DE2939788A1 - Verfahren zur herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem korn - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem korn

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Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn und einer äußerst hohen Magnetflußdichte .
In einem herkömmlichen Verfahren wird ein elektrisches, aluminiumhaltiges Siliciumstahlblech mit ausgerichtetem Korn auf die folgende Weise hergestellt:
Eine Siliciumstahlschmelze, die mit einem herkömmlichen Stahlerzeugungsofen hergestellt wurde, wird entweder nach einem diskontinuierlichen üblichen Gießverfahren zu einem Rohblock oder nach einem kontinuierlichen Stranggußverfahren zu einem Formblock gegossen. Sofern ein Rohblock hergestellt wird, wird dieser gegebenenfalls in einen Vorblock umgewandelt. Dieser Vorblock wird warmgewalzt und anschließend einmal oder zweimal kaltgewalzt, wobei ein Stahlblech mit einer bestimmten Abmessung hergestellt wird. Das warmgewalzte Blech besteht aus 2,5 bis 4,0 Gew.-% Silicium, 0,02 bis 0,085 Gew.-% Kohlenstoff, 0,01 bis 0,06 Gew.-% Aluminium, 0,002 bis 0,01 Stickstoff, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlblech kann eine bestimmte Menge Mangan und Schwefel und gegebenenfalls eine geringe Menge an Se, Te, Sb, Sn, Pb, V, Cr, Ni, Cu und/oder B enthalten. Vor der vorstehend genannten Kaltwalzbehandlung kann das warmgewalzte Stahlblech einer dazwischengeschobenen Glühbehandlung unterzogen werden, damit das AlN im Stahlblech einheitlich verteilt und ausgeschieden wird. Das kaltgewalzte Stahlblech wird einer Entkohlungsbehandlung unterzogen, in eine bestimmte Form, üblicherweise die Form eines Coil gebracht, anschließend mit einem Glühtrennmittel, das MgO aufweist, überzogen und danach chargenweise einer letzten Glühbehandlung unterzogen, in dem
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die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs stattfindet.
Es wurden Versuche unternommen, ein elektrisches Siliciumstahlblech mit einer äußerst hohen Magnetflußdichte B0
von 1,9 oder darüber bei einer magnetischen Feldstärke von 800 A/m herzustellen. Dabei setzte man eine Sekundärrekristallisationsglühbehandlung derart ein, daß das Siliciumstahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem zuvor bestimmten Stickstoffgehalt solange erhitzt wird, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre einen Wert erreicht, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs vollendet ist.
in der JA-OS 50-134917 ist ein Verfahren zur Steigerung der Magnetflußdichte des Stahlblechs während der endgültigen Glühbehandlung beschrieben. Nach diesem Verfahren wird der Taupunkt der Glühatmosphäre innerhalb
eines bestimmten Bereichs eingestellt. 20
Ausgehend von diesem Stand der Technik wurde nunmehr erfindungsgemäß ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines elektrischen Siliciumstahlbleches mit einer äußerst hohen Magnetflußdichte geschaffen. Dabei iJ wurde ausführlich das Sekundärrekristallisationsverhalten des Stahlblechs hinsichtlich des Ausfällungsund Auflösungsverhaltens von AlN während der letzten Glühbehandlung untersucht. Als Ergebnis dieser Untersuchungen bei einem Stahlblech, das vollständig der
Sekundärrekristallisierung unterzogen worden ist und nur eine geringe Magnetflußdichte besitzt, wurde festgestellt, daß die Kristallkörner im Stahlblech gerade vor dem Einsetzen der Sekundärrekristallisation in der Normalrichtung zur Oberflächenebene des Stahlblechs im
wesentlichen einheitlich verteilt sind. Bei einem Stahlblech, das einer Sekundärrekristallisation unterzogen worden ist und eine ausgezeichnete Magnetflußdichte aufweist, wurde jedoch festgestellt, daß die Kristallkör-
