DE3334519A1

DE3334519A1 - Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit hoher magnetischer induktion

Info

Publication number: DE3334519A1
Application number: DE19833334519
Authority: DE
Inventors: Keiji Kitakyushu Fukuoka Honma; Toyohiko Konno; Fumio Kawasaki Kanagawa Matsumoto; Tadashi Nakayama; Yozo Suga
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1982-09-24
Filing date: 1983-09-23
Publication date: 1984-03-29
Also published as: SE8305095D0; GB8325076D0; GB2130241A; DE3334519C2; CA1210670A; IT1167387B; SE460482B; SE8305095L; FR2533586A1; IT8322974A0; KR890000882B1; GB2130241B; KR840006019A; IT8322974A1; FR2533586B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektroblechs mit hoher magnetischer Induktion.

Kornorientiertes Elektroblech ist ein weichmagnetischer V/erk- * stoff, der aus Kristallkörnern mit der sogenannten "Goss-Textur" besteht, die in Miller'sehen Indizes durch {110} ^001?- ausgedrückt wird. Die Kristallorientierung in der Blechebene ist die {110^ -Ebene und die Kristallorientierung in Walzrichtung ist parallel zur <001> -Achse. Kornorientiertes Elektroblech wird für die Kerne von Transformatoren, Generatoren und andere elektrische Maschinen und Ausrüstungen verwendet.

Kornorientiertes Elektroblech muß ausgezeichnete magnetische Induktion und geringen Ummagnetisierungsverlust aufweisen. Die Magnetisierungseigenschaften sind durch die Höhe der magnetischen Flußdichte bestimmt, die in dem kornorientierten Elektroblech durch ein bestimmtes magnetisches JFeId induziert wird (magnetische Induktion). Hier wird die Dimension B,, Q vertvendet. Weichmagnetischer Werkstoff mit hoher magnetischer Induktion, d.h. guten Magnetisierungseigenschaften, kann in vorteilhafter Weise zur Verminderung der Größe von elektrischen Maschinen und Einrichtungen beitragen.

Der Ummagnetisierungsverlust (Wattverlust) wird als die Energie definiert, die als Wärmeenergie im Kern verbraucht wird, wenn er mit einem Wechselmagnetfeld mit bestimmter Intensität beaufschlagt wird. Hier wird die Dimension W^n/CQ verwendet. Bekanntermaßen wird der Ummagnetisierungsverlust durch die magnetische Induktion, die Banddicke, die Verunreinigungen, den spezifischen Widerstand und die Korngröße

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des kornorientierten Elektroblechs beeinflußt. Die Notwendigkeit der Energieeinsparung hat ein erhöhtes Bedürfnis nach kornorientiertem Elektroblech mit niedrigem Ummagnetisierungsverlust entstehen lassen.

Kornorientiertes Elektroblech wird durch Warm- und Kaltwalzen einer Bramme auf die gewünschte Blech-Enddicke und dann Schlußglühen des erhaltenen Stahlbandes hergestellt, wobei das selektive Wachstum der £110] <001>-orientierten primär- * rekristallisierten Körner, d.h. die sogenannte Sekundär-Rekristallisation, erfolgt.

Zum Eintritt der Sekundär-Rekristallisation müssen feine Ausscheidungen, wie MnS und AlN gleichmäßig und fein in Phasen im Stahl dispergiert sein, während der Stahl den Verfahrensstufen vor dem Schlußglühen bei hoher Temperatur unterzogen wird, um ein Wachstum der primären Rekristallisationskörner mit anderer als der {110j <001 >-Orientierung während des Schlußglühens bei hoher Temperatur zu verhindern (Inhibitorwirkung). Dadurch wird die Sekundär-Rekristallisation gesteuert und eine Erhöhung des Anteils an Korn mit genauer {i10] < 001 ;> -Orientierung in den Kristallkörnern wird ermöglicht, wodurch die magnetische Induktion des kornorientierten Elektroblechs ansteigt und als Folge davon der Ummagnetisierungsverlust kleiner wird. Aus diesem Grund ist die Entwicklung von Verfahren zur Steuerung der sekundären Rekristallisation von Wichtigkeit.

In den JP-ASen (Kokoku) 40-15644 und 51-13469 sind grundlegende'Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit verbesserter magnetischer Induktion und verringertem Ummagnetisierungsverlust beschrieben. Die aus diesen beiden Druckschriften bekannten Verfahren leiden jedoch an einigen grundsätzlichen Schwierigkeiten. Im Verfahren gemäß JP-AS 40-15644 ist die Einstellung aller Produktionsbedingungen auf die günstigsten Werte und die gleichmäßige Her-

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stellung von kornorientiertem Elektroblech mit hoher magnetischer Induktion schwierig.. Deshalb ist dieses Verfahren für die gleichmäßige Herstellung von Produkten mit sehr guten magnetischen Eigenschaften nicht geeignet. Bei dem in der JP-AS 51-13469 beschriebenen Verfahren wird ein doppeltes Kaltwalzen durchgeführt und es werden teure Elemente, wie Sb oder Se eingesetzt. Dieses Verfahren führt deshalb zu hohen Produktionskosten.

Ferner benötigen beide bekannte Verfahren hohe Bramiientemperaturen, was unter dem Gesichtspunkt der zum Aufheizen der Bramme verwendeten Energie nachteilig ist, zu verringerter Ausbeute infolge von Schlackenbildung und zu erhöhten Kosten für die Reparatur der öfen für die Brammenerhitzung führt.

Beim Erhitzen einer Bramme, um sie walzbar zu machen, muß die Brammen-Heiztemperatur hoch genug sein, um MnS und die anderen Inhibitorelemente in feste Lösung zu bringen- Diese scheiden sich als MnS, AlN usw. aus, wenn der Stahl warmgewalzt oder als Band geglüht wird. Je größer der gewünschte Orientierungsgrad ist, desto höher muß die Menge an KaS, AlN und anderen feinen Ausscheidungen sein, die im Stahl vorhanden sind. Desto höher muß somit auch die Brammen-Heiztemperatur liegen.

In der JP-OS 48-51852 ist eine Verbesserung des aus der JP-AS 4-0-15644 bekannten Verfahrens beschrieben. Bei diesem Verfahren wird der Si-Gehalt des Ausgangsmaterials erhöht.

Ein hoher Siliciumgehalt begrenzt jedoch die Warmwalzbedin- ■ · gungen, unter denen AlN im v/armgewalzten Band gesichert werden kann, auf einen engen Bereich. Außerdem verschiebt sich, da der Siliciumgehalt hoch ist, der Temperaturbereich, in ^! dem AlN während des Warmwalzens in einer für die Sekundär-Rekristallisation geeigneten Weise ausgeschieden wird, zu höheren Temperaturen, was eine höhere Brammen-Heiztemperatur notwendig macht.

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Die Anwendung des Stranggießens hat zusätzliche Schwierigkeiten bei der Herstellung von kornorientiertem Elektroblech gebracht. Beim Stranggießen entstehen im Stahl gelegentlich lineare Bereiche mit unvollständiger Sekundär-Rekristallisation, die als "Streifen" bezeichnet werden. Dies verschlechtert die magnetischen Eigenschaften des Stahls. Das Problem der Streifen wird durch einen hohen Si-Gehalt wesentlich verschärft. Wenn der Si-Gehalt über ~5,0% liegt, wird die gleich-. . mäßige Herstellung von kornorientiertem Elektroblech extrem schwierig.

