DE2544623A1 - Verfahren zur herstellung von magnetstahlblech mit hoher permeabilitaet - Google Patents

Verfahren zur herstellung von magnetstahlblech mit hoher permeabilitaet

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DE2544623A1 DE19752544623 DE2544623A DE2544623A1 DE 2544623 A1 DE2544623 A1 DE 2544623A1 DE 19752544623 DE19752544623 DE 19752544623 DE 2544623 A DE2544623 A DE 2544623A DE 2544623 A1 DE2544623 A1 DE 2544623A1
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TERNI PER L'INDUSTRIA E L'ELETTRICITA SpA Soc
Centro Sperimentale Metallurgico SpA
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Description

T 60 P 100
Anmelder: 1. Terni Societä per 1'Industria e I1 Elettricita S.p.A.,
122 Viale Castro Pretorio, 00185 Roma, Italien;
2. Centro Sperimentale Metallurgico S.p.A. Via di Castel Romano, ΟΟ129 Roma, Italien.
Verfahren zur Herstellung von Magnetstahlblech mit hoher Permeabilität
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Magnetstahlblech mit hoher Permeabilität und insbesondere bezieht sie sich auf ein Verfahren, das mit einer kontinuierlich gegossenen Platte, die ohne eine dazwischenliegende Vorwalzstufe direkt in ein heißgewalztes Band geformt wird, beginnt, und das ein Stahlblech mit gerichtetem Korn und hoher Permeabilität, dessen Permeabilität und Verluste auf der Länge des Bandes in hohem Maße gleichmäßig sind, herstellt.
Viele Verfahren sind zur Herstellung eines Stahlblechs mit gerichtetem Korn und hoher Permeabilität bekannt. Zum Beispiel ist in der US-PS 3 696 579 ein Verfahren beschrieben, mittels dessen Stahl, der 0 bis 4% Si, weniger als 0,085% C und von 0,010 bis O,065% säurelösliches Al besitzt,
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heißgewalzt wird, dann bei 750 bis 12000C für Si von O bis 1% und C bis zu 0,080%, und bei 850 bis 120O0C für Si von 1 bis 2,5% und C von 0,010 bis 0,080% und bei 95O bis 12OO°C für Si von 2,5% bis 4% und C von 0,20 bis 0,080% geglüht wird. Dabei verweilt das Band in der vorgewählten Temperatur zwischen 30 Sekunden und 30 Minuten. Dieses so geglühte Band wird danach für 2 bis 200 Sekunden von der Glühtemperatur auf eine Temperatur von 400°C abgeschreckt und schließlich mit einer Stichabnahme von 65 bis 95% kaltgewalzt.
In der belgischen Patentschrift 797 781 ist ein anderes Verfahren zur Herstellung von Magnetstahl mit gerichtetem Korn -beschrieben, das mit kontinuierlich gegossenen Platten beginnt und darin besteht, daß kontinuierlich Stahl gegossen wird, der nicht über 0,085% C, von 2 bis 4% Si und von 0,010 bis0^065% säurelösliches Al besitzt, und das besagte Platten mit einem ersten Heißwalz- oder Vorwalzschritt bei einer Temperatur unter 13OO°C mit einer Stichabnahme zwischen 30 und 70% und danach mit einem zweiten Heißwalzschritt bis zur endgültigen Dicke der heißgewalzten Platte behandelt. Das so erhaltene Band wird bei einer Temperatur zwischen 950 und 12000C geglüht, abgeschreckt und danach mit einer Stichabnahme zwischen 81 und 95% kaltgewalzt. Bei diesem Verfahren beträgt die mittlere Korngröße von über 80% der Körner der Platte nach dem Vorwärmen für den zweiten Heißwalzschritt weniger als 25 mm.
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Die U.S.-PS 3 764 406 beschreibt ein Verfahren, nach dem die kontinuierlich gegossene Platte, die zwischen 2 bis 4% Si und eine Dicke von 10 bis 30 cm besitzt, auf 750 bis 125O°C erhitzt wird, mit einer Stichabnahme von 5 bis 50% heißgewalzt wird, auf 1260 bis 14000C erhitzt wird, um eine Korngröße von nicht über 4,5 ASTM (American Society for Testing Materials) bei 1 κ zu erhalten. Die so behandelte Platte wird auf die gewünschte Dicke heißgewalzt und danach mit einer starken Stichabnahme kaltgewalzt und schließlich den üblichen abschließenden Glühbehandlungen unterworfen.
