DE3220255C2

DE3220255C2 - Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band

Info

Publication number: DE3220255C2
Application number: DE3220255A
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: 1985-08-01
Also published as: FR2506784A1; BE893356A; US4806176A; GB2101631A; JPS57198214A; JPS5948934B2; FR2506784B1; GB2101631B; DE3220255A1

Abstract

Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech mit hoher magnetischer Flußdichte und niedrigem Kernverlust. Im Verfahren der Erfindung wird das Ausscheidungsglühen des warmgewalzten Stahlblechs, das unmittelbar vor dem Kaltwalzen bei der Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech durchgeführt wird, unter besonderen Bedingungen vorgenommen. In bekannten Verfahren wird das Stahlblech zum Ausscheidungsglühen auf eine Temperatur von 750 bis 1200 ° C erwärmt und danach abgeschreckt. Im Verfahren der Erfindung wird dagegen die Kühlgeschwindigkeit bei der Primärkühlung gesteuert, d.h. von einer Haltetemperatur T ↓1 von 1080 bis 1200 ° C herab bis zu einer Zwischentemperatur T ↓2 von 900 bis 980 ° C. Ferner wird die Verweildauer während der Primärkühlung gesteuert, so daß hervorragende magnetische Eigenschaften unabhängig von unvermeidlichen Änderungen im Al- und Si-Gehalt des Stahlblechs erhalten werden können. Im Verfahren der Erfindung wird außerdem eine Steuerung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung zwischen 800 ° C und der Haltetemperatur vorgeschlagen, um eine Ausscheidung von AlN-Teilchen mit besonders günstiger Größe zu erhalten.

Description

Gegenstand der Erfindung is* ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band mit hoher magnetischer Fidßdichte.

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 Ummagnetisierungsverlust (Wauverlix.:) beinhalten. Die Erregungseigenschaften werden gewöhnlich in Form des B₈-Werts in Tesla (T) ausgedrückt d. h. als die magnetische Flußdichte bei einer Magnetisierung von 800 A/m. Der Ummagnelisicrungsvcrlust wird üblicherweise als P1.7-Wert in W/kg ausgedrückt, d. h. als »Wattver'yst« pro kg Elcktrostahlblcch bei einer magnetischen l'luU-dichtc 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) [O01]-Orientierung erhalten werden, wobei üblicherweise die Erscheinung der sekundären Rekristallisation ausgenützt wird. Die Bezeichnung »(110) [001]-Orientierung« bedeutet, daß die (llO)-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 ein möglichst hoher

Ausrichtungsgrad 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 gleichmäßi-

gen und stabilen sekundären Rekristallisation und damit eines hohen Orientierungsgrades ist die Gegenwart von Ausscheidungen im Stahlband, die die richtige Größe aufweisen, 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 10 mn bis 100 nm auf und sind sehr feine Teilchen. Um die Entstehung dieser feinen Ausscheidungen im Stahlblech in gleichmäßig dispergiertcm Zustand zu erreichen, muß jede Stufe bei der Herstellung cities kornoricnlici fen Elcktrostahlblechs 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.

h5 In der DE-AS 19 20 968 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 ArI des Ausscheidungsglühens wird das Glühen 30 Sekunden bis 30 Minuten in Abhängigkeit vom Siliciumgehah bei einer Temperatur im Bereich von 750 bis 1200°C durchgeführt. Danach wird das Stahlblech von einer Tempera-

|f tür im Bereich von 750 bis 950⁰C, die vom Kohlenstoff- und Siliciumgehalt abhängt, abgeschreckt Im Fall von

|| Siliciumstählen, bei denen die in der DE-AS 19 20 968 vorgeschlagene Art des Ausscheidungsglühens angewen-

Ip det wird, werden AIN und MnS ausgeschieden, wobei das MnS hauptsächlich in der Warmwalzstufe ausgeschie-

g| den wird. Da durch das Ausscheidungsglühen die Größe und Menge des ausgeschiedenen AlN und MnS

W, bestimmt wird, hat diese Verfahrensstufe zusätzlich auch einen großen Einfluß auf die magnetischen Eigenschaf-

£<;■' ten des Endprodukts.