In der JP-OS 48-53919 wird zur Überwindung des Problems der Streifen vorgeschlagen, den stranggegossenen Stahlstrang bei der Erzeugung des warmgewalzten Bandes einem doppelten Warmwalzschritt zu unterziehen. In der JP-OS 50-37009 ist ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech beschrieben, wobei ein warmgewalztes Band in einem doppelten V/armwalz schritt erzeugt wird. Bei diesen beiden bekannten Verfahren v/erden jedoch die Vorteile des Stranggießens, nämlieh der Verzicht auf das Grobwalzen, nicht vollständig ausgenutzt.

Zwei spätere Veröffentlichungen, nämlich die JP-OSen 53-19913 und 5^-120214- beschreiben die Anwendung einer einzigen Warmwalzstufe bei der Herstellung von kornorientiertem Elektroblech unter Verwendung eines kontinuierlich gegossenen Strangs. - Diese Vorschläge erfordern jedoch den erneuten Aufbau von Gieß- oder Walzeinrichtungen und lösen das Problem der Entstehung von Streifen noch nicht vollständig..

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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit einer magnetischen Induktion B^₀ von mindestens 1,89 Tesla unter Anwendung einer einzigen Kaltwalzstufe zu schaffen, mit dem eine stabile Sekundär-Rekristallisation unter weniger engen. Bedingungen als in Stand der Technik erreicht werden kann,

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und zwar auch bei einer niedrigen Brammen-Heiztemperatur, einem hohen Si-Gehalt und/oder bei Verwendung einer stranggegossenen Bramme. Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst.

Gegenstand der Erfindung ist somit ein. Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektroblech^ mit hoher magnetischer Induktion B^₀ von mindestens 1,89 Tesla, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man
bei einer Temperatur von höchstens 1430⁰C eine Bramme herstellt, die aus 0,025 bis 0,075$ C, 3,0 bis 4-,5$ Si, 0,010 bis 0,060$ säurelösliches Al, 0,0030 bis 0,0130$ N, höchstens 0,007% S, 0,08 bis 0,4-5$ Mn, 0,015 bis 0,04-5$ P, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht,

anschließend die Bramme zu einem Band warmwalzt, 15

das warmgewalzte Band bei einer Temperatur im Bereich von 850 bis 1200⁰C kurze Zeit glüht,

danach das geglühte Band mit einer Dickenverminderung von mindestens 80$ auf die endgültige Blechdicke stark kaltwalzt,

das erhaltene kaltgewalzte Band in einer Atmosphäre aus feuchtem Wasserstoff kontinuierlich entkohlungsglüht, anschließend einen Glühseparator auf das Band aufbringt und

schließlich das Schlußglühen bei hoher Temperatur durchführt. 25

Eines der Merkmale des Verfahrens der Erfindung ist der Schwefelgehalt von höchstens 0,007$. Im Stand der Technik (jP-ASen 30-3651, 4-0-15644- und 4-7-25250) wird der Schwefel für nützlich bei der Herstellung von kornorientiertem Elektroblech gehalten, da Schwefel MnS bildet, welches eine der zur Erzeugung der Sekundär-Rekristallisation notwendigen Ausscheidungen darstellt. Nach diesen Veröffentlichungen ist die Wirkung des Schwefels in einem bestimmten Gehaltsbereich besonders auffällig, der durch die Menge an gelöstem, während des Erhitzens der Bramme in feste Lösung gebrachten MnS bestimmt wird. Auch AlN bildet Ausscheidungen, die als

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nützlich für die Herstellung von kornorientiertem Elektroblech angesehen werden. Gewöhnlich werden sowohl MnS als auch AlN als Inhibitoren benutzt.

Die Erfinder haben das Ausscheidungsverhalten von MnS und AlN im einzelnen untersucht. Dabei wurde festgestellt, daß beim Erhitzen einer Bramme mit der Zusammensetzung eines Elektroblech^ und dem anschließenden Warmwalzen und Glühen des warmgewalzten Bandes zunächst MnS bei einer hohen Temperatur und dann AlN bei niedrigerer Temperatur ausgeschieden werden. Da-MnS im Stahl bereits vorhanden ist, wenn sich das AlN ausscheidet, neigt letzteres dazu, sich um das MnS abzuscheiden, was zu einer komplexen Ausscheidung führt. Die Größe und der Verteilungszustand des AlN werden also durch den Ausscheidungszustand des MnS beeinflußt. Wenn die Menge an ausgeschiedenem MnS groß ist, hat das AlN eine erhöhte Größe und ist ungleichmäßig verteilt.

Gemäß JP-OS 48-51852 besteht ein metallurgischer Grundgedanke bei der Herstellung eines kornorientierten Elektroblechs mit hoher magnetischer Induktion in einer einzigen Kaltwalzstufe darin, daß ein geeigneter Verteilungszustand des AlN durch Ausnutzung der ot —y γ -Umwandlung erzeugt wird, die während des Warmwalzens oder Glühens erfolgt. Wenn der Si-Gehalt hoch ist, ändert sich der Übergang oc—»T in ungünstiger V/eise, wodurch auch die Verteilung des AlN verschlechtert wird. Beim Stranggießen führt dies vermutlich zur Entstehung der Streifen.

Auf der Grundlage der vorstehenden Entdeckungen und unter Berücksichtigung der &—^ Ύ -Umwandlung wurde in vorliegender Erfindung die Menge an ausgeschiedenem MnS vermindert. Dabei wurde festgestellt, daß auch bei hohem Si-Gehalt im Stahl die Verteilung des AlN gleichmäßig und die AIN-Ausscheidung in geringer Größe gehalten v/erden können.

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Eines der Merlanale der Erfindung liegt deshalb darin, daß der Schwefelgehalt geringer als im Stand der Technik ist- Überraschenderweise kann trotzdem die AIN-Ausscheidung in geeigneter Weise gesteuert und die Entstehung von Streifen beim Stranggießen, die bei hohem Si-Gehalt auftreten kann, verhindert werden.

Da der Schwefelgehalt gering ist, ist die ausgeschiedene Menge an MnS in der Erfindung geringer als im Stand der Technik. Me geringere Menge an ausgeschiedenem MnS bedeutet eine Abnahme der Inhibitor-Gesamtmenge, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Induktion führen würde. Um diese Abnahme der ,magnetischen Induktion auszugleichen, werden Mn

und P dem Stahl in entsprechender Menge zugesetzt. 15

Ein weiteres Merkmal der Erfindung besteht darin, daß das dem Stahl zugesetzte Mn und P die Inhibitoren nicht verändern, sondern die primäre Rekristallisations-Textur für die Sekundär-Rekristallisation geeignet machen. Diese Elemente/gleichen die vorstehend erwähnte Erniedrigung der magnetischen Induktion aus und erhöhten sie sogar durch Texturkontrolle. Die Kristallkörner werden feiner und haben eine gleichmäßige Größe, was zu einer Stabilisierung der Seknndär-Rekristallisation führt. Ein v/eiteres Merkmal der Erfindung besteht darin, daß der Si-Gehalt im Ausgangsmaterial mindestens 3»0 % beträgt, wodurch die Sekundär-Rekristallisation stabilisiert und eine Entstehung von Streifen so verhindert wird. Dies führt zu einem besonders niedrigen Ummagnetisierungsverlust und zu besonders hoher magnetischer Induktion in den erhaltenen hochwertigen Elektroblechen.

Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1A bis 1D Photographien der Kristallkorn-Makrostruktur von Produkten, die mit Stählen mit 0,004, 0,007, 0,015 bzw. Ο,Ο259έ Schwefel hergestellt wurden;

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Fig. 2A bis 2D Photographien der Kristallkorn-Makrostruktur von Produkten, die unter Verwendung von kontinuierlich gegossenen Strängen mit 0,004, 0,007, 0,012 bzw 0,030$ Schwefel hergestellt wurden;

Fig. 3 eine graphische Darstellung des Einflusses von Mangan und Phosphor auf die magnetische Induktion

Fig. 4 eine graphische Darstellung des Einflusses von Hangan und Phosphor auf die magnetische Induktion ILq bei einem Produkt, das unter Verwendung eines kontinuierlich gegossenen Strangs mit 0,0090$ Stickstoff hergestellt wurde;

Jig. 5 eine graphische Darstellung der magnetischen Eigenschaften von Produkten, die unter den gleichen Bedingungen wie die Produkte von Fig. 3 hergestellt wurden, jedoch mit Brammen-Heiztemperaturen von

1150 bzw. 135O⁰C;
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Fig. 6 eine graphische Darstellung des Einflusses der Brammen-Heiztemperatur auf die magnetische Induktion der Produkte;

Fig. 7 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der magnetischen Induktion B^, _Q der Produkte und der Heiζgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 700 bis 1100⁰C beim Aufheizen für das Schlußglühen bei

hoher Temperatur;
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Fig. 8 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der magnetischen Induktion, dem Ummagnetisierungsverlust und dem Cr-Gehalt; und

Fig. 9 eine ähnliche graphische Darstellung wie Fig. 5 für Cr-haltige Stähle.

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Es werden vier Stähle mit S-Gehalten von 0,004, 0,007, 0,015 bzw. 0,025$ und einem Gehalt von 0,030$ C, 3,4-5$ Si, 0,030$ säurelösliches Al und 0,0085$ N in Form von 40 mm dicken kleinen Proben hergestellt. Diese v/erden in einem Ofen auf 1200⁰C erhitzt, dann aus dem Ofen genommen, und an der Luft auf eine Temperatur von 100O⁰C abkühlen gelassen. Sodann werden die Stähle 30 Sekunden in einem Ofen bei 1000 C gehalten. Die vier Stähle mit einer Temperatur von 100O⁰C 'werden dann durch drei Stiche zu Blechen mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Hierauf werden die folgenden Verfahrensschritte nacheinander durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1100⁰C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von HgO; 20 Stunden Schlußglüher. bei 1200⁰C.

Aus den Kristallkorn-Makrostrukturen der Produkte, die 1A bis 1D zeigt, geht hervor, daß bei einem S-Gehalt von höchstens 0,007$ keine unvollständige sekundäre Rekristallisation auftritt. Nach den Versuchen im Rahmen der Erfindung tritt auch bei einem Si-Gehalt von höchstens 4,5% und einem S-Gehalt von höchstens 0,007$ keine unvollständige sekundäre Rekristallisation auf. Der S-Gehalt wird demzufolge im Verfahren der Erfindung auf 0,007$ begrenzt. Der S-Gehalt wird günstigerweise in der Stahlschmelze begrenzt, da die Entschwefelungsbehandlung während des Schlußglühens bei hoher Temperatur damit erleichtert wird. Mit den heutigen Verfahren kann der S-Gehalt ohne Kostensteigerung leicht auf 0,001$

oder mehr vermindert werden.
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Vier kontinuierlich gegossene Stränge mit S-Gehalten von 0,004, 0,007, 0,012 bzw. 0,030$, die 0,055$ C, 3,30$ Si, 0,25$ Mq, 0,030$ säurelösliches Al und 0,0080$ N enthalten, v/erden in einem Ofen auf 1410⁰C erhitzt und dann zu 2,3 mm ^ dicken Blechen warmgewalzt. Dann werden die nachstehenden Verfahrensstufen nacheinander durchgeführt:

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2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1150°C; Kaltwalzen zu einem Band mit einer Dicke von 0,30 nun; Entkohlung sglühen in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO als Glühseparator; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die Kristallkorn-Makrostrukturen der Fig. 2A bis 2D zeigen, daß die Entstehung von Streifen bei geringerem S-Gehalt weniger häufig wird und Streifen überhaupt nicht entstehen, wenn der S-Gehalt höchstens 0,007$ beträgt.

Kontinuierlich gegossene Stränge, in denen der Mn und der P-Gehalt geändert wurden, und die 0,050$ C, 3,40$ Si, 0,002$ S, 0,030$ säurelösliches Aluminium und 0,0080$ Stickstoff enthalten, werden in Form von kleinen Proben mit einer Dicke von 40 mm hergestellt. Die Proben werden in einem Ofen auf 1150⁰C erhitzt und in drei Stichen zu Blechen mit einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt. Die Endtemperatur des Warmwalzens beträgt etv/a 82O⁰C.

Dann v/erden die folgenden Verfahrens stufen nacheinander durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 110O⁰C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von

MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. 25

Die magnetische Induktion B^₀ der Produkte ist in Fig. 3 dargestellt. In Fig. 3 entspricht χ einem Wert B^₀ < 1,80 Tesla, Δ entspricht einem Wert 1,80 < B^₀ ^1,89 Tesla, ο entspricht einem Wert 1,89 1 B^q ^ 1,91 Tesla und 0 entspricht einem Wert von 1,91 Tesla -c By, _Q. Aus Fig. 3 geht hervor, daß die sekundäre Rekristallisation bei niedrigem Mn-Gehalt unstabil wird und die magnetische Induktion B^₀ hoch ist, wenn der Mn-Gehalt hoch ist. Wenn jedoch Mangan in einer Menge über einem bestimmten Wert zugegeben wird, hat es keine weitere Wirkung mehr auf eine Erhöhung der magnetischen Induktion B^₀ und die Zugabe wird unwirtschaftlich, da die Menge an Zusatzlegierung zu groß wird.

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Wenn der P-Gehalt zu niedrig ist, wird die magnetische Induktion IL₀ niedrig und es erfolgt in stärkerem Maß unvollständige sekundäre Rekristallisation. Bei zu hohem P-Gehalt nimmt dagegen die Häufigkeit von Rißbildungen während des Kaltwalzens zu.

Der Mn-Gehalt wird deshalb auf den Bereich von 0,08 bis 0 und der P-Gehalt auf den Bereich von 0,015 bis 0,04-5$ begrenzt. Innerhalb dieser Bereiche beträgt die magnetische Induktion B^₀ 1,89 Tesla oder mehr, die sekundäre Rekristallisation ist stabil und das Problem der Rißbildung ist nicht von Bedeutung.