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ner, die in der Oberflächenschicht des Stahlbleches angeordnet sind, zu gröberen Kristallkörnern gerade vor dem Einsetzen der Sekundärrekristallisation angewachsen sind und daß die Kerne der sekundären Kristalle in den Bindung&ereichen zwischen den groben Kristallkörnern in der Oberflächenschicht und den feinen Kristallkörnern in der Innenschicht des Stahlblechs erzeugt worden sind. Es wurde ebenfalls festgestellt, daß je dicker die Schicht der groben Kristallkörner ist, desto entfernter die sekundären Kristallkerne von der Außenoberfläche des Stahlblechs sind. Solange wie die Anordnung der sekundären Kristallkerne innerhalb eines Bereichs von etwa 60 bis 80 jam von der Außenoberfläche des Stahlblechs entfernt sind, desto weiter sind die sekundären Kristallkerne von der Außenoberfläche des Stahlblechs entfernt und desto größer ist die Magnetflußdichte des erhaltenen sekundärrekristallisierten Stahlblechs. Wenn jedoch die Anordnung der sekundären Kristallkerne etwa 90 Aim oder darüber von der Außenoberfläche des Stahlblechs entfernt ist, findet nur schwer eine sekundäre Rekristallisation statt. Während der Sekundärrekristallisationsbehandlung werden nämlich sogenannte feine Kristallkörner im Stahlblech erzeugt und das erhaltene Stahlblech weist dabei eine bemerkenswert geringe Magnetflußstärke auf. Da die Vergröberung der Kristallkörner, die sich in der Oberflächenschicht des Stahlblechs befinden, durch die Verringerung der AIN-Konzentration in der Oberflächenschicht während der letzten Glühbehandlung beschleu-
ou nigt wird, wurde weiterhin festgestellt, daß die Schichtdicke der groben Kristallkörner dadurch zu regeln ist, daß die AIN-Konzentration in der Oberflächenschicht des Stahlblechs während der letzten Glühbehandlung unter Kontrolle gehalten wird. Man kann die Ver-
minderung der AIN-Konzentration in der Nähe der Oberflächenschicht des Stahlblechs während der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung durch Absenken der Aufheizgeschwindigkeit beschleunigen. Dadurch muß je-
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doch die Produktivität in der Schlußglühbehandlung abgesenkt werden. Erfindungsgemäß kann die AIN-Konzentration der Oberflächenschicht sogar unter einer höheren Aufheizgeschwindigkeit als der eines üblichen Glühverfahrens gesenkt werden, was zu einer höheren Produktivität im Schlußglühverfahren führt.
Der Erfindung lag deshalb die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn und einer extrem hohen Magnetflußstärke zu schaffen.
Weiterhin lag der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn bei einer hohen Produktivitätsrate dadurch zu schaffen, daß die Aufheizgeschwindigkeit im Schlußglühverfahren angehoben werden kann, ohne daß die magnetischen Eigenschaften der Endprodukte nachteilig beeinflußt werden.
Diese Aufgaben werden durch die Erfindung gelöst.
Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn und einer äußerst hohen Magnetflußdichte, wobei dieses Siliciumstahlblech nach dem Kaltwalzen durch Glühen in einer reduzierenden Atmosphäre entkohlt und anschließend einer Sekundärrekristallisationsglühbehandlung unter-
™ zogen wird , mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruchs 1.
Die Erfindung wird anhand der beigefügten Zeichnungen beschrieben. Darin zeigen:
°3 Fig. 1 eine grafische Darstellung, die die Beziehung
zwischen der Temperatur der reduzierenden Atmosphäre des Sekundärrekristallisationsglühens eines Siliciumstahlbleches und der AIN-Menge 030034/05 ί 5
zeigt, die im Stahlblech ausgeschieden wurde;
Fig. 2a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht eines Siliciumstahlbleches im Zustand kurz vor dem Einsetzen eines Sekundärrekristal-
lisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 950 C zeigt;
Fig. 2b eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansieht des gleichen Siliciumstahlbleches wie in
Fig. 2a in dem Zustand zeigt, bei dem das Sekundärrekristallisationsglühen nahezu beendet ist;
Fig. 2c eine Mikrofotografie, die eine Makrostruktur des gleichen Siliciumstahlbleches wie in Fig. 2b zeigt, nachdem das Sekundärrekristallisationsglühen beendet ist;
Fig. 3a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht eines Siliciumstahlbleches im Zustand kurz vor dem Einsetzen des Sekundärrekristallisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem erfindungsgemäß fallenden Stick-
stoffgehalt bei einer Temperatur von 10000C
zeigt;
Fig. 3b eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht des gleichen Siliciumstahlbleches wie in Fig. 3a im Zustand zeigt, bei dem das Sekundär-
rekristallisationsglühen nahezu beendet ist;
Fig. 3c eine Mikrofotografie, die eine Makrostruktur des gleichen Siliciumstahlbleches wie in Fig.
