DE4005807A1 - Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem magnetstahlblech - Google Patents

Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem magnetstahlblech

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Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von nichtorientiertem Stahlblech durch direktes Warmwalzen.
Streng gesprochen bedeutet direktes Warmwalzen, auch bekannt als HDR-Verfahren (hot direct rolling) im allgemeinen, daß eine formgegossene Bramme ohne Zuführung von Wärme direkt warmgewalzt wird. Bei der Beschreibung der vorliegenden Erfindung soll der Begriff des direkten Warmwalzens jedoch in einem breiten Sinn auch einen Prozeß umfassen, bei dem die formgegossene Bramme wieder erhitzt wird bevor die Temperatur merklich abfällt und warmgewalzt wird (warme Bramme - Erwärmen - Walzen).
Wichtige Faktoren, welche die Eigenschaften von Magnetstahlblech beeinflussen, sind Menge, Größe, Morphologie und Verteilung von AlN und MnS, welche in dem Stahl ausfallen. Diese beeinflussen nicht nur die magnetischen Eigenschaften des Endproduktes, sondern sie spielen auch eine wichtige Rolle bei der Bildung der Mikrostruktur des Stahlstreifens während einer Reihe von Herstel­ lungsvorgängen.
Im Falle von kornorientiertem Siliziumblech werden die Ausfällungsteilchen wie AlN und MnS wirkungsvoll als Hemmstoffe verwendet, die eine Sekundärrekristallisation steuern. In bezug auf nichtorientiertes Siliziumstahlblech sind jedoch mehrere Techniken beschrieben worden, um die Ausfällungsteilchen harmlos zu machen:
  • 1. Die Bramme wird auf eine niedrige Temperatur erwärmt, um die Auflösung von AlN oder MnS zu hemmen (z. B. JP-OS 50-35 885).
  • 2. Die Mengen von S und O werden vermindert, welche zu feinen Ausfällungsteilchen von nichtmetallischen Einschlüssen führen (z. B. JP-OS 56-22 931).
  • 3. Ca und Seltene-Erden-Metalle werden hinzugefügt, um die Morphologie von Sulfideinschlüssen zu beeinflussen (z. B. JP-OS 58-17 248 und 58-17 249).
  • 4. Der Strahlstreifen wird nach dem Warmwalzen bei extrem hoher Temperatur aufgewickelt, um ein Eigenausglühen desselben zu bewirken, so daß das AlN durch einen Eigenglüheffekt vergröbert wird (z. B. JP-OS 57-43 132).
Die meisten dieser Technologien beruhen auf der Voraussetzung der üblichen Vorgänge, die in der Wiederaufwärmung der Bramme und dem Warmwalzen bestehen. Wenn man jedoch berücksichtigt, daß die Verwendung des direkten Walzens als vielversprechend angesehen wird in bezug auf eine Einsparung an Energie und Prozeßgängen, sind die obengenannten Technologien alleine nicht ausreichend, hervorragende magnetische Eigenschaften zu erhalten, da beim direkten Walzen während des Warmwalzvorgangs AlN oder MnS in dem Stahl fein ausfallen.
Daher sind in Hinblick auf die Lösung der obengenannten Schwierigkeiten als Verfahren zum Vergröbern von AlN beim direkten Warmwalzen Technologien vorgeschlagen worden, die darin bestehen, das AlN durch kurzes Erwärmen der Bramme auf den Weg zum Warmwalzvorgang zu vergröbern, wie es in den JP-OS 56-18 045, 56-33 451 und der 58-1 23 825 beschrieben wird. Jedoch führen diese Techniken zu einer ungleichförmigen Ausfällung des AlN in Richtung der Dicke der Bramme. Daher sind diese Verfahren nicht immer ausreichend zum Herstellen von magnetischen Stahlstreifen, bei denen eine Gleichförmigkeit der Eigenschaften wichtig ist.
Durch die vorliegende Erfindung werden die oben aufgeführten bisherigen Schwierigkeiten überwunden.
