DE2939788C2 - Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches

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DE2939788C2 DE2939788A DE2939788A DE2939788C2 DE 2939788 C2 DE2939788 C2 DE 2939788C2 DE 2939788 A DE2939788 A DE 2939788A DE 2939788 A DE2939788 A DE 2939788A DE 2939788 C2 DE2939788 C2 DE 2939788C2
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Description

a) während des Anhebens der Temperatur der reduzierenden Atmosphäre auf einen Wert von 850 bis 950° C 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 einen Wert, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs beendet ist, der Srickstoffpartialdruck mindestens 3%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre, besagt.
2. Verfahren nach Anspru. π 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 Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre bei 10% bis 50%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre, gehalten wird.
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 entiweder 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
ίο 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
i* Form, üblicherweise die Form eines Coil gebracht, anschließend mit einem Glühtrennmittel, das MgO aufweist, überzogen und danach chargenweise einer letzten Glühbehandlung (Schlußtexturglühung) unterzogen, in dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs stattfindet
Es wurden Versuche unternommen, ein elektrisches Siliciumstahlblech mit einer äußerst hohen Magnetflußdichte Bs von 1,9 T 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 e'nem zuvor bestimmten Stickstoffgehalt solange erhitzt wird, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre einen Wert erreicht, bei dem die Sekundärrekristallisation des Stahlblechs vollendet ist
Aus DE-OS 27 26 045 ist ein Verfahren zur Herstellung von Siliciumstahl bekannt. Dabei wird eine C, B, N, Al und Si enthaltende Siliciumstahlschmelze hergestellt und abgegossen. Der erstarrte Stahl wird, warmgewalzt, kaltgewalzt, entkohlt, mit einer feuerfesten, oxidischen Grundbeschichtung versehen und einer Schlußtexturglühung unterzogen. Bei diesem Verfahren erfolgt die Normalisierung des kaltgewalzten Stahles in einer wasserstoffhaltigen Atmosphäre. Dip magnetischen Eigenschäften dieses so hergestellten Siliciumstahls sind jedoch nicht ausreichend.
In der JP-OS 50-1 34 917 ist ein Verfahren zur Steigerung der Magnetflußdichte des Stahlblechs während der Schlußtextur-Glühbehandlung beschrieben. Nach diesem Verfahren wird der Taupunkt der Glühatmosphäre innerhalb eines bestimmten Bereichs eingestellt.
Ausgehend von diesem Stand der Technik wurde nunmehr erfindungsgemäß ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines elektrischen Siliciumstahlbleches mit einer äußerst hohen Magnetflußdichte geschaffen. Dabei wurde ausführlich das Sekundärrekristaiiisationsverhalten des Stahlblechs hinsichtlich des Ausfällungsund Auflösungverhaltens von AIN 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 y/esentliehen einheitlieh verteilt sind. Bei einem Stahl- , blech, das einer SekundärrekristaHisation unterzogen |<: worden ist und eine ausgezeichnete Magnetflußdichte * aufweist, wurde jedoch festgestellt, daß die Kristallkörner, 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 Bindungsbereichen 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 dikker die Schicht der groben Kristallkörner ist, desto entfernter die sekundären Kristallkerne von der Außenoberfläche des Stahlblechs sind.
Solange wie die sekundären Kristallkerne innerhalb eines Bereichs von etwa 60 bis 80 um von der Außenoberfläche des Stahlblechs entfernt sind, und je weiter sie von der Außenoberfläche des Stahlblechs entfernt sind, desto größer ist die Magnetflußdichte des erhaltenen sekundärrekristallisierten Stahlblechs. Wenn jedoch die Anordnung der sekundären Kristallkerne etwa 90μπι 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 Magnetflußdichte auf. Da die Vergröbarung der Kristallkörner, die sich in der Oberflächenschicht de-; Stahlblechs befinden, durch die Verringerung der AIN-Konzentration in der Oberflächenschicht während der letzten Glühbehandlung beschleunigt 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 Verminderung der AIN-Konzentration in der Nähe der Oberflächenschicht des Stahlblechs während der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung durch Absenken der Aufheizgeschwindigkeit beschleunigen. Dadurch muß jedoch die Produktivität in der Schlußglühbehandlung abgesenkt werden. Erfindungsgemäß kann jedoch die AIN-Konzentration der Oberflächenschicht sogar unter einer höheren Aufheizgeschwindigkeit als der eines üblichen Glühverfahrens gesenkt werden, was zu einer höheren Produktivität im SchluPjlühverfahren 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 'ag 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 Aufheii-jeschwindigkeit im Schlußglühverfaiiren angehoben werden kann, ohne daß die magnetischer. Eigenschaften der Endprodukte nachteilig beeinflußt werden.