U Ähnliche Temperatur-Zeitprofile für das Ausscheidungsglühen sind auch in den DE-ASen 25 44 623,24 35 4!3

EJ| und 24 29 237 beschrieben. Gemäß DE-AS 25 44 623 liegt die Haltetemperatur im Bereich zwischen 1050 und

|j 1150"C mit einer Haltezcit zwischen 5 und 30 see und einer Verweildauer von 30 bis 200 see bei einer Zwischen-

Pi temperatur von maximal 850⁰C Aus den DE-ASen 24 35 413 und 24 29 237 sind Zwischentemperaturen von 900

% bis 950⁰C und Haltezeiten von 10 bis 60 see bekannt

g! Um eine Goss-Textur mit hoher Orientierung zu erreichen, ist es wichtig, die Größe der Ausscheidungen,

% insbesondere der aus AIN bestehenden, auf einem Wert zu halten, der unter einem bestimmten kritischen Wert

W liegt Ausscheidungen, die über den bestimmten kritischen Wert vergröbert sind, können nicht als Inhibitoren

f- wirken. Der Teilchendurchmesser der Inhibitoren hängt von der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der

κ· Haltetemperatur und der Haltedauer beim Ausscheidungsglühen ab und wird stark von den Bestandteilen des

fß Siliciumstahls, insbesondere dem Aluminiumgehalt beeinflußt Der Aluminiumgehalt von technisch hergestellten

fj Siliciumstählen läßt sich aber nicht derart steuern, daß stets ein ganz bestimmter Wert voriiegt, sondern er

ρ variiert in einem bestimmten Bereich, der im Hinblick auf die Anforderungen an die magnetischen Eigenschaften

ig tolerierbar ist Die Durchführung des Ausscheidungsglühens unter Irbetrachtziehen des veränderlichen Alumi-

^ niumgehalts ist zwar wünschenswert aber unrealistisch. Die Bedingungen, unter denen das Ausv Jieidungsglühen

;: durchgerührt wird, werden deshalb im Hinblick auf einen durchschnittlichen Aiuminiumgehait tef-gelegt Dies

;|- hat zur Folge, daß die magnetischen Eigenschaften des Endprodukts, dessen Aluminiumgehalt vom durchschnitt-

f'\ liehen Aluminiumgehalt abweicht nicht exzellent sind, sondern um einen Durchschnittswert schwanken.

^; _; Der Gehalt an Silicium, das einer der Grundbestandteile eines kornorientierten Elektrostahlblechs ist, übt

J>; einen großen Einfluß nicht nur auf die Metallstruktur des Silicium«: ;ahls, sondern auch auf das Ausscheidungsver-

ψ. halten von AIN aus. Die unvermeidliche Schwankung des Siliciumgehalts macht es deshalb ebenfalls unmöglich,

^; ein Endprodukt mit den bestmöglichen magnetischen Eigenschaften zu erhalten.

f ■: Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahl-

L· blech oder -band bereitzustellen, bei dem die Ausscheidung der Inhibitoren unter solchen Bedingungen durchge-

^: führt wird, bei denen der Einfluß der Grundkomponenten des Siliciumstahls auf die Ausscheidung so gering wie

y; möglich ist und infolgedessen ein Elektrostahlblech mi! 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 Einfiuß der Komponenten des Siliciumstahls, insbesondere des Aluminium- und Siliciumgehalts auf die günstig- :■■ sten Glühbedingungen zu vermindern.

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. 0,021 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, wobei das Stahlblech in der Stufe des Ausscheidungsglühens zunächst höchstens 60 Sekunden auf einer Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C gehalten, dann das Abkühlen von der Haltetemperatur derart durchgeführt, daß die Verweildauer während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur von 900 his 980⁰C 20 Sekunden bis höchstens 500 Sekunden beträgt, und schließlich das Abschrecken von der Zwischentemperatur auf Raumtemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s durchgeführt wird, und wobei im letzten Kaltwalzschritt eine Dickenverminderung zur endgültigen Dicke von 81 bis 95% bewirkt wird, das dadurch gekennzeichnet ist. daß man die Temperatur des warmgewalzten Bandes von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltctemperatur mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 2 bis 10 K/s erhöht.