Durch die vorliegende Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen von Magnetstahlblech oder -streifen durch direktes Warmwalzen geschaffen, bei dem es möglich ist, die Ausfällung von AlN und MnS beim direkten Warmwalzen (HDR-Verfahren) zu kontrollieren, was bisher ein schwieriges Problem gewesen ist, indem die beanspruchte Zusammensetzung der ursprünglichen Komponenten und die beanspruchten Vorgaben für die Bearbeitungsbedingungen verwendet werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung werden die Mengen des während des direkten Warmwalzens (HDR-Walzen) ausfallenden AlN und MnS durch Regulieren des Gehalts an Al und S auf einen solchen Werte vermindert, daß sie die magnetischen Eigenschaften nicht beeinflussen, wobei die unvermeidlich ausfallenden Nitride als grobe BN Ausfällungsteilchen vorliegen.
Gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel enthält die Erfindung die Verfahrensschritte, daß ein Warmwalzvorgang einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammen­ setzung
C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,002 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,005 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,
der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, begonnen wird bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, in welchem die Bramme eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, wieder auf mehr als 1000°C erwärmt wird und für mehr als 10 Minuten durchgewärmt wird,
ein Wickeln erfolgt bei einer Temperatur von weniger als 650°C, nachdem das Walzen mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C beendet worden ist,
der warmgewalzte Stahlstreifen bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der beiden folgenden Bedingungen (1) oder (2) geglüht wird,
770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)
890T970-100lnt+979T-100lnt+1069 (2)
der warmgewalzte Stahlstreifen einem einmaligen Kaltwalzen oder einem zwei- oder mehrmaligen Kaltwalzen mit Zwischenglühen unterzogen wird, und
in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C kontinuierlich geglüht wird.
Gemäß einem zweiten Ausführungsbeispiel der Erfindung erfolgt die Behandlung unter den gleichen Bedingungen, wie den obengenannten, wobei die kontinuierlich gegossene Bramme die Zusammensetzung hat
C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,
B: 0,5 bis 2,0 B (Gew.-%)/N (Gew.-%),
der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Im folgenden werden Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Zeichnung erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 einen Bereich von B/N, in welchem niedrige Kernverlustwerte erhalten werden, in Abhängigkeit vom Al-Gehalt; und
Fig. 2 Bereiche der Durchwärmungszeit und der Durchwärmungstemperatur, wo bei dem Glühprozeß für das warmgewalzte Stahlblech niedrige Kernverlustwerte erhalten werden.
Die Erfindung wird nun im einzelnen mit einer Begründung für die Grenzwerte der Stahlzusammensetzung erläutert.
C (Kohlenstoff): Die Erfindung spezifiziert den C-Gehalt auf nicht mehr als 0,01 Gew.-% mit dem Ziel, das Kornwachstum während des Glühens des warmgewalzten Blechstreifesn zu verbessern. In Hinblick auf die magnetische Alterung sind insbesondere weniger als 0,005 Gew.-% bei den Endprodukten vorzuziehen. Zu diesem Zwecke erfolgt eine Entkohlung entweder durch eine Vakuum-Entgasungsbehandlung bei der Stahlherstellung oder durch eine Entkohlungsglühen während einer Schlußglühstufe.
Si (Silizium): Um die für ein hochwertiges Magnetstahlblech geforderten Kernverlustwerte zu erreichen, handelt es sich bei der Erfindung um Stähle, bei denen mehr als 1,0 Gew.-% Si zugesetzt sind. Wenn jedoch zu viel Si zugesetzt wird, wird es unmöglich, einen Kaltwalzvorgang durchzuführen und in Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit wird eine breite Verwendung unmöglich. Somit liegt die obere Grenze bei 4,0 Gew.-%.
