DE60016149T2

DE60016149T2 - Elektrostahlblech für kompakte Eisenkerne und dessen Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE60016149T2
Application number: DE60016149T
Authority: DE
Inventors: Seiji Mizushima Okabe; Yasuyuki Mizushima Hayakawa; Takeshi Mizushima Imamura; Mitsumasa Mizushima Kurosawa
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-12-03
Filing date: 2000-11-30
Publication date: 2005-11-24
Anticipated expiration: 2020-12-01
Also published as: CN1124357C; EP1108794B1; KR100727333B1; TW486522B; DE60016149D1; CN1308143A; EP1108794A1; US6562473B1; KR20010062073A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Sachgebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Elektrostahlbleche, die ausgezeichnete magnetische Eigenschaften, Anti-Rauscheigenschaften und Bearbeitbarkeit besitzen, und die geeignet als kompakte Eisenkernmaterialien, in erster Linie zur Verwendung in kompakten Transformatoren, Motoren, elektrischen Generatoren, und dergleichen, verwendet werden. Die Erfindung bezieht sich auch auf Verfahren zum Herstellen solcher Elektrostahlbleche.
2. Beschreibung des in Bezug stehenden Stands der Technik
Von kompakten Eisenkernmaterialien in elektrischen Geräten wird hauptsächlich gefordert, dass sie ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften haben. Zusätzlich sind gute Anti-Rauscheigenschaften oder gute Bearbeitbarkeiten erwünscht.
Magnetische Eigenschaften werden zuerst beschrieben. Magnetische Eigenschaften werden stark durch die Orientierungen von Kristallkörnern, die Stahlbleche bilden, beeinflusst. In Bezug auf die Richtungen, die vorstehend erwähnt sind, ist es ausreichend bekannt, dass dann, um ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften zu erhalten, die <001>-Achsen, d.h. die Achsen einer leichten Magnetisierung der Kristallkörner, parallel zu der Oberfläche des Stahlblechs verlaufen sollten.
Die folgenden Typen eines Stahlblechs werden herkömmlich für Eisenkerne in kompakten, elektrischen Geräten verwendet: (1) ein kaltgewalztes Stahlblech für allgemeine Zwecke oder ein dekarbonisiertes Stahlblech davon; (2) ein nicht-orientiertes Siliziumstahlblech, bei dem der Eisenverlust durch Hinzugeben von Silizium (Si) und durch Verringern von Verunreinigungen herabgesetzt wird; (3) ein einzel-orientiertes Siliziumstahlblech, bei dem Kristallkörner vorzugsweise so angewachsen sind, um die Goss-Orientierungen zu haben, d.h. die {110}<001>-Orientierung, und zwar unter Verwendung einer sekundären Rekristallisation; und (4) ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech, bei dem kristalline Körner vorzugsweise so angewachsen sind, dass sie die kubischen Orientierungen haben, d.h. die {100}<001>-Orientierung.
Unter den Stahlblechen, die vorstehend beschrieben sind, besitzen das kaltgewalzte Stahlblech für allgemeine Zwecke, das dekarbonisierte Stahlblech davon, und das nicht-orientierte Siliziumstahlblech eine kleinere Anzahl von kristallinen Körnern in der Oberfläche davon, die die <001>-Achsen parallel zueinander haben, da die Evolution der Textur unzureichend ist. Dementsprechend können, verglichen mit dem einzel-orientierten Siliziumstahlblech, gute magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden.
Das einzel-orientierte Siliziumstahlblech wird am üblichsten für Eisenkernmaterialien für Transformatoren verwendet. In dem einzel-orientierten Siliziumstahlblech, aufgebaut aus kristallinen Körnern, integriert in den Goss-Orientierungen, sind die <001>-Achsen, die leicht magnetisiert werden, stark in der Walzrichtung integriert. Demzufolge können, insbesondere dann, wenn eine Magnetisierung in der Walzrichtung vorgenommen wird, gute, magnetische Eigenschaften erhalten werden. Allerdings sind die <111>-Achsen, die am schwierigsten zu magnetisieren sind, in der Oberfläche des Stahlblechs vorhanden. Als eine Folge werden, wenn eine Magnetisierung in der Richtung der Achsen, wie vorstehend beschrieben ist, durchgeführt wird, die magnetischen Eigenschaften stark beeinträchtigt. Das bedeutet, dass einzel-orientierte Siliziumstahlbleche in vorteilhafter Weise für Anwendungen, wie beispielsweise für Transformatoren, verwendet werden, die gute, magnetische Eigenschaften nur in einer Richtung erfordern. Andererseits werden einzel-orientierte Siliziumstahlbleche nicht in vorteilhafter Weise für Anwendungen, wie beispielsweise für Eisenkernmaterialien für Motoren und elektrische Generatoren, oder dergleichen, verwendet, die gute, magnetische Eigenschaften in mehreren Richtungen auf der Oberfläche des Stahlblechs erfordern.
Verfahren zum Herstellen von doppelt-orientierten Siliziumstahlblechen sind über viele Jahre untersucht worden, in denen die kubisch orientierte Textur durch eine sekundäre Rekristallisation angewachsen ist. Zum Beispiel wird ein Verfahren in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung No. 35-2657, offenbart, in der kubisch orientierte Körner durch ein sogenanntes „Querwalzen" („cross rolling"), während ein Inhibitor verwendet wird, rekristallisiert werden. In dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, wird eine sekundäre Rekristallisation nach einem Querwalzen durchgeführt, bei dem ein Kaltwalzen in einer Richtung, gefolgt durch ein Kaltwalzen in der Richtung senkrecht dazu, Glühen für eine kurze Periode und Glühen bei einer höheren Temperatur von 900 bis 1.300°C, durchgeführt wird. Zusätzlich wird ein Verfahren in der japanischen, ungeprüften Patentveröffentlichung No. 4-362132 offenbart, bei dem die kubisch orientierten Körner unter Verwendung von Aluminiumnitrid (AIN) rekristallisiert werden, nachdem ein Kaltwalzen unter einer Reduktionsrate von 50 bis 90 % in der Richtung senkrecht zu der Warmwalzrichtung durchgeführt wird. In dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, wird, nach einem Kaltwalzen, ein Glühen durchgeführt, um so eine primäre Rekristallisation vorzunehmen, und ein abschließendes Fertigglühen wird dann durchgeführt, um eine sekundäre Rekristallisation und Reinigung vorzunehmen.
In den Verfahren, die unter Verwendung einer Rekristallisation durchgeführt werden, werden Stahlbleche, die eine kubisch orientierte Textur haben, erhalten, bei denen die <100>-Achsen in der Oberfläche davon stark in der Walzrichtung integriert sind. Dementsprechend sind magnetische Eigenschaften in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu ausgezeichnet. Allerdings sind, da die Richtung 45° in Bezug auf die Walzrichtung die <110>-Achsen-Orientierung ist, die schwierig zu magnetisieren ist, die magnetischen Eigenschaften in dieser Richtung ausgezeichnet.
In den Stahlblechen, die {100}-Orientierungen in den Walzoberflächen davon besitzen, ist eine Anzahl der einfach magnetisierten Achsen <100> in der Walzoberfläche vorhanden und die schwierigen Magnetisierungs-Achsen <111> sind nicht vorhanden. Dementsprechend können, verglichen mit den Stahlblechen, die herkömmlich verwendet werden, die Stahlbleche, die die {100}-Orientierung in den Walzoberflächen haben, vorteilhaft für Anwendungen verwendet werden, die gute, magnetische Eigenschaften in jeder Richtung in den Oberflächen davon erfordern. Insbesondere sind, in dem Stahlblech, das aus Kristallen zusammengesetzt ist, die die {100}<uvw>-Orientierungen haben, in denen die Walzoberfläche parallel zu der {100}-Orientierung liegt, und die <001>-Achsen unter Zufall in der Walzoberfläche ausgerichtet sind, anisotrope, magnetische Eigenschaften nicht insgesamt in der Richtung der Walzoberfläche vorhanden. Deshalb sind die Stahlbleche, die vorstehend beschrieben sind, ideale Materialien zur Verwendung in Motoren.
