DE3220255A1

DE3220255A1 - Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektrostahlblech oder -band

Info

Publication number: DE3220255A1
Application number: DE19823220255
Authority: DE
Inventors: Jiro Harase; Katsuro Kitakyushu Fukuoka Kuroki
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1981-05-30
Filing date: 1982-05-28
Publication date: 1982-12-30
Also published as: FR2506784A1; US4806176A; GB2101631A; DE3220255C2; JPS57198214A; FR2506784B1; JPS5948934B2; GB2101631B; BE893356A

Description

Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band mit hoher magnetischer Flußdichte.

Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech oder -band (nachstehend als "Elektrostahlblech" bezeichnet) wird als weichmagnetisches Material benutzt und hauptsächlich als Kernmaterial für Transformatoren und verschiedene elektrische Maschinen und Vorrichtungen verwendet. Seine magnetischen Eigenschaften müssen deshalb gute Erregungseigenschaften und niedrigen Kernverlust (Wattverlust) beinhalten. Die Erregungseigenschaften werden gewöhnlich in Form des B_o-Werts in Tes-

o la (T) ausgedrückt,d.h. als diemagnetische Flußdichte bei einer Magnetisierung von 800 A/m. Der Wattverlust wird üblicherweise als W / -Wert in W/kg ausgedrückt, d.h. als Wattverlust pro kg Elektrostahlblech bei einer magnetischen Flußdichte von 1,7 T und einem magnetischen Wechselfeld mit einer Frequenz von 50 Hz.

Ein kornorientiertes Elektrostahlblech kann durch die Entwicklung einer sogenannten Goss-Textur, d.h. einer kristallographischen (110) <001> -Orientierung erhalten werden, wobei üblicherweise die Erscheinung der sekundären Rekristallisation ausgenützt wird. Die Bezeichnung " (110) <001>Orientierung" bedeutet, daß die (110)-Ebene der Kristallkörner im Stahl parallel zur Oberfläche des kornorientierten Elektrostahlblechs liegt während die <001>-Achse der Kristallkörner in Walzrichtung des Blechs orientiert ist. Zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech mit guten magnetischen Eigenschaften ist nicht nur die hohe Orientierung der <001> -Achse in Walzrichtung von Bedeutung. Wichtig ist ferner auch die

Steuerung der Herstellungsbedingungen des Stahlblechs derart, daß es die geeignete Korngröße und Reinheit sowie den gewünschten spezifischen Widerstand aufweist. Verschiedene Verfahrensstufen, insbesondere Walz- und Glühstufen werden zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs kombiniert, um eine hohe Orientierung der sekundären Rekristallisationskörner zu erreichen. Von kritischer Bedeutung für den Erhalt einer gleichmäßigen und stabilen sekundären Rekristallisation und damit eines hohen Orientierungsgrades ist die Gegenwart von Ausscheidungen im Stahlband, die die richtige Dimension (Größe) aufweisen und gleichmäßig dispergiert und in bestimmter Menge vorliegen müssen.

Die erwähnten Ausscheidungen werden als Inhibitoren bezeichnet. Derzeit technisch verwendete Inhibitoren sind MnS, AlN, MnSe und BN.

Die Ausscheidungen, die als Inhibitoren wirken können,

weisen gewöhnlich eine Größe im Bereich von 100 A (10 Nm)

bis 1000 A (100 Nm) auf und sind sehr feine Teilchen. Um die Entstehung dieser feinen Ausscheidungen im Stahlblech in gleichmäßig dispergiertem Zustand zu erreichen, muß jede Stufe bei der Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs genau kontrolliert werden. Die chemische Zusammensetzung des Stahls wird natürlich in der Stufe der Stahlherstellung gesteuert, ebenso wie die Bedingungen des Warmwalzens und der Ausscheidung.

In der JP-AS 46-23820, die der US-PS 3 636 579 entspricht, ist ein Verfahren beschrieben, bei dem ein Stahlblech oder -band, das eine geringe Menge Kohlenstoff und Aluminium enthält, einer Art von Ausscheidungsglühen unterzogen wird. Bei dieser Art des Ausscheidungsglühens wird das Glühen 30 Sekunden bis 30 Minuten in Abhängigkeit vom SiIiciumgehalt bei einer Temperatur im Bereich von 750 bis 1200⁰C durchgeführt. Danach wird das Stahlblech von einer Temperatur im

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Bereich von 750 bis 950⁰C, die vom Kohlenstoff- und Siliciumgehalt abhängt, abgeschreckt. Im Fall von Siliciumstählen, bei denen die in der JP-AS 46-23 820 vorgeschlagene Art des Ausscheidungsglühens angewendet wird, werden AlN und MnS ausgeschieden, wobei das MnS hauptsächlich in der Warmwalζstufe ausgeschieden wird. Da durch das Ausscheidungsglühen die Größe und Menge des ausgeschiedenen AlN und Mns bestimmt wird, hat diese Verfahrensstufe zusätzlich auch einen großen Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften des Endprodukts. -

Um eine Goss-Textur mit hoher Orientierung zu erreichen, ist es wichtig, die Größe der Ausscheidungen, insbesondere der aus AlN bestehenden, auf einem Wert zu halten, der unter einem bestimmten kritischen Wert liegt. Ausscheidungen, die über den bestimmten kritischen Wert vergröbert sind, können nicht als Inhibitoren wirken. Der Teilchendurchmesser der Inhibitoren hängt von der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der Haltetemperatur und der Haltedauer beim Ausscheidungsglühen ab und wird stark von den Bestandteilen des Siliciumstahls, insbesondere dem Aluminiumgehalt beeinflußt. Der Aluminiumgehalt von technisch hergestellten Siliciumstählen läßt sich aber nicht derart steuern, daß stets ein ganz bestimmter Wert vorliegt, sondern,er variiert in einem bestimmten Bereich, der im Hinblick auf die Anforderungen an die magnetischen Eigenschaften tolerierbar ist. Die Durchführung des Ausscheidungsglühens unter Inbetrachtziehen des veränderlichen Aluminiumgehalts ist zwar wünschenswert aber unrealistisch. Die Bedingungen, unter denen das Ausscheidungsglühen durchgeführt wird, werden deshalb im Hinblick auf einen durchschnittlichen Aluminiumgehalt festgelegt. Dies hat zur Folge, daß die magnetischen Eigenschaften des Endprodukts, dessen Aluminiumgehalt vom durchschnittlichen Aluminiumgehalt abweicht, nicht exzellent sind, sondern um einen Durchschnittswert schwanken.