Mn (Mangan): Bei der Herstellung des Magnetstahlblechs wird während des direkten Warmwalzens durch das Mangan Schwefel als MnS ausgefällt. Daher ist die Menge an Mn sehr wichtig unter dem Gesichtspunkt der Kontrolle von dessen Größe. Damit der Schwefel in dem Stahl ausreichend ausfällt, spezifiziert die Erfindung die untere Grenze für Mn auf 0,1 Gew.-% und die obere Grenze auf 0,5 Gew.-% als die Grenze um auf die magnetischen Eigenschaften keinen negativen Einfluß auszuüben.
S (Schwefel): Mit dem Ziel, die Gesamtmenge des während des direkten Warmwalzens ausgefällten MnS zu regulieren, wird der S-Gehalt auf weniger als 0,005 Gew.-% spezifiziert.
Al (Aluminium): ist ein wichtiges Element bei der Erfindung. Gegenüber den üblichen Techniken, welche darauf abzielen, die Größe und Verteilung der AlN-Ausfällungsteilchen zu kontrollieren, vermindert die Erfindung den Al-Gehalt extrem mit dem Ziel, die Menge an AlN auf einen Wert zu senken, wo es keine Schwierigkeiten für die magnetischen Eigenschaften aufwirft. Daher wird Al auf nicht mehr als 0,002 Gew.-% eingestellt. Nichtsdestoweniger können in einem später zu erläuternden Fall, daß Bor hinzugefügt wird, hervorragende Eigenschaften erreicht werden, indem Al auf nicht mehr als 0,01 Gew.-% spezifiziert wird, wie Fig. 1 zeigt.
P (Phosphor): ist ein billiges und wirkungsvolles Element, um den Kernverlust eines Magnetstahlblechs mit niedrigem Si-Gehalt zu senken. Jedoch macht ein hoher Zusatz den Streifen nicht nur hart, sondern führt auch zu einem Zerbrechen der Bramme. Daher liegt die obere Grenze bei 0,05 Gew.-%.
N (Stickstoff): fällt bei dem Warmwalzvorgang als feines AlN aus und hemmt das Kornwachstum des Ferrits nicht nur in dem warmgewalzten Streifen, sondern auch während des Schlußglühens in dem kaltgewalzten Streifen. Gemäß der Erfindung wird die Ausfällung des AlN so weit wie möglich gehemmt und der Stickstoff durch den Zusatz von Bor möglichst als BN ausgefällt, wie später erläutert, und die obere Grenze für N auf 0,0030 Gew.-% spezifiziert, um die Ausfällungsmengen sowohl AlN als auch von BN zu regulieren.
B (Bor): ist eines der wichtigsten Elemente bei der vorliegenden Erfindung. Insbesondere durch Regulierung des Al-Gehalts senkt Bor die Menge des während des direkten Warmwalzens ausfallenden AlN und sorgt auch dafür, daß der unvermeidlich enthaltende Stickstoff als BN ausfällt. Fig. 1 zeigt einen Bereich für BN, in welchem ein niedriger Kernverlustwert erhalten wird, in Abhängigkeit vom Al-Gehalt (Δ W 15/50 ist eine Differenz des Kernverlustwertes zwischen warmgewalzten Erzeugnissen (HDR-Verfahren) und nach dem üblichen HCR-Verfahren (hot charged rolling) hergestellten Erzeugnissen, bei dem die auf ungefähr 500 bis 600°C abgekühlte Bramme wieder erwärmt und gewalzt wird). Wenn Al nicht mehr als 0,01 Gew.-% beträgt, wird in dem Bereich von B/N mit 0,5 bis 2,0 ein niedriger Kernverlustwert erhalten, der dem von üblichen HCR-Erzeugnissen fast äquivalent ist. Somit wird gemäß der Erfindung in dem Bereich von 0,5 bis 2,0 für B/N Bor hinzugefügt.