% Mangan, insgesamt 0,005% "bis 0,1% Schwefel und/ oder Selen, Rest Eisen, v/armgewälzt und wiederholten
Glühungen und Kaltwalzungen unterzogen wird, um so ein auf seine Endabmessung kaltgewalztes Blech zu erzeugen, worauf
das kaltgewalzte Blech zur Herabsetzung seines Kohlensotffgehaltes auf nicht mehr als 0,005% einer Entkohlungsglühung
unterzogen und dann zur Entwicklung sekundärrekristallisierter Körner mit vorherrschend
(i10)}00i[-0rientierung einer .Schlußglühung unterworfen
wird, dadurch gekennzeichnet, daß
a) der Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Blech vor der Schlußglühung auf maximal 0,0045% begrenzt
wird und
b) die sekundärrekristallisierten Körner bei einer Temperatur von 800 bis 9000C vollständig entwickelt
werden, worauf in der Schlußglühung eine Reinigungsglühung bei einer Temperatur von nicht
weniger als 1000 C durchgeführt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzei chn e t, daß der Stickstoffgehalt auf icaximal 0,0035% begrenzt
wird.
509847/0743
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß der Stickstoffgehalt auf maximal 0,0025% "begrenzt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die sekundärrekristallisierten Körner über einen Zeitraum von 10 bis 80 Stunden
bei einer im Temperaturbereich von 800 bis 900°C liegenden Temperatur entwickelt werden.
5. Verfahren nach Anspruch 4-, dadurch g e k e-n nzeichnet,
daß als Temperaturen für die Sekundärrekristallisation Temperaturen von 830 bis 8800C angewandt werden.
6« Verfahren nach Anspruch 1, dadurch g e k e η nz
ei chnet, daß die sekundärrekristallisierten Körner durch allmähliche Temperatursteigerung
mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 0,05 bis 10°C/Std. innerhalb des Temperaturbereiches von 800 bis 900°C
entwiekelt werden.
50984770743
-T
Leerseite
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2286174 | 1974-02-28 | ||
| JP2286174A JPS5644135B2 (de) | 1974-02-28 | 1974-02-28 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| DE2508877A1 true DE2508877A1 (de) | 1975-11-20 |
| DE2508877B2 DE2508877B2 (de) | 1976-06-24 |
| DE2508877C3 DE2508877C3 (de) | 1977-02-10 |
Family
ID=
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2940779A1 (de) * | 1978-10-18 | 1980-04-30 | Armco Inc | Verfahren zur herstellung von kornorientiertem siliciumeisen aus stranggegossenen brammen |
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|---|---|---|---|---|
| DE2940779A1 (de) * | 1978-10-18 | 1980-04-30 | Armco Inc | Verfahren zur herstellung von kornorientiertem siliciumeisen aus stranggegossenen brammen |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DK142034B (da) | 1980-08-11 |
| SE7502207L (de) | 1975-08-29 |
| SE425800B (sv) | 1982-11-08 |
| IT1033316B (it) | 1979-07-10 |
| SE7502207D0 (sv) | 1975-02-27 |
| NO750610L (de) | 1975-08-29 |
| AU7854175A (en) | 1976-08-26 |
| CA1036052A (en) | 1978-08-08 |
| JPS50123517A (de) | 1975-09-29 |
| JPS5644135B2 (de) | 1981-10-17 |
| AU475482B2 (en) | 1976-08-26 |
| DK74975A (de) | 1975-10-27 |
| DE2508877B2 (de) | 1976-06-24 |
| BE826152A (fr) | 1975-08-28 |
| NO138772B (no) | 1978-07-31 |
| FI750581A (de) | 1975-08-29 |
| FR2262696B1 (de) | 1977-11-18 |
| GB1478948A (en) | 1977-07-06 |
| FR2262696A1 (de) | 1975-09-26 |
| DK142034C (de) | 1981-03-02 |
| NO138772C (no) | 1978-11-08 |
| BR7501200A (pt) | 1975-12-02 |
| US4212689A (en) | 1980-07-15 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C3 | Grant after two publication steps (3rd publication) | ||
| E77 | Valid patent as to the heymanns-index 1977 |