Die beiden zuletzt zitierten Veröffentlichungen behaupten eindeutig die Notwendigkeit eines ersten Vorwalzschrittes bei einer Temperatur unter 1300°C, dem eine Erwärmung auf eine Temperatur über 1300°C und ein Heißwalzschritt zur Erzielung der erwünschten Dicke des Bandes folgt, die im allgemeinen zwischen 2 und 5 mm beträgt. Diese Notwendigkeit stammt daher, daß die kontinuierlich gegossenen Platten eine Säulenstruktur besitzen, die während des Glühens bei einer Temperatur über 1300°C zu einem übermäßigen Wachstum des Korns führen würde, was wiederum die Erzielung von guten magnetischen Eigenschaften verhindern würde. Daher muß diese Säulenstruktur durch einen ersten vorläufigen Heißwalzschritt mit einer mäßigen Stichabnahme zerstört werden.
Weiterhin betont die Literatur, die sich mit dem Gebiet der Herstellung von Magnetstahlblech mit gerichtetem Korn
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und hoher Permeabilität beschäftigt, daß es notwendig sei, Inhibitoren für das Wachstum des primären Korns zu verwenden, insbesondere Aluminiumnitrids. Dieser Inhibitor wird angeblich bei der sekundären Rekristallisation tätig und sollte vorrangig in passender Menge, Form, Größe und Verteilung niederschlagen. Bis jetzt wurde die Erzielung von hohen magnetischen Eigenschaften allein der Tätigkeit dieser Inhibitoren zugeschrieben.
Der Stand der Technik, einschließlich der U.S.-PS 2 528 216, kannte die Eigenschaft des Aluminiumnitrids von 1948 an und schon früher hatte die U.S.-PS 2 113 537 ein Verfahren zur Herstellung von Magnetstahlblech beschrieben, bei dem Stahl, der 3,5% Si und 0,1% Al enthielt, heißgewalzt wurde, bei 1000°C geglüht, abgeschreckt und anschließend kaltgewalzt wurde. Jedoch wurde erst kürzlich durch die oben zitierte ü.S.-PS 3 636 579 ein Verfahren entwickelt, das, obwohl es von bekannten Grundlagen ausgeht, einige Niederschlagsbedingungen des Aluminiumnitrids in Betracht zieht, die es nach der besagten U.S.-PS ermöglichen sollten, besonders gute Magneteigenschaften zu erhalten.
Mit anderen Worten, es kann behauptet werden, daß der Stand der Technik bis jetzt der Meinung war, daß nur bei Verwendung eines Wachstumsinhibitors für die primären Körner, wie z,B. AlN, der sich in bestimmten Mengen, Formen und Verteilung niederschlug, besonders gute magnetische Eigenschaften erhalten werden konnten und daß diese Eigenschaf-
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ten nur der Tätigkeit dieses Inhibitors in der sekundären
Rekristallisationsphase zu verdanken waren.
Während der Studien, die zur Erfindung führten und die
von den Erfindern in halbindustriellem Umfang und unter
Verwendung von einigen Hundert Tonnen Stahl durchgeführt
wurden, wurde festgestellt, daß es möglich ist, den Stahl
vor der sekundären Rekristallisationsphase anzugreifen,
ja sogar schon beim Festwerden der kontinuierlich gegossenen Platten und vor der primären Rekristallisation, um den Erhalt eines primären Rekristallisationskornes zu fördern, das eine optimale Größe und Ausrichtung besitzt, wie im
Folgenden näher erläutert wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß
ein Stahlblech mit magnetischen Eigenschaften, die die
bisher dem Stand der Technik bekannten übertreffen, hergestellt werden kann, wenn zusätzlich zu einem Kornwachstumsinhibitor, wie fein niedergeschlagenes Aluminiumnitrid, im erwünschten volumetrischen Verhältnis vor jeder Kaltwalzstufe im Stahl ein sehr harter Mikrogefügebestandteil durch Abschrecken gebildet wird, was Walz- und primäre Rekristallisationstexturen zuläßt, die für die Ausrichtung der sekundären Rekristallisationskörner optimal sind.