Die Verweildauer sei als Zeit zwischen Beendigung des Glühens bei Haltetemperatur und dem Beginn des Abschreckens, also einschließlich einer eventuellen Haltezeit auf Zwischentemperatur, definiert.

Erfindungsgemäü wird durch Steuerung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung bis zur Haltetemperatur die Möglichkeit einer Änderung der Größe der Ausscheidungen verringert. Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltetemperatur wird aus folgenden Gründen innerhalb des Bereichs von 2 bis 10 K/s gehalten. Die Größe der in Siliciumsiahlen ausgeschiedenen A?N-Teilchen erhöht sich bei hoher Temperatur des Ausscheidungsglühens und wird bei einer hohen Temperatur des Ausscheidungsglühens ferner erhöht, wenn der Aluminiurngehalt des Siliciumstahls hoch ist. Es wurde nun festgestellt, daß unter den Faktoren, d\z eine Änderung des Teilchendurchmessers der Ausscheidungen verursachen, nämlich der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der Haltetemperatur und der Haltedauer, die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung der bestimmende Faktor ist, Die Größe der AIN-Teilchen, die in Siliciumstählen während der Temperaturerhöhungsstufe der Ausscheidungsglühung ausgeschieden werden (nachstehend einfach als die Größe der ausgeschiedenen AIN-Teilchen bezeichnet) steigt stark an, wenn die Temperatur auf höhere Werte als 800°C angehoben wird. Deshalb ist die Steuerung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung zwischen 800°C und der Haltetemperatur notwendig, um damit die Größe der ausgeschiedenen AIN-Teüchcn 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 AIN-

Teilchen führt. Deren Größe ist nicht einmal dann nennenswert verändert, wenn der Aiurniniumgchalt des Blechs hoch ist. Rasches Erhitzen des Stahlblechs in dem besagten Temperaturbereich führt andererseits zu einer Änderung der Größe der abgeschiedenen AIN-Teilchen oder zu ihrer Vergröberung, wobei üiesc Änderung oder Vergröberung bei hohem Aluminiumgehalt des Bleches verstärkt ist.

Im Verfahren der Erfindung wird eine Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C höchstens b0 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 der Zwischentemperatur mit

!0 einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s 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 GröUe der Ausscheidungen häufig unterschiedlich oder sie sind grobkörnig. Eine Haltetemperauir über 1200°C ist außerdem im Hinblick auf das Gefüge des geglühten Blechs nicht ratsam.

Die Haltezeit von höchstens 60 Sekunden (einschließlich 0 Sekunden) ist im Hinblick auf die Größe der Ausscheidungen und das Gefüge festgelegt. Ein bestimmter Wert der Haltezeit, der kleiner ist als b0 Sekunden, wird in Abhängigkeit von der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung, der Haltetemperatur, der Geschwindigkeit des Abkühiens und dem Siiiciumgehait festgelegt. Wenn der Siiiciumgehalt über J¹Vb liegt, soll die Haltezeit kurz sein und kann gelegentlich sogar 0 Sekunden betragen, da ein hoher Siiiciumgehalt die Kornvergröberung an der Oberfläche des geglühten Bleches fördert. Das Blech wird in diesem Fall auf die »Haltctempcratur« erhitzt und gleich wieder abgekühlt.

Nachstehend wird nun das Abkühlen des Stahls von der Haltetemperatur auf eine Zwischentemperatur im Bereich von 900 bis 98O⁰C, das als «Primärkühlen« bezeichnet wird, näher erläutert. Die Verweildauer, d. h. die Zeildauer von der Beendigung des Glühens bei der Haitetemperaiur bis unmittelbar vor Beginn des Abschrekkens 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 98O⁰C gehalten wird, ist die Haltezeit bei dieser Temperatur ein Teil der vorstehend definiert Verweildauer. Eine Verweildauer von 20 bis 500 Sekunden in der Primärkühlung bei genau festgelegten Temperaturbereichen ist in der Lage, unabhängig

von einer Ändk "ung der Zusammensetzung des Siliciumstahl die sekundäre Rekristallisation durch Steuerung der während der Primärkühlung entstandenen Ausscheidungsmenge zu stabilisieren. Je länger 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 Zusammenset-

dann nicht erhalten werden.