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Der Gehalt an Silicium, das einer der Grundbestandteile eines kornorientierten Elektrostahlblechs ist, übt einen großen Einfluß nicht nur auf die Metallstruktur des Siliciumstahls sondernauch auf das Ausscheidungsverhalten von AlN aus. Die unvermeidliche Schwankung des Siliciumgehalts macht es deshalb ebenfalls unmöglich, ein Endprodukt mit den bestmöglichen magnetischen Eigenschaften zu erhalten. Die Ausscheidung der Inhibitoren muß deshalb unter solchen Bedingungen durchgeführt werden, bei denen der Einfluß der Grundkompo- ^O nenten des Siliciumstahls auf die Ausscheidung so gering wie möglich ist.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band bereitzustellen, bei dem die Ausscheidung der Inhibitoren unter besonders günstigen Bedingungen durchgeführt wird und infolgedessen ein Elektrostahlblech mit besonders hervorragenden magnetischen Eigenschaften erhalten wird.

Die Lösung dieser Aufgabe stellt ein Verfahren der genannten Art dar, bei dem das Ausscheidungsglühen unmittelbar vor Beginn des Kaltwalzens nach einem Glühschema durchgeführt wird, das in der Lage ist, den Einfluß der

Komponenten des Siliciumstahls, insbesondere des Aluminium- und Siliciumgehalts auf die günstigsten Glühbedingungen zu vermindern. Damit wird es möglich, ein Endprodukt mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften zu erhalten.

Der Grundgedanke für das Ausscheidungsglühen im Verfahren der Erfindung umfaßt folgende Bearbeitungsstufen:

Abkühlen des Stahlblechs von der Haltetemperatur mit gesteuerter Kühlgeschwindigkeit auf eine Zwischentemperatur, wobei sich während des gesteuerten Abkühlens Ausscheidungen bilden und die Menge der Ausscheidungen in befriedigender Weise erhöht wird, um hervorragende magnetische Eigenschaften unabhängig von einer Änderung in der Menge der Komponenten im

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' Siliciumstahl zu erhalten, und danach Abschrecken von der
Zwischentemperatur auf Raumtemperatur.

Im Verfahren der Erfindung werden Siliciumstähle, die nach
üblichen Stahlherstellungs-, Schmelz- und Gießverfahren erhalten wurden, Bearbeitungsstufen unterzogen, in denen sekundäre Rekristallisationskörner mit (110) <001> -Orientierung erzeugt werden. Diese Stufen sind Heißwalzen, mindestens
eine Glühstufe und mindestens eine Kaltwalzstufe zum Erhalt der endgültigen Dicke, gefolgt von Entkohlungs- und Schlußglühen.

Gegenstand der Erfindung ist demnach ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band, wobei ein Block oder eine Bramme aus Siliciumstahl mit einem Gehalt von 2,5 bis 4,0 % Silicium, höchstens 0,085 % Kohlenstoff,
0,010 bis 0,050 % säurelösliches Aluminium,.0,03 bis 0,15 % Mangan und 0,010 bis 0,050 % Schwefel, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, nacheinander warmgewalzt,

ausscheidungsgeglüht, mindestens einmal kaltgewalzt, entkohlt und schlußgeglüht wird, und wobei im letzten Kaltwalzschritt eine Dickenverminderung zur endgültigen Dicke von
81 bis 95 % bewirkt wird, das dadurch gekennzeichnet ist,

daß man das Stahlblech in der Stufe des Ausscheidungsglühens

zunächst höchstens 60 Sekunden auf einer Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C hält, dann das Abkühlen von der Haltetemperatur derart durchführt, daß die Verweildauer
während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C 20 Sekunden bis höchstens

500 Sekunden beträgt, und daß man schließlich das Abschrecken von der Zwischentemperatur auf Raumtemperatur
mit einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10°C/sec.
durchführt.

Der wesentliche Kern der vorliegenden Erfindung ist also die vorstehend erläuterte besondere Art der Durchführung des
Ausscheidungsglühens.

Dabei wird zunächst eine Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C höchstens 60 Sekunden lang eingehalten. Dies schließt eine Zeit von 0 Sekunden ein, d.h. das Halten auf dieser Temperatur kann ganz entfallen. Danach wird die Kühlgeschwindigkeit des Stahls von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C, vorzugsweise von 900 bis 950⁰C derart gesteuert, daß während des Abkühlens eine befriedigende Ausscheidung erfolgt. Schließlich wird der Stahl von einer Temperatur im Bereich von 900 bis 980⁰C (der Zwischentemperatur) mit einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10°C/sec. auf Raumtemperatur abgeschreckt.

Wenn die Haltetemperatur niedriger als 1080⁰C ist,, dann hat das Ausscheidungsglühen nicht die Wirkung, daß ein Endprodukt mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften erhalten wird. Wenn andererseits die Haltetemperatur höher als 1200⁰C ist, dann ist die Größe der Ausscheidungen häufig unterschiedlich oder sie sind grobkörnig. Eine Haltetemperatur über 1200⁰C ist außerdem im Hinblick auf die Metallstruktur des geglühten Blechs nicht ratsam.