Kontinuierlich gegossene Brammen, in denen der Hh- und P-Gehalt geändert wurden, und die 0,060$ C, 3,4-5$ Si, 0,004$ S, 0,033$ säurelösliches Al und 0,0090$ N enthalten, werden auf 14-10⁰C erwärmt und dann zu Bändern mit einer Dicke von 2,3 mm v/armgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensstufen durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 850⁰C; Kaltwalzen zu einem Band mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO als Glühseparator; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die V/erte der magnetischen Induktion B^q der Produkte sind in Fig. 4- dargestellt. Dabei entspricht χ einem Wert B^₀ < 1,80 Tesla, Δ'entspricht einem Wert von 1,80 ^ B₁₀ < 1,89 Tesla, ο entspricht einem Wert von 1,89 t. B^ q< 1,92 Tesla, • entspricht einem V/ert von 1,92 Tesla < B^₀ < 1,93 Tesla

und ® entspricht einem V/ert von 1,93 < ^Bio* ^{Wie aus Fie}* ^ hervorgeht, wird die sekundäre Rekristallisation bei zu geringem Mn-Gehalt unstabil und die magnetische Induktion B^q ist hoch, wenn der Mn-Gehalt hoch ist. Wenn das Mn jedoch in einer Menge über einem bestimmten Gehalt zugesetzt wird, hat es keine weitere Wirkung mehr auf eine Erhöhung der magnetischen Induktion B^₀ und wird unwirtschaftlich, da

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die Mengen an Zusatzlegierung zu groß werden.

Bei niedrigem P-Ge.halt ist die magnetische Induktion B^q zu niedrig und es erfolgt in stärkerem Maß unvollständige sekundäre Rekristallisation. Wenn der P-Gehalt dagegen zu hoch ist, steigt die Häufigkeit von Rißbildung während des Kaltwalzens an.

Der Mn-Gehalt wird deshalb erfindungsgemäß auf den Bereich von 0,08 bis 0,4-5$ und der P-Gehalt auf den Bereich von 0,015 bis 0,04-5/6 begrenzt. In diesen Bereichen beträgt die magnetische Induktion B^₀ 1,89 Tesla oder mehr, die sekundäre Rekristallisation ist stabil und das Problem der Rißbildung ist unbedeutend.

Was die anderen Bestandteile anbelangt, können die Stähle, die dem Verfahren der Erfindung unterzogen werden, in einem Konverter, Elektroofen oder Siemens-Martin-Ofen, erschmolzen werden, falls sichergestellt ist, daß die Zusammensetzung des Stahls in die nachstehend beschriebenen Bereiche fällt.

Der C-Gehalt beträgt mindestens 0,025%. Bei einem C-Gehalt unter 0,025$ ist die sekundäre Rekristallisation unstabil.

Auch wenn sekundäre Rekristallisation stattfindet, ist die magnetische Induktion niedrig mit Werten von B^q von höchstens 1,80 Tesla. Andererseits liegt die Obergrenze des C-Gehalts bei 0,075$, da sonst die Zeit für die Entkohlungsglühung zu lang ist und C-Gehalte über 0,075$ deshalb unwirtschaftlich sind.

Die Obergrenze des Si-Gehalts beträgt 4-, 5$. Bei einem Si-Gehalt über 4,5$ treten zahlreiche Risse während des Kaltwalzens auf. Die Untergrenze des Si-Gehalts liegt bei mindestens 3,0$, vorzugsweise mindestens 3,2$. Bei einem Si-Gehalt unter 3,0$ kann ein sehr niedriger Ummagnetisierungs-

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verlust, beispielsweise VL,_7/c;r> von 1,05 W/kg bei einer Schicht- § ι // pu

dicke von 0,30 mm nicht erhalten werden.

Da im Verfahren der Erfindung AlN als eine für die sekundäre Rekristallisation unentbehrliche Ausscheidung benutzt wird, muß der Mindestgehalt an AlN dadurch sichergestellt werden, daß Gehalte an säurelöslichem Al und N von mindestens 0,010 bzw. 0,0030$ vorhanden sind. Der Gehalt an säurelöslichem Al beträgt höchstens 0,060$. Bei einem Gehalt an säurelöslichem 'Al über 0,060% verteilt sich das AlN nicht mehr gleichmäßig im warmgewalzten Band und es ergibt sich deshalb eine schlechte sekundäre Rekristallisation. Die Obergrenze des N-Gehalts beträgt 0,0130$. Bei einem N-Gehalt über 0,0130$ entstehen Blasen auf der Oberfläche des Stahlblechs.

Bei Stählen mit-der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung ist die übliche hohe Brammen-Heiztemperatur über 1300⁰C nicht erforderlich. Überraschenderweise wurde festgestellt, daß beim Erhitzen von zwei Strängen auf eine hohe bzw. auf eine niedrigere Temperatur und anschließender Durchführung der Verfahrensstufen zur Herstellung von kornorientierten Elektroblechen zwei Produkte erhalten wurden, die identische magnetische Induktion aufweisen, wobei jedoch das Produkt, bei dem der Strang auf eine niedrigere Temperatur erhitzt wurde, einen beachtlich geringeren Ummagnetisierungsverlust aufweist als das Produkt, bei dem der Strang auf eine höhere Temperatur erhitzt wurde. Das Erwärmen des Stranges auf niedrigere Temperatur erlaubt also nicht nur eine Verminderung der Produktionskosten und die leichtere Verwendung von kontinuierlich gegossenen Strängen als Ausgangsmaterial, sondern führt darüber hinaus auch zu einer Verminderung des Ummagnetisierungsverlustes des erhaltenen Elektroblechs.

Fig. 5 zeigt die magnetischen Eigenschaften von Produkten, die unter den gleichen Bedingungen wie diejenigen von 3?ig. erhalten wurden, jedoch mit Brammen-Heiztemperaturen von

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115O⁰C bzw. 135O⁰C. Aus dem Vergleich der beiden Produkte geht hervor, daß bei der niedrigeren Brammen-Heiztemperatur eine erhebliche Abnahme des Ummagnetisierungsverlustes bei gleicher magnetischer Induktion stattfindet.

Wenn die Brammen-Heiztemperatur höchstens 1280⁰C beträgt, bildet sich überhaupt keine Schlacke während des Glühens der Bramme. Außerdem wird, wenn die Brammen-Heiztemperatur höchstens 1280°C und der Si-Gehalt höchstens 3,0$ betragen, , ein besonders hochwertiges Produkt erhalten, nämlich ein Produkt mit einem Ummagnetisierungsverlust von höchstens 1,05 W/kg bei einer Blechdicke von 0,30 mm.

Die Untergrenze der Brammen-Heiztemperatur ist nicht besonders begrenzt, liegt jedoch vorzugsweise bei 1050⁰C, da bei „ niedrigeren Temperaturen eine hohe Ziehkraft für das Warmwalzen erforderlich ist und die Form des Stahlbandes verschlechtert wird. Die Untergrenze von 1050⁰C für die Brammen-Heiztemperatur ist deshalb unter technischen Gesichtspunkten bevorzugt.

Als Bramme oder Strang kommen alle durch Grobvorwalzen oder Stranggießen hergestellten Brammen in Betracht. Kontinuierlich gegossene Stränge sind infolge der Arbeitsersparnis und der Erhöhung der Ausbeute, die mit dem Stranggießen verbunden sind, bevorzugt. Außerdem gewährleistet das Stranggießen eine gleichmäßige chemische Zusammensetzung im Strang, was zu gleichmäßigen magnetischen Eigenschaften in Längsrichtung des Produktes führt.