Die EP-A-318 051 offenbart ein doppelt-orientiertes, elektrisches Stahlblech, das, neben einem zu hohen Stickstoffgehalt, die Erfordernisse der vorliegenden Erfindung sowohl in Bezug auf die Zusammensetzung als auch auf die magnetischen Eigenschaften erfüllt. Allerdings wurde dieses Stahlmaterial durch Querwalzen hergestellt, das nicht für die Herstellung in einem industriellen Maßstab geeignet ist.
Basierend auf den Ausführungen, die vorstehend beschrieben sind, sind Verfahren zum Anwachsenlassen der {100}-Textur versucht worden. In der vorliegenden Erfindung bedeutet „Anwachsenlassen der {100}-Textur" „Erhöhen der Anzahl von Kristallen, die die {100}-Orientierungen, eine Walzoberfläche bildend, haben".
Zum Beispiel wird ein Verfahren in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung No. 51-942, in der ein Kaltwalzen unter einer Reduktionsrate von 85% oder mehr, und noch bevorzugter von 90 % oder mehr, durchgeführt wird, und wonach ein ausgedehntes Glühen bei 700 bis 1.200°C für 1 Minute bis 1 Stunde ausgeführt wird, offenbart. Allerdings wird, indem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, sogar obwohl die {100}-Textur angewachsen lassen wird, unmittelbar nachdem ein Walzen abgeschlossen ist, die {111}-Textur auch anwachsen lassen, nachdem ein ausgedehntes Glühen für eine Rekristallisation durchgeführt ist. Als eine Folge kann das Produkt, das so gebildet ist, keine guten, magnetischen Eigenschaften haben.
Zusätzlich ist ein Verfahren in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung No. 57-14411 offenbart, in dem, nachdem ein Kaltwalzen abgeschlossen ist, eine Kühlrate in dem Phasenübergangsbereich von einer γ-Phase zu einer α-Phase während einer Rekristallisation kontrolliert wird. Allerdings kann, in dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, da eine α-γ-Transformation während einer Rekristallisation auftreten muss, der Gehalt an Si, der die α-Phase stabilisiert, nicht erhöht werden. Zum Beispiel wird, wenn Kohlenstoff (C) und Mangan (Mn) nicht enthalten sind, die γ-Transformation nicht auftreten, wenn der Gehalt an Si ungefähr 2 Gew.-% oder mehr beträgt, wodurch das Verfahren nicht verwendet werden kann. Das bedeutet, dass das Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, ein nachteiliges Verfahren ist, da der Gehalt an Si nicht erhöht werden kann, was auch vorteilhaft dahingehend arbeitet, den Eisenverlust zu verringern.
Weiterhin ist ein Verfahren in der japanischen, ungeprüften Patentveröffentlichung No. 5-5126 offenbart, bei dem ein Stahl, der 0,006 bis 0,020 Gew.-% an C enthält, kaltgewalzt wird, durch Erwärmen auf 900 bis 1.100°C rekristallisiert wird und darauffolgend durch Rekristallisationsglühen behandelt wird. Das Stahlblech, das so gemäß Beispiel 1 in derselben Veröffentlichung, die vorstehend beschrieben ist, er halten ist, besitzt eine magnetische Flussdichte B₅₀ von ungefähr 1,66 bis 1,68 T, was ein Durchschnitt der Werte ist, die in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu erhalten sind. Das bedeutet, dass die <001>-Achsen in der Oberfläche des Stahlblechs nicht so stark integriert sind.
Wie vorstehend beschrieben ist, lassen herkömmliche Verfahren zum Herstellen von nicht-orientierten Siliziumstahlblechen nicht ausreichend die {100}-Textur anwachsen. Demzufolge können die magnetischen Eigenschaften nicht ausreichend verbessert werden.
1 stellt einen EI-Kern dar, der eine typische Form für einen kompakten Transformator, gebildet aus laminierten Stahlblechen, ist. Als ein Eisenkernmaterial, verwendet für den EI-Kern, werden sowohl nicht-orientierte Siliziumstahlbleche als auch einzel-orientierte Siliziumstahlbleche derzeit verwendet.
Wenn ein nicht-orientiertes Siliziumstahlblech verwendet wird, verglichen mit dem Fall, bei dem ein einzel-orientiertes Siliziumstahlblech verwendet wird, sind die magnetischen Eigenschaften des Kerns dazu beeinträchtigt. Der Grund hierfür ist derjenige, dass die magnetischen Eigenschaften eines nicht-orientierten Siliziumstahlblechs gegenüber solchen eines einzel-orientierten Siliziumstahlblechs beeinträchtigt sind. Allerdings wird, verglichen mit einem einzel-orientierten Siliziumstahlblech, ein nicht-orientiertes Siliziumstahlblech aus einem ökonomischen Gesichtspunkt aus gesehen verwendet, da es durch einen einfacheren Herstellvorgang hergestellt werden kann und in den Kosten geringer ist.
Im Gegensatz dazu besitzt ein einzel-orientiertes Siliziumstahlblech ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften in der Walzrichtung, besitzt allerdings sehr stark beeinträchtigte, magnetische Eigenschaften in der Richtung senkrecht dazu. Wenn ein einzel-orientiertes Siliziumstahlblech als ein Eisenkernmaterial für den EI-Kern verwendet wird, liegt der magnetische Fluss in sowohl der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu. Verglichen mit einem nicht-orientierten Siliziumstahlblech sind die magnetischen Eigenschaften des Kerns, aufgebaut aus einem einzel-orientierten Siliziumstahlblech, ausgezeichnet; allerdings wird ein einzel-orientiertes Siliziumstahlblech nicht in vorteilhafter Weise verwendet.
Es wird angenommen, dass ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech, das ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften in sowohl der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu besitzt, am vorteilhaftesten ist. Allerdings ist, in den herkömmlichen Verfahren, ein Querwalzen zum Herstellen eines doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs erforderlich, so dass der Ertrag bei der Herstellung extrem niedrig ist. Solche Produkte sind nicht in einem industriellen Produktionsmaßstab hergestellt worden. Zusätzlich wird, in Eisenkernen, verwendet für kompakte Transformatoren, wie beispielsweise einen EI-Kern, ein Bereich, an dem sich der magnetische Fluss orthogonal ändert, einen wesentlichen Einfluss haben. Mit anderen Worten kann ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech kein ideales Material sein, da die magnetischen Eigenschaften in der Richtung, orientiert 45° von der Walzrichtung weg, beeinträchtigt sind.
Wie vorstehend beschrieben ist, erzeugen die herkömmlichen Verfahren kein ideales Eisenkernmaterial, wie beispielsweise einen EI-Kern in kompakten Transformatoren.
Als nächstes werden Anti-Rauscheigenschaften beschrieben. In neuerer Zeit ist, insbesondere unter Betrachtung von Umweltaspekten, gleichzeitig zusammen mit den strengeren Vorschriften zum Kontrollieren des Rauschens, ein Rauschen, erzeugt durch Transformatoren, und dergleichen, zunehmend ein ernsthaftes Problem. Dementsprechend ist eine Verringerung des Rauschens, erzeugt durch Transformatoren, ein wesentliches Erfordernis dafür.