Diese Aufgaben werden durch die Erfindung gelöst.
Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Siliciumstahlblechs mit einer Magnetflußdichte Bg von wenigstens 1,9 T, bei dem ein warmgewalztes Stahlblech aus 2,5 bis 4.0 Gew.-°/o Silicium, 0,02 bis 0,085 Gew.-% Kohlenstoff, 0,01 bis 0,06Gew.-% Aluminium, 0,002 bis 0,010 Gew.-% Stickstoff, gegebenenfalls einem Gehalt an Mangan und Schwefel, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, kaltgewalzt, nach dem Kaltwalzen durch Glühen in einer reduzierenden Atmosphäre entkohlt und das entkohjte Stahlblech mit einem magnesiumoxidhaltigen Trennmittel überzogen und anschließend einer Sekundärrekrir.tallisations-Glühbehandlung unterzogen wird, dadurch gekennzeichnet, daß beim Aufheizen zur Sekundärrekristallisations-Glühbehandlung
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 einen Wert, bei dem die Sekundärrekristalläsation des Stahlblechs beendet ist, der Stickstoffpartialdruck mindestens 3%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre beträgt
Die Erfindung wird anhand der Zeichnungen beschrieben. Darin zeigt
F i g. 1 eine grafische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Temperatur der reduzierenden Atmo-Sphäre des Sekundärrekristallisationsglühens eines Siliciumstahlbleches und der AIN-Men^; zeigt die im Stahlblech ausgeschieden wurde;
F i g. 2a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht eines Siliciumstahlbleches im Zustand kurz vor dem Einsetzen eines Sekundärrekristallisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 9500C zeigt;
F i g. 2b eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht des gleichen Siliciumstahlbleches wie in F i g. 2a in dem Zustand zeigt, bei dem das Sekundarrekristailisationsglühen nahezu beendet ist;
F i g. 2c eine Mikrofotografie, die eine Makrostruktur des gleichen Siliciumstahlbleches wie in Fig.2b zeigt, nachdem das Sekundärrekristallisationsglühen beendet ist;
F i g. 3a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht eines Siüciumstahibieches im Zustand kurz vor dem Einsetzen des Sekundärrekristallisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem erfindungsgemäß fallenden Stickstoffgehalt bei einer Temperatur von 1000° C zeigt;
F i g. 3b eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht des gleichen Siliciumstahlbleches wie in F i g. 3a im Zustand zeigt, bei dem das Sekundärrekristallisationsglühen nahezu beendet ist;
F i g. 3c eine Mikrofotografie, die eine Makrostruktur des gleichen Siliciumstahlbleches wie in Fig.3b zeigt, nachdem das Sekundärrekristallisationsglühen beendet ist;
Fig.4a eine Mikrofotografie, die eine Querschnittsansicht eines Siliciunvjtahlbleches im Zustand kurz vor dem Einsetzen eines Sekundärrekristallisationsglühens in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 1000° C zeigt;
Fig.4b eine Mikrofotografie, die eine Qnerschniitsansicht des gleichen Stahlbleches wie in F i g. 4a im Zustand zeigt, bei dem das Sekundärrekristallisationsglühen in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 1025° C 'ortschreitet, und
Fig. 4c eine Mikrofotografie,die eine Makrostruktur des gleichen Silieiumstahlbleehes wie in Fig.4b zeigt, nachdem die Sekundärrekristallisation besndei ist.
Im erfindungsgemäßen Verfahren wird ein Siliciumstahlblech, das Aluminium, vorzugsweise in einer Menge von 0,015 bis 0,04 Ge/?7% 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 der die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre auf 850 bis 950 C angehoben wird. Dieser Temperaturbereich liegt gerade unterhalb der Temperatur, bei der 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 für die sekundäre Rekristallisation liegen etwas oberhalb 95O0C bzw. bei 11000C.