Aus der JP-OS 53-19913 geht hervor, daß beim Erhitzen eines kontinuierlich gegossenen Strangs auf hohe Temperatur, wie etwa 1320⁰C, Streifen entstehen und eine gleichmäßige Herstellung deshalb unmöglich wird. Da jedoch die Brammen-Heiztemperatur im Verfahren der Erfindung bei 1280⁰C oder darunter liegen kann, tritt hier das Problem einer unvoll-

ständigen sekundären Rekristallisation nicht auf. Mit dem Verfahren der Erfindung kann somit ein Produkt mit besonders niedrigem Ummagnetisierungsverlust erhalten werden, wobei die Bramme auf eine niedrige Temperatur erhitzt wird, die mit derjenigen bei kohlenstoffhaltigen Stählen vergleichbar ist.

Durch die jüngsten Fortschritte in der Stranggußtechnik hat die Produktivität der Stranggußanlagen die Kapazität der "kontinuierlichen Warmwalzwerke erreicht. Stranggußanlagen können deshalb jetzt direkt mit kontinuierlichen Warmwalzständen verbunden werden. Wenn Stähle aus der Stranggußanlage direkt in ein kontinuierliches Warmwalzwerk geführt werden, kann das kontinuierliche Warmwalzen ohne Wartezeit durchgeführt werden. Nach einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird deshalb der Strang nach dem Stranggießen nicht abgekühlt, sondern direkt warmgewalzt, wobei die Wärme des Strangs ausgenutzt wird. In einer anderen vorteilhaften Ausführungsform des Warmwalzens wird der Strang in einen Ofen zur Wärmerückgewinnung gebracht, wenn seine Temperatur, insbesondere an der Oberfläche, leicht abgenommen hat. Der Strang wird dann kurze Zeit in einem sehr kompakten Ofen für Kohlenstoffstähle erhitzt und anschließend warmgewalzt.

Diese Ausführungsformen des Warmwalzens sind bei der Herstellung von Kohlenstoffstählen in Gebrauch. Durch Anwendung dieser Verfahren auf die Herstellung von kornorientiertem Elektroblech kann ein hoher Wirkungsgrad des Warmwalzens erreicht werden, der demjenigen bei Kohlenstoffstählen ver— gleichbar ist.

Venn die Stranggußanlage mit dem kontinuierlichen Warmwalzwerk direkt verbunden ist, kann auch die Entstehung von inneren Rissen in vorteilhafter Weise verhindert werden. Eine Bramme, die eine große Menge Silicium enthält, besitzt eine niedrige Wärmeleitfähigkeit und v/eist deshalb große Tempera-

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turunterschiede auf. Deshalb entstehen thermische Spannungen zwischen der Oberfläche und dem inneren Bereich des Stranges. Wenn er nach dem Stranggießen abgekühlt wird, entstehen innere Risse im Strang, wodurch die Ausbeute verringert wird. Da andererseits im vorteilhaften Warmv/alzverfahren der Erfindung der Strang nicht gekühlt wird, wird auch die Entstehung von inneren Rissen verhindert, was besonders bei warmgewalzten Siliciumstählen einen Vorteil darstellt.

· Beim herkömmlichen Hochtemperatur-Brammen-Heizverfahren hat die Bramme gewöhnlich eine Dicke von 150 bis 300 mm und wird in einem Vorwalzwerk auf ein Zwischenprodukt mit einer Dicke von 30 bis 70 mm warmgewalzt. Das Zwischenprodukt wird dann in einer Mehrzahl von kontinuierlichen !Fertigwalzgerüsten zu einem warmgewalzten Band mit der vorgegebenen Dicke warmgewalzt .

Bei diesem herkömmlichen Verfahren kann eine Bramme mit geringer Dicke nicht eingesetzt werden, da sich die Bramme im Brammen-Heizofen infolge der hohen Temperatur verformt, was dazu führt, daß sie nicht mehr aus dem Ofen gezogen werden kann, oder da der Brammen-Heizofen extrem lang sein müßte.

Nach dem Verfahren der Erfindung, bei dem der Strang auf eine niedrigere Temperatur erhitzt wird, kann ein dünner Gußstrang verwendet werden, da der Strang direkt warmgewalzt wird. Außerdem kann der dünne Gußstrang ohne Grobwarmwalzen direkt fertiggewalzt werden, wodurch das Warmwalzen in sehr wirkungsvoller Weise ausgeführt werden kann. Wenn jedoch der Strang zu dünn ist, ist die Produktivität beim Stranggießen gering. Ist andererseits der Strang zu dick, dann wird die auf die Fertigwalzgerüste wirkende Belastung zu groß. Die Strangdicke beträgt deshalb vorzugsweise 30 bis 70 mm.

Die magnetische Induktion wird durch die Brammen-Heiζtemperatur stark beeinflußt. Kontinuierlich gegossene Stränge

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mit einem Gehalt von 0,0575* C, 3,5O# Si, 0,25% Mn, Q,O39# ?, 0,033$ säurelösliches Al und 0,0093$ N werden erhitzt und in einer einzigen Warmwalzstufe zu Bändern mit einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensstufen durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1120⁰C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0/30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO als Glühseparator; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die magnetische Induktion B^₀ der Produkte ist in Fig. 6 dargestellt. Aus Fig. 6 geht hervor, daß eine höhere magnetische Induktion B^₀ erreicht werden kann, wenn die Brammen-Heiz-

temperatur über 1280°C liegt. In manchen Fällen sind solche höhere Werte für die magnetische Induktion besonders erwünscht. Eine hohe magnetische Induktion ist beispielsweise dann erwünscht, wenn zur Verminderung des Ümmagnetisierungsverlustes eines nach dem Verfahren der Erfindung hergestellten kornorientierten Elektroblech^ eine Bestrahlung mit einem Laser-Strahl durchgeführt wirdr da der Ummagnetisierungsverlust bei hoher magnetischer Induktion stärker verringert wird. Dieses Verfahren bewirkt eine besonders starke Verminderung des ümmagnetisierungsverlustes.

Wenn die Brammen-Heiztemperatur sehr hoch ist, kann die Heizeinrichtung der hohen Temperatur unter technischen Gesichtspunkten nicht standhalten. Die Obergrenze der Brammen-Heiztemperatur liegt deshalb bei 14-3O⁰C.

Im Verfahren der Erfindung wird das warmgewalzte Band kurze Zeit bei einer Temperatur von 850 bis 1200⁰C geglüht und dann rasch zur Steuerung des Ausscheidungszustandes des AlN abgekühlt. Wenn die Glühtemperatur unter 85O°C liegt, kann keine hohe magnetische Induktion erreicht werden. Andererseits wird die Sekundär-Rekristallisation bei Glühtemperaturen über 1200⁰C unvollständig. Eine Glühdauer von mindestens

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30 Sekunden reicht aus, um den Zweck des Glühens zu erreichen, während eine Glühdauer über 30 Minuten unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten ungünstig ist. Gewöhnlich beträgt die Glühzeit 1 bis 30 Minuten.

Das geglühte warmgewalzte Band, das als heiße Haspel bezeichnet werden kann, wird dann kaltgewalzt. Ein starkes Kaltwalzen mit einer Dickenverminderung oder einem Ziehverhältnis von mindestens 80$ ist für die Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech mit hoher magnetischer Induktion notwendig.