Demzufolge sind Hersteller von Transformatoren sehr an Magnetrestriktionseigenschaften interessiert, die als ein Hauptgrund zum Erzeugen von Rauschen angesehen werden, und haben von den Herstellern der Materialien gefordert, das Erzeugen von Rauschen zu verringern. Als eine Folge haben sich, um auf die Forderungen, die vorstehend beschrieben sind, einzugehen, die Hersteller von Materialien intensiv bemüht, eine Magnetrestriktion von elektrischen Stahlblechen zu verringern.
Es wird angenommen, dass eine Magnetrestriktion durch, wenn ein Stahlblech magnetisiert wird, eine Bewegung der 90° magnetischen Domänenwände und eine sich drehende Magnetisierung verursacht wird. Demzufolge wird eine Magnetrestriktion effektiv dann reduziert, wenn die 90° magnetischen Domänen verringert werden.
In einzel-orientierten Siliziumstahlblechen wird, durch Erhöhen der Orientierungen der Kristallkörner, unter Verwendung eines Inhibitors, oder dergleichen, eine Reduktion in der Magnetrestriktion, zusätzlich zu einer Verbesserung der magnetischen Eigenschaften, erreicht. Die Reduktion in der Magnetrestriktion wird durch Er höhen der 180° magnetischen Domänen und durch Verringern der 90° magnetischen Domänen erreicht.
Um weiterhin eine Magnetrestriktion zu verringern, ist herkömmlich ein Verfahren eingesetzt worden, bei dem ein Film oder ein isolierender Überzug, die eine Zugkraft aufbringen können, verwendet wird. Das Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, ist ein Verfahren, um ein Phänomen auszunutzen, bei dem, wenn eine Zugkraft auf ein Stahlblech aufgebracht wird, die Breiten der 180° magnetischen Domänen verringert werden und die 90° magnetischen Domänen verringert werden. Das bedeutet, dass dieses Verfahren ein Verfahren ist, bei dem ein isolierender Überzug auf einem Stahlblech durch Einbrennen bei höherer Temperatur gebildet wird, und eine Zugkraft auf das Stahlblech unter Verwendung einer Differenz in den thermischen Expansionskoeffizienten zwischen dem Stahlblech und dem isolierenden Überzug aufgebracht wird, wodurch die Magnetrestriktion verringert wird.
Zum Beispiel ist ein Verfahren zum Bilden einer Zugbeschichtung, zusammengesetzt aus kolloidalem Siliziumoxid, Aluminiumphosphat und Chromanhydrid, in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung No. 53-28375 offenbart. Zusätzlich ist ein Verfahren in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung No. 5-77749 offenbart, bei dem zumindest ein dünner Film aus TiC, TiN und Ti (C,N) an ein Stahlblech angebracht wird, um so eine Zugkraft darauf aufzubringen. Allerdings sind, da die meisten der Zugfilme und der Zugbeschichtungen aus Glasmaterialien oder keramischen Materialien zusammengesetzt sind, Probleme dahingehend vorhanden, dass sie brüchig sind und einfach während eines Stanzens getrennt werden. Als eine Folge können die Verfahren, die vorstehend beschrieben sind, nur auf einzel-orientierten Siliziumstahlblechen angewandt werden, bei denen nahezu keine Stanzeigenschaften erforderlich sind, und, in der Praxis, können die Verfahren, die vorstehend beschrieben sind, nicht bei Elektrostahlblechen angewandt werden, bei denen Stanzeigenschaften wesentlich sind.
Ein Phänomen ist bekannt, bei dem, wenn der Gehalt an Si in einer Fe-Si-Legierung nahezu 6 Gew.-% ist, die Magnetrestriktionskonstanten λ₁₀₀ und λ₁₁₁ nahezu Null sind, und eine Magnetrestriktion wird nicht auftreten. Durch Ausnutzen des Phänomens, das vorstehend beschrieben ist, wird ein Verfahren, um Magnetrestriktionseigenschaften zu verbessern, eines Erhöhens des Gehalts an Si versucht.
Zum Beispiel wird ein Verfahren in der japanischen, ungeprüften Patentveröffentlichung No. 62-227078 offenbart, bei dem Si in einem Stahlblech, das weniger als 4 Gew.-% an Si enthält, imprägniert wird und Si in der Dickenrichtung des Blechs diffundiert wird, um dadurch ein Stahlblech mit hohem Siliziumanteil zu erhalten. Allerdings werden, wenn der Gehalt an Si in dem Stahlblech erhöht wird, die Herstellungseigenschaften des Stahlblechs extrem verschlechtert. Als eine Folge ist das Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, schwierig bei Stahlblechen anzuwenden, die zu Eisenkernen für Motoren, oder dergleichen, durch Stanzen weiterverarbeitet werden. Weiterhin kann, in dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, eine Imprägnierung von Si nicht gleichförmig durchgeführt werden, und demzufolge kann eine Nichtgleichförmigkeit in der Richtung der Blechdicke beobachtet werden, was nicht ignoriert werden kann. Als eine Folge können Probleme dahingehend entstehen, dass magnetische Eigenschaften und eine Magnetrestriktion schwierig zu kontrollieren sind.
Zusätzlich sind in den japanischen, ungeprüften Patentveröffentlichungen Nos. 9-275021 und 9-275022 Verfahren offenbart, in denen Eisenkerne mit niedrigem Rauschen durch Einstellen des absoluten Werts der Gleichstrom-Magnetrestriktion von nicht-orientierten Siliziumstahlblechen so, um 1,5×10^–6 oder geringer zu sein, erhalten werden. In dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, wird, um den absoluten Wert der Gleichstrom-Magnetrestriktion von nicht-orientierten Siliziumstahlblechen so einzustellen, um 1,5×10^–6 oder geringer zu sein, deutlich beschrieben, dass der Gehalt an Si so kontrolliert wird, dass er 4,0 bis 7,0 Gew.% beträgt. Allerdings werden, wenn Si unter einer hohen Konzentration in einem Stahlblech, wie dies vorstehend beschrieben ist, enthalten ist, die Herstelleigenschaften davon extrem verschlechtert. Als eine Folge davon ist das Verfahren schwierig bei Stahlblechen anzuwenden, die zu Eisenkernen für Motoren, oder dergleichen, durch Stanzen weiterverarbeitet werden.
Schließlich wird die Verarbeitbarkeit beschrieben. Insbesondere wird, in einem Stahlblech, in dem eine große Anzahl von kubisch orientierten Körnern, dargestellt durch den Miller-Index von {100}<001>, vorhanden ist, davon ausgegangen, dass die Verarbeitbarkeit davon extrem herabgesetzt wird. Das Stahlblech, das vorstehend beschrieben ist, wird durch ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech repräsentiert, und die magnetischen Eigenschaften davon werden durch eine Verarbeitung ernst harter verschlechtert als solche eines einzel-orientierten und eines nicht-orientierten Siliziumstahlblechs, das bedeutet, die Verarbeitbarkeit wird herabgesetzt.