In der Primärkühlung kann jede Kühlgeschwindigkeit und jedes Kühlschema angewendet werden, falls die vorstehend genannte Verweildauer eingehalten wird. Die Kühlgeschwindigkeit kanin 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 980° C zu halten.
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 AIN bestehenden Ausscheidung zu verhindern. Außerdem soll bei hohem Siiiciumgehalt, beispielsweise 3,2 bis 4,0%, die Verweildauer des Stahlblechs im Ofen verkürzt werden, um eine Vergröberung der Kristallkörncr an der Oberfläche des geglühten Blechs zu verhindern. In diesem Fall wird die Temperatur rasch in kurzer Zeit auf eine Zwischentemperatur von 900 bis 98O⁰C erniedrigt, beispielsweise innerhalb von 10 bis höchstens 60 Sekunden. Es ist H-vnn jedoch erforderlich, das Stahlblech für eine Dauer von 10 bis 450 Sekunden auf der Zwischentemperatur von 900 bis 980°C zu halten, um die angegebene bestimmte Verweildauer zu erreichen und damit eine ausreichende Menge an Ausscheidung zu bilden. Das Abschrecken von der Zwischentemperatur von 900 bis 980⁰C wird nachstehend als Sekundärkühlung bezeichnet.

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

F i g. 1 zwei graphische Darstellungen, die die Zersetzung von S13N4 und die Ausscheidung von AIN während der Temperaturerhöhung eines Stahlblechs mit einem Gehalt von 2,95% Si und 0,028% säurelösliches AI darstellen;

F i g. 2 zwei Heizzyklen des Ausscheidungsglühens und die damit erhaltenen Ummagnetisierungs-Verlustwer-

F i g. 3A und 3B die Heizzyklen des Ausscheidungsglühens gemäß Beispiel 1.

In dem Heizzyklus des Ausscheidungsglühens gemäß Fig.2, rechte graphische Darstellung, beträgt die Temperatur Ti 1150⁰Q In dieser Darstellung bezeichnet T\ die Haltetemperatur und Ti die Temperatur am Beginn der Sekundärkühlung (Zwischentemperat). Die Abhängigkeit des Ummagnetisierungsverlustes P1.7 von der Temperatur T2 ist ebenfalls angegeben (unterer Teil der rechten Graphik von F i g. 2) wobei die Kurven für Siliciumstähle mit einem Gehalt von 0,022% bzw. 0,032% säurelösliches Aluminium g;elten, die dem Ausscheidungsglühen unterzogen werden. Aus der Kurve geht hervor, daß der Ummagnetisierungsverlust P bei einer Temperatur T2 im Bereich von 900 bis 980⁰C verhältnismäßig niedrig ist. Am niedrigsten ist er bei einer

Temperatur Ti von etwa 925°C.

Der Heizzyklus beim herkömmlichen Ausscheidungsglühen und der dabei erhaltene Wattverlust der Bleche wird in der linken graphischen Darstellung von F i g. 2 gezeigt.

Die Silicium'-tähle, 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% oder 0,032% säurelösliches Al, Rest Eisen.

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

In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung beträgt die Geschwindigkeit der Temperatui erhöhung von einer Temperatur von 800⁰C bis zur Haltetemperatur4 bis 7 K/s, die Haltetemperatur (Temperatur Ti) liegt bei 1120 bis 1170⁰C, die Haltczeit beträgt höchstens 30 Sekunden, die Verweildauer beträgt 60 bis 250 Sekunden und die Temperatur am Beginn des Abschreckens (Temperatur Tj) beträgt 920 bis 950⁰C.