Dann wird das kaltgewalzte Band entkohlungsgeglüht. Der Zweck des Entkohlungsglühens ist die Entkohlung und die Erimär-Rekristallisation des kaltgewalzten Bandes und gleichzeitig die Ausbildung einer Oxidschicht auf seiner Oberfläche, die als isolierender Film benötigt wird.

Danach wird ein Glühseparator, der zur Erzeugung eines isolierenden Films auf dem Produkt erforderlich ist, auf die Oberfläche des kaltgewalzten und entkohlungsgeglühtenBandes aufgebracht. Der Glühseparator besteht hauptsächlich aus MgO und kann zusätzlich, falls erforderlich TiOp, A^O^, CaO, eine Borverbindung, eine Schwefelverbindung und/oder eine Stickstoffverbindung enthalten.

Anschließend wird das Schlußglühen bei hoher Temperatur durchgeführt. Der Zweck des Schlußglühens bei hoher Temperatur ist die sekundäre Rekristallisation und die Reinigung des entkohlungsgeglühtenBandes sowie die Ausbildung eines hauptsächlich aus Forsterit bestehenden isolierenden Films. Das Schlußglühen bei hoher Temperatur wird gewöhnlich bei einer Temperatur von mindestens 1100⁰C in Wasserstoff oder einem Wasserstoff enthaltenden Gasgemisch durchgeführt. Die Temperatur wird dabei gewöhnlich auf etwa 1200⁰C erhöht und das Reinigungsglühen wird vorgenommen, um den Gehalt an N und S im Stahl so weit wie möglich zu vermindern.

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Nach dem Schlußglühen bei hoher Temperatur wird eine z.B. hauptsächlich aus Phosphorsäure, Chromsäureanhydrid und Aluminiumphosphat bestehende Beschichtungsflüssigkeit auf das Stahlband aufgebracht und ein Glühen zum Glätten des Bandes durchgeführt. Infolge des Beschichtungsfilms wird der isolierende Film weiter gefestigt und kann eine hohe Zugspannung erzeugen. Es bildet sich schließlich ein isolierender Film, der hauptsächlich aus MgO.SiOp besteht.

Was -die Bedingungen des Schlußglühens bei hoher Temperatur anbelangt, ist die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich, in dem die sekundäre Rekristallisation stattfindet, vorzugsweise niedrig, da dies für die Erlangung einer stabilen hohen magnetischen Induktion günstig ist. Bei niedrigerer Temperatur entstehen sekundäre Rekristallisationskörner • mit geringerer Neigung gegen die ^110J· ^. 001 ? -Orientierung.

Ein langsames Erhitzen im Temperaturbereich der Sekundär-Rekristallisation kann deshalb, metallurgisch betrachtet, den Volumenanteil an sekundären Rekristallisationskörnern erhöhen, der bei niedriger Temperatur entsteht und deshalb sehr nahe an der £11 Oj 4. 0017 -Orientierung ist, mit dem Ergebnis, daß die magnetische Induktion verbessert wird. Da außerdem das Wachstum der Kristallkörner infolge der Gegenwart von feinteiligem MnS im Verfahren der Erfindung weniger stark unterdrückt wird, da der S-Gehalt gering und die auf feinteiliges MnS zurückzuführende Inhibitorwirkung im Vergleich zu herkömmlichen Verfahren mit einer großen Menge an MnS klein ist, findet im Verfahren der Erfindung bereits bei niedriger Temperatur ein verhältnismäßig starkes Kornwachstum statt. Im Fall von Stählen mit geringem S-Gehalt ist deshalb ein langsames Erhitzen besonders wirkungsvoll für die Erhöhung des Volumenanteils der sekundären Rekristallisationskörner, die bei niedrigerer Temperatur entstehen und somit nahe an der (110^ < 001 y -Orientierung sind, und damit auch für eine Erhöhung der magnetischen Induktion.

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3 J 3 4 b Ί ü

Aus Pig. 7 geht der Einfluß der Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von
duktion B^q hervor

peraturbereich von 7GO bis 110O⁰C auf die magnetische InEine Stahlschmelze mit 0,060% C, 3,35$ Si, 0,25% Mn, O,O33# säurelösliches Al, 0,030$ P, 0,005% S und 0,0005% N wird kontinuierlich zu einem Strang gegossen. Von dem Strang geschnittene Brammen werden auf 1400⁰C erhitzt und dann zu Bändern mit einer Dicke von 2/3 mm v/armgewalzt.

. Dann werden nacheinander folgende Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1200⁰C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0,30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen eines Glühseparators; 20 Stunden Schlußglühen bei 120O⁰C. Die Heizgeschwindigkeit beim Hochtemperatur-Schlußglühen wird geändert.

Wie aus Fig. 7 hervorgeht, ist die magnetische Induktion B^q bei geringerer Heizgeschwindigke-it höher. Die magnetische Induktion B^₀ ist besonders hoch, wenn die Heizgeschwindigkeit 15 C/Stunde oder weniger beträgt.

Während des langsamen Erhitzens wird die sekundäre Rekristal-

-¹O

lisation im Temperaturbereich von 700 bis 1100 C abgeschlossen. Bei einer Heizgeschwindigkeit unter 15°C/Stunde verändert sich die magnetische Induktion nicht mehr stark in Abhängigkeit von der Temperatur. Jedoch nimmt die Streuung der • " Werte der magnetischen Induktion mit geringerer Heizgeschwindigkeit ab. Die Untergrenze der Heizgeschwindigkeit liegt im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit vorzugsweise bei 7 C/ Stunde. Die Temperatur wird dann gewöhnlich auf etwa 1200 C erhöht und das Reinigungsglühen zur Verminderung des Stickstoff- und Schwefelgehalts im Stahl auf möglichst niedrige

Werte durchgeführt.
35

Das kornorientierte Elektroblech kann zusätzlich zu den

20-

vorstehend beschriebenen Elementen geringe Mengen eines oder mehrerer weiterer Zusätze, beispielsweise Chrom enthalten.

Kontinuierlich gegossene Stränge mit einem Gehalt von 0,06$ C, 3,3356 Si, 0,30$ Mn, 0,05550 P, O,OJOfO säurelösliches Al, O.,OO85% N, Ο,ΟΟ45ό S und verschiedenen Gehalten an Cr werden auf 135O⁰C erhitzt und zu Bändern mit einer Dicke von 2,5 nun warmgewalzt. Dann werden nacheinander folgende Verfahrenssehritte durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1120⁰C; Kaltwalzen zu Bändern mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO als Glühseparator; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Durch den Zusatz von Cr wird der Bereich an säurelöslichem Al, in dem eine hohe magnetische Induktion erhalten werden kann, in vorteilhafter Weise verbreitert. Aus Fig. 8 geht hervor, daß der Cr-Zusatz auch zu einer Abnahme des Ummagnetisierungsverlustes bei gleicher magnetischer Induktion führt. Ein Cr-Gehalt über 0,25$ ist jedoch ungünstig, da die genannten Wirkungen des Cr nicht mehr zunehmen, dagegen die Entkohlungsgeschwindigkeit im Entkohlungsglühen vermindert wird.