Der Grund hierfür ist derjenige, dass das herkömmliche, doppelt-orientierte Siliziumstahlblech, gebildet durch Ausnutzen einer sekundären Rekristallisation, kristalline Körner besitzt, die Durchmesser wesentlich größer als solche der nicht-orientierten Siliziumstahlbleche haben. Als eine Folge werden Kantenbereiche des herkömmlichen, doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs leicht während eines Schneidens und Stanzens deformiert, und demzufolge ist es wahrscheinlich, dass größere Verformungen erzeugt werden. Zusätzlich wird, durch ein Fertigglühen bei einer höheren Temperatur, ein fester Oxidfilm, primär zusammengesetzt aus Forsterit, gebildet. Der feste Film erhöht die Verformungen an den Kantenbereichen des Stahlblechs. Als eine Folge werden die magnetischen Eigenschaften durch die Verformungen, die vorstehend beschrieben sind, herabgesetzt.
Um die Probleme, die vorstehend beschrieben sind, zu lösen, schlägt die japanische, ungeprüfte Patentveröffentlichung No. 5-275222 vor, dass ein nicht-magnetisches Oxid auf einer Oberfläche durch Beizen, Polieren, oder dergleichen, verringert wird. Allerdings werden, durch Verringern nur eines Nicht-Metallmaterials auf Oberflächen, Isolationseigenschaften zwischen Stahlblechen verschlechtert. In dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, wird die magnetische Flussdichte erhöht; allerdings wird auch der Eisenverlust erhöht, und demzufolge werden Materialien entsprechend diesem Verfahren nicht bevorzugt als Eisenkernmaterialien verwendet. Zusätzlich wird, beim Beizen oder Polieren, da das Oxid nicht-gleichförmig entfernt werden kann, oder sogar eine Verformung neu eingebracht werden kann, der Eisenverlust herabgesetzt.
Andererseits wird, in einem einzel-orientierten Siliziumstahlblech, gebildet durch Ausnutzen einer sekundären Rekristallisation, ähnlich zu dem Vorstehenden, eine Zugkraft auf das Stahlblech durch einen Forsterit-Film und durch einen auf Siliziumoxid-Phosphat basierenden Überzug aufgebracht. Als eine Folge wird der Einfluss einer Verformung vermieden.
Allerdings werden, wenn eine Zugbeschichtung, wie sie vorstehend beschrieben ist, auf ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech aufgebracht wird, die magnetischen Eigenschaften in entweder der Walzrichtung (L-Richtung) oder der Richtung senkrecht dazu (C-Richtung) verbessert, allerdings werden die magnetischen Eigen schalten in der anderen Richtung, die nicht verbessert sind, herabgesetzt. In polykristallinen, doppelt-orientierten Siliziumstahlblechen, hergestellt in einem industriellen Produktionsvorgang, variieren die Orientierungen von kristallinen Körnern. Dementsprechend werden magnetische Eigenschaften in nur entweder der L-Richtung oder der C-Richtung, in denen die <001>-Achsen stark integriert sind, vorzugsweise durch eine Zugbeschichtung, verbessert, allerdings werden, im Gegensatz dazu, magnetische Eigenschaften in der anderen Richtung verschlechtert.
Die Probleme, die sich auf die Verarbeitbarkeit von doppelt-orientierten Siliziumstahlblechen beziehen, können bei einem Stahlblech angewandt werden, bei dem ein Verhältnis der kubisch orientierten Körner hoch ist, und zwar entsprechend dem Mechanismus davon.
Wie beschrieben worden ist, sollte, im Hinblick auf magnetische Eigenschaften, ökonomische Betrachtungen und dergleichen, ein elektrisches Stahlblech in einem kommerziellen Maßstab zur Verwendung als ein Eisenkernmaterial in kompakten, elektrischen Geräten, hergestellt werden.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung löst die Probleme, die vorstehend beschrieben sind. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein insgesamt neues Elektrostahlblech in kompakten Eisenkernen zu schaffen, das die wünschenswertesten, magnetischen Eigenschaften besitzt und im Hinblick auf ökonomische Betrachtungen vorteilhaft ist, und ein Herstellverfahren dafür anzugeben. Zusätzlich ist es eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein elektrisches Stahlblech zu schaffen, das ausgezeichnete Anti-Rauscheigenschaften und eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit besitzt, wobei eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften unterdrückt wird, was durch eine Verformung bei der Herstellung verursacht wird, und ein Herstellverfahren dafür anzugeben.
Gemäß der vorliegenden Erfindung, wie sie in Anspruch 1 definiert ist, weist ein Elektrostahlblech von 2,0 bis 8,0 Gew.-% Si, von 0,005 bis 3,0 Gew.-% Mn, von 0,0010 bis 0,020 Gew.-% Aluminium (Al), ein Rest, neben optionalen Inhalten und Verunreinigungen, Eisen, wobei der Gehalt an N in dem Stahlblech 30 ppm oder weniger beträgt und die magnetische Flussdichte B₅₀(L) in der Walzrichtung und die magnetische Flussdichte B₅₀(C) in der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung ungefähr 1,70 T oder mehr beträgt, und wobei das Verhältnis B₅₀(L)/B₅₀(C) von unge fähr 1,005 bis ungefähr 1,100 reicht. In dem Elektrostahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung sind sekundär rekristallisierte Körner, die um 20° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung geneigt sind, vorzugsweise in dem Stahlblech in einem Flächenverhältnis von 50 % bis 80 % vorhanden, und sekundär rekristallisierte Körner, die um 20° oder weniger in Bezug auf die {110}<001>-Orientierung geneigt sind, sind vorzugsweise in dem Stahlblech in einem Flächenverhältnis zwischen 6 und 20 % vorhanden. Das Elektrostahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann weiterhin mindestens ein Element aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Nickel (Ni), Zinn (Sn), Antimon (Sb), Kupfer (Cu), Molybdän (Mo) und Chrom (Cr) besteht. Um die Anti-Rauscheigenschaften, in dem Elektrostahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung, zu verbessern, wird die Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und der Richtung senkrecht dazu vorzugsweise so eingestellt, dass sie 8×10 oder geringer ist, und die sekundär rekristallisierten Körner, die um 15° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung geneigt sind, sind in dem Stahlblech bevorzugt in einem Flächenverhältnis zwischen 30 % und 70 % vorhanden. Um die Verschlechterung der Eigenschaften während einer Herstellung zu vermeiden, wird eine Menge an Oxid, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs, vorzugsweise so kontrolliert, dass sie 1,0 g/m² oder weniger als eine Menge an Sauerstoff auf einer Oberfläche des Stahlblechs neben einem isolierenden Überzug beträgt, oder eine Zugkraft des Oxids auf der Oberfläche des Stahlblechs, und ein Überzug, gebildet auf dem Stahlblech, die auf das Stahlblech aufgebracht wird, beträgt vorzugsweise 5 MPa oder weniger.