In dem in F i g. 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 K/s auf eine Haltetemperatur von I15O°C erhitzt. Der Stickstoff, der sich mit dem Aluminium zu AlN verbindet, und das Si]N4 werden vor der Durchführung der Ausscheidungsglühung und nach dem Erhitzen des Stahlbandes auf eine Temperatur von 70O⁰C, 800⁰C, 900°C, 1100°C und 1150⁰C quantitativ analysiert. Die Tatsache, daß der 5*i >\j *-fjf*halt rnit rlprn Tprnnpratiiranctipcj ahnimmt 7ρΐσ1 an HaR Qirh HaQ ^i,M, in Hf»m warmof»waJ7tpn ^iIiciumstahlband im Verlauf der Temperaturerhöhung zersetzt. Die Tatsache, daß der Anteil des Stickstoffs, der mit Aluminium zu AIN verbunden ist, mit der Erhöhung der Temperatur ansteigt, zeigt, daß AIN-Teilchen indem heißgewalztcn Siliciumstahlband während der Temperaturerhöhung ausgeschieden werden. Der starke Anstieg im Stickstoffgehalt, der mit Aluminium zu AlN verbunden ist, bei einer Temperatur von 800⁰C oder höher zeigt, daß 800"C die Untergrenze der Temperatur darstellt, bei der eine starke Ausscheidung von AlN auftritt. F i g. 1 zeigt auch, daß das im warmgewalzten Siliciumstahlband ausgeschiedene S13N4 unter Entstehung von freiem Stickstoff zersetzt wird, welcher sich seinerseits mit Aluminium zu AIN verbindet. Schließlich zeigt Fig. 1 das Ergebnis der Messung der Durchschnittsgröße des ausgeschiedenen AIN, das nach der sogenannten Kohlenstoff-Replika-Methode exirahiert und danach unter einem Elektronenmikroskop geprüft wurde. Da die starke Ausscheidung von AIN zu einem Anstieg von Menge und Größe der ausgeschiedenen AIN-Teilchen führt, soll die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 800⁰C bis zur Haltetemperatur so gering sein, daß die gii stigste Größe der ausgeschiedenen AIN-Teilchen realisiert wird. Zusätzlich zur Beachtung der Größe der ausgeschiedenen AIN-Teilchen soll auch folgende Überlegung bei der Bestimmung der Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung im Bereich von 2 bis 10 K/s in Rechnung gestellt werden. Wenn die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung niedriger als 2 KVs ist, dann wird die Verweildauer des Stahlblechs in dem Hochtemperaturbereich des Ofens so verlängert, daß das Gefüge an der Oberfläche des geglühten Blechs infolge des Kornwachstums nachteilig verändert wird. Wenn andererseits die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung größer als 10 K/s ist, dann können die Komponenten des Siliciumstahls einen Einfluß auf die günstigsten Ausscheädungsglühbedingungen 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 K/s, 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 Aluminiumgchalt soll also mit anderen Worten ein langsames Aufheizen des Stahlblechs vorgenommen werden, um mit Vorsicht die besten Bedingungen für eine feste Ausscheidung von AIN zu erreichen.

In einer Ausführungsform der Erfindung, bei der das Stahlblech rasch erhitzt wird, wird die Temperatur für eine Dauer von 20 bis 200 Sekunden im Bereich von 750 bis 1000⁰C gehalten und dann auf die Haltetemperatur von 1080 bis 1200°C erhöht. Das Halten der Temperatur im Bereich von 750 bis 1000⁰C bewirkt eine besonders günstige Ausscheidung des AIN während der Temperaturerhöhung bis zur Haltetemperatur. Die Ausscheidung von AIN geschieht in günstiger Weise bei der untersten Zwischentemperatur von 750⁰C in Anhängigkeit von der Haltedauer bei dieser Temperatur. Wenn die Temperatur andererseits höher ist als 1000⁰C, dann ergibt ein Halten bei dieser Temperatur eine Verschlechterung des Gefüges des geglühten Stahlblechs. Die Haltedauer bei einerTemperatur 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 AIN, auch wenn die gewählte Temperatur hoch ist. Befriedigende Ausscheidung von AIN kann bei einer Haltedauer von 200 Sekunden auch dann erreicht werden, wenn die Temperatur niedrig ist Eine Haltedauer von mehr als 200 Sekunden ist für eine wirksame AIN-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 spezifische Widerstand des Siliciumstahls zu gering für die gewünschten guten Kernverlustwerte.