Darüberhinaus ermöglicht es die Erfindung, eine kontinuierlich gegossene Platte direkt auf die erwünschte endgültige
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Dicke heißzuwalzen, wodurch der anfängliche Vorwalzschritt eliminiert wird.
Daher ist Erfindungsgegenstand ein Verfahren für die Herstellung eines Stahlbleches mit gerichtetem Korn und hoher magnetischer Permeabilität, das es ermöglicht, den anfänglichen Vorwalzschritt der Platte vor ihrer Heißwalzung zu vermeiden, aber dennoch ein Produkt mit hohen magnetischen Eigenschaften zu ergeben, die vom einen zum anderen Ende des Bandes besonders gleichmäßig sind.
Es ist bekannt, daß während der sekundären Rekristallisation ein Teil des Kornes, das die (110) (001) Richtung besitzt, auf Kosten der benachbarten anders gerichteten Kristalle wächst, daß die Textur der primären Rekristallisation die Qualität des Endprodukts bestimmt und daß die Textur der primären Rekristallisation und die Vollständigkeit der sekundären Rekristallisation durch die ursprüngliche Solidifikationsstruktur der Platte oder des ursprünglichen Blockes beeinflußt werden.
Diese bekannten Tatsachen sind bis jetzt anscheinend nicht miteinander in Beziehung gebracht worden um ein Verfahren abzuleiten, das, von der Kontrolle der Solidifikationsstruktur des Stahls ausgehend, es ermöglichen würde, die primäre Rekristallisationstextur und die Vollständigkeit der
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sekundären Rekristallisation anzugreifen. Tatsächlich beschränkten sich bis jetzt die Verfahren, die in den oben erwähnten Veröffentlichungen veröffentlicht wurden, auf die mechanische Veränderung der Solidifikationsstruktur des kontinuierlich gegossenen Stahls und darauf, sie während der sekundären Rekristallisationsstufe anzugreifen. Es ist jedoch offensichtlich, daß man, wenn man bezüglich des Erzielens einer geeigneten Solidifikationsstruktur des kontinuierlich gegossenen Stahls und beim Regulieren der primären Rekristallisationstextur Erfolg hat, leichter und billiger magnetisches Stahlblech mit besseren und konstanteren Eigenschaften erhalten kann.
Ein weiterer Gegenstand des Verfahrens der Erfindung ist die Ermöglichung der Kontrolle der primären Rekristallisationstextur .
Nach der Erfindung wird Stahl, der 2,5 bis 3,5% Si, weniger als 0,07% C und vorzugsweise zwischen 0,01 und 0,05% säurelösliches Al enthält, kontinuierlich bei der niedrigstmöglichen Kühltemperatur in und außerhalb einer Form gegossen, um anfänglich eine Solidifikationsstruktur zu erhalten, die weniger säulenförmig ist als die, die mittels der üblichen kontinuierlichen Gießverfahren erhalten werden kann und die eine andere Verteilung der Präzipitäte besitzt, 'damit in einem ersten Schritt ein übermäßiges Kornwachstum
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während der Wiedererwärmungsbehandlung der Platte bei 1300 bis 1400 C vor dem Heißwalzen verhindert wird und danach, nach dem Kaltwalzen die Bildung einer primären Rekristallisationstextur ermöglicht wird/ die den Erhalt eines Endproduktes mit den erwünschten hohen magnetischen Eigenschaften begünstigt.