Zusätzlich weist ein Verfahren zum Herstellen eines Elektrostahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ohne Anwenden von Querwalzen die Schritte auf: Warmwalzen einer Stahlbramme, die zwischen 0,003 und 0,08 Gew.-% an C, zwischen 2,0 und 8,0 Gew.-% an Si, zwischen 0,005 und 3,0 Gew.-% Mn, und zwischen 0,0010 und 0,020 Gew.-% an Al enthält, mit einem Rest, neben optionalen Inhalten und Verunreinigungen, an Eisen, wobei der Gehalt an Stickstoff so eingestellt wird, dass er maximal 30 ppm bezogen auf das Gewicht beträgt; Glühen des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Temperatur zwischen 950 und 1.200°C, wenn dies notwendig ist; wenigstens einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs oder des geglühten Stahlblechs, wobei in dem Fall, bei dem ein Kaltwalzen zweimal oder mehr durchgeführt wird, ein Zwischenglühen dazwischen durchgeführt wird; Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlblechs; Auftragen eines Trennmittels zum Glühen auf dem Stahlblech, das durch den Schritt des Rekristallisationsglühens bearbeitet wurde, wenn dies notwendig ist; abschließendes Fertigglühen des Stahlblechs, das durch das Rekristallisationsglühen bearbeitet wurde, auf einen Temperaturbereich von 800 °C oder mehr; Planglühen des Stahlblechs, das durch den Schritt des abschließenden Fertigglühens geglüht ist, falls dies notwendig ist; und Ausbilden eines isolierenden Überzugs auf dem Stahlblech. Zusätzlich werden, in dem Verfahren zum Herstellen des Elektrostahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung, die Gehalte an Schwefel (S) und Selen (Se) vorzugsweise so eingestellt, dass sie 100 ppm bezogen auf das Gewicht oder weniger, jeweils, betragen, die Gehalte an Stickstoff (N) und Sauerstoff (O) werden vorzugsweise so eingestellt, dass sie 50 ppm bezogen auf das Gewicht, jeweils, betragen, die unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei die durchschnittliche Heizrate vorzugsweise so eingestellt wird, dass sie 30°C/Stunde oder weniger oberhalb von 750°C in dem Schritt eines abschließenden Fertigglühens eingestellt wird, und wobei die Stahlbramme vorzugsweise weiterhin mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ni, Sn, Sb, Cu, Mo und Cr besteht. Um die Anti-Rauscheigenschaften zu verbessern, wird der Rekristallisationsglühschritt vorzugsweise bei einer Temperatur zwischen 800 und 1.000°C in einer Atmosphäre durchgeführt, in der ein Anteil an Stickstoff 5 Vol.-% oder mehr beträgt. Um eine Verschlechterung der Eigenschaften, verursacht durch die Herstellung, zu vermeiden, ist es bevorzugt, dass der Durchschnittsdurchmesser von Kristallkörnchen so eingestellt wird, dass er vor einem abschließenden Kaltwalzschritt wenigstens 200 μm beträgt, wobei ein Verformungsgrad beim abschließenden Kaltwalzschritt auf 60 bis 90 % eingestellt wird, und wobei der Schritt des abschließenden Fertigglühens bei 1.100°C oder weniger in einer Atmosphäre durchgeführt wird, in der der Taupunkt auf 10°C oder weniger eingestellt ist, und wobei ein Volumenanteil von Sauerstoff auf maximal 0,1 % eingestellt ist. Zusätzlich wird der Schritt eines Bildens eines isolierenden Überzugs vorzugsweise durch Auftragen eines organischen Überzugsmaterials in einer Dicke von 5 μm oder weniger, ein semi-organisches Überzugsmaterial, das aus einem organischen Harz und einer anorganischen Harzkomponente besteht, in einer Dicke von 5 μm oder weniger, oder ein anorganisches Glasüberzugsmaterial in einer Dicke von 2 μm oder weniger, durchgeführt.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt eine Ansicht, die eine Form eines EI-Kerns darstellt;
2 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss einer Glühtemperatur für ein warmgewalztes Stahlblech in Abhängigkeit von dem Verhältnis der magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer L-Richtung eines Stahlblechgegenstands zu der magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer C-Richtung des Stahlblechgegenstands, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), darstellt;
2B zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss einer Glühtemperatur für ein warmgewalztes Stahlblech in Abhängigkeit von den magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung des Stahlblechgegenstands darstellt;
3 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss von B₅₀(L)/B₅₀(C) auf einen Eisenverlust (W_15/50) eines EI-Kerns, gebildet aus einem Stahlblechprodukt, darstellt;
4 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss einer Glühtemperatur für ein warmgewalztes Stahlblech auf einem Bereichsverhältnis kristalliner Körnchen in einem Stahlblechprodukt, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, und auf ein Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen, geneigt mit 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, darstellt;
5A zeigt eine grafische Darstellung, die Eisenverluste von EI-Kernen, gebildet aus einem Stahlblech, hergestellt aus einem Ingot A, einem einzel-orientierten Siliziumstahlblech und einem doppelt-orientierten Siliziumstahlblech, darstellt;
5B zeigt eine grafische Darstellung, die magnetische Flussdichten eines Stahlblechs, hergestellt aus einem Ingot A, einem einzel-orientierten Siliziumstahlblech und einem doppelt-orientierten Siliziumstahlblech, darstellt;
6A zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss der Heizrate in einem Bereich von 750°C oder mehr bei einem abschließenden Fertigglühen auf das Verhältnis einer magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer L-Richtung zu einer magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer C-Richtung eines Stahlblechprodukts, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), darstellt;
6B zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss der Heizrate in einem Bereich von 750°C oder mehr bei einem abschließenden Fertigglühen auf die magnetische Flussdichte B₅₀ in der L-Richtung zu einer magnetischen Flussdichte B₅₀ in der C-Richtung des Stahlblechprodukts darstellt;
7 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss des Verhältnisses einer magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer L-Richtung zu einer magnetischen Flussdichte B₅₀ in einer C-Richtung eines Stahlblechprodukts, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), auf den Eisenverlust W_15/50 eines EI-Kerns eines Stahlblechprodukts darstellt;
8 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss einer Heizrate in einem Bereich von 750°C oder mehr in einem abschließenden Fertigglühen auf ein Bereichsverhältnis der kristallinen Körnchen in einem Stahlblechprodukt, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, und auf ein Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen in dem Stahlblechprodukt, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, darstellt;
9 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss des Verhältnisses von Stickstoff in einer Atmosphäre in einem Rekristallisationsglühen auf das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnchen in einem Stahlblechprodukt darstellt;
10 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss der Temperatur beim Rekristallisationsglühen auf eine Magnetrestriktion in einem Stahlblechprodukt darstellt;
11 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss der Temperatur beim Rekristallisationsglühen auf das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnchen in einem Stahlblechprodukt darstellt;
12 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss eines Bereichsverhältnisses von Kristallkörnchen, geneigt um 15° oder weniger, in Bezug auf die {100}<001>-Orientierungs-Magnetrestriktion in einem Stahlblechprodukt darstellt;
13 zeigt eine grafische Darstellung, die den Einfluss der Summe der Magnetrestriktionen in einer Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu, in Bezug auf einen Rauschpegel, wenn magnetisiert ist, darstellt; und
14 zeigt eine Ansicht, die die Häufigkeit von Korngrenzen, die einen unterschiedlichen Orientierungswinkel von 20 bis 45° in Bezug auf individuelle, orientierte Körner in einer ersten, rekristallisierten Textur eines einzel-orientierten Siliziumstahlblechs haben.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Um die Aufgaben, die vorstehend angegeben sind, zu lösen, wurde eine umfangreiche Untersuchung durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung durchge führt. Als Folge wurden, durch den Vorgang von „trial and error", elektrische Stahlbleche entwickelt, die besonders für kompakte Transformatoren, und dergleichen, erfolgreich sind, und demzufolge wurde die vorliegende Erfindung gemacht.
Nachfolgend werden experimentelle Ergebnisse, erhalten für die vorliegende Erfindung, beschrieben, die die Erfindung darstellen, die allerdings nicht in einem einschränkenden Sinne angesehen werden sollten.