Das charakteristische Merkmal des erfindungsgemäßen Verfahrens beruht auf der Regelung des Stickstoffgehalts in der reduzierenden Atmosphäre während der AnfangäStufe. wobei jene sich von der Regelung des Stickstoffgehaltes in der reduzierenden Atmosphäre während der zweiten Stufe unterscheidet. Während der Anfangsstufe ist also der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre derart begrenzt, daß der Stickstoff partialdruck 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 Stick stoffpartialdruck 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 einem Bereich von !0 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 Bs-Wert von 1 ,9 T oder darüber aufweist.
Ebenso wirksam ist das erfindungsgemäße Verfahren darin, daß der Temperaturanstieg in der Anfangsstufe und der zweiten Stufe bei der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung höher eingestellt wird als derjenige im Stand der Technik. Auf Grund dieses Merkmals ist die Herstellung des durch das erfindungsgemäße Verfahren erzeugte.; elektrischen Siliciumstahlbleches wirtschaftlicher als beim Stand der Technik.
Wenn ein aluminiumhaltiges Siliriumstahlblech einer Sekundärrekristallisations-GIühbehandlung in einer reduzierenden Atmosphäre unterzogen wird, die 75 VoI.-% Wasserstoff und 25 VoL-% Stickstoff gemäß dem üblichen Verfahren enthält, steigt der AIN-Gehalt im Stahlblech während der Glühbehandlung an. Die grafische Darstellung gemäß F i g. 1 zeigt eine Beziehung zwischen der Temperatur der reduzierenden Atmosphäre, die aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff besteht, und dem AIN-Gehalt der im Stahlblech ausgeschieden wurde, bei der Aufheizsiufe des Sekundärrekristallisationsglühverfahrens. Gemäß F i g. 1 wird deutlich, ^aR der Stickstoffgehalt in Form von AlN deutlich während der Aufheizperiode der reduzierenden Atmosphäre von etwa 800 bis 9000C ansteigt Dieser bemerkenswerte Anstieg des AIN-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 AlN diffundierte. Je größer der Stickstoffgehalt in der reduzierenden Atmosphäre während des Anfangsschritts des Sekundärrekristallisationsglühens ist, desto größer ist der AIN-Gehalt, der im Stahlblech ausgeschieden wird. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kann jedoch der im Stahlblech ausgeschiedene AIN-Gehalt dadurch gering gehalten werden, daß der Stickstoffpartialdruck in der reduzierenden Atmosphäre auf höchstens 20%, bezogen auf den Gesamtdruck der reduzierenden Atmosphäre während der Anfangsstufe der Sekundärrekristallisations-Glühbehandlung begrenzt wird. Während der Anfangsstufe besteht die Möglichkeit, daß in der Oberflächenschicht des Stahlblechs grobe Kristallkörner mit einer entsprechenden Größe, d. h.40 μπι oder geringer gebildet werden. Wenn CiFi SiäuiuicCn mit grODeü KfiSiäiiKÖrneiTi einer eüisprechenden 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 Außenoberfläche des Stahlblechs gebildet Durch diese Anordnung der Kerne der Sekundärkristallkörner wird die Sekundärrekristallisationstemperati, < des Stahlblechs zu einer Temperatur hin verschoben, die höher liegt als die im Stand der Technik.
Diese hohe Sekundärrekristallisationstemperatur trägt wirksam zum Wachstum einei 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 An-ίΕησ££ίϋί£ so σ6ΓΪπσ wie !HQ17IiCh sein, in dieser Hinsicht enthält die reduzierende Atmosphäre insbesondere während der Anfangsstufe der Sekundärrekristallisations-Glühbehandlung keinen Stickstoff. Andererseits kann in der Anfangsstufe die reduzierende Atmosphäre einen geringen Stickstoffgehalt aufweisen, sofern der Stickstoffpartialdruck 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 95O0C angehoben. Wenn in der Anfangsstufe die Reduktionstemperatur über 950° C angehoben wird, werden die Kristallkörner in der Oberflächenschicht des Stahlblechs durch die vollstänoige Abwesenheit von Stickstoff oder durch einen geringen Stickstoffgehalt übermäßig vergröbert Es wird deshalb die Sekundärrekristallisation, wie in F i g. 4c gezeigt, unvollständig. Dementsprechend muß die obere Temperaturgrenze der reduzierenden Atmosphäre in der Anfangsstufe der Sekundärrekristallisationsglühbehandlung 950° C betragen.