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

Aluminium ist ein sehr wichtiges Element, das zur Erhöhung der magnetischen Flußdichte des Endprodukts beiträgt. Ein Aluminiumgehalt von 0,021 bis 0,050% ist ausreichend für die Stabilisierung der sekundären Rekristallisation und damit zur 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%.

I Wenn der Schwefelgehalt über 0,050% liegt, ist die Entschwefelung des Siliciumstahls während der Reini·

§ gungsglUhung unzureichend, um ein Endprodukt mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften zu erhalten.

I 5 Bei einem Schwcfelgehalt unter 0,010% ist andererseits die Menge an MnS zu gering.

H Siliciumstihle, die für die Behandlung nach dem Verfahren der Erfindung in Frage kommen, können zusätzlich

j| mindestens eines der Elemente enthalten, deren Fähigkeit, entweder in Form des Elementes als Inhibitor zu

I! wirken od^r Verbindungen zu bilden, die sich als Inhibitoren verhalten, bekannt ist. Solche Elemente sind Kupfer

|i (Cu), Antimon (Sb), Zinn (Sn), Chrom (Cr), Nickel (Ni), Molybdän (Mo) und Vanadium (V). Der Gehalt an diesen

i,\ ίο Elementen ist vorzugsweise gering und soll eine Gesamtmenge von 0,3% im Fall von Kupfer, Zinn, Chrom.

M 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 Siiicumstähle 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

15 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 Stahlherstcllungs- oder -schmelz- und gießverfahren hergestellt.

'_ In einer vorteilhaften Ausführurigsfc™ des criindungsgernüGeri Verfahrens wird das Stahlband zwischen

20 jedem Kaltwalzstich erwärmt, so daß eine Temperatur von etwa 100 bis 300⁰C /wischen 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 Kaltwalzstufe 81 bis 95%.

."■· D,as 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 Glühsepara- :: 25 tor, 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 sA kann beispielsweise mindestens 5 Stunden bei einer Temperatur von 1200⁰C durchgeführt werden. Die Einstel-

p lung der Atmosphäre beim Schlußglühen ist nicht besonders kritisch: bevorzugt ist jedoch ein reduzierendes

i\i 30 Gas.

iji Die Beispiele eHäutern die Erfindung.

Q Beispiel 1

■p 35 Eine Siliciumstahlbramme A mit einem Gehalt von 2,93% Si, 0.052% C. 0,074% Mn, 0.024% S, 0.030% I

P säurelösliches Al und 0,0073% N und eine Siliciumstahlbramme B mit praktisch der gleichen Zusammensetzung I

tg wie die Siliciumstahlbramme A mit der Änderung daß der Gehalt an säurelösücheni A! 0.022% beträgt, werden

jjj auf 1350⁰C erhitzt, 1 Stunde auf dieser Temperatur gehalten und danach zu 2.3 mm dicken warmgewalzten

.fe Bändern warmgewalzt. Die warmgewalzten Bänder werden unter den in nachstehender Tabelle I angegebenen

'>"; 40 Bedingungen ausscheidungsgeglüht, danach entzundert und anschließend auf eine Dicke von 0,30 mm kaltge-

|i walzt. Während die warmgewalzten und dann ausscheidungsgegiühten Bänder kaltgewalzt werden, worden sie

<j| gleichzeitig einer WS-mebehandlung 5 Minuten bei 200°C unterzogen, bei der die Bänder zwischen jedem

Kaltwalzstand erwärmt werden. Die kaltgewalzten Stahlbänder werden 2 Stunden bei 850° C in einer eingestellten Atmosphäre aus 75% H2 und 25% Nj mit einem Taupunkt von -6O⁰C entkohlend geglüht. Nach dem 45 Aufbringen eines Glühseparators aus MgO und 5% TiOj auf die entkohlten Stahlbänder werden diese 20 Stunden bei 1200⁰C schlußgeglüht.

