DE2544623B2 - Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität - Google Patents

Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität

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DE2544623B2
DE2544623B2 DE2544623A DE2544623A DE2544623B2 DE 2544623 B2 DE2544623 B2 DE 2544623B2 DE 2544623 A DE2544623 A DE 2544623A DE 2544623 A DE2544623 A DE 2544623A DE 2544623 B2 DE2544623 B2 DE 2544623B2
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Massimo Rom Barteri
Roberto Ricci Lanuvio Bitti
Pietro Albano Laziale Brozzo
Edmondo Terni Marianeschi
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Description

(I
I) + (332)_
"(Tiö)
der Textur kleiner als 35 eingestellt wird.
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität mit Stranggießen, Erwärmen sowie Warm- und Kaltwalzen und unter Verwendung eines Stahles mit weniger als 4% Si, 0,01 -0,04% S, weniger als 0,07% C und weniger als 0,15% Mn.
Für die Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität sind bereits mehrere Verfahren bekannt Zum Beispiel ist in der US-PS 96 579 ein Verfahren beschrieben, mit dem Stahl, der bis 4% Si, weniger als 0,085% C und von 0,010 bis 0065% säiirelösliches Al besitzt, warmeewalzt wird.
dann b.=-i 750 bis 12000C für Si von 0 bis 1% und C bis zu 0,030%, und bei 850 bis 1200° C für Si von 1 bis 2^% und C von 0,010 bis 0,080% und bei 950 bis 12000C 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
ι η Stichabnahme von 65 bis 95% kaltgewalzt
In der belgischen Patentschrift 7 97 781 ist ein anderes Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität 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 bis 0,065% säurelösliches Al besitzt, und das besagte Platten in einer ersten Warmwalz- oder Vorwalzstufe bei einer Temperatur unter 13000C mit
jo einer Stichabnahme zwischen 30 und 70% und danach mit einem zweiten Warmwalzschritt bis zur endgültigen Dicke der warmgewalzten Platte behandelt Das so erhaltene Band wird bei einer Temperatur zwischen 950 und 1200° C geglüht, abgeschreckt und danach mit einer
2ϊ Stichabnahme zwischen 81 und 95% kaltgewalzt Bei diesem Verfahren beträgt die mittlere Korngröße bei über 80% der Körner der Platte nach dem Vorwärmen für den zweiten Heißwalzschritt weniger als 25 mm.
In der US-PS 37 64 406 ist ein Verfahren beschrieben,
in bei dem die kontinuierlich gegossene Platte, die zwischen 2 bis 4% Si und eine Dicke von 10 bis 30 cm besitzt, auf 750 bis 12500C erwärmt wird, mit einer Stichabnahme von 5 bis 50% warmgewalzt wird, bei 1260 bis 14000C geglüht wird, um eine Korngröße von
j) nicht über 4,5 ASTM (American Society for Testing Materials) bei einem Durchgang zu erhalten. Die so behandelte Platte wird auf die gewünschte Dicke warmgewalzt und danach mit einer starken Stichabnahme kaltgewalzt und schließlich den üblichen abschließenden Glühbehandlungen unterworfen.
Bei den Verfahren der beiden zuletzt genannten Veröffentlichungen wird ein erster Vorwalzschritt bei einer Temperatur unter 13000C als notwendig angesehen, dem eine Erwärmung auf eine Temperatur über
4r> 13000C und ein Heißwalzschritt zur Erzielung der erwünschten Dicke des Bandes folgt, die im allgemeinen zwischen 2 und 5 mm beträgt. Die Notwendigkeit stammt daher, daß kontinuierlich gegossenen Platten eine Stengelstruktur besitzen, die während des Glühens
ίο bei einer Temperatur über 13000C zu einem übermäßigen Wachstum des Korns führen würde, was wiederum die Erzielung von guten magnetischen Eigenschaften verhindern würde. Daher muß diese Stengelstruktur durch einen ersten vorläufigen Warmwalzschritt mit einer mäßigen Stichabnahme zerstört werden.
Weiterhin betont die Literatur, die sich mit dem Gebiet der Herstellung von Magnetstahlblech mit gerichtetem Korn und hoher Permeabilität beschäftigt, daß es notwendig sei, Inhibitoren für das Wachstum des
bo 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
b5 magnetischen Eigenschaften allein der Tätigkeit dieser Inhibitoren zugeschrieben.