Ein Stahl-Ingot A wurde durch Strangguss gebildet, der eine Zusammensetzung von 0,010 Gew.-% C, 2,5 Gew.-% Si, 0,05 Gew.-% Mn, 0,0080 Gew.-% Al, 8 ppm N, 12 ppm O, mit dem Rest im Wesentlichen Eisen, besaß, in dem ein Inhibitor nicht enthalten war. Die Bramme, die so gebildet war, wurde auf 1.120°C erwärmt und wurde dann zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von 2,8 mm durch ein Warmwalzen umgeformt. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden durch Glühen unter verschiedenen, konstanten Temperaturen für 1 Minute in einer Stickstoffatmosphäre verarbeitet und wurden dann abgeschreckt. Darauf folgend wurden die abgeschreckten Stahlbleche bei 230°C kaltgewalzt, um kaltgewalzte Stahlbleche zu erhalten, die eine Enddicke von 0,35 mm besaßen. Die kaltgewalzten Stahlbleche wurden durch Rekristallisationsglühen unter einer konstanten Temperatur von 920°C für 20 Sekunden in einer Atmosphäre mit 75 Volumenprozent an Wasserstoff und 25 Volumenprozent an Stickstoff verarbeitet, wobei der Taupunkt 35°C betrug, wodurch der Gehalt an C auf 0,0020 Gew.-% oder geringer herabgesetzt wurde. Ein abschließendes Fertigglühen wurde für die Stahlbleche, verarbeitet durch Rekristallisationsglühen, durchgeführt, wobei die Heizrate 50°C/Stunde für Zimmertemperatur bis 750°C und 5°C/Stunde von 750 bis 900°C betrug, und eine Temperatur von 900°C wurde für 50 Stunden beibehalten.
Durch makroskopische Beobachtung von Kristallkörnern des Stahlblechs, erhalten durch ein Fertigglühen, wurde bestätigt, dass eine sekundäre Rekristallisation bei jeder Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech abgeschlossen wurde. Zusätzlich wurden magnetische Flussdichten nach einem Endglühen in der Walzrichtung (L-Richtung) und in der Richtung senkrecht dazu (C-Richtung) gemessen. Weiterhin wurden EI-Kerne aus den Stahlblechprodukten, die so erhalten wurden, gebildet, und die Eisenverluste davon wurden gemessen.
2A stellt den Einfluss einer Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech auf das Verhältnis der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der L-Richtung zu der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der C-Richtung des Stahlblechprodukts, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), dar, und 2B stellt den Einfluss einer Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech auf die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung des Stahlblechprodukts dar.
Wie in den 2A und 2B dargestellt ist, war, wenn eine Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech niedrig war, die magnetische Flussdichte in der L-Richtung wesentlich höher als diejenige in der C-Richtung. Allerdings wurde, wenn die Glühtemperatur erhöht wurde, die magnetische Flussdichte in der C-Richtung erhöht und wurde schließlich nahezu dieselbe wie diejenige in der L-Richtung.
3 stellt den Einfluss des B₅₀(L)/B₅₀(C) Verhältnisses auf die einzelnen Verluste (W_15/50) des EI-Kerns, gebildet aus dem Stahlblechprodukt, dar.
Wie in 3 dargestellt ist, zeigte, wenn das B₅₀(L)/B₅₀(C) 1,005 bis 1,100 betrug, das bedeutet, wenn die magnetische Flussdichte in der L-Richtung leicht höher als diejenige der C-Richtung war, der Eisenverlust des EI-Kerns den wünschenswertesten Wert von 11,9 W/kg oder geringer. Das Ergebnis, das vorstehend beschrieben ist, wurde neu entdeckt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung glauben, dass der Grund für die Variation der magnetischen Flussdichte ein Unterschied in der Textur der Stahlbleche ist. Dementsprechend wurden, unter Verwendung einer Röntgenstrahldiffraktion entsprechend dem Verfahren nach Laue, Orientierungen der sekundär rekristallisierten Körnchen in den individuellen Stahlblechprodukten gemessen. Die Messung wurde in einem Bereich von 100 mm mal 280 mm durchgeführt, und Orientierungen von einzelnen, kristallinen Körnchen wurden gemessen.
4 stellt den Einfluss einer Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech auf das Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung (GOSS GRAIN), in dem Stahlblechprodukt, und auf das Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung (CUBE GRAIN) in dem Stahlblechprodukt, dar. In dem Fall, bei dem der Stahl-Ingot A verwendet wurde, wurde festgestellt, dass dann, wenn die Glühtemperatur für das warmgewalzte Stahlblech 950°C oder mehr betrug, ein gemischter Zustand gebildet wurde, indem eine größere Anzahl von kristallinen Körnchen in der Nähe der kubischen Orientierung vorhanden war als solche in der Nähe der Goss-Orientierung.
In einem Temperaturbereich zum Glühen eines warmgewalzten Stahlblechs von 950 bis 1.200°C, in dem das Verhältnis der magnetischen Flussdichte 1,005 bis 1,100 beträgt, wie dies in 2A dargestellt ist, betrug, entsprechend zu 4, das Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, 50 bis 80 %, und das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten, kristallinen Körnchen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, betrug 6 bis 20 %.
Als nächstes untersuchten, um die Entdeckung, die vorstehend beschrieben ist, zu bestätigen, d.h. dass der Eisenverlust des EI-Kerns den wünschenswertesten Wert dann zeigte, wenn die magnetische Flussdichte in der L-Richtung leicht höher als diejenige in der der C-Richtung war, die Erfinder der vorliegenden Erfindung die magnetischen Flussdichten von herkömmlichen Elektrostahlblechen. Das bedeutet, dass EI-Kerne aus Stahlblechprodukten unter Verwendung eines einzel-orientierten Siliziumstahlblechs, in denen die Goss-orientierten Körner integriert wurden, und ein doppelt-orientiertes Siliziumstahlblech, in dem die kubischen Körner stark integriert waren, gebildet wurden, wobei beide davon eine Dicke von 0,35 mm besaßen und 2,6 Gew.-% an Si, äquivalent zu solchen des Stahlblechprodukts, gebildet aus dem Stahl-Ingot A, enthielten. Die magnetischen Flussdichten der Stahlbleche, die vorstehend beschrieben sind, und die Eisenverluste der EI-Kerne wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in den 5A und 5B, zusammen mit den Ergebnissen, erhalten unter Verwendung des Stahl-Ingots A, dargestellt.
Wie in den 5A und 5B dargestellt ist, war der Eisenverlust des EI-Kerns, gebildet aus dem Elektrostahlblech, erhalten von dem Stahl-Ingot A, ausgezeichnet gegenüber solchen, die von den einzel-orientierten und doppelt-orientierten Siliziumstahlblechen erhalten wurden. Das Verhältnis der magnetischen Flussdichte in der L-Richtung zu derjenigen in der C-Richtung des Elektrostahlblechs, erhalten von dem Stahl-Ingot A, betrug 1,015. Andererseits betrugen die Verhältnisse der einzel-orientierten und der doppelt-orientierten Siliziumstahlbleche 1,331 und 1,002, jeweils, und lagen außerhalb des Bereichs von 1,005 bis 1,1000 der Erfindung.
Die Ergebnisse, die vorstehend beschrieben sind, verifizierten das experimentelle Ergebnis, erhalten durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung, bei dem, wenn das Verhältnis der magnetischen Flussdichte in der L-Richtung zu demjenigen in der C-Richtung 1,005 bis 1,100 betrug, das bedeutet, wenn die magnetische Flussdichte in der L-Richtung leicht höher als diejenige in der C-Richtung ist, der Eisenverlust des EI-Kerns den wünschenswertesten Wert zeigte.
In dieser Hinsicht wurden, unter Verwendung einer Röntgenstrahldiffraktion entsprechend dem Verfahren nach Laue, Orientierungen der sekundär rekristallisierten Körnchen für individuelle Stahlblechprodukte der einzel-orientierten und der doppelt-orientierten Siliziumstahlbleche gemessen. Die Messungen wurden in einem Bereich von 100 mm mal 280 mm durchgeführt, so dass Orientierungen der individuellen, kristallinen Körner gemessen wurden.