3b zeigt, nachdem das Sekundärrekristallisations-
glühen beendet ist;
Fig. 4a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsan-
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sieht eines Siliciumstahlbleches im Zustand
kurz vor dem Einsetzen eines Sekundärrekristallisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 1QOO0C zeigt;
Fig. 4b eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht des gleichen Stahlbleches wie in Fig. 4a im Zustand zeigt, bei dem das Sekundärrekristallisationsglühen in einer reduzieren
den Atmosphäre bei einer Temperatur von 10250C fortschreitet, und
Fig. 4c eine Mikrofotografie, die eine Makrostruktur des gleichen Siliciumstahlbleches wie in
Fig. 4b zeigt, nachdem die Sekundärrekristallisation beendet ist.
Im erfindungsgemäßen Verfahren wird ein Siliciumstahlblech, das Aluminium, vorzugsweise in einer Menge von 0,015 bis 0,04 Gew.-% enthält und kaltgewalzt und anschließend durch Glühen entkohlt wurde, einem Sekundärrekristallisationsglühen in einer reduzierenden Atmosphäre unterzogen. Die reduzierende Atmosphäre enthält ein reduzierendes Gas, üblicherweise gasförmigen Wasserstoff.
Zu der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung gehört eine Anfangsstufe, bei dem die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre auf 850 bis 9500C angehoben wird. Dieser Temperaturbereich liegt gerade unterhalb der Temperatur, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlbleches einsetzt. Weiterhin gehört eine zweite Stufe dazu, in welcher die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre von einem Wert, bei dem die sekundäre Rekristallisation beginnt, bis zu einem Wert angehoben wird, bei dem die sekundäre Rekristallisation des Stahlblechs beendet ist. Diese Anfangs- und Endtemperaturen
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für die sekundäre Rekristallisation liegen etwas oberhalb 95ö°C bzw. bei 11000C.
Das charakteristische Merkmal des erfindungsgemäßen Verfahrens beruht auf der Regelung des Stickstoffgehaltes in der reduzierenden Atmosphäre während der Anfangsstufe, wobei jene sich von der Regelung des Stickstof fgehaltes in der reduzierenden Atmosphäre während der zweiten Stufe unterscheidet. Während der Anfangsstufe ist also der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre derart begrenzt, daß der Stickstof fpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre höchstens 20%, vorzugsweise höchstens 10%, insbesondere 0 bis 10%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre beträgt. Während der zweiten Stufe wird der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre bei einem solchen Wert gehalten, daß der Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre mindestens 3%, vorzugsweise mindestens 10%, insbesondere 10 bis 50%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre beträgt, es ist besonders vorteilhaft, daß in der Anfangsstufe der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre Null ist und in der zweiten Stufe der Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre in einen Bereich von 10 bis 50%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre liegt.
Das erfindungsgemäße Verfahren kann wirksam zur Herstellung eines elektrischen Siliciumstahlbleches eingesetzt werden, das eine äußerst stark gesteigerte Magnetflußdichte gegenüber bekannten Blechen, beispielsweise einen Bg-Wert von 1,9 oder darüber aufweist.
Ebenso wirksam ist das erfindungsgemäße Verfahren darin, 0^ daß die Temperatursteigerungsgeschwindigkeit in der Anfangsstufe und der zweiten Stufe bei der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung höher eingestellt wird als diejenige im Stand der Technik. Auf Grund dieses
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Merkmals ist die Produktivität des durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellten elektrischen Siliciumstahlbleches höher als die des Standes der Technik.