Das »herkömmliche Verfahren« in Tabelle 1 ist ein übliches Ausscheidungsglühen, bei dem das Blech 2 Minuten auf einer Temperatur von 112O⁰C gehalten wird, die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung zur Haltetemperatur 12 K/s beträgt und das Abkühlen von der Haltetemperatur durch Abschrecken erfolgt. Dieses 50 Heizschema des Ausscheidungsglühens ist als Diagramm in F i g. 3 (A) dargestellt.

Das mit »Erfindung« bezeichnete Verfahren in Tabelle I zeigt das Ausscheidungsglühen gemäß vorliegender Erfindung, bei der die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 800⁰C bis 1150⁰C (Temperatur 7Ί) 8 K/s beträgt, das Blech 5 Sekunden auf einer Temperatur von 1150⁰C gehalten wird, die Zeitdauer für das Abkühlen von 1150°C bis 950⁰C (Primärkühlung) 200 Sekunden beträgt und das Abkühlen von 950⁰C auf Raumtempera-55 tür (Sekundärkühlung) durch Abschrecken erfolgt Der Verlauf des Ausscheidungsglühens gemäß Erfindung ist schematisch in F i g. 3 (B) dargestellt.
Die Be-Werte und die Pl,7-Werte der Endprodukte sind in Tabelle I zusammengefaßt.

Tabelle I

60

Herkömmliches Verfahren Erfindung

B₈X[Tl P1.7[W/kg] B₈X[T] P1,7[W/kg]

Si-Stahlbramme A 1,93 1,04 1,94 1,00

65 Si-Stahlbramme B 1,89 1Λ5 1,93 1.03

Beispiel 2

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

Bedingung A

tin warmgewalztes Band wird auf 1170⁰C erwärmt, wobei die Temperatur von 800⁰C auf 1170°C mit einer Geschwindigkeit von 5 K/s erhöht wird. Das Kühlen wird nach Beendigung der Temperaturerhöhung durchgeführt. Die Primärkühlung von 117O°C bis 930°C wird in 200 Sekunden durchgeführt und die Sekundärkühlung von 930° C ab erfolgt unter Verwendung von siedendem Wasser (100°C).

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, dab das Blech bei 930°C 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 Be-Werte und die Pl,7-Werte der Endprodukte sind in Tabelle II zusammengefaßt.

Tabelle U

Bedingungen des Ausscheidungsglühens ABC

B₈X[T] 1,94 1,94 1,91

P 1,7 [W/kg] 0.98 0,97 1,09

Die Bs- und P1,7-Werte der Endprodukte bei Durchführung der Ausscheidungsgiühung nach Bedingung A sind praktisch gleich denjenigen bei Durchführung der Ausscheidungsglühung nach Bedingung B. Dagegen sind beide Werte im Fall der Bedingung C schlechter als bei Anwendung der Bedingungen A und B.

Beispiel 3

Ein Siliciumstahl mit einem Gehalt von 3,20% Si, 0,055% 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 23 mm dicken warmgewalzten Siliciumstahlband warmgewalzt. Danach wird das Band mit einer Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 8 K/s auf 1120°C erwärmt. Die Temperatur wird 30 Sekunden bei 1120°C gehalten. Anschließend wird das Band in 15 Sekunden auf 950°C abgekühlt (Primärkühlung). Die Temperatur wird dann 180 Sekunden bei 950⁰C so gehalten. Schließlich wird eine Wasserkühlung von 950⁰C ab durchgeführt (Sekundärkühlung). Das warmgewalzte und dann ausscheidungsgeglühte 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 B₈- und Pl,7-Werte des Endprodukts erhalten:

B₈ :1,94T

Pl,7:037 W/kg

Das vorstehend beschriebene Verfahren wird zum Vergleich mit der Änderung wiederholt, daß die Temperatür des Stahlbands nicht auf 950⁰C gehalten wird Dies bedeutet, daß unmittelbar nach dem Abkühlen des Stahlbandes auf 950"C das Abschrecken mit Wasser durchgeführt wird. Bei dem Produkt, das mit dieser Verfahrensvariante erhalten wird, werden folgende (schlechteren) Bf- und Pl,7-Werte erhalten:

B₈:132 T P!,7:1,06 W/kg.