Die Haltezeit von höchstens 60 Sekunden (einschließlich 0 Sekunden) ist im Hinblick auf die Größe der Ausscheidungen und die Metallstruktur festgelegt. Ein bestimmter Wert der Haltezeit, der kleiner ist als 60 Sekunden, wird in Abhängigkeit von der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der Haltetemperatur, der Geschwindigkeit des Abkühlens und dem Siliciumgehalt festgelegt. Wenn der Siliciumgehalt über 3 % liegt, soll die Haltezeit kurz sein und kann gelegentlich sogar 0 Sekunden betragen, da ein hoher Siliciumgehalt die Kornvergröberung an der Oberfläche des geglühten Bleches fördert. Das Blech wird in diesem Fall auf die "Haltetemperatur" erhitzt und gleich wieder abgekühlt.

Nachstehend wird nun das Abkühlen des Stahls von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur im Bereich von 900 bis 980⁰C, das als "Primärkühlen" bezeichnet wird, näher erläutert. Die Verweilzeit, d.h. die Zeitdauer von der Be-

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endigung des Glühens bei der Haltetemperatur bis unmittelbar vor Beginn des Abschreckens des Stahlblechs beträgt/im Fall der Durchführung der Primärkühlung 20 bis 500 Sekunden. Falls das Stahlblech vor dem Abschrecken auf einer Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C gehalten wird, ist die Haltezeit bei dieser Temperatur ein Teil der vorstehend definierten Verweildauer. Eine Verweildauer von 20 bis 500 Sekunden in der Primärkühlung bei genau festgelegten Temperaturbereichen ist in der Lage, unabhängig von einer Änderung der Zusammensetzung des Siliciumstahls die sekundäre Rekristallisation durch Steuerung der während der Primärkühlung entstandenen Ausscheidungsmenge zu stabilisieren. Je langer die Verweilzeit ist, desto stabiler wird die sekundäre Rekristallisation. Gleichzeitig wird die Menge an Ausscheidung erhöht.. Eine Verweildauer über 500 Sekunden trägt aber nicht mehr wesentlich zu einer Verbesserung der magnetischen Eigenschaften des Endprodukts bei. Eine derart lange Verweildauer ist auch aus praktisch-technischen Gründen nicht ratsam. Wenn die Verweildauer andererseits kürzer " als 20 Sekunden ist, dann ist die Ausscheidungsmenge zu klein, um die sekundäre Rekristallisation unabhängig von einer Änderung der Zusammensetzung des Siliciumstahls zu stabilisieren. Ein Endprodukt mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften kann dann nicht erhalten werden.

In der Primärkühlung kann jede Kühlgeschwindigkeit und jedes Kühlschema angewendet werden, falls die vorstehend genannte Verweildauer eingehalten wird. Die Kühlgeschwindigkeit kann beispielsweise konstant sein oder das Kühlen kann unterbrochen werden. Eine befriedigende Ausscheidungsmenge kann durch Verlängerung der Primärkühlung von 60 Sekunden auf höchstens 250 Sekunden erreicht werden, so daß es dann nicht erforderlich ist, das Stahlblech auf einer Temperatur von 900

bis 980⁰C zu halten.
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Siliciumstähle, die eine große Menge Aluminium enthalten, beispielsweise 0,035 bis 0,05 %, sollen während der Primärkühlung innerhalb eines hohen Temperaturbereichs rasch gekühlt werden, um die Verweildauer des Stahlblechs im Hochtemperaturofen abzukürzen und somit eine Vergröberung der aus AlN bestehenden Ausscheidung zu verhindern. Außerdem soll bei hohem Siliciumgehalt, beispielsweise 3,2 bis 4,0 %, die Verweildauer des Stahlblechs im Ofen verkürzt werden, um eine Vergröberung der Kristallkörner an der Oberfläche des geglühten Blechs zu verhindern. In diesem Fall wird die Temperatur rasch in kurzer Zeit auf eine Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C erniedrigt, beispielsweise innerhalb von 10 bis höchstens 60 Sekunden. Es ist dann jedoch erforderlich, das Stahlblech für eine Dauer von 10 bis 450 Sekunden auf der Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C zu halten, um die angegebene bestimmte Verweildauer zu erreichen und damit eine ausreichende. Menge an Ausscheidung zu bilden. Das Abschrecken von der Zwischentemperatür von'900 bis 980⁰C wird nachstehend als Sekundärkühlung bezeichnet.

Die Erfindung wird nun anhand der Zeichnungen weiter erläutert. Es zeigen:

Figur 1 zwei graphische Darstellungen, die die Zersetzung von Si-JSI. und die Ausscheidung von AlN

während der Temperaturerhöhung eines Stahlblechs mit einem Gehalt von 2,95 % Si und 0,028 % säurelösliches Al darstellen;

Figur 2 zwei Heizzyklen, des Ausscheidungsglühens und die damit erhaltenen Kernverlustwerte; und

Figuren 3A die Heizzyklen des Ausscheidungsglühens ge- und 3B _{mäß Beispiel} _u

In dem Heizzyklus des Ausscheidungsglühens gemäß Figur 2, rechte graphische Darstellung,beträgt die Temperatur T₁ 1150⁰C. In dieser Darstellung bezeichnet T₁ die Haltetempe-

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ratur und T die Temperatur am Beginn der Sekundärkühlung Die Abhängigkeit des Kernverlustes W₁₇Z₅₀ von der Temperatur T ist ebenfalls angegeben (unterer Teil der rechten Graphik von Figur 2) wobei die Kurven für Siliciumstähle mit einem Gehalt von 0,022 % bzw. 0,032 % säurelösliches Aluminium gelten, die dem Ausscheidungsglühen unterzogen werden. Aus der Kurve geht hervor, daß der Kernverlust W..-/-Q am niedrigsten bei einer Temperatur T_ von etwa 925⁰C ist. Außerdem ist der Kernverlust noch verhältnismäßig niedrig bei einer Temperatur T_ im Bereich von 900 bis 980⁰C.