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Wenn ein aluminiumhaltiges Siliciumstahlblech einer Sekundärrekristallisationsglühbehandlung in einer reduzierenden Atmosphäre unterzogen wird, die 75 Vol.-% Wasserstoff und 25 Vol.-% Stickstoff gemäß dem üblichen Verfahren enthält, steigt der AIN-Gehalt im Stahlblech während der Glühbehandlung an. Die grafische Darstellung gemäß Fig. 1 zeigt eine Beziehung zwischen der Temperatur der reduzierenden Atmosphäre, die aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff besteht, und dem AlN-Gehalt, der im Stahlblech ausgeschieden wurde, bei der Aufheizstufe des Sekundärrekristallisationsglühverfahrens. Gemäß Fig. 1 wird deutlich, daß der Stickstoffgehalt in Form von AlN deutlich während der Aufheizperiode der reduzierenden Atmosphäre von etwa 800 bis 9000C ansteigt. Dieser bemerkenswerte Anstieg des AlN-Gehaltes ist hauptsächlich auf die Reaktion des Stickstoffs zurückzuführen, der aus der reduzierenden Atmosphäre in das Stahlblech mit dem Aluminium in dem Stahlblech unter Bildung von AlNdiffundierte. Je größer der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre während des Anfangsschritts des Sekundärrekristallisationsglühens ist, desto größer ist der AlN-Gehalt, der im Stahlblech ausgeschieden wird. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kann jedoch der im Stahlblech ausgeschiedene AlN-Gehalt dadurch gering gehalten werden, daß der Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre auf höchstens 20%, bezogen auf den Gesamt-^eTr reduzierenden Atmosphäre während der Anfangsstufe der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung begrenzt wird. Während der Anfangsstufe besteht die Möglichkeit, daß in der Oberflächenschicht des Stahlblechs grobe Kristallkörner mit einer entsprechenden Größe, d.h. 40yum oder geringer gebildet werden. Wenn ein Stahlblech mit gro-
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ben Kristallkörnern einer entsprechenden Größe der zweiten Stufe des Sekundärrekristallisationsglühens unterzogen wird, werden insofern Wegen der in der Oberflächenschicht des Stahlblechs gebildeten groben Kristallkörner die Kerne der Sekundärkristallkörner in einem entsprechenden Abstand von der Außenoberf!Sehe des Stahlblechs gebildet. Durch diese Anordnung der Kerne der Sekundärkristallkörner wird, die Sekundärrekristallisationstemperatur des Stahlblechs nach einer Temperatur hin verschoben, die höher liegt als die im Stand der Technik. Diese hohe Sekundärrekristallisationstemperatur trägt wirksam zum Wachstum einer Goss-Struktur bei, die einen sehr hohen Grad an Kornausrichtung im Stahlblech aufweist.
Um zu verhindern, daß die AIN-Ausscheidung im Stahlblech steigt, soll vorzugsweise der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre während der Anfangsstufe so gering wie möglich sein. In dieser Hinsicht enthält die reduzierende Atmosphäre insbesondere während der Anfangsstufe der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung keinen Stickstoff. Andererseits kann in der Anfangsstufe die reduzierende Atmosphäre einen geringen Stickstoffgehalt aufweisen, sofern der Stickstoffpar tialdruck nicht 20%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre, überschreitet.
Wie vorstehend erläutert, wird die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre in der Anfangsstufe auf einen Wert von 850 bis 9500C angehoben. Wenn in der Anfangsstufe die Reduktionstemperatur über 9500C angehoben wird, werden die Kristallkörner in der Oberflächenschicht des Stahlblechs durch die vollständige Abwesenheit von Stickstoff oder durch einen geringen Stick- stoffgehalt übermäßig vergröbert. Es wird deshalb die Sekundärrekristallisation, wie in Fig. 4c gezeigt, unvollständig. Dementsprechend muß die obere Temperaturgrenze der reduzierenden Atmosphäre in der Anfangs-
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stufe der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung 9500C betragen.
In der zweiten Stufe wird die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre von einem Wert, bei dem die Sekundärrekristallisation beginnt, d.h. etwas mehr als 950 C, zu einem Wert angehoben, bei dem die Sekundärrekristallisation beendet ist, d.h. etwa 11000C. Während der zweiten Stufe wird der Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre bei 3% oder darüber, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre gehalten. Durch diesen Wert des Stickstoffpartialdrucks kann die übermäßige Vergröberung der Kristallkörner verhindert und das selektive Wachstum der Goss-Struktür mit einem hohen Grad an Kornausrichtung gesteigert werden. Durch die in der Oberflächenschicht des Stahlblechs gebildeten groben Körner wird die Sekundärrekristallisationstemperatur gegenüber der aus dem Stand der Technik bekannten Temperatur erhöht. Dies hat eine höhere Magnetflußdichte im Endprodukt gegenüber dem Stand der Technik zur Folge.