Das Verfahren gemäß der Erfindung beinhaltet weiterhin nach dem Heißwalzen in einem einzigen Schritt ein Glühen bei 1050 bis 1150°C, ein Kühlen auf eine Temperatur, bei der noch Austenit im Stahl vorhanden ist, ein Verweilen des Stahls bei dieser Temperatur für 30 bis 200 Sekunden und ein anschließendes Abschrecken. Aufgrund des plötzlichen Abschreckens von einer Temperatur, bei der noch Austenit vorhanden ist, wird im Stahl ein sehr harter Mikrogefügebestandteil gebildet, der im Stahlblech nach dessen Kaltwalzen und primärer Rekristallisation die Bildung einer Anzahl von Kristallen verursacht, deren Ebene 110 parallel zur Oberfläche des Stahlblechs verläuft. Sie sind zahlreicher als die, die ohne den sehr harten Mikrogefügebestandteil erhalten werden können. Während der sekundären Rekristallisation nimmt die Größe eines Teils dieser Kristalle zu, was zu einem Produkt mit besseren magnetischen Eigenschaften führt. Die bessere Und gleichmäßigere primäre Textur, die während des Kaltwalzens aufgrund des Vorhandenseins des sehr harten Mikrogefügebestandteils, der durch Abschrecken erhalten wurde, hergestellt
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wurde, ermöglicht auch den Erhalt von besonders gleichmäßigen magnetischen Eigenschaften über die gesamte Länge des Bandes.
Die Wichtigkeit besagter sehr harter Mikrogefügebestandteile wurde bis jetzt noch nie berücksichtigt. Vielmehr behauptete der bisherige Stand der Technik genau das Gegenteil von unseren Untersuchungen. So steht in Spalte 2, Zeilen 42 bis 44 des U.S. Patentes 3 636 579, das wiederholt zitiert wurde, daß das Abschrecken von einem Temperaturbereich aus erfolgen muß, bei dem die Umwandlung von Λ'"' auf ^A. beendet wurde. In einer anderen Stelle wird empfohlen, von einer Temperatur aus abzuschrecken, bei der zumindest ein Teil von V~ in ·>· umgewandelt wurde um hohe magnetische Eigenschaften zu erhalten. Damit will diese Beschreibung eindeutig darlegen, daß das Vorhandensein sehr harter Zlikrogefügebestandteile, die durch Abschrecken erzeugt wurden, schädlich sei und daß diese sehr harten Mikrogefügebestandteile zumindest in möglichst kleinen Proportionen gehalten werden sollten.
Im Gegensatz dazu wurde gemäß der Erfindung festgestellt, daß ein sehr harter Mikrogefügebestandteil, der durch Abschrecken erzeugt wurde, nicht schädlich ist, sondern sogar im Stahl vorhanden sein muß bevor dieser auf eine Stichabnahme von großer Dicke kaltgewalzt wird. γχ -10-
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Nur als Beispiel und in keinem Fall einschränkend wird im Folgenden ein Verfahren zur Anwendung der Erfindung in der Praxis genauer beschrieben:
Flüssiger Stahl, der eine Zusammensetzung, prozentual zum Gewicht, von zwischen 2,5 bis 3,5% Si; 0,01 bis 0,04% S; unter 0,07%C ; unter 0,015% Fin; und vorzugsweise 0,05% Al in einer säurelöslichen Form besitzt, wird kontinuierlich bei einer Temperatur zwischen 1500 und 1600°C in einer Blockform, die nicht kürzer als 1200 mm ist, mit einer Gießgeschwindxgkeit zwischen 700 und 1000 kg/min gegossen, wobei so gekühlt wird, daß die Neigung der Kühlkurve so gering wie möglich ist und wobei die Menge des Kühlwassers, das in der Form zirkuliert, zwischen 2,8 und 4 m pro to Stahl, vorzugsweise unter 3,7 m pro to Stahl, e beträgt.
Die Platten, die so hergestellt wurden, wurden direkt zu einer Wärmebehandlung bei 1300 bis 1400°C transportiert und sofort danach auf eine Dicke zwischen 2 und 5 mm, vorzugsweise zwischen 2 und 3,1 mm, heißgewalzt.