Die Häufigkeit von sekundär rekristallisierten Körnern, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, betrug 96 % in dem Stahlblechprodukt des einzel-orientierten Siliziumstahlblechs. Die Häufigkeit von sekundär rekristallisierten Körnern, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, betrug 90 % in dem Stahlblechprodukt des doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs.
Die hoch integrierten Orientierungen in den Stahlblechprodukten der einzel-orientierten und der doppelt-orientierten Siliziumstahlbleche, wie dies vorstehend beschrieben ist, erhöhen wesentlich Anisotropien der magnetischen Eigenschaften. Wenn Anisotropien von magnetischen Eigenschaften signifikant sind, wird ein Eisenverlust eines kompakten EI-Kerns verschlechtert, indem sich der magnetische Fluss in verschiedenen Richtungen ändert. Andererseits ist, wie in dem Fall des Stahlblechprodukts, gebildet aus dem Stahl-Ingot A, wenn eine Textur aus kristallinen Körnern, geeignet angewachsen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, gemischt mit einer kleinen Menge an kristallinen Körnern, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, gebildet wird, der Eisenverlust des EI-Kerns ausgezeichnet. Der Grund dafür wird dahingehend angenommen, dass sowohl magnetische Eigenschaften in der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu ausgezeichnet sind, und die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften in den anderen Richtungen ist relativ klein.
Wie vorstehend beschrieben ist, entdeckten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass Eisenverluste von kompakten EI-Transformatoren effektiv unter Verwendung des Stahl-Ingots A, durch geeignetes Anwachsenlassen sowohl der kubisch orientierten Textur als auch der Goss-orientierten Textur durch eine sekundäre Rekristallisation in einem abschließenden Fertigglühen und durch Kontrollieren des Verhältnisses der magnetischen Flussdichte in der Walzrichtung zu derjenigen in der Richtung senkrecht dazu so, dass sie von ungefähr 1,005 bis ungefähr 1,100 reicht, reduziert werden können.
Zusätzlich führten, um den Einfluss der Heizrate in dem abschließenden Fertigglühen zu untersuchen, die Erfinder der vorliegenden Erfindung die folgenden Experimente durch.
Der Stahl-Ingot A wurde auf 1.150°C erwärmt und wurde dann zu einem Stahlblech mit einer Dicke von 2,8 mm warmgewalzt. Nachdem das warmgewalzte Stahlblech bei einer konstanten Temperatur von 1.180°C für 1 Minute in einer Stickstoffatmosphäre behandelt und dann abgeschreckt wurde, wurde das abgeschreckte Stahlblech kaltgewalzt, um dadurch ein Stahlblech zu erhalten, das eine Enddicke von 0,35 mm besaß. Das kaltgewalzte Stahlblech, das so erhalten wurde, wurde durch ein Rekristallisationsglühen unter einer konstanten Temperatur von 920°C für 20 Sekunden behandelt, so dass der Gehalt an C auf 0,0020 Gew.-% oder weniger verringert wurde. Die Stahlbleche, die durch ein Rekristallisationsglühen behandelt wurden, wurden durch ein Fertigglühen unter verschiedenen Heizraten behandelt. Das Fertigglühen wurde durchgeführt, indem eine Temperatur unter 50°C/Stunde von Zimmertemperatur auf 750°C und unter verschiedenen Raten von 750 bis 950°C erhöht wurde und dann bei 900°C für 50 Stunden beibehalten wurde.
Die magnetischen Flussdichten in der Walzrichtung (L-Richtung) und in der Richtung senkrecht dazu (C-Richtung) des fertiggeglühten Stahlblechs wurden gemessen. Zusätzlich wurden EI-Kerne unter Verwendung der Stahlblechprodukte, die so erhalten wurden, gebildet, und die Eisenverluste (W_15/50) davon wurden gemessen. Weiterhin wurden Orientierungen der sekundär rekristallisierten Körner in den individuellen Stahlblechprodukten unter Verwendung einer Röntgenstrahldiffraktion entsprechend dem Verfahren nach Laue gemessen. Die Messung wurde in einem Bereich von 100 mm mal 280 mm durchgeführt und die Häufigkeiten von kristallinen Körnchen in der Nähe der kubischen Orientierung und solcher in der Goss-Orientierung wurden erhalten.
6A stellt die Heizrate in dem Bereich von 750°C oder mehr in einem abschließenden Fertigglühen bei dem Verhältnis der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der L-Richtung zu der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der C-Richtung des Stahlblechprodukts, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), dar, und 6B stellt den Einfluss der Heizrate in dem Bereich von 750°C oder mehr in dem abschließenden Fertigglühen auf die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung des Stahlblechprodukts dar.
Gemäß 6A war, wenn die Heizrate 30°C/Stunde oder weniger betrug, das Verhältnis der magnetischen Flussdichte in der L-Richtung zu demjenigen in der C-Richtung 1,100 oder geringer. Wenn die Heizrate 30°C/Stunde überstieg, überstieg das Verhältnis der magnetischen Flussdichte in der L-Richtung dasjenige in der C-Richtung um 1,100.
7 stellt den Einfluss des Verhältnisses der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der L-Richtung zu der magnetischen Flussdichte B₅₀ in der C-Richtung des Stahlblechprodukts, d.h. B₅₀(L)/B₅₀(C), in Bezug auf den Eisenverlust des EI-Kerns des Stahlblechprodukts dar.
In 8 sind Ergebnisse dargestellt, bei denen der Einfluss der Heizrate in einem Bereich von 750°C oder mehr in einem abschließenden Fertigglühen in Bezug auf ein Bereichsverhältnis der kristallinen Körner in dem Stahlblechprodukt, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, und in Bezug auf ein Bereichsverhältnis von kristallinen Körnchen, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, gemessen wurde.
Entsprechend 8 wurde, wenn die Heizrate erhöht wird, die Anzahl von Körnchen in der Nähe der kubischen Orientierung verringert, und die Anzahl von Körnern in der Nähe der Goss-Orientierung wurde erhöht. Zusätzlich wird, anhand der 8, verständlich, dass dann, wenn die Heizrate 30°C/Stunde oder weniger beträgt, das Stahlblech, das einen ausgezeichneten Eisenverlust lieferte, ein Bereichsverhältnis der Körner in der Nähe der kubischen Orientierung von 50 bis 80 %, und ein Bereichsverhältnis der Körnchen in der Nähe der Goss-Orientierung von 6 bis 20 % besaß.
Wie vorstehend beschrieben ist, ändert sich die Orientierung von sekundär rekristallisierten Körnchen in dem Stahlblech, verarbeitet durch ein abschließendes Fertigglühen, entsprechend zu der Heizrate in einem Bereich von 750°C oder mehr. Als eine Folge wird verständlich, dass dann, wenn die Heizrate so eingestellt wird, dass sie 30°C/Stunde oder geringer in einem Bereich von 750°C oder mehr beträgt, ein Stahlblech, das die bevorzugteste Textur zum Verringern eines Eisenverlusts eines EI-Kerns besitzt, erhalten werden kann, bei dem das Verhältnis der magneti schen Flussdichte in der Walzrichtung zu derjenigen in der Richtung senkrecht dazu 1, 005 bis 1,100 beträgt.
Als nächstes wurden Anti-Rauscheigenschaften durch Experimente, die nachfolgend beschrieben sind, untersucht.