In der zweiten Stufe wird die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre von einem Wert bei dem die Sekundärrekristallisation beginnt, d. h. etwas mehr als 9500C, zu einem Wert angehoben, bei dem die Sekundärrekristallisation beendet ist, & 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 Stickstoffpartiaidrucks kann die übermäßige Vergröberung der
Kristallkörner verhindert und das selektive Wachstum der Goss-Struktur mit einem hohen Grad an Kornausrichtung gesteigert werden. Durch die in der Oberflächenschicht des Stahlblechs gebildeten groben Körner wird die Sekündärrekriställisationstemperatur gegenüber der aus dem Stand der Technik bekannten Temperatur erhöht. Dies hat eine höhere Magnetflußdichte im Endprodukt gegenüber dem Stand der Technik zur FoI-
Die Erfindung wird nachstehend anhand von Beispielen näher erläutert.
Beispiele
In jedem der Beispiel 1 bis 3 und Vergleichsbeispic-Ie 1 bis 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, ö,ö2i Gew.-% S, 2,94 Gew.-% Si, 0,027 Gew.-% Al und 0,0061 Gew.-% N enthält, zu einem Stahlblech mit einer Dicke 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.
Das erhaltene Stahlblech wird mit Magnesiumoxid überzogen und anschließend einem abschließenden Sekundärrekristallisationsglühen unterworfen. Dabei wird die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre mit einer Geschwindigkeit von 25 K/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
weist das Stalblech die in F i g. 2a gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht auf. F i g. 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 F i g. 2b ist zu entnehmen, daß die Oberflächenschichten des Stahlblechs keine groben Kristallkörner enthalten. Das erhaltene sekundärrekristallisierende Stahlblech weist eine Makrostruktur, wie in Fig.2c gezeigt, auf und besitzt einen vergleichsweise niedrigen .Bs-Wert von 1,85 T.
Es hat also die in F i g. 2a gezeigte Struktur, in der die Korngrößenverteilung entlang der Stahlblechdicke einheitlich ist, die in F i g. 2b gezeigte Struktur zur Folge, in der nur wenige grobe Körner in der Nähe der Stahlblechoberfläche zu sehen sind. Die in F i g. 2b gezeigte Struktur hat die in F i g. 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 Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 12000C erreicht hat Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen äußerst hohen .83-Wert von 1,96 T auf.
Gemäß Beispie! 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 erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen äußerst hohen ßs-Wert von 1,96 T auf.
Gemäß Beispiel 3 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt„bis die Temperatur der reduzie-
lc 'renden 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 F i g. 3a gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht, wenn die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10000C erreicht hat, welche gerade unterhalb der Temperatur liegt, bei der die seküliuäi'c RcknStäinääiiOn ucgiilfit, UHu CiTiC Iu ι 1 5. .ju gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht auf, wenn die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10250C erreicht hat, bei der die sekundäre Rekristallisation fortschreitet. Aus F i g. 3a ist ersichtlich, daß die Oberflächenschichten des Stahlblechs kurz vor dem Einsetzen der sekundären Rekristallisation vergröberte Kristallkörner enthalten. Es ist also die Korngrößenverteilung entlang der Dicke des Stahlbleches, wie in F i g. 3a gezeigt, nicht einheitlich, so daß größere Körner in der Nähe der Stahlblechoberfläche verteilt sind. Aus F i g. 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 50 K höher als im Fall von F i g. 2b. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist eine Makrostruktur, wie in Fig.3c gezeigt, auf und besitzt einen äußerst hohen ß8-Wert von 1,98 T.
Gemäß Vergleichsbeispiel 2 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10000C 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 F i g. 4a gezeigte mikroskopische Querschnittsansicht, nachdem die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 10000C 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 F i g. 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 vergleichsweise geringen Ba-Wert von 1,89T. Aus Fig.4c ist ersichtlich, daß die Makrostruktur sehr feine Körner enthält, die nicht sekundär rekristallisiert wurden.