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die kontinuierlich gegossene Bramme mit der obengenannten Zusammensetzung direkt gewalzt, wobei die Brammentemperatur (die Temperatur der Brammenoberfläche, womit im folgenden das gleiche gemeint sein soll), bei der das direkte Walzen beginnt, wird auf mehr als 1000°C festgelegt. Wenn die Anfangstemperatur für das Walzen niedriger als 1000°C ist, ist es schwierig, die gemäß der Erfindung festgelegten End- und Wickeltemperaturen sicherzustellen, und reicht nicht aus für eine spannungsinduzierte Ausfällung bei dem Warmwalzvorgang ebenso wie das BN-Wachstum nach dem Wickeln. Wenn die Brammentemperatur nach dem Gießen niedriger wird als 1000°C, wobei die untere Grenze auf 600°C festgelegt wird, ist es möglich, das Walzen durchzuführen, indem die Bramme von einem Temperaturbereich von mehr als 600°C auf mehr als 1000°C wieder erhitzt wird, so daß die gewünschten Eigenschaften erhalten werden können. Wenn die Brammentemperatur unter 600°C abfällt, ist es schwierig, durch eine kurzzeitige Wärmebehandlung die Bramme bis in ihr Inneres gleichmäßig zu erwärmen, und eine Brammendurchwärmung, wie bei der üblichen Wärmebehandlung wird unvermeidlich. Kurz gesagt wird dadurch der Erfolg der Erfindung in Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit zunichte gemacht. In bezug auf die Durchwärmungszeit beim Wiedererwärmen der Bramme können die erwünschten Eigenschaften erhalten werden, wen eine Zeit von mehr als 10 Minuten sichergestellt wird. Nichtsdestoweniger ist es in Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit nicht vorteilhaft, wenn die Durchwärmungszeit zu lang wird. Daher ist eine Durchwärmung von nicht mehr als 40 Minuten vorzuziehen.
Beim Warmwalzen wird die Endtemperatur auf weniger als 850°C festgelegt, um die Verfeinerung des Ferrits in ausreichendem Maße zu fördern. Außerdem wird in Hinblick auf die Walzbelastung beim Warmwalzen die untere Grenze für die Endtemperatur auf 750°C festgelegt. Darüberhinaus wird eine Wickeltemperatur des warmgewalzten Streifens auf weniger als 650°C festgelegt, um während des langsamen Abkühlens eine ungleichmäßige Rekristallisation zu vermeiden.
Bei der Erfindung ist das Glühen des warmgewalzten Streifens nach dem Warmwalzen unerläßlich. Dies hat seinen Grund darin, daß vor dem Kaltwalzen eine ausreichende Rekristallisation der warmgewalzten Struktur mit einem Si-Gehalt von mehr als 1,0 Gew.-% zur Entwicklung einer wünschenswerten Ferritstruktur in Hinblick auf die magnetischen Eigenschaften führt. Das Glühen des warmgewalzten Streifens wird bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) ausgeführt, die eine der folgenden Bedingungen (1) und (2) erfüllen:
770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)
890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)
In Fig. 2 werden die Bereiche der Durchwärmungszeit und der Durchwärmungstemperatur untersucht, wo ein niedriger Kernverlustwert (W 15/50 ist eine Differenz des Kernverlustwertes zwischen HDR-Erzeugnissen und den gewöhnlichen HCR-Erzeugnissen) beim Glühvorgang des warmgewalzten Streifens erhalten wird. In Bereichen, die von den obengenannten verschieden sind, d. h. bei Durchwärmungszeiten und Durchwärmungstemperaturen unter deren unteren Grenzen erfolgt kein Kornwachstum mit ausreichender Rekristallisation. Bei Durchwärmungszeiten und -temperaturen über deren oberen Grenzen tritt eine Zerstörung der magnetischen Eigenschaften auf infolge einer Vergröberung der rekristallisierten Körner und einer Stickstoffabsorption aus der erwärmenden Atmosphäre. In beiden Fällen können Kernverlustwerte, die denen von herkömmlichen HCR-Erzeugnissen äquivalent sind, nicht erhalten werden.