Beispiel 4

Ein Süiciumstahl mit einem Gebalt von 3,05% Si, 0,056% C, 0,075% Mn, 0,023% S, 0,029% säurelösliches AI und 0,0085% N, Rest im wesentlichen Eisen, wird warmgewalzt und dann unter folgenden Bedingungen aus-5 scheidungsgeglüht:

Bedingung A

Das warmgewalzte Band wird mit einer Geschwindigkeit von etwa 18 K/s von 800° C auf 1ISO⁰C erwärmt ίο Sodann wird das Band 30 Sekunden bei 1150°C belassen. Anschließend erfolgt die Kühlung. Die Primärkühlung von 115O°C bis 900°C wird in 100 Sekunden durchgeführt Unmittelbar anschließend (ab 900°C) erfolgi die Sekundärkühlung unter Verwendung von Wasser.

Bedingung B

Das warmgewalzte Band wird auf 900° C erwärmt Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung beträgt etwa 2C K/s für den Temperaturanstieg von Raumtemperatur bis 900°C Sodann wird die Temperatur 120 Sekunden bei 900°C belassen, danach rasch auf 1150°C erhöht und 100 Sekunden bei 1150°C belassen. Hierauf erfolgt die Primärkühliing von 1150°C auf 900°C in 30 Sekunden. Nach dieser Verweildauer von 30 Sekunden

20 wird unmittelbar nach Erreichen von 900° C die Sekundärkühlung mit Wasser durchgeführt

Die ausscheidungsgcglühtcn warrngewalzien Bänder werden entzundert und zu 03 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 250° C erreicht Danach werden die kaltgewalzten Bänder entkohlend geglüht und schlußgeglüht Die Be und Pl,7-Werte der

25 Endprodukte sind in Tabelle III zusammengefaßt

Tabelle H!

Bedingungen des Ausscheidungsglühens A B

B₈[T] 131 1-94

Pl,7[W/kg] 1,10 0,99

Hierzu 3 Blatt Zeichnungen

Claims

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, 0,021 bis 0,050% säurelösiiches 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, wobei das Stahlblech in der Stufe des Ausscheidungsglühens zunächst höchstens 60 Sekunden auf einer Haltetemperatur im Bereich von 1080 bis 1200⁰C gehalten, 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 schließlich das Abschrecken von der Zwischentemperatur auf Raumtemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s durchgeführt wird, und wobei im letzten Kaltwalzschritt eine Dickenverminderung zur endgültigen Dicke von 81 bis 95% bewirkt, dadurch gekennzeichnet, daß man in der Stufe des Ausscheidungsglühens die Temperatur des warmgewalzter. Bandes von einer Temperatur von 800°C bis zur Haltetempt/atur mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 2 bis 10 K/s erhöht

2 Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Temperatur im Temperaturbereich von 750 bis 1000°C für die Dauer von 20 bis 200 Sekunden beibehält und sie dann auf die Haltetemperatur erhöht

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß man unmittelbar nach dem Abkühlen Von der Haiiciernperaiur auf die Zwischeniempefaiur das Abschrecken durchfuhr:, wobei die Vcrwcildaucr während des Abkühlens (Primärkühlung) 60 bis 250 Sekunden beträgt

4. Verfahren nach Anspruch I oder 2, 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.

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2. dadurch gekennzeichnet, daß die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung von 800⁰C auf die Haltetemperatur 4 bis 7 K/s, die Haltetempcratur 1120 bis 1170°C, die Haltedauer höchstens 30 Sekunden, die Verweildauer 60 bis 250 Sekunden und die Temperatur am Beginn des Abschreckens 920 bis 950°C betragen.