Die Erfindung wird nachstehend anhand von Beispielen näher erläutert.
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Beispiel 1-3 und Vergleichsbeispiel 1-4
In jedem der Beispiele 1-3 und Vergleichsbeispiel 1-4 wird ein Stahlvorblock mit einer Dicke von 200 mm, der nach dem kontinuierlichen Stranggußverfahren hergestellt wurde und 0,044 Gew.-% C, 0,07 Gew.-% Mn, 0,021 Gew.-% S, 2,94 Gew.-% Si, 0,027 Gew.-% Al und 0,0061 Gew.-% N enthält, zu einem Stahlblech mit einer Dicke OJ von 2,3 mm warmgewalzt. Das warmgewalzte Stahlblech wird 2 Minuten bei einer Temperatur von 11000C geglüht, anschließend zu einem Stahlblech mit einer Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt und danach durch Glühen entkohlt.
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Das erhaltene Stahlblech wird mit Magnesiumoxid überzogen und anschließend einem letzten Sekundärrekristallisationsglühen unterworfen. Dabei wird die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre mit einer Geschwindigkeit von 25°C/h auf 12000C angehoben und 20 Stunden bei diesem Wert gehalten.
Gemäß Vergleichsbeispiel 1 besteht die reduzierende Atmosphäre aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff. Das Stahlblech wird in dieser Atmosphäre so lange erhitzt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht. Gerade nachdem die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 950 C erreicht hat, weist das Stahlblech die in Fig. 2a gezeigte mikroskopische Quer-Schnitteansicht auf. Fig. 2b zeigt eine mikroskopische Querschnittsansicht des Stahlblechs, als gerade die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 975 C erreicht hat, bei der die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs beginnt. Aus Fig. 2b ist zu entnehmen, daß die Oberflächenschichten des Stahlblechs keine groben Kristallkörner enthalten. Das erhaltene sekundärrekristallierende Stahlblech weist eine Makrostruktur, wie in Fig. 2c gezeigt, auf und besitzt einen niedrigen B_-Wert von 1,85.
hat
Es /also die in Fig. 2a gezeigte Struktur, in der die Korngrößenverteilung entlang der Stahlblechdicke einheitlich ist, die in Fig. 2b gezeigte Struktur zur Folge, in der nur wenige grobe Körner in der Nähe der Stahlblechoberfläche zu sehen sind. Die in Fig. 2b gezeigte Struktur hat die in Fig. 2c gezeigte Makrostruktur zur Folge, die eine unvollständige Sekundärrekristallisationsstruktur ist und deshalb nur eine geringe Magnetflußdichte des Endprodukts nach sich zieht.
Gemäß Beispiel 1 besteht die reduzierende Atmosphäre aus 85% Wasserstoff und 15% Stickstoff. Das Stahlblech wird in dieser Atmosphäre so lange erwärmt, bis die
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Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen äußerst hohen Bo-Wert von 1,96
auf.
Gemäß Beispiel 2 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 9000C erreicht hat. Anschließend wird das Stahlblech in einer anderen reduzierenden Atmosphäre, die aus 50% Wasserstoff und 50% Stickstoff besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erwärmt hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen äußerst hohen Bo-Wert von 1,96 auf.