Außerdem tritt im Falle von T<970°C ein abnormales Kornwachstum der Ferritkörner auf, und es wird eine Ungleichmäßigkeit der kaltgewalzten Oberfläche durch grobe Körner hervorgerufen, die zu einer Abnahme des Füllfaktors führt.
Darüberhinaus führt eine zu lange Durchwärmungszeit zu einer Vergröberung der Ferritkörner, und es entsteht eine Schwierigkeit durch eine Nitrierung der Streifenoberfläche in einer gewöhnlichen Glühatmosphäre, was zu einer Zunahme des Kernverlustes nach dem Schlußglühen führt.
Der warmgewalzte Streifen wird, entsprechend dem herkömmlichen Verfahren nach einmaligen Kaltwalzen oder zwei- oder mehrmaligen Kaltwalzen mit Zwischenglühen kontinuierlich bei einer Temperatur von 800 bis 1050°C geglüht.
Das genannte Zwischenglühen wird üblicherweise bei einer Durchwärmungstemperatur von ungefähr 750 bis 900°C durchgeführt. Was dieses Glühen betrifft, so kann entweder ein Glühen im Stapel oder ein kontinuierliches Glühen erfolgen.
Das Schlußglühen wird als kontinuierliches Glühen durchgeführt. Wenn die Temperatur weniger als 800°C beträgt, ist das Kornwachstum nicht ausreichend. Andererseits, wenn 1050°C überschritten werden, tritt ein übermäßiges Wachstum der Ferritkörner auf, was zu einer Zunahme des Kernverlustes führt.
Beispiel 1
Die kontinuierlich gegossenen Brammen mit den chemischen Zusammensetzungen nach Nr. 1, 3 und 14 in Tabelle 1 wurden einem direkten Warmwalzvorgang (HDR-Vorgang) unterworfen und auf eine Dicke von 2,0 mm gewalzt unter den in Tabelle 2 aufgeführten Bedingungen und geglüht. Dann wurden die gewalzten Streifen gebeizt und auf eine Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt. Das Schlußglühen der Streifen erfolgte in einer kontinuierlichen Glühlinie. Die erhaltenen magnetischen Eigenschaften der Streifen sind in Tabelle 2 gezeigt.
Beispiel 2
Die kontinuierlich gegossenen Brammen mit der Zusammensetzung nach Nr. 14 in Tabelle 1 wurden wieder erwärmt und unter den in Tabelle 3 aufgeführten Bedingungen auf eine Dicke von 2,0 mm warmgewalzt und geglüht. Die warmgewalzten Streifen wurden gebeizt und auf eine Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt und in einer kontinuierlichen Glühlinie einer Schlußglühung unterworfen. Die erhaltenen magnetischen Eigenschaften der Streifen sind in Tabelle 3 aufgeführt.
Beispiel 3
Die kontinuierlich gegossenen Brammen mit den in Tabelle 1 aufgeführten Zusammensetzungen wurden ohne Einführen in den Erwärmungsofen bei einer Oberflächentemperatur von mehr als 1000°C direkt warmgewalzt auf eine Dicke von 2,0 mm bei einer Endtemperatur zwischen 780 und 820°C bei einer Temperatur von 560 bis 610°C aufgewickelt und unter den in Tabelle 4 aufgeführten Bedingungen geglüht. Die warmgewalzten Streifen wurden gebeizt und kalt auf eine Dicke von 0,5 mm gewalzt. In Tabelle 4 sind die durch das kontinuierliche Glühen bei den angegebenen Temperaturen erhaltenen magnetischen Eigenschaften der Streifen dargestellt.
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 4

Claims (6)

1. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,002 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%;
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C.
2. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten
Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: weniger als 0,005 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,002 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C.
3. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten
Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,002 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C,
oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen als Entkohlungsglühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C, wobei der C-Gehalt auf weniger als 0,005 Gew.-% gesenkt wird.
4. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten
Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,
B: 0,5 bis 2,0 B (Gew.-%)/N (Gew.-%),der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C.
5. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten
Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: weniger als 0,005 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,
B: 0,5 bis 2,0 B (Gew.-%)/N (Gew.-%),der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen,
beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C.
6. Verfahren zur Herstellung von nichtorientiertem Magnetstahlblech mit den Verfahrensschritten
Warmwalzen einer kontinuierlich gegossenen Bramme mit der Zusammensetzung: C: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
Si: 1,0 bis 4,0 Gew.-%,
Mn: 0,1 bis 0,5 Gew.-%,
S: weniger als 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,01 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,05 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,0030 Gew.-%,
B: 0,5 bis 2,0 B (Gew.-%)/N (Gew.-%),der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen, beginnend bei einem Zustand, daß die Oberflächentemperatur der Bramme nicht niedriger ist als 1000°C, oder bei einem Zustand, daß die Bramme von einem Temperaturbereich, bei dem sie eine Oberflächentemperatur von nicht weniger als 600°C hat, auf mehr als 1000°C wiedererwärmt und für mehr als 10 min. durchwärmt wird,
Wickeln bei einer Temperatur von weniger als 650°C nach der Durchführung des Walzens mit einer Endtemperatur von 750 bis 850°C,
Glühen des warmgewalzten Stahlstreifens bei einer Durchwärmungstemperatur T (°C) und einer Durchwärmungszeit t (min) unter Erfüllung einer der folgenden Gleichungen (1) oder (2)770T890-100lnt+1170T-100lnt+1431 (1)890T970-100lnt+979T100lnt+1069 (2)einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechstreifens oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen mit Zwischenglühen, und
kontinuierliches Glühen als Entkohlungsglühen in einem Temperaturbereich zwischen 800 und 1050°C, wobei der C-Gehalt auf weniger als 0,005 Gew.-% gesenkt wird.
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Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH086135B2 (ja) * 1991-04-25 1996-01-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
BE1007927A3 (fr) * 1994-02-07 1995-11-21 Cockerill Rech & Dev Procede de production d'acier doux.
US6217673B1 (en) 1994-04-26 2001-04-17 Ltv Steel Company, Inc. Process of making electrical steels
DE69517557T2 (de) * 1994-04-26 2001-02-08 Ltv Steel Co Inc Verfahren zum Herstellen von Elektrostahl
JP3240035B2 (ja) * 1994-07-22 2001-12-17 川崎製鉄株式会社 コイル全長にわたり磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
JP3333794B2 (ja) * 1994-09-29 2002-10-15 川崎製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
US6068708A (en) * 1998-03-10 2000-05-30 Ltv Steel Company, Inc. Process of making electrical steels having good cleanliness and magnetic properties
DE19918484C2 (de) * 1999-04-23 2002-04-04 Ebg Elektromagnet Werkstoffe Verfahren zum Herstellen von nichtkornorientiertem Elektroblech
JP4268344B2 (ja) * 2001-04-12 2009-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる絶縁被膜付き電磁鋼板
KR20100072376A (ko) * 2002-05-08 2010-06-30 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 무방향성 전기 강판의 연속 주조방법
DE10221793C1 (de) * 2002-05-15 2003-12-04 Thyssenkrupp Electrical Steel Ebg Gmbh Nichtkornorientiertes Elektroband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1966403A4 (de) * 2005-12-27 2010-07-14 Posco Co Ltd Nichtorientierte elektrostahlbleche mit verbesserter magnetischer eigenschaft und herstellungsverfahren dafür
BR112012001161B1 (pt) * 2009-07-17 2021-11-16 Nippon Steel Corporation Método de produção de uma chapa de aço elétrico com grão orientado
JP6127440B2 (ja) 2012-10-16 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