Der Heizzyklus beim herkömmlichen Ausscheidungsglühen und der dabei erhaltene Wattverlust der Bleche wird in der

linken graphischen Darstellung von Figur 2 gezeigt. 15

Die Siliciumstähle, mit denen das herkömmliche Ausscheidungsglühen bzw. das Ausscheidungsglühen gemäß vorliegender Erfindung durchgeführt wurden, enthalten 2>95 % Si, 0,055 % C,- 0,075 % Mn, 0,025 % S, 0,0075 % N und entweder 0,022 % ^υ oder 0,032 % säurelösliches Al, Rest Eisen.

Erfindungsgemäß kann das Ausscheidungsglühen in jeder beliebigen Gasatmosphäre durchgeführt werden, solange keine starke Entkohlung des geglühten Blechs erfolgt. Die Sekundärkühlung wird als erzwungene Kühlung beispielsweise mit Wasser durchgeführt.

In einer Ausführungsform der Erfindung wird die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung bis zur Haltetemperatur ge-

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steuert, wodurch die Möglichkeit einer Änderung der Größe der Ausscheidungen verringert wird. Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltetemperatur wird aus folgenden Gründen innerhalb des Bereichs von 2 bis 10°C/sec. gehalten. Die Größe der in

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Siliciumstählen ausgeschiedenen AIN-Teilchen erhöht sich bei hoher Temperatur des Ausscheidungsglühens und wird bei

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^ einer hohen Temperatur des Ausscheidungsglühens ferner erhöht, wenn der Aluminiumgehalt des Siliciumstahls hoch ist. Es wurde nun festgestellt, daß unter den Faktoren, die eine Änderung des Teilchendurchmessers der Ausscheidungen ver-Ursachen, nämlich der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der Haltetemperatur und der Haltedauer, die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung der bestimmende Paktor ist. Die Größe der AlN-Teilchen, die in Siliciumstählen während der Temperaturerhöhungsstufe der Ausscheidungsglühung ausgeschieden werden (nachstehend einfach als die Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen bezeichnet) steigt stark an, wenn die Temperatur auf höhere Werte als 800⁰C angehoben wird. Deshalb ist die Steuerung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung zwischen 800⁰C und der Haltetemperatur notwen-

^ dig, um damit die Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen so stark wie möglich zu.vermindern.

Im Rahmen der Erfindung wurde auch festgestellt, daß langsames Erhitzen des Stahlblechs innerhalb des erwähnten Temperaturbereichs nicht zu einer nennenswerten Änderung der Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen führt. Deren Größe ist nicht einmal dann nennenswert verändert, wenn der Aluminiumgehalt des Blechs hoch ist. Rasches Erhitzen des Stahlblechs in dem besagten Temperaturbereich führt andererseits zu einer Änderung der Größe der abgeschiedenen AlN-Teilchen oder zu ihrer Vergröberung, wobei diese Änderung oder Vergröberung bei hohem Aluminiumgehalt des Bleches verstärkt ist.

In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung beträgt die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltetemperatur 4 bis 7°C/sec, die Haltetemperatur (Temperatur T₁) liegt bei 1120 bis 1170⁰C, die Haltezeit beträgt höchstens 30 Sekunden, die Verweil-

dauer beträgt 60 bis 250 Sekunden und die Temperatur am Beginn des Abschreckens (Temperatur T) beträgt 920 bis 950⁰C.

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In dem in Figur 1 dargestellten Versuch wurden Abschnitte eines heißgewalzten Siliciumstahlbandes mit einem Gehalt von 2,95 % Si und 0,028 % Al mit einer Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 5°C/sec auf eine Haltetemperatur von 1150⁰C-erhitzt. Der Stickstoff, der sich mit- dem Aluminium zu AlN verbindet, und das Si₃N₄ werden vor der Durchführung der Ausscheidungsglühung und nach dem Erhitzen des Stahlbandes auf eine Temperatur von 700⁰C, 800⁰C, 900⁰C, 1100⁰C und 1150⁰C quantitativ analysiert. Die Tatsache, daß der Si₃N -Gehalt mit dem Temperatüranstieg abnimmt, zeigt an, daß sich das Si₃N₄ in dem warmgewalzten Siliciumstahlband im Verlauf der Temperaturerhöhung zersetzt. Die Tatsache, daß der Anteil des Stickstoffs, der mit Aluminium zu AlN verbunden ist, mit der Erhöhung der Temperatur ansteigt, zeigt, daß AlN-Teilchen in dem heißgewalzten Siliciumstahlband während der Temperaturerhöhung ausgeschieden werden. Der scharfe Anstieg' im Stickstoffgehalt, der mit Aluminium zu AlN verbunden ist, bei einer Temperatur von 800⁰C oder höher zeigt, daß 800⁰C die Untergrenze der Temperatur darstellt, bei der eine starke Ausscheidung von AlN auftritt. Figur 1 zeigt auch, daß das im warmgewalzten Siliciumstahlband ausgeschiedene Si₃N₄ unter Entstehung von freiem Stickstoff zersetzt wird, welcher sich seinerseits mit Aluminium zu AlN verbindet. Schließlich zeigt Figur 1 das Ergebnis der Messung der Durchschnittsgröße des ausgeschiedenen AlN, das nach der sogenannten Kohlenstoff-RepÜka-Methode extrahiert und danach unter einem Elektronenmikroskop geprüft wurde. Da die starke Ausscheidung von AlN zu einem Anstieg von Menge und Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen führt, soll die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 800⁰C bis zur Haltetemperatur so gering sein, daß die günstigste Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen realisiert wird. Zusätzlich zur Beachtung der Größe der ausgeschiedenen AlN-Teilchen soll auch folgende Überlegung bei der Bestimmung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung im Bereich von 2 bis 10°C/sec in Rechnung gestellt werden. Wenn die Geschwindigkeit der Tem -