Gemäß Beispiel 3 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 9000C erreicht hat. Anschließend wird das Stahlblech weiter in einer anderen reduzierenden Atmosphäre, die aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff besteht, so lange erhitzt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat. Das Stahlblech weist die in Fig. 3a gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht, wenn die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10000C erreicht hat, welche gerade unterhalb der Temperatur liegt, bei der die sekundäre Rekristallisation beginnt, und eine in Fig. 3b gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht auf,wenn die
Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10250C erreicht hat, bei der die sekundäre Rekristallisation fortschreitet. Aus Fig. 3a ist ersichtlich, daß die Oberflächenschichten des Stahlblechs kurz vor dem Einsetzen 35
der sekundären Rekristallisation vergröberte Kristallkörner enthalten. Es ist also die Korngrößenverteilung entlang der Dicke des Stahlbleches, wie in Fig. 3a gezeigt, nicht einheitlich, so daß gröbere Körner in der
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Nähe der Stahlblechoberflache verteilt sind. Aus Fig. 3b kann ebenfalls eine Schicht von gröberen Körnern in der Nähe der Stahlblechoberfläche gesehen werden. In diesem Fall ist die Anfangstemperatur der Sekundärrekristallisation um etwa 500C höher als im Fall von Fig. 2b. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist eine Makrostruktur, wie in Fig. 3c gezeigt, auf und besitzt einen äußerst hohen Bg-Wert von 1,98.
Gemäß Vergleichsbeispiel 2 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, das aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 1000 C erreicht hat. Anschließend wird das Stahlblech in einer anderen reduzierenden Atmosphäre,die aus 50% Wasserstoff und 50% Stickstoff besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat. Das Stahlblech besitzt die in Fig. 4a gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht, nachdem die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 1000 C erreicht hat, und die in Fig. 4b gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht, nachdem die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10250C erreicht hat. Aus Fig. 4a und 4b ist ersichtlich, daß als Ergebnis der Erwärmung des Stahlblechs auf 10000C in einer keinen Stickstoff enthaltenden reduzierenden Atmosphäre die Korngrößenverteilung nicht einheitlich ist, so daß übermäßig vergröberte Kristallkörner in den Oberflächenschichten des Stahlblechs gebildet werden. Die in Fig. 4a gezeigten vergröberten
Körner sind viel gröber als die in Fig. 3a gezeigten. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist die in Fig. 4c gezeigte Makrostruktur auf und besitzt einen geringen Bß-Wert von 1.89. Aus Fig. 4c ist ersichtlich, daß die Makrostruktur sehr feine Kör-
ner enthält, die nicht sekundär rekristallisiert wurden.
Gemäß Vergleichsbeispiel 3 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein
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besteht, so lange erwärmt, bis die reduzierende Atmosphäre 10000C erreicht hat. Anschließend wird das Stahlblech weiter in einer anderen reduzierenden Atmsophäre, die aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur dieser reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen geringen Bg-Wert von 1,85 auf und besitzt eine Makrostruktur, die der in Fig. Ac gezeigten ähnelt. 10
Gemäß Vergleichsbeispiel 4 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist feine Kristallkörner auf und besitzt einen geringen Bo-Wert
von 1,8.
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Leerseite

Claims (3)

PATENTANWÄLTE DR.KADOR&DR.KLUNKER 2339788 K 12 686/ 3h NIPPON STEEL CORPORATION 6-3, Otemachi 2-chome, Chiyoda-ku, Tokyo, Japan Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines elektrischen, aluminiumhaltigen Siliciumstahlbleches mit ausgerichtetem Korn und einer äußerst hohen Magnetflußdichte, wobei dieses Siliciumstahlblech nach dem Kaltwalzen durch Glühen in einer reduzierenden Atmosphäre entkohlt und anschließend einer Sekundärrekristallisationsglühbehandlung unterzogen wird, dadurch gekennzeichnet, daß bei dieser Sekundärrekristallisationsglühbehandlung
a) während des Anhebens der Temperatur der reduzierenden Atmosphäre auf einen Wert von 850 bis 9500C der Stickstoffpartialdruck höchstens 20%, bezogen auf den Gesamtdruck dieser reduzierenden Atmosphäre, beträgt und
b) während des Temperaturanstiegs der reduzierenden Atmosphäre von einem Wert, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs beginnt, bis auf
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ORIGINAL INSPECTED
einen Wert, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs beendet ist, der Stickstoffpartialdruck mindestens 3%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre beträgt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre während des Temperaturanstiegs auf einen Wert von 850 bis 950°C Null ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß während des Temperaturanstiegs vom Beginn bis zum Ende der Sekundärrekristallisation der Stickstof fpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre bei 10% oder darüber, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre, gehalten wird.
0 3 0 D 3 A / 0 i 1 U
DE2939788A 1978-10-02 1979-10-01 Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches Expired DE2939788C2 (de)

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