CN113106224B (zh) * 2021-03-18 2022-11-01 武汉钢铁有限公司 一种提高无取向硅钢铁损均匀性的方法
DE102021115174A1 (de) 2021-06-11 2021-11-11 Technische Universität Bergakademie Freiberg, Körperschaft des öffentlichen Rechts Verfahren zur Herstellung eines höherpermeablen, nichtkornorientierten Elektrobleches und dessen Verwendung

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2253011A1 (de) * 1971-10-28 1973-05-03 Nippon Steel Corp Verfahren zum herstellen von nicht kornorientiertem elektroblech
DE2747660A1 (de) * 1976-11-26 1978-06-01 Kawasaki Steel Co Verfahren zum herstellen von nichtorientierten siliciumstaehlen mit hoher magnetischer induktion und niedrigen kernverlusten
DE2848867A1 (de) * 1977-11-11 1979-05-17 Kawasaki Steel Co Verfahren zum herstellen von nicht- orientierten siliciumstahlblechen mit ausgezeichneten elektromagnetischen eigenschaften
EP0084980A2 (de) * 1982-01-27 1983-08-03 Nippon Steel Corporation Nicht-kornorientiertes Elektroblech mit niedrigen Wattverlusten und hoher Magnetflussdichte und Verfahren zu seiner Herstellung

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3770517A (en) * 1972-03-06 1973-11-06 Allegheny Ludlum Ind Inc Method of producing substantially non-oriented silicon steel strip by three-stage cold rolling
JPS51151215A (en) * 1975-06-21 1976-12-25 Kawasaki Steel Corp Process for manufacturing non-oriented silicon steel plate with low co re loss and high magnetic flux density
BE858549A (fr) * 1976-03-10 1978-01-02 Nippon Steel Corp Procede pour traiter des brames d'acier coulees en continu
JPS5441219A (en) * 1977-09-09 1979-04-02 Nippon Steel Corp Manufacture of non-oriented electrical steel sheet
JPS5920731B2 (ja) * 1978-06-16 1984-05-15 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた電気鉄板の製造法
US4306922A (en) * 1979-09-07 1981-12-22 British Steel Corporation Electro magnetic steels
FR2501239B1 (fr) * 1981-03-04 1985-11-29 Nippon Steel Corp Tole d'acier au silicium non orientee avec proprietes magnetiques stables
JPS58123825A (ja) * 1982-01-20 1983-07-23 Kawasaki Steel Corp 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPS58151453A (ja) * 1982-01-27 1983-09-08 Nippon Steel Corp 鉄損が低くかつ磁束密度のすぐれた無方向性電磁鋼板およびその製造法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2253011A1 (de) * 1971-10-28 1973-05-03 Nippon Steel Corp Verfahren zum herstellen von nicht kornorientiertem elektroblech
DE2747660A1 (de) * 1976-11-26 1978-06-01 Kawasaki Steel Co Verfahren zum herstellen von nichtorientierten siliciumstaehlen mit hoher magnetischer induktion und niedrigen kernverlusten
DE2848867A1 (de) * 1977-11-11 1979-05-17 Kawasaki Steel Co Verfahren zum herstellen von nicht- orientierten siliciumstahlblechen mit ausgezeichneten elektromagnetischen eigenschaften
EP0084980A2 (de) * 1982-01-27 1983-08-03 Nippon Steel Corporation Nicht-kornorientiertes Elektroblech mit niedrigen Wattverlusten und hoher Magnetflussdichte und Verfahren zu seiner Herstellung

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Die Seite 36 aus DE-Z Stahl und Eisen 107, (1987) Nr. 8, der 1. Abs. auf der rechten Spalte von S. 1191 aus DE-Z Stahl und Eisen 76 Nr. 18 *
Fachbuch "Ferromagnetism", "Verlag DVAN Nostrand Company", S. 69, 83-88, 95 *
JP 56-1 52 923 A. In: Patents Abstracts of Japan, Sect. C, Vol. 6, 1982, Nr. 35 (C-93) *
JP 58-1 64 725 A. In: Patents Abstracts of Japan, Sect. C, Vol. 7, 1983, Nr. 285 (C-201) *

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Publication number Publication date
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US5102478A (en) 1992-04-07
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