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peraturerhöhung niedriger als 2°C/sec ist, dann wird die Verweildauer des Stahlblechs in dem Hochtemperaturbereich des Ofens so verlängert, daß die Metallstruktur an der Oberfläche des geglühten Blechs infolge des Kornwachstums nachteilig verändert wird. Wenn andererseits die Geschwindigkeit· der Temperaturerhöhung größer als 10°C/sec ist, dann können die Komponenten des Siliciumstahls einen Einfluß auf die günstigsten Ausscheidungsglühbedingungen ausüben und dabei die Möglichkeit einer unstabilen sekundären Rekristallisation erhöhen.

Die langsame Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, d.h. eine Geschwindigkeit im Bereich von 2 bis 10°C/sec, im Temperaturbereich von 800⁰C bis zur Haltetemperatur gemäß vorliegender Erfindung soll insbesondere dann benutzt werden, wenn der Aluminiumgehalt hoch ist, beispielsweise im Bereich von 0,021 bis 0,050 %. Bei hohem Aluminiumgehalt soll also mit anderen Worten ein langsames Aufheizen des Stahlblechs vorgenommen werden, um mit Vorsicht die besten Bedingungen für eine feine Ausscheidung von AlN zu erreichen. Wenn andererseits der Aluminiumgehalt niedrig ist, z.B. im Bereich von 0,010 bis 0,020, kann eine derart vorsichtige Durchführung nicht erforderlich sein. Rasches Erhitzen des Stahlblechs kann dann bei der Ausscheidungsglühung vorgenommen werden.

In einer Ausführungsform der Erfindung, bei der das Stahlblech rasch erhitzt wird, wird die Temperatur für eine Dauer von 20 bis 200 S-ekunden im Bereich von 750 bis 1000⁰C gehalten und dann auf die Haltetemperatur von 1080 bis 1200⁰C erhöht. Das Halten der Temperatur im Bereich von 750 bis TOOO⁰C bewirkt eine besonders günstige Ausscheidung des AlN während der Temperaturerhöhung bis zur Haltetemperatur. Die Ausscheidung von AlN geschieht in günstiger Weise bei der untersten Zwischentemperatur von 750⁰C in Abhängigkeit von der Haltedauer bei dieser Temperatur. Wenn die Temperatur

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andererseits höher ist als 100O⁰C/dann ergibt ein Halten bei dieser Temperatur eine Verschlechterung der Metallstruktur des geglühten Stahlblechs. Die Haltedauer bei einer Temperatur von 750 bis 1000⁰C wird deshalb in Abhängigkeit von der jeweiligen Temperatur eingestellt. Eine Haltedauer von weniger als 20 Sekunden ist unzureichend für eine befriedigende Ausscheidung des AlN, auch wenn die gewählte Temperatur hoch ist. Befriedigende Ausscheidung von AlN kann bei einer Haltedauer von 200 Sekunden auch dann 10' erreicht werden, wenn die Temperatur niedrig ist. Eine Haltedauer von mehr als 200 Sekunden ist für eine wirksame AlN-Ausscheidung nicht ratsam.

Zur Entstehung einer Goss-Textur muß der Siliciumstahl folgende Komponenten in den nachstehenden Mengen enthalten. Der Siliciumgehalt des Siliciumstahls reicht von 2,5 bis 4,0 %. Bei. einem Siliciumgehalt über 4,0 % ergeben sich beim Kaltwalzen des Siliciumstahls Schwierigkeiten. Andererseits ist bei einem Siliciumgehalt unter 2,5 % der spezifisehe Widerstand des Siliciumstahls zu gering für die gewünschten guten Kernverlustwerte.

Siliciumstähle enthalten wie jeder Stahl Kohlenstoff. Ein möglichst geringer Kohlenstoffgehalt wird jedoch bewußt eingestellt, wobei der Siliciumgehalt in Rechnung gestellt wird, so daß der Silicumstahl eine teilweise Umwandlung in die Gamma-Phase erleidet. Wenn der Kohlenstoffgehalt über 0,085 % liegt, kann nicht nur kein Endprodukt mit hoher magnetischer Flußdichte erreicht werden. Der Siliciumstahl kann auch nicht befriedigend durch Entkohlungsgluhen entkohlt werden.

Aluminium ist ein sehr wichtiges Element, das zur Erhöhung der magnetischen Flußdichte des Endprodukts beiträgt. Ein Aluminiumgehalt von 0,010 bis 0,050 % ist ausreichend für die Stabilisierung der sekundären Rekristallisation und da-

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— Ιοί mit für die Herstellung eines Endprodukts mit hoher magnetischer Flußdichte.

Mangan ist ein notwendiges Element für die Bildung von MnS. Der geeignete Mangangehalt reicht von 0,03 bis 0,15 %.

Wenn der Schwefelgehalt über 0,050 % liegt, ist die Entschwefelung des Siliciumstahls während der Reinigungsglühung unzureichend, um ein Endprodukt mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften zu erhalten. Bei einem Schwefelgehait unter 0,010 % ist andererseits die Menge an MnS zu gering.