Der Stand der Technik, einschließlich der US-PS 25 28 216 kannte die Eigenschaft des Aluminiumnitrids
von 1948 an, und schon früher wurde in der US-PS 21 13 537 ein Verfahren zur Herstellung von Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität beschrieben, bei dem Stahl, der 3,5% Si und 0,1% Al enthielt heißgewalzt wurde, bei 10000C geglüht, abgeschreckt und anschließend kaltgewalzt wurde. Jedoch wurde erst kürzlich durch die oben zitierte US-PS 36 36 579 ein Verfahren entwickelt, das, obwohl es von bekannten Grundlagen ausgeht, einige Niederschlagsbedingungen des aluminiumnitrids in Betracht zieht, die es nach der besagten US-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 Eigenschaften nur der Tätigkeit dieses Inhibitors in der sekundären Rekristallisationsphase zu verdanken waren.
Zum bekannten Stand der Technik gehören auch noch folgende Lösungen.
Die Herstellung von kornorientiertem Elektroblech durch Stranggießen, Warm- und Kaltwalzen sowie Glühen ist bekannt, wobei ein Stahl der gattungsgemäßen Zusammensetzung verwendet, nach dem Stranggießen auf 1250 bis 13500C erwärmt und nach dem Warmwalzen 30 bis 200 see. im Temperaturbereich von 1200 bis 95O0C gehalten wird (DE-OS 22 62 869). Bei diesem Verfahren findet als Kornwachstumsinhibitor und als Kornorientierungsmittel das hierzu wenig geeignete Mangansulfid Anwendung, das durch langsames Abkühlen während des Warmwalzens in seinem Verhalten beeinflußt wird. In der feindispersen Mangansuifidpliase kann auch Aluminiumnitrid enthalten sein, es sind jedoch keinerlei Angaben über den für die Bildung des Aluminiumnitrids notwendigen Aluminiumgehalt gemacht
Die Erkenntnis ist bekannt, daß beim Stranggießen bei Einhaltung bestimmter Gieß- und Abkühlbedingungen, wie sie ähnlich auch beim erfindungsgemäßen Verfahren vorgesehen sind, gute elektrische Eigenschaften bei den aus diesem Ausgangsmaterial hergestellten Elektroblechen zu erzielen sind (DE-AS 21 01 401). Hierbei weist der Stahl die Elemente Cr, Ni, Mo und Cu auf, während der Aluminiumgehalt weniger als 0,005% beträgt Dieser Aluminiumgehalt liefert Aluminiumnitrid in einer Menge, die völlig unzureichend ist, im Stahl als Kornwachstumsinhibitor oder Kornausrichter zu wirken. Trotz Gießtemperatur, Gießgeschwindigkeit und Kühlwassermenge, wie sie ähnlich auch bei der Erfindung vorgesehen sind, besteht noch ein wesentlicher Unterschied zur Erfindung darin, daß es sich bei dieser bekannten Lösung primär um die Anwendung eines Kühlverfahrens beim Stranggießen von Siliziumstahlkbrammen handelt, bei der Erfindung dagegen ausdrücklich um die Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität.
Schließlich ist allgemein die Herstellung von Elektrostahlblecnen mit Glühen, Verweilen bei der Glühtemperatur, Abkühlen, Verweilen bei der Abkühlungstemperatur sowie Kaltwalzen des abgeschreckten Materials und erneutes Glühen bekannt (DE-AS 19 20 968).
Während der Studien, die zur Erfindung führten und die von den Erfindern in halbindustriellem Umfang und unter Verwendung von einigen Hundert Tonnen Stahll durcheeführt wurden, wurde festgestellt, daß es möElich 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 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.
Darüber hinaus ermöglicht es die Erfindung, eine kontinuierlich gegossene Platte direkt auf die erwünschte endgültige Dicke heißzuwalzen, wodurch der anfängliche Vorwalzschritt eliminiert wird.
Demzufolge wird mit der Erfindung für ein Verfahren gemäß der eingangs genannten Gattung vorgeschlagen, daß bei Verwendung eines Stahles mit zusätzlich 0,01—0,05% säurelöslichem Al die Herstellung des fertigen Stahlbleches in folgenden aufeinanderfolgenden Verfahrensschritten erfolgt:
Gießen bei einer Gießgeschwindigkeit von 700 bis 100 kg/min in eine 1200 mm lange Blockform;
Abkühlung des Blockes in der Blockform mit einer Wassermenge von 2,8 bis 4 m3 pro Tonne Stahl;
Erwärmung auf 1300 bis 14000C und sofortiges Warmwalzen auf eine Dicke zwischen 2 und 3,1 mm;
Glühen des so erhaltenen Bandes bei einer Temperatur zwischen 1050° C und 1150° C und Verweilen bei dieser Temperatur zwischen 5 und 30 Sekunden;
Abkühlen auf 75O0C-8500C so, daß noch Austenit vorhanden ist und Verweilen für 30 bis 200 Sekunden;
Abschrecken von einer anfänglichen Abschrecktemperatur von 400° C bei einer Kühlgeschwindigkeit zwischen lC'C/sekund 100°C/sek;
Kaltwalzen mit einer Stichabnahme von 80 bis 90%;
Behandlung im Entkohlungs- und Rekristallisationsglühverfahren mit weiteren Schlußglühungen.