Kontinuierlich gegossene Brammen mit einem Gehalt von 0,06$ C, 3,33$ Si, 0,004$ S, 0,053$ P, O,O32# säurelösliches Al, 0,0090$ N und 0,15$ Cr werden auf II50 und 135O⁰C erhitzt und dann zu Bändern mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1150⁰C; Kaltwalzen zu . Bändern mit einer ■ "·

Dicke von 0,30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff bei 850⁰C; Aufbringen von MgO als Glühseparator; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. Hierauf wird eine Beschichtung, die hauptsächlich aus kolloidem Siliciumdioxid besteht, zur Erzeugung einer Spannung auf die Produkte aufgebracht. Die in Pig. 9 gezeigten magnetischen Eigenschaften

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sind diejenigen, die nach dem Aufbringen der Spannungsbeschichtung gemessen werden.

Aus Fig. 9 geht hervor, daß die Brammen-Heiztemperatur einen Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften hat. Eine niedrigere Brammen-Heiztemperatur ergibt bei gleicher magnetischer Induktion einen geringeren Ummagnetisierungsverlust.

Die Beispiele erläutern die Erfindung.
10

Beispiel 1

Eine Stahlschmelze mit 0,053$ C, 3,30$ Si, 0,25$ Mn, 0,030$ P, 0,006$» S, 0,027$ säurelösliches Al und '0,0090$ N wird zu
einem Block gegossen. Der Block wird zu einer Bramme mit

¹^ einer Dicke von 250 mm grob warmgewalzt. Die Bramme wird
dann auf 1150 C erwärmt und zu Blechen mit einer Dicke von
2,3 mm xmrmgewalzt. Dann werden die nachstehenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten kontinuierliches Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu einer Blechdicke von 0,30 mm; Entkohlnngsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die magnetischen Eigenschaften des erhaltenen Produktes in
Walzrichtung sind: B^₀ = 1,91 Tesla; W^₁₇ ,,-q = 1,01 W/kg.
Unvollständige sekundäre Rekristallisation tritt nicht auf.

Beispiel 2

Eine Stahlschmelze mit 0,058$ C, 3,4-5$ Si, 0,20$ Mn, 0,035$ P, 0,005$ S,.0,026$ säurelösliches Al und 0,0090$ N wird kontinuierlich zu einem 250 mm dicken Strang gegossen und dann

auf 25O⁰C abgekühlt. Der Strang wird zu Brammen geschnitten, die auf 1200°C erwärmt und zu Blechen mit einer Dicke von
2,3 mm warmgewalzt werden. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu einem Blech mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen in feuchtem Wasserstoff bei 850 C;

ORIGINAL

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Aufbringen von MgO; 20 Gtunden Schlußglühen bei 1200⁰G.

Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung· sind: B₁₀ = 1,91 Tesla; W₁₇₇₅₀ = 0,97 W/kg. Unvollständige sekundäre Rekristallisation tritt nicht auf.

Beispiel 3 Eine Stahlschmelze mit 0,055$ C, 3,35$ Si, 0,20$ Mn, 0,035$ P, 0,006$ S, 0,027$ säurelösliches Al und 0,009$ N wird unter Verwendung einer Form mit einer lichten Weite von 250 mm stranggegossen. Nach der Verfestigung der Stahlschmelze werden Brammen geschnitten und rasch ohne Abkühlung in einen Warmhalteofen vom Wagenboden-Typ verbracht. Nachdem die Bramme eine gleichmäßige Durchschnittstemperatur von etwa 113O⁰C angenommen hat, wird sie zu einem Blech mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden die folgenden Verfahrensschritte nacheinander durchgeführt: -2 Hinuten Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu einem Blech mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen bei 850°C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; · 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung sind: B₁₀ = 1,90 Tesla; W₁₇₇₅₀ = 1,CW- WAg.

Unvollständige sekundäre Rekristallisation findet nicht statt.' 25

Beispiel 4-

Eine Stahlschmelze mit 0,060$ C, 3,35$ Si, 0,15$ Fin, 0,030$ P, 0,002$ S, 0,028$ säurelösliches Al.und 0,0090$ N wird unter Verwendung einer Form mit einer lichten Weite von 25Ο mm stranggegossen. Während des Stranggießens wird die Wärmeisolierung in einer Stranggießeinrichtung durchgeführt. Das Ende der Strangoberfläche, bei dem die Gefahr der Abkühlung besteht, wird kurze Zeit mit Gas erhitzt, um das Abkühlen möglichst gering zu halten, das nach der Verfestigung der Stahlschmelze eintritt. Dann wird der Strang zu Brammen geschnitten, die rasch zum Eingang des V/armwalzwerk gebracht

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werden. Das V/armwalzen beginnt, wenn der innere Bereich und der Oberflächenbereich des Brammenquerschnitts eine Temperatur von etwa 1200 bzw. 1050⁰C aufweisen.

Die Brammen v/erden zu Bändern mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Hinuten Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu einem Blech mit einer Dicke von 0,30 mm; Ent-, kohlungsglühen bei 850°C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringe von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 120O⁰C.

Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung sind wie folgt: B^₀ = 1,89 Tesla; W^/cq - 1»05 W/kg.

Beispiel 5 Eine Stahlschmelze mit 0,060# C, 3,30$ Si, 0,20$ Mn, 0,0355» P, O,OO6# S, 0,030# säurelösliches Al und 0,0080$ N wird kontinuierlich zu einem Strang gegossen, der zu Brammen geschnitten wird. Diese v/erden auf 138O⁰C erhitzt und dann zu Blechen mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann v/erden nacheinander folgende Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1130⁰C; Kaltwalzen zu einem Blech mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen bei 850 C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200 C. Die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 700 bis 1100⁰C beim Schlußglühen beträgt 10°C/Stunde. Es wird ein Glättungsglühen durchgeführt und dann ein • Spannung erzeugender PiIm aufgebracht, der hauptsächlich aus Chromsäureanhydrid besteht.

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Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung sind: B₁₀ = 1,93 Tesla; W₁₇^₅₀ = 1,02 WAg-

Das Produkt wird dann mit einem Laserstrahl bestrahlt, wobei fleckenartige Bestrahlungsmuster in C-Richtung (senkrecht zur Walzrichtung) erzeugt werden.

Die magnetischen Eigenschaften des Laser-bestrahlten Produktes

^L ORlGiWAL INSPECTED ^J

sind: B^₀ = 1,93 Tesla;'W₁₇^₅₀ = 0,91 W/kg

Beispiel 6

Eine Stahlschmelze mit 0,057$ G, 3,4-5# Si, 0,29$ Mn, 0,039$ P, 0,003$ S, 0,032$ säurelösliches Al und 0,0090$ K wird kontinuierlich zu einem Strang gegossen, der zu Brammen geschnitten wird. Diese werden auf 13SO⁰C erhitzt und dann zu Blechen mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1130⁰C; Kaltwalzen zu Bändern mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglüheri bei 85O⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. Die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 7OO bis 1100⁰C beim Schlußglühen beträgt 20°C/ Stunde. Es wird ein Glättungsglühen durchgeführt und ein hauptsächlich aus Chromsäureanhydrid bestehender, Spannung erzeugender Film auf die Blechoberfläche aufgebracht.

Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung sind: B^₀ = 1,92 Tesla; W^₅₀ = 1,05 W/kg.

Beispiel?