Siliciumstähle, die für die Behandlung nach dem Verfahren der Erfindung in Frage kommen, können zusätzlich mindestens eines der Elemente enthalten, deren Fähigkeit, entweder in Form- des Elementes als Inhibitor zu wirken oder Verbindungen zu bilden, die sich als Inhibitoren verhalten, bekannt ist. Solche Elemente sind Kupfer (Cu), Antimon (Sb), Zinn (Sn), Chrom (Cr), Nickel (Ni), Molybdän (Mo)-und Vanadium (V). Der Gehalt an diesen Elementen ist vorzugsweise gering und soll eine Gesamtmenge von 0,3 % im Fall von Kupfer, Zinn, Chrom, Nickel, Molybdän und Vanadium nicht übersteigen. Wenn der Gehalt über 0,3 % liegt, verschlechtern sich die magnetischen Eigenschaften des Endprodukts und die Wirksamkeit der Bearbeitung der Siliciumstähle ist beim Warmwalzen, Entzundern und Entkohlungsglühen vermindert, da Kupfer und ähnliche Elemente Siliciumstähle in der Warmwalzstufe weniger bearbeitbar machen, der Zunder auf dem geglühtem Blech weniger leicht entfernbar ist und der Kohlenstoff im Siliciumstahl weniger leicht zu entkohlen ist. Im Fall von Antimon macht ein Gehalt über 0,1 % den Kohlenstoffgehalt des Siliciumstahls weniger leicht entkohlbar.

Siliciumstähle, die die genannten Elemente enthalten, werden nach bekannten Stahlherstellungs- oder -schmelz- und gießverfahren hergestellt. Ein Verfahren, das erfindungsgemäß

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angewendet werden kann, besteht aus Warmwalzen eines Blocks oder einer Bramme aus einem Siliciumstahl der angegebenen Zusammensetzung in üblicher Weise, wobei ein warmgewalztes Blech oder Band erhalten wird. Das Verfahren umfaßt ferner ein Kaltwalzen des Blocks oder der Bramme. Das Kaltwalzen wird in einer oder zwei Stufen durchgeführt.. Die abschließende Kaltwalzstufe, d.h. das unmittelbar nach dem Ausscheidungsglühen durchgeführte Kaltwalzen, muß ein Kaltwalzen mit starker Dickenverminderung von 81 bis 95 % sein. Das Kaltwalzen kann ein herkömmliches Kaltwalzen sein, d.h.

ein Kaltwalzen, bei dem das Stahlband nicht absichtlich erwärmt wird. In einer vorteilhaften Ausführungsform wird jedoch das Stahlband in jedem Kaltwalzstich erwärmt, so daß eine Temperatur von etwa 100 bis 300⁰C zwischen jedem Kaltwalzstand erreicht wird. Wenn das Kaltwalzen in zwei Stufen durchgeführt wird, beträgt die Dickenverminderung in der ersten Kaltwalzstufe höchstens 30 % und in der zweiten Kaizwalzstufe 81 bis 95 %.

Das kaltgewalzte Stahlband mit der Enddicke wird dann in bekannter Weise entkohlend geglüht, um den Kohlenstoff zu entfernen und eine primäre Rekristallisationsstruktur zu entwickeln. Dann wird ein Glühseparator, der hauptsächlich aus MgO besteht, auf die Oberfläche des kaltgewalzten Stahlbandes aufgebracht und das Schlußglühen durchgeführt. Dabei entwickeln sich die sekundären Rekristallisationskörner mit (110) <001> -Orientierung und gleichzeitig findet eine Reinigung des kaltgewalzten Stahlbandes statt. Das Schlußglühen kann beispielsweise mindestens 5 Stunden bei einer Temperatur von 1200⁰C durchgeführt werden. Die Einstellung der Atmosphäre beim Schlußglühen ist nicht besonders kritisch; bevorzugt ist jedoch ein reduzierendes Gas.

Die Beispiele erläutern die Erfindung, 35

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- 18 Beispieli

Eine Siliciumstahlbramme A mit einem Gehalt von 2,93 % Si, 0,052 % C, 0,074 % Mn, 0,024 % S, 0,030 % säurelösliches
5' Al und 0,073 % N und eine Siliciumstahlbramme B mit praktisch der gleichen Zusammensetzung wie die Siliciumstahlbramme A mit der Änderung daß der Gehalt an säurelöslichem Al 0,022 % beträgt, werden auf 135O⁰C erhitzt, 1 Stunde
auf dieser Temperatur gehalten und danach zu 2,3 mm dicken warmgewalzten Bändern warmgewalzt. Die warmgewalzten Bänder werden unter den in nachstehender Tabelle I angegebenen Bedingungen ausscheidungsgeglüht, danach entzundert und anschließend auf eine Dicke von 0,30 mm kaltgewalzt. Während die warmgewalzten und dann ausscheidungsgeglühten Bänder

kaltgewalzt werden, werden sie gleichzeitig einer Wärmebehandlung 5 Minuten bei 200⁹C unterzogen, bei der die Bänder zwischen jedem Kaltwalzstand erwärmt werden. Die kaltgewalzten Stahlbänder werden 2 Stunden bei -85O⁰C in einer
eingestellten Atmosphäre aus 75 % H₂ und 25 % N mit einem Taupunkt von -6O⁰C entkohlend geglüht. Nach dem Aufbringen eines Glühseparators aus MgO und 5 % TiO₂ auf die entkohlten Stahlbänder werden diese 20 Stunden bei 1200⁰C schlußgeglüht. .

Das "herkömmliche Verfahren" in Tabelle I. ist ein übliches Ausscheidungsglühen, bei dem das Blech 2 Minuten auf einer Temperatur von 1120⁰C gehalten wird, die Geschwindigkeit
der Temperaturerhöhung zur Haltetemperatur 12°C/sec beträgt und das Abkühlen von der Haltetemperatur durch Abschrecken erfolgt. Dieses Heizschema des Ausscheidungsglühens ist
als Diagramm im linken Teil von Figur 3 dargestellt.