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 Endproduktes 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 Stahles ausgehend, es ermöglichen würde, die primäre Rekristallisationstextur und die Vollständigkeit der sekundären Rekristallisation anzugreifen. Tatsächlich beschränkten sich bis jetzt die Verfahren, die in den obenerwähnten Veröffentlichungen veröffentlicht wurden, auf die mechanische Veränderung des Erstarrungsgefüges des kontinuierlich gegossenen Stahl und darauf, es während der sekundären Rekristallisationsstufe anzugreifen. Es ist jedoch offensichtlich, daß man. wenn man bezüglich des
Erzielens eines geeigneten Errstarrungsgefüges kontinuierlich gegossenen Stahles und darauf, es während der sekundären Rekristallisationsstufe anzugreifen. Es ist jedoch offensichtlich, daß man, wenn man bezüglich des Erzielens eines geeigneten Erstarningsgefüges des kontinuierlich gegossenen Stahles und beim Regulieren der primären Rekristallisationstextur Erfolg hat, leichter und billiger magnetisches Stahlblech mit besseren und konstanteren Eigenschaften erhalten kann.
Ein weiteres Ergebnis des Verfahrens der Erfindung ι ο ist die Ermöglichung der Kontrolle der primären Rekristallisationstextur.
Nach der Erfindung wird Stahl, der u. a. 2£ bis 3,5% Si, weniger ais 0,07% C und zwischen 0,01 und 0,05% säurelösliches Al enthält, kontinuierlich bei der niedrigstmöglichen Kühltemperatur in und außerhalb einer Form gegossen, um anfänglich ein Erstarrungsgefüge zu erhalten, das weniger säulenförmig ist als die, die mittels der üblichen kontinuierlichen Gießverfahren erhalten werden kann und die eine andere Verteilung der Präzipitate besitzt, damit in einem ersten Schritt ein übermäßiges Kornwachstum während der Wiedererwärmungsbehandlung der Platte bei 1300 bis 14000C vor dem Warmwalzen verhindert wird und danach, nach dem Kaltwalzen die Bildung einer primären Rekristallisationstextur ermöglicht wird, die den Erhalt eines Endproduktes mit den erwünschten magnetischen Eigenschaften begünstigt
Das Verfahren gemäß der Erfindung beinhaltet weiterhin nach dem Warmwalzen in einem einzigen Schritt ein Glühen bei 1050 bis 11500C, 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 js Abschreckens von einer Temperatur, bei der noch Austenit vorhanden ist, wird im Stahl ein sehr harter Mikrogefügebestandteil gebildet, der im Stahblech nach dessen Kaltwalzen und primärer Rekristallisation die Bildung einer Anzahl von Kristallen verursacht, deren Ebene (110) parallel zur Oberfläche des Stahlbleches verläuft. Sie sind zahlreicher als die, die ohne den sehr harten Mikrogefügebestandtei! erhalten werden können. Während der sekundären Rekristallisation nimmt die Größe eines Teiles dieser Kristalle zu, was zu einem Produkt mit besseren magnetischen Eigenschaften führt. Die bessere und gleichmäßigere primäre Textur, die während des Kaltwalzens aufgrund ües Vorhandenseins des sehr harten Mikrogefügebestandteils, der durch Abschrecken erhalten wurde, hergestellt 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 den zu der Erfindung führenden Untersuchungen. So steht in Spalte 2, Zeilen 42 bis 44 der US-PS 36 36 579, die wiederholt zitiert wurde, daß das Abschrecken von einem Temperaturbereich aus erfolgen muß, bei dem die Umwandlung von γ auf Oi beendet wurde. An einer anderen Stelle wird empfohlen, von einer Temperatur aus abzuschrecken, bei der zumindest ein Teil von γ in <x umgewandelt wurde, um gute magnetische Eigenschaften zu erhalten. b5 Damit will diese Beschreibung eindeutig darlegen, daß das Vorhandensein sehr harter Mikrogefügebestandtei-Ie, 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 'On großer Dicke kaltgewalzt wird.
Das folgende Beispiel dient zur Erläuterung des Erfindungsgegenstandes.