Nach dem Heißwalzen wird das Band bei einer Temperatur zwischen 1050 und 11500C geglüht und verweilt bei dieser Temperatur zv/ischen 5 und 30 Sekunden, vorzugsweise zwischen 15 und 30 Sekunden. Danach wird das Band mit der gewünschten Geschwindigkeit auf 750 bis 85O°C, in jedem
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Fall auf eine Temperatur bei der noch Austenit vorhanden ist, abgekühlt, verweilt bei dieser Temperatur zwischen 30 und 200 Sekunden und wird schließlich bei einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von der ursprünglichen Temperatur auf 40O0C abgeschreckt, wobei besagte Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sek und iOO°C/sek beträgt und einen optimalen Wert als Funktion des C und Si Gehaltes des Stahls darstellt. Durch diese Behandlung wird eine optimale Menge Austenits erzielt und damit die optimale Menge des sehr harten Mikrogefügebestandteils, der in einem Raumverhältnis zwischen 1 und 20%, vorzugsweise zwischen 1 und 8%, vorhanden sein muß. Nach diesem Abschrecken wird das Band vorzugsweise in zwei Schritten kaltgewalzt, wobei dem ersten Schritt der Stichabnahme auf 20 bis 50% eine zusätzliche Wärmebehandlung bei 750 bis 900° C und eine zusätzliche Abschreckung mit einer Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sek und 100°C/sek folgt. Darauf folgt ein zweiter Kaltwalzschritt mit einer Stichabnahme von 80 bis 90% und die übliche Serie der Schlußglühungen.
Als Alternative kann das Kaltwalzen auch in einem einzigen Schritt mit einer Stichabnahme von 80 bis 90% durchgeführt werden, wobei die zweite Abschreckbehandlung nach dem Kaltwalzen entfällt.
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Der durch das Abschrecken erhaltene sehr harte Mikrogefüge bestandteil hat neben der Verbesserung der primären Rekristallisationstextur die Eigenschaft, das Verhältnis zwischen der Summe der Anzahl der Kristalle, die auf den Ebenen 111 und 332 parallel zur Oberfläche des Stahlblechs liegen und der Anzahl der Kristalle, deren Ebene 110 parallel zur Oberfläche des Stahlblechs verläuft, während der sekundären Rekristallisation zu verringern. Dieser Faktor trägt auch zur Verbesserung der endgültigen magnetischen Eigenschaften des Stahlblechs bei.
Nach der Erfindung ist es notwendig, daß dieses Verhältnis nach Kaltwalzen und primärer Rekristallisation
kleiner als 35 ist.
Das Verfahren der Erfindung basiert daher auf Konzepten, die von denjenigen verschieden sind, die von dem Stand der Technik dargelegt werden. Die Erfindung geht nämlich von der Idee aus, innerhalb des Stahls und schon in der kontinuierlich gegossenen Platte ein Gefüge zu erhalten, um so, durch die Bildung eines sehr harten Mikrogefügebestandteils, der durch Abschrecken erhalten wird, die primäre Rekristallisationstextur zu bestimmen, was eine bessere Ausrichtung der sekundären Rekristallisationskörner ermöglicht.
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Vorzugsweise sollte die Erfindung durch folgendes Verfahren in der Praxis verwendet werden:
Stahl mit der folgenden Zusammensetzung, prozentual zum Gewicht: 0,040 C; 2,76 Si; 0,034 säurelösliches Al; 0,008 N, 0,10 Mn; 0,03 S, wobei der Rest im wesentlichen aus Eisen und unwesentlichen Unreinheiten besteht, wurde bei einer Gießtemperatur von 158O°C in eine Blockform, die 1500 mm lang ist und einen Gebrauchsguerschnitt von 900 χ 140 mm besitzt, mit einer Füllgeschwindigkeit von 770 kg/min gegossen. Die Fließgeschwindigkeit des Kühlwassers in der Form betrug 3,4 m /Tonne Stahl, während die Fließgeschwindigkeit des Wassers in dem ersten Kühlgebiet außerhalb der
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Form 0,23 m und in den folgenden 0,08 m betrug.
Die so erhaltenen Platten wurden direkt auf eine Stärke von 2,1 mm nach vorherigem Wärmen auf 1390 C (in einem pusher Typ Ofen) heißgewalzt. Das so erhaltene Band wurde auf 1130°C erwärmt, verweilte bei dieser Temperatur 25 Sekunden lang, wurde danach auf 84O°C gekühlt, verweilte bei dieser Temperatur 80 Sekunden lang und wurde dann in Wasser abgeschreckt. Nach dem Abschrecken wurde das Band mit einer Stichabnahme von 30% kaltgewalzt, für 25 Sekunden auf 9000C geglüht, wiederum in Wasser abgeschreckt und mit einer Stichabnahme von 85% kaltgewalzt. Das so erhaltene Band wurde
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schließlich der üblichen Behandlung der Rekristallisation, Entkohlung etc. unterworfen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Spalten A und B der Tabelle I aufgezeichnet.