Das mit "Erfindung" bezeichnete Verfahren in Tabelle I
zeigt das Ausscheidungsglühen gemäß vorliegender Erfindung, bei der das Blech 5 Sekunden auf einer Temperatur von

1150⁰C gehalten wird, die Geschwindigkeit der Temperatur-

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^r -I₉-- "'"'■""' ""*"""■ 322Ό255"¹

erhöhung von 800⁰C bis 1150⁰C (Temperatur T) 8°C/sec beträgt, die Zeitdauer für das Abkühlen von 1150⁰C bis 950⁰C (Primärkühlung) 200 Sekunden beträgt und das Abkühlen von 950⁰C auf Raumtemperatur (Sekundärkühlung) durch Abschrecken erfolgt. Der Verlauf des Ausscheidungsglühens gemäß Erfindung ist schematisch in Figur 3 (B) dargestellt.

Die B -Werte und die W₁₇/^--Werte der Endprodukte sind in

Tabelle I zusammengefaßt.
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	A B	Tabelle	I	^B8	Erfindung
			1, 1>	»TW /W/kcr 17/50
	Herkömmliches	Verfahren		94 1,00 93 1,03
	B₀, T W₁	τ/ΓΛί W/kg //OU
Si-Stahlbramme Si-Stahlbramme	1,93 1 ,89	1,04 1 ,15

Beispiel 2

Es wird ein Siliciumstahl mit 3,10 % Si, 0,062 % C, 0,074 % Mn, 0,023 % S, 0,025 % säurelösliches Al und 0,0075-% N, Rest im wesentlichen Eisen verarbeitet. Warmgewalzte Bänder des Siliciumstahl werden unter folgenden Bedingungen ausscheidungsgeglüht.

Bedingung A

Ein warmgewalztes Band wird, auf 117O⁰C erwärmt, wobei die Temperatur von 800⁰C auf 1170⁰C mit einer Geschwindigkeit, von 5°C/sec erhöht wird. Das Kühlen wird nach Beendigung der Temperaturerhöhung durchgeführt. Die Primärkühlung von 1170⁰C bis 930⁰C wird in 200 Sekunden durchgeführt und die Sekundärkühlung von 930⁰C ab erfolgt unter Verwendung von heißem Wasser von 100⁰C.

L J

Bedingung B

Ein warmgewalztes Band wird in gleicher Weise ausscheidungsgeglüht wie in Bedingung A. Die Primärkühlung wird jedoch in 15 Sekunden ausgeführt. Eine Verweildauer von 195 Sekunden wird dadurch erreicht, daß das Blech bei 93O⁰C gehalten bzw. das Kühlen unterbrochen wird (Zwischentemperatur) und zwar für 180 Sekunden.

Bedingung C (Vergleich)

Ein warmgewalztes Band wird gemäß Bedingung A ausscheidungsgeglüht, wobei jedoch für die Primärkühlung nur 15 Sekunden aufgewendet werden. Die Verweildauer beträgt deshalb nur 15 Sekunden.

Die ausscheidungsgeglühten, warmgewalzten·Bänder werden entzundert und zu 0,3 mm dicken kaltgewalzten Bändern kaltgewalzt. Während des Kaltwalzens der warmgewalzten und ausscheidungsgeglühten Bänder werden diese gleichzeitig zwischen jedem Kaltwalzstand erwärmt. Dadurch wird erreicht,

daß die Bänder mit vorgegebener Dicke 5 Minuten auf eine Temperatur von 200⁰C gelangen. Die kaltgewalzten Bänder werden dann entkohlend geglüht und schlußgeglüht. Die B_o-Werte

und die W₁-/-..-Werte der Endprodukte sind in Tabelle II zusammengefaßt.
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Tabelle II

Bedingungen des Ausscheidungsglühens ■ A B ■ C

B₈, T 1,94 1,94 1,91

W_17/50, W/kg 0,98 0,97 1,09

Die Bg- und W₁-<₅_-Werte der Endprodukte bei Durchführung der Ausscheidungsglühung nach Bedingung A sind praktisch

gleich denjenigen bei Durchführung der Ausscheidungsglühung nach Bedingung B. Dagegen sind beide Werte im Fall der Be-

dingung C schlechter als bei Anwendung der Bedingungen A und B.

Beispiel 3

Ein Siliciumstahl mit einem Gehalt von- 3,20 % Si, 0,Q55 % C, 0,093 % Mn, 0,21 % Ni, 0,08 % Cu, 0,026 % säurelösliches Al und 0,0078 % N, Rest im wesentlichen Eisen, wird zu einem 2,3 mm dicken warmgewalzten Siliciumstahlband warmgewalzt. Danach wird das Band mit einer Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 8°C/sec auf 1120⁰C erwärmt. Die Temperatur wird 30 Sekunden bei 1120⁰C gehalten. Anschließend wird das Band in 15 Sekunden auf 95O⁰C abgekühlt (Primärkühlung). Die Temperatur wird dann 180 Sekunden bei 950⁰C gehalten. Schließlich wird eine Wasserkühlung von 950⁰C ab durchgeführt (Sekundärkühlung). Das warmgewalzte, und dann ausseheidungsgeglühte Band wird entzundert und danach zur Verminderung seiner Dicke auf 0,30 mm kaltgewalzt. Während des Kaltwalzens wird das Band erwärmt,· so daß sich eine Wärmebehandlung von 5 Minuten bei 200⁰C ergibt. Das kaltgewalzte Stahlband wird sodann entkohlend geglüht und schlußgeglüht. Es werden folgende B_R- und W₁₇ /cq~ Werte des Endprodukts erhalten:
B₈: 1,94 T

^W17/50^: °'^{97 W/kg}

Das vorstehend beschriebene Verfahren wird zum Vergleich mit der Änderung wiederholt, daß die Temperatur des Stahlbands nicht auf 9'50⁰C gehalten wird'. Dies bedeutet, daß unmittelbar nach dem Abkühlen des Stahlbandes auf 950⁰C das Abschrecken mit Wasser durchgeführt wird. Bei dem Produkt, das mit dieser Verfahrensvariante erhalten wird, werden folgende (schlechteren) B_R- und W _ ,_ .-Werte erhalten:

B₀: 1,92 T
ο

W_17/50: 1,06 W/kg.