Flüssiger Stahl, der eine Zusammensetzung, prozentual zum Gewicht, von zwischen 2J5 bis 3,5% Si; 0,01 bis 0,04% S; unter 0,07% C; unter 0,015% Mn; 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 Gießgeschwindigkeit zwischen 700 und 1000 kg/min vergossen, 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 m3 pro to Stahl, vorzugsweise unter 3,7 m3 pro to Stahl, beträgt
Die Platten, die so hergestellt wurden, wurden direkt zu einer Wärmebehandlung bei 1300 bis 14000C transportiert und sofort danach auf eine Dicke zwischen 2 und 5 mm, vorzugsweise zwischen 2 und 3,1 mm, warmgewalzt
Nach dem Warmwalzen wird das Band bei einer Temperatur zwischen 1050 und 11500C geglüht und verweilt bei dieser Temperatur zwischen 5 und 30 Sekunden, vorzugsweise zwischen 15 und 30 Sekunden. Danach wird das Band mit der gewünschten Geschwindigkeit auf 750 bis 8500C, in jedem 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 4000C abgeschreckt, wobei besagte Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sekund 100°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 9000C und eine zusätzliche Abschreckung mit einer Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sekund 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
Der durch das Abschrecken erhaltene sehr harte Mikrogefügebestandteil 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 träet auch zur
Verbesserung der endgültigen magnetischen Eigenschaften des Stahlblechs bei.
Nach der Erfindung ist es notwendig, daß dieses Verhältnis
(III)
"(MO)
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.
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 1580° C in eine Blockform, die 1500 mm lang ist und einen Gebrauchsquerschnitt von 900 χ 140 mm besitzt, mit einer Füllgeschwindigkeit von 770 kg/min gegossen. Die Fließgeschwindigkeit des Kühlwassers in der Form betrug 3,4 mVtonne Stahl, während die Fließgeschwindigkeit des Wassers in dem ersten Kühlgebiet außerhalb der Form 0,23 m3 und in den folgenden 0,08 m3 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) warmgewalzt. Das so erhaltene Band wurde auf 1130° C erwärmt, verweilte bei dieser Temperatur 25 Sekunden lang, wurde danach auf 840°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 900° C geglüht, wiederum in Wasser abgeschreckt und mit einer Stichabnahme von 85% kaltgewalzt. Das so erhaltene Band wurde schließlich der üblichen Behandlung der Rekristallisation, Entkohlung etc. unterworfen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Spalten A und B der Tabelle I aufgezeichnet.
Für Vergleicliszwecke wurden andere Stahlplatten derselben Zusammensetzung, die auf herkömmliche Weise durch kontinuierliches Gießen erhalten worden waren, bei 1260° C auf eine 50prozentige Stichabnahme gewalzt auf 138O0C erwärmt und auf eine Dicke von 2,1 mm heißgewalzt Das so erhaltene Band wurde gemäß der Beschreibung der US-PS 36 36 579 behandelt Da es jedoch aufgrund der Zusammensetzung des Stahls nicht möglich war, die Wandlung von γ auf λ bei der empfohlenen Abschrecktemperatur vollständig durchzuführen, wurde der sehr harte Mikrogefügebestandteil, der durch das Abschrecken erhalten worden war, durch die Erwärmung auf 500° C zerstört, was in keiner Weise die Textur des Bleches, noch die Größe, Menge und Verteilung des Aluminiumnitridniederschlags veränderte, wie Elektronenmikroskop-, Rönt
gen- und andere kristallopgraphische Untersuchungen zeigten.