Für Vergleichszwecke wurden andere Stahlplatten derselben Zusammensetzung, die auf herkömmliche Weise durch kontinuierliches Gießen erhalten worden waren, bei 126O°C auf eine 50 prozentige Stichabnahme gewalzt, auf 1380°C erwärmt und auf eine Dicke von 2,1 mm heißgewalzt. Das so erhaltene Band wurde gemäß der Beschreibung der U.S.-PS 3 636 579 behandelt. Da es jedoch aufgrund der Zusammensetzung des Stahls nicht möglich war, die Wandlung von Φ auf ·*· bei der empfohlenen Abschrecktemperatur vollständig durchzuführen, wurde der sehr harte Mikrogefügebestandteil, der durch das Abschrecken erhalten worden war, durch die Erwärmung auf 5000C zerstört, was in keiner Weise die Textur des Bleches, noch die Größe, Menge und Verteilung des Aluminiumnitridniederschlags veränderte, wie Elektronenmikroskop-, Röntgen- und andere kristallographische Untersuchungen zeigten.
Eine weitere Platte mit derselben Zusammensetzung wurde einer ersten Behandlung gemäß der belgischen Patentschrift 797 781 unterworfen und nach dem Heißwalzen gemäß der Erfindung behandelt. Eine letzte Platte mit derselben Zusammensetzung wurde gemäß der Erfindung behandelt, jedoch ohne die Abschreckbehandlung. Am Ende des Verfahrens erhielt man
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Stahlblechrollen, von denen jede einzelne ungefähr 3 Tonnen wog. Jeder dieser Rollen wurde eine Reihe von Proben entnommen, die untersucht wurden. Es wurde schon erwähnt, daß gemäß der Erfindung ein Stahlblech, um gute magnetische Eigenschaften zu erhalten, nach der primären Rekristallisation ein Verhältnis von das kleiner als 35 ist, besitzen muß. Es wurde auch festgestellt, daß durch ein Verfahren gemäß der Erfindung schon vor dem primären RJtkristallisationsschritt ein Gefüge erhalten werden kann, das die Erzielung der besten magnetischen Eigenschaften ermöglicht .
Es ist daher offensichtlich, daß, wenn man in der kristallographischen Untersuchung eine Probe findet, bei der die Anzahl der Kristalle, deren Ebene 110 parallel zur Oberfläche der Probe verläuft, größer ist als bei anderen Proben, und bei der gleichzeitig das Verhältnis kleiner ist als in anderen Proben, insbesondere kleiner als 35, diese Probe die besten magnetischen Eigenschaften besitzen muß.
In Tabelle I sind die Intensitäten bezüglich wichtiger kristallographischer Ebenen prallel zur Oberfläche des Stahlblechs, die Werte der Verhältnisse der magnetischen Permeabilität B1Q, der Verluste bei 1,7 weber in w/kg, der Volumenprozentzahlen der sehr harten Mikrogefügebestandteile, die durch Abschrecken erhalten
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wurden, für eine Reihe von Gruppen von 30 Proben aufgezeichnet, wobei der mittlere Wert für jede Gruppe der Proben aufgezeichnet wurde. Die Gruppen sind folgendermaßen gekennzeichnet:
Gruppe A:Stahl gemäß der Erfindung, wie oben beschrieben, sofort nach dem Kaltwalzen auf eine Stichabnahme mit großer Dicke.
Gruppe B: derselbe Stahl wie in Gruppe A nach der primären Rekristallisation.
Gruppe C: Stahl von einer anderen Platte, die aber dieselbe Zusammensetzung wie die obigen Gruppen besitzt und der Kaltwalzen mit 50%iger Stichabnahme, Anwärmen auf 136O°C und Heißwalzen auf 2,1 mm unterworfen wurde und danach gemäß der Erfindung behandelt wurde; untersucht nach der primären Rekristallisation.