L ■ J

Beispiel 4

Ein Siliciumstahl mit einem Gehalt von 3,05 % Si, 0,056 % C, 0,075 % Mn, 0,023 % S, 0,029 % säurelösliches Al und 0,0085 % N, Rest im wesentlichen Eisen, wird warmgewalzt" und dann unter folgenden Bedingungen ausscheidungsgeglüht:

Bedingung A

Das warmgewalzte Band wird mit einer Geschwindigkeit von etwa 18°C/sec von 800⁰C auf 1150⁰C erwärmt. Sodann wird das ' Band 30 Sekunden bei 1150⁰C belassen. Anschließend erfolgt die Kühlung. Die Primärkühlung von 1150⁰C bis 900⁰C wird in 100 Sekunden durchgeführt. Unmittelbar anschließend erfolgt die Sekundärkühlung unter Verwendung von Wasser ab 900⁰C.

- ■

Bedingung B

Das warmgewalzte Band wird auf 900⁰C erwärmt. Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung - beträgt etwa 20°C/sec für den Temperaturanstieg von Raumtemperatur bis 900⁰C. Sodann wird die Temperatur 120 Sekunden bei 900⁰C belassen, danach rasch auf 1150⁰C erhöht und 100 Sekunden, bei 1150⁰C belassen. Hierauf erfolgt die Primärkühlung von 1150⁰C auf 900⁰C in 30 Sekunden. Nach einer Verweildauer von 30 Sekunden wird unmittelbar die Sekundärkühlung mit Wasser durchgeführt.

Die ausscheidungsgeglühten warmgewalzten Bänder werden entzundert und zu 0,3 mm dicken Bändern kaltgewalzt. Während des Kaltwalzens der warmgewalzten und ausscheidungsgeglühten Bänder werden diese zwischen jedem Kaltwalzstand erwärmt. Dabei wird eine Wärmebehandlung von 5 Minuten bei 25O⁰C erreicht. Danach werden die kaltgewalzten Bänder entkohlend geglüht und schlußgeglüht. Die Bg und W₁₇-₅„-Werte der Endprodukte sind' in Tabelle III zusammengefaßt.

	W/kg	- 2:	J -	A	3220255"·
	Tabelle	III	,91 ,10
	. Bedingungen des	Ausscheidungsglühens
		B
B₈, T ^W17/50'	Ί, 1,	1 ,94 0,99

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Leerseite

Claims

VOSSIUS-VOSSIUS ::TAUCHN ER -HEUNEMANN- RAUH SI E B ERTSTRASS E 4 ■ 8OOO MÜNCHEN 86 - PHONE: (O89) 47 4O75 CABLE: BENZOLPATENT MDNCHEN· TELEX 5-29 453 VOPAT D ■ ? g, UsU 1382 u.Z.: R 894 (RA/kä) Case: NSC 3477-DE NIPPON STEEL CORPORATION Tokyo, Japan 10 " Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band " Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band, wobei ein Block oder eine Bramme aus Siliciumstahl mit einem Gehalt von 2,5 bis 4,0 % Silicium, höchstens 0,085 % Kohlenstoff, 0,010 bis 0,050 % säurelösliches Aluminium, 0,03 bis 0,15 % Mangan und 0,010 bis 0,050 % Schwefel, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, nacheinander warmgewalzt, ausscheidungsgeglüht, mindestens einmal kaltgewalzt, entkohlt und schlußgeglüht wird, und wobei im letzten Kaltwalζschritt eine Dickenverminderung zur endgültigen Dicke von 81 bis 95 % bewirkt wird, dadurch gekennzeichnet, daß man das Stahlblech in der Stufe des Ausscheidungsglühens zunächst höchstens 60 Sekünden auf einer Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C hält, dann das Abkühlen von der Haltetemperatur derart durchführt, daß die Verweildauer während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C 20 Sekunden bis höchstens 500 Sekunden beträgt, und daß man schließlich das Abschrecken von der Zwischentemperatur auf Raumtemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10°C/sec. durchführt.

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2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltetemperatur in einem Bereich von 2 bis 10°C/sec. einstellt.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an säurelöslichem Aluminium im Stahl 0,021 bis 0,050 % beträgt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Temperatur im Temperaturbereich von 750 bis 1000⁰C für die Dauer von 20 bis 200 Sekunden beibehält und sie dann auf die Haltetemperatur erhöht.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an säurelöslichem Aluminium im Stahl 0,02;1 bis 0,050 % beträgt.

6. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß man unmittelbar nach dem Abkühlen von der Haltetemperatur auf die Zwischentemperatur das Abschrecken durchführt, wobei die Verweildauer während des Abkühlens (Primärkühlung) 60 bis 250 Sekunden beträgt.

7. Verfahren nach Anspruch 1,2 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen von der Haltetemperatur auf die Zwischentemperatur 10 bis höchstens 60 Sekunden dauert und daß man dann das Stahlblech 10 bis 450 Sekunden auf der Zwischentemperatur beläßt.

8. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 800⁰C auf die Haltetemperatur 4 bis 7°C/sec, die Haltetempera-' tür 1120 bis 1170⁰C, die Haltedauer höchstens 30 Sekunden, die Verweildauer 60 bis 250 Sekunden und die Temperatur am Beginn des Abschreckens 920 bis 950⁰C betragen.

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