Eine Stahlschmelze mit 0,06OyO C, 3,38% Si, 0,20$ Mn, 0,040$ P, 0,005$ S, 0,033$ säurelösliches Al, 0,0085$ N und 0,16$ Cr wird kontinuierlich zu einem Strang gegossen, der zu Brammen geschnitten wird. Diese werden auf 1400⁰C erhitzt und dann zu Bändern mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1120⁰C; Kaltwalzen zu Bändern mit einer Dicke von 0,30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. Die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 700 bis 1100⁰C beim Schlußglühen beträgt 10°C/Stunde. Es wird ein Glättungsglühen durchgeführt und dann ein hauptsächlich aus Chromsäureanhydrid bestehender, Spannung erzeugender Film auf die Blechoberfläche aufgebracht.

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Die magnetischen Eigenschaften des Produktes in Walzrichtung sind: B₁₀ = 1,93 Tesla; W₁₇/_5O =0,99 W/kg.

Die magnetischen Eigenschaften des Laser-bestrahlten Produktes sind: B₁₀ = 1,93 Tesla; W₁₇^₀ = 0,88 WAg-

Beispiele

Eine Stahlschmelze mit 0,053$ C, 3,35$ Si, 0,25$ Mn, 0,035$ P, 0,003$ S, 0,029$ säurelösliches Al, 0,0080$ N und 0,15$ Cr wird kontinuierlich'zu einem Strang gegossen, der zu Brammen geschnitten wird. Diese werden auf 1150⁰C erwärmt und dann zu Blechen mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander folgende Verfahrensschritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu Bändern mit einer Dicke von 0,30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen bei 850°C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. Die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 700 bis 1100°C beim Schlußglühen beträgt 20 C/Stunde. Ein hauptsächlich aus Chromsäureanhydrid bestehender Film wird sodann auf die Blechoberfläche aufgebracht .

Die magnetischen Eigenschaften des Produkts in Walzrichtung sind: B₁₀ = 1,91 Tesla; W₁₇^₀ = 0,97

Beispiel 9 Eine Stahlschmelze mit 0,053$ C, 3,^5$ Si, 0,23$ Mn, 0,037$ P, 0,003$ S, 0,027$ säurelösliches Al, 0,0090$ N und 0,20$ Cr wird kontinuierlich unter Verwendung einer Form mit einer lichten Weite von 250 mm zu einem Strang gegossen. Dieser wird zu Brammen geschnitten, die auf 1130⁰C erwärmt und dann zu Blechen mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt werden. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrens-

schritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1080⁰C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0,30 mm; 2 Minuten Entkohlungsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C. Die Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich von 700 bis 1100⁰C beim Schlußglühen beträgt 10°C/Stunde. Sodann wird ein hauptsächlich aus Chromsäureanhydrid bestehender, Spannung erzeugender Film auf die Blechoberfläche aufgebracht.

Die magnetischen Eigenschaften des Produkts in Walzrichtung sind: B^_n = 1,90 Tesla; W_4r7/qn = 1,01

B e i s ρ ie I 10 Eine Stahlschmelze mit 0,053$ C, 3,4-5% Si, 0,23% Mn, 0,037% 0,003% S, 0,027% säurelösliches Al,. 0,0090% H und 0,20% Cr wird kontinuierlich zu einem Strang gegossen^ Der Strang wird beim Gießen in der Stranggußanlage wärmeisoliert und die Oberfläche des Endes, bei dem die Gefahr der Abkühlung besteht, wird mit Gas kurze Zeit geheizt, um die Abkühlung, die nach der Verfestigung der Stahlschmelze einsetzt, so gering wie möglich zu halten. Sodann werden Brammen geschnitten, die rasch zum Einlaß des Warmwalzwerkes gebracht werden. Das Warmwalzen beginnt, wenn der mittlere Bereich und der Oberflächenbereich des Brammenquerschnitts eine Temperatur von etwa 1200 bzw. 1050⁰C aufweisen. Die Brammen werden zu Bändern mit einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt. Dann werden nacheinander die folgenden Verfahrenssehritte durchgeführt: 2 Minuten Glühen bei 1080°C; Kaltwalzen zu Blechen mit einer Dicke von 0,30 mm; Entkohlungsglühen bei 850⁰C in feuchtem Wasserstoff; Aufbringen von MgO; 20 Stunden Schlußglühen bei 1200⁰C.

Die magnetischen Eigenschaften des Produkts in Walzrichtung

sind: B₁₀ = 1,90 Tesla; W₁₇^₀ = 1,03 35

L J

Claims

VOSSlUS - VOSSIUS -TAUCi:-iN.eR:...ME:ÜN.E"M:ANN . RAUH PATENTANWÄLTE SIEBERTSTRASSE 4· · 8OOO MÜNCHEN 86 · ® (O89) 47 4O73 u.Z.: S 631 (Ea/H) Case: HSO «45-DE NIPPON STEEL CORP. Tokyo, Japan "Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektro blech mit hoher magnetischer Induktion" Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit hoher magnetischer Induktion B^₀ von mindestens 1,89 Tesla,

dadurch gekennzeichnet, daß man

bei einer Temperatur von.höchstens 143O⁰C eine Bramme herstellt, die aus 0,025 bis 0,07556 C, 3,0 bis 4-,5$ Si, 0,010 bis 0,060$ säurelösliches Al, 0,0030 bis 0,0130$ N, höchstens 0,007$ S, 0,08 bis 0,4550 Mn, 0,015 bis 0,04-5$ P, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, anschließend die Bramme zu einem Band warmwalzt,

das warmgewalzte Band bei einer Temperatur im Bereich von 850 bis 1200°C kurze Zeit glüht,

danach das geglühte Band mit einer Dickenverminderung von mindestens 80$ auf die endgültige Blechdicke stark kaltwalzt ,

das erhaltene kaltgewalzte Band in einer Atmosphäre aus feuchtem Wasserstoff kontinuierlich entkohlungsglüht,

anschließend einen Glühseparator auf das Band aufbringt und

schließlich das Schlußglühen bei hoher Temperatur durch*-

führt.
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2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme in einem Ofen auf eine Temperatur von mehr als 1280⁰G bis 14-3O⁰C erhitzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme in einem Ofen auf eine Temperatur nicht über 1280⁰C erhitzt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme durch Stranggießen erzeugt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4-, dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme direkt von der Stranggußanlage in das Warmwalzwerk verbracht wird, wobei ein Abkühlen auf JS&umtemperatur vermieden wird, und das Warmwalzen bei einer Temperatur nicht über 1280⁰C begonnen wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5» dadurch gekennzeichnet, daß das Schlußglühen bei hoher Temperatur mit einer Heizgeschwindigkeit im Temperaturbereich, von 700 bis 1100⁰C von ■ höchstens. 15°C/Stunde durchgeführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5_r dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme ferner 0,07 bis 0,25# Cr enthält.

8. Kornorientiertes Elektroblech mit hoher magnetischer Induktion B/jQ von mindestens 1,89 Tesla, bestehend im wesentlichen aus 3,0 bis 4,5% Si, 0,08 bis 0,4-5$ Hs und 0,015 bis 0,04-5$ P₁ Rest im wesentlichen Eisen, dadurch

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ORIGINAL INSPECTED

1 gekennzeichnet, daß es unter Unterdrückung, vor dem Schlußglühen bei hoher Temperatur, einer sekundären Rekristallisation mit Hilfe eines im wesentlichen aus AlN bestehenden Inhibitors hergestellt worden ist.