Eine weitere Platte mit derselben Zusammensetzung wurde einer ersten Behandlung gemäß der belgischen Patentschrift 7 97 781 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 Stahlblechrollen, von denen jede einzelnen ungefähr 3 Tonnen wog. Jeder dieser Rollen wurde eine Reihe von Proben entnommen, die untersucht wurde. Es wurde schon erwähnt, daß gemäß der Erfindung ein Stahlblech, um gute magnetische Eigenschaften zu erhalten, nach der primären Rekristallisation ein Verhältnis von
(111)+ (332)
(110)
das kleiner als 35 ist, besitzen muß. Es wurde auch festgestellt, daß durch ein Verfahren gemäß der Erfindung schon vor dem primären Rekristallisationsschritt 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 paralle zur Oberfläche der Probe verläuft größer ist als bei anderen Proben, und bei der gleichzeitig das Verhältnis
(1
LLL+J332I
(110)
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 kristaüographischer Ebenen parallel zur Oberfläche des Stahlblechs, die Werte der Verhältnisse
(I IJJ + (332)
(TiO)
der magnetischen Permeabilität B\o, der Verluste bei 1,7 weber in w/kg, der Volumenprozentzahlen der sehr harten Mikrogefügebestandteile, die durch Abschrekken erhalten 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 mil 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 136O0C und Warmwalzen auf 2,1 mm
909 539/272
9 25 44 wurde; untersucht Tabelle I B\» der US-PS 36 36 579, abge- C geglühlt, urn den 5 A Gruppe B 623 10 nach der primären Entkohlung und den sekundären Rekristal- 0,10 Gruppe E i
1
nach der primären Rekristallisation. KrisUtllogruphische libene % Streuung von Bw bei 500° vlikrogefügebestandteil nach 0,22 lisationsbehandlungen gemessen wurden. 1,13 0,08 ίΐΐ
unterworfen \ ivurde und danach gemäß der Gruppe D: Stahl gemäß 110 S = 0,35 mm Rekristallisation zu eliminie- 1,36 Gruppe E: 0,79 0,60
Erfindung behandelt schreckt und 100 Verluste bei l,7weber, 0,90 Derselbe Stahl von demselben GuQ, nicht eigenschaften stellen 0,59 0,67
sehr harten 211 w/kg 0,70 abgeschreckter Stahl mittlere Werte dar, die direkt an der Kraftlinie nach der Gruppe C Gruppe D 3,14 0,38
der primären 310 Volumen % des sehr Gruppe 2,10 Rekristallisation. endgültigen 0,17 0,35 4,47
ren. 111 harten Mikrogeluge- 0,16 0,52 1,20 0,90 0,20
321 bestandleils der durch 1,43 1,20 Die Werte der magnetischen I 0,80 dft 0,60
332 Abschrecken erhalten 1,00 1 C 0,80 Aid
(lll) + (332) wurde 1,10 i J 3,00 18 200 OH-
(110) 2,20 19 300 0,42 4 17 600 M
0,36 1 0,60 1,40 5
0,75 1,25 η ι 1,50
1 8 Z 1 ■f
1 ο 19 200 0 I
- 6 1 0 I
- 1,30
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Claims (4)

Patentansprüche:
1. Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Stahlblech hoher magnetischer Permeabilität mit Stranggießen, Erwärmen sowie Warm- und Kaltwalzen und unter Verwendung eines Stahles mit weniger als 4% Si, 0,01 -0,04% S, weniger als 0,07% C und weniger als 0,15% Mn, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung eines Stahles mit zusätzlich 0,01—0,05% säurelöslichem Al die Herstellung des fertigen Stahlbleches in folgenden aufeinanderfolgenden Verfahrensschritten erfolgt: Gießen bei einer Gießgeschwindigkeit von 700 bis 1000 g/min in eine 1200 mm lange Blockform; Abkühlung des Blockes in der Blockform mit einer Wassermenge von 2,8 bis 4 m3 pro Tonne Stahl; Erwärmung auf 1300 bis 14000C und sofortiges Warmwalzen auf eine Dicke zwischen 2 und 3,1 mm; Glühen des so erhaltenen Bandes bei einer Temperatur zwischen 10500C und 11500C und Verweilen bei dieser Temperatur zwischen 5 und 30 Sekunden;
Abkühlen auf 750° C—850° C so, daß noch Austenit vorhanden ist und Verweilen für 30 bis 200 Sekunden;
Abschrecken von einer anfänglichen Abschrecktemperatur von 4000C bei einer Kühlgeschwindigkeit zwischen 10°C/sekund 100°C/sek; Kaltwalzen mit einer Stichabnahme von 80 bis 90%; Behandlung im Entkohlungs- und Rekristallisationsglühverfahren mit weiteren Schlußglühungen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß durch die Wahl der Abschreckgeschwindigkeit im Bereich zwischen 10°C/sek und 100°C/sek der Anteil an hartem Mikrogefüge zwischen 1 und 20 Volumenprozent eingestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß durch die Wahl der Abschreckgeschwindigkeit im Bereich zwischen 10°C/sek und 100°C/sek der Anteil an hartem Mikrogefüge zwischen 1 und 8 Volumenprozent eingestellt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß durch die Wahl der Abschreckgeschwindigkeit und der Stichabnahme beim Kaltwalzen nach der primären Rekristallisation das Verhältnis
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C3 Grant after two publication steps (3rd publication)
8327 Change in the person/name/address of the patent owner

Owner name: TERNI SOCIETA PER L INDUSTRIA E L ELETTRICITA S.P.

8339 Ceased/non-payment of the annual fee