Gemäß Vergleichsbeispiel 3 wird das Stahlblech in einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff allein besteht, so lange erwärmt, bis die reduzierende Atmosphäre 1000° C erreicht hat Anschließend wird das
Stahlblech weiter in einer anderen reduzierenden Atmosphäre, die aus 75% Wasserstoff und 25% Stickstoff besteht, so lange erwärmt, bis die Temperatur dieser reduzierenden Atmosphäre 1200° C erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist einen 5 vergleichsweise geringen .Se-Wert von 1,85 T auf und besitzt eine Makrostruktur, die der in F i g. 4c gezeigten ähnelt.
Gemäß Vergleichsbeispiel 4 wird das Stahlblech in .{einer reduzierenden Atmosphäre, die aus Wasserstoff io !allein besteht, so lange erwäYmt, bis die Temperatur der reduzierenden Atmosphäre 1200° C erreicht hat. Das erhaltene sekundärrekristallisierte Stahlblech weist feine Kristallkörner auf Und besitzt einen vergleichsweise geringen Bi- Wert von 1,8 T.
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Siliciumstahlbleches mit einer Magnetflußdichte Bs von wenigstens 1,9 T, bei dem ein warmgewalztes Stahlblech aus 2,5 bis 4,0 Gew.-% Silicium, 0,02 bis 0,085 Gew.-% Kohlenstoff, 0,01 bis 0,06Gew.-% Aluminium, 0,002 bis 0,010 Gew.-°/o Stickstoff, gegebenenfalls einem Gehalt an Mangan und Schwefel, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, kaltgewalzt, nach dem Kaltwalzen durch Glühen in einer reduzierenden Atmosphäre entkohlt, das entkohlte Stahlblech mit einem magnesiumoxidhaltigen Trennmittel überzogen und anschließend -siner Sekundärrekristallisations-Glühbehandlung unterzogen wird, dadurch gekennzeichnet, daß beim Aufheizen zur Sekundärekristallisations-Glühbehandlung
DE2939788A 1978-10-02 1979-10-01 Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches Expired DE2939788C2 (de)

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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4416707A (en) * 1981-09-14 1983-11-22 Westinghouse Electric Corp. Secondary recrystallized oriented low-alloy iron
GB2130241B (en) * 1982-09-24 1986-01-15 Nippon Steel Corp Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density
JPS5996220A (ja) * 1982-11-24 1984-06-02 Nippon Steel Corp 鉄損の優れた薄物一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6475627A (en) * 1987-09-18 1989-03-22 Nippon Steel Corp Production of grain oriented electrical steel sheet having extremely high magnetic flux density
JP2670108B2 (ja) * 1988-10-21 1997-10-29 川崎製鉄株式会社 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0717959B2 (ja) * 1989-03-30 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 一方向性高磁束密度電磁鋼板の製造方法
FR2657887B1 (fr) * 1990-02-06 1994-03-04 Ugine Aciers Chatillon Gueugnon Procede d'aluminisation de toles d'acier magnetique a grains orientes et toles d'acier magnetique obtenues selon ce procede.
IT1290172B1 (it) 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche.
IT1290978B1 (it) 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
IT1299137B1 (it) 1998-03-10 2000-02-29 Acciai Speciali Terni Spa Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato
DE19816158A1 (de) * 1998-04-09 1999-10-14 G K Steel Trading Gmbh Verfahren zur Herstellung von korn-orientierten anisotropen, elektrotechnischen Stahlblechen
DE10060950C2 (de) * 2000-12-06 2003-02-06 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen von kornorientiertem Elektroblech
JP4258349B2 (ja) * 2002-10-29 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5026495B2 (de) * 1971-10-22 1975-09-01
BE790798A (fr) * 1971-11-04 1973-02-15 Armco Steel Corp Procédé de fabrication de fer au silicium à orientation cube-sur-arete à partir de brames coulées
IT1041114B (it) * 1975-08-01 1980-01-10 Centro Speriment Metallurg Procedimento per la produzione di nastri di acciaio al silicio per impieghi magnetici
US4030950A (en) * 1976-06-17 1977-06-21 Allegheny Ludlum Industries, Inc. Process for cube-on-edge oriented boron-bearing silicon steel including normalizing

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