Eine Stahlbramme B wurde durch Stranggießen gebildet, mit einer Zusammensetzung von 240 ppm C, 3,24 Gew.-% Si, 0,14 Gew.-% Mn, 70 ppm Al, 8 ppm Se, 11 ppm S, 10 ppm N, 12 ppm O, und im Wesentlichen Eisen als der Rest. Die Bramme, die so gebildet war, wurde bei 1.100°C für 20 Minuten erhitzt und wurde dann zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von 2,6 mm durch Warmwalzen umgeformt. Das warmgewalzte Stahlblech wurde durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech bearbeitet und wurde dann kaltgewalzt, um dadurch das kaltgewalzte Stahlblech zu erhalten, das eine Enddicke von 0,35 mm besaß. Das kaltgewalzte Stahlblech wurde durch Rekristallisationsglühen behandelt. Ein Rekristallisationsglühen wurde unter einer konstanten Temperatur von 900°C in einer Stickstoffatmosphäre durch Ändern eines Verhältnisses des Stickstoffes durchgeführt. Ein Fertigglühen wurde für die Stahlbleche, behandelt durch Rekristallisationsglühen, durchgeführt, um dadurch Stahlblechprodukte zu erhalten.
Eine makroskopische Beobachtung wurde in Bezug auf Kristallkörnchen der Stahlblechprodukte, die so erhalten waren, durchgeführt. Als ein Ergebnis wurde bestätigt, dass das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnern entsprechend einem Verhältnis von Stickstoff in einer Rekristallisationsglühatmosphäre geändert wurde.
9 stellt den Einfluss des Verhältnisses von Stickstoff in der Rekristallisationsglühatmosphäre auf das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnern in dem Stahlblechprodukt dar. Gemäß 9 ist, wenn das Verhältnis von Stickstoff geringer als 5 Volumenprozent war, ersichtlich, dass das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnern klein war.
Der Mechanismus wird nicht deutlich verstanden, bei dem das Verhältnis von Stickstoff in der Rekristallisationsglühatmosphäre den Einfluss auf das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnern hat. Allerdings wird angenommen, dass ein Stahlblech, nitriert in einer Stickstoffatmosphäre beim Rekristallisationsglühen, die sekundäre Rekristallisation erleichtert.
Als nächstes wurde der Einfluss auf eine Glühtemperatur für eine Rekristallisation in Bezug auf eine sekundäre Rekristallisation untersucht. In dem Herstellverfahren, das die Stahlbramme B verwendet, wurden Stahlblechprodukte unter verschiedenen Glühtemperaturen für eine Rekristallisation hergestellt. In diesem Experiment wurde das Verhältnis von Stickstoff in der Atmosphäre so kontrolliert, um 50 Volumenprozent zu betragen. Magnetrestriktionen der Stahlbleche, die erhalten wurden, wurden in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu durch ein Laser-Doppler-Verfahren gemessen.
10 stellt den Einfluss der Glühtemperatur für eine Rekristallisation in Bezug auf die Summe von Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu des Stahlblechprodukts dar. Gemäß 10 wurden, bei einer Glühtemperatur für eine Rekristallisation von 800 bis 1.000°C, die Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu auf 7,5 × 10^–6 oder geringer verringert.
Eine makroskopische Betrachtung wurde in Bezug auf die Stahlbleche, die so erhalten wurden, durchgeführt. Als ein Ergebnis unterschieden sich, aufgrund des Unterschieds in der Glühtemperatur für eine Rekristallisation, die Bereichsverhältnisse von sekundär rekristallisierten Körnern voneinander. 11 stellt den Einfluss der Glühtemperatur für eine Rekristallisation in Bezug auf das Bereichsverhältnis von sekundär rekristallisierten Körnern der Stahlblechprodukte dar. Gemäß 11 wurde verständlich, dass dann, wenn die Glühtemperatur für eine Rekristallisation 800 bis 1.000°C betrug, die sekundäre Rekristallisation abgeschlossen war.
Aus den experimentellen Ergebnissen, die vorstehend beschrieben sind, wurde ersichtlich, dass dann, wenn die sekundäre Rekristallisation perfekt durchgeführt wurde, die magnetischen Eigenschaften in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu verbessert wurden. Dementsprechend wurde eine Textur des Stahlblechs im Detail untersucht, bei dem die sekundäre Rekristallisation perfekt abgeschlossen war.
In dem Fall, bei dem die Stahlblechprodukte, gebildet aus der Stahlbramme B, perfekt rekristallisiert wurden, sind die Glühbedingungen für eine Rekristallisation, die Summe von Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu, und die Bereichsverhältnisse von kristallinen Körnern, geneigt mit 15° oder geringer in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung, in Tabelle 1 dargestellt.
Entsprechend zu Tabelle 1 war, in dem Stahlblechprodukt, das eine Magnetrestriktion von 8,0 × 10^–6 besaß, das Bereichsverhältnis der kristallinen Körner, geneigt um 15° oder geringer in Bezug auf die {100}<001>-Richtung, in ersichtlicher Weise 30 bis 70 %.
Zusätzlich wurden, von den Stahlbrammen, die verschiedene Zusammensetzungen besaßen, Stahlblechprodukte in einer Art und Weise ähnlich zu solchen, hergestellt aus der Stahlbramme B, hergestellt, und die Stahlbleche wurden gemessen, bei denen die sekundäre Rekristallisation perfekt abgeschlossen war. In 12 ist der Einfluss des Bereichsverhältnisses der Kristallkörner, geneigt um 15° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung, auf die Magnetrestriktion des Stahlblechprodukts dargestellt.
Gemäß 12 war, wenn das Bereichsverhältnis der Kristallkörner, geneigt um 15° oder geringer in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung, 30 bis 70 % war, die Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu in ersichtlicher Weise 8,0 × 10^–6 oder geringer.
Der Mechanismus des Phänomens, das vorstehend beschrieben ist, wird nicht klar verstanden; allerdings wird angenommen, dass dann, wenn der Grad einer Integration der <100>-Achsen geringer als 30 % in sowohl der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu ist, 180° Domänen verringert werden, und die Magnetrestriktion wird erhöht. Andererseits wird auch angenommen, dass dann, wenn der Grad einer Integration der <100>-Achsen 70 % übersteigt, da der Grad einer Integration zu hoch ist, der Grad einer Integration der <010>-Achsen auch erhöht, und als eine Folge werden die 90° Domänen erhöht.
Um eine quantitative Evaluierung des Einflusses der Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu auf den Rauschpegel bei der Magnetisierung vorzunehmen, wurden die Experimente, die nachfolgend beschrieben sind, durchgeführt. Ringförmige Proben mit 150 mm im Durchmesser wurden von einzel-orientierten und nicht-orientierten Siliziumstahlblechen, die verschiedene, magnetische Eigenschaften besaßen, abgeschnitten und wurden dann spannungsfreisetzungsgeglüht bei 750°C für 2 Stunden. Die geglühten Stahlbleche wurden laminiert, um dadurch Eisenkerne zu bilden. Diese Eisenkerne, die so gebildet waren, wurden bei einer magnetischen Flussdichte von 1,5 T durch einen Wechselstrom bei einer Frequenz von 50 Hz magnetisiert, und das Rauschen wurde durch ein Mikrofon, angeordnet an einer Stelle 100 mm über dem Eisenkern, gemessen.
In 13 ist der Einfluss der Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und der Richtung senkrecht dazu auf den Rauschpegel, wenn magnetisiert ist, dargestellt. Entsprechend zu 13 wurde, wenn die Summe der Magnetrestriktionen 8,0 × 10