Gruppe D: Stahl gemäß der US-PS 3 636 579, abgeschreckt und bei 5000C geglüht, um den sehr harten Mikrogefügebestandteil nach der primären Rekristallisation zu eliminieren.
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Gruppe E: Derselbe Stahl von demselben Guß, nicht abgeschreckter Stahl nach der primären Rekristallisation.
Die Werte der magnetischen Eigenschaften stellen mittlere Werte dar, die direkt an der Kraftlinie nach der endgültigen Entkohlung und den sekundären Rekristallisationsbehandlungen gemessen wurden.
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Tabelle I
Kristalle»- Gruppe Gruppe Gruppe Gruppe Gruppe graphische Ebene A 3 CD E
no B10 0. 16 0.22 0.17 0.10 0.08
100 % Streuung von
B10		 1. 43 1.36 1 .20 1 .13 0.60
211 S = 0.35 mm
Verluste bei 1.7
weber, w/kg		 1 . 00 0.90 0.80 0.79 0.67
310 Volumen % des
sehr harten Mikro
gefügebestand-
teils der durch
Abschrecken er
halten wurde		 1. 10 0.70 0.80 0.59 0.38
111 2. 20 2.10 3.00 3.14 4.47
321 0. 36 0.52 0.42 0.35 0.20
332 0. 75 1 .2O 0.60 O.9O 0.60
(111) + (332) 18 15 21 40 64
(110)
- 1 9300 19200 18200 17600
- 1 1 4 5
1.25 1 .30 1 .40 1.50
6 6 6 0 0
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Claims (4)

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit gerichtetem Korn und hoher magnetischer Permeabilität, dadurch gekennzeichnet, daß ein aus einer kontinuierlich gegossenen Platte durch Heißwalzen erhaltenes Band aus Silikonstahl bei hoher Temperatur geglüht, danach abgeschreckt und danach kaltgewalzt wird, wobei als Verfahrensschritte aufeinanderfolgen das kontinuierliche Gießen einer Stahlplatte mit einer prozentualen Gewichtszusammensetzung innerhalb des Bereichs von 2,5% - 3,5% Si, O,O1%-O,O45 %S, weniger als 0,07% C, weniger als 0,15% Mn und vorzugsweise säurelöslichen Aluminium in einer Menge von 0,01% bis 0,05% bei einer Gießgeschwindigkeit von 700 bis 1000 kg/min in eine 1200 mm lange Blockform; deren Abkühlung in der Blockform mit einer Wassermenge von 2,3 bis 4 m pro Tonne Stahl; die Erwärmung der so erhaltenen Platte auf 1300 bis 1400°C; deren sofortiges Heißwalzen auf eine Dicke zwischen 2 und 3,1 mm; das Glühen des so erhaltenen Bandes bei einer Temperatur zwischen 1050 C und 1150 C; dessen Verweilen bei dieser Temperatur zwischen 5 und 30 Sekunden; dessen Abkühlen auf 75O°C - 850 0C bei einer beliebigen Kühlgeschwindigkeit , immerhin aber auf eine Temperatur, bei der noch
-20-
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Austenit in ihm vorhanden ist; das Verweilen des Bandes bei dieser Temperatur für 30 bis 200 Sekunden; dessen Abschrecken von der anfänglichen Abschrecktemperatur von 400 C bei einer Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sek und iOO°C/sek; das Kaltwalzen des so erhaltenen Bandes mit einer Stichabnahrae von 30 bis 90%; schließlich dessen Behandlung mit den üblichen Entkohlungs- und Rekristallisationsglühverfahren mit weiteren Schlußglühungen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Abschreckgeschwiiidigkeit derart ist, daß sie im Stahl die Bildung eines sehr harten .'iikrogefugebastandteils mit zv/ischen 1 und 20 Volumenprozent bewirkt.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Abschreckgeschwindigkeit derart ist, daß sie im Stahl die Bildung eines sehr harten Mikrogefügebestandteils mit zwischen 1 und 8 Volumenprozent bewirkt.
4. Verfahren gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Abschreckgeschwindigkeit und das Kaltwalzen mit einer großen Stichabnahme derart sind, daß sie nach der primären Rekristallisation die Bildung einer
bewirken, bei der das Verhältnis
kleiner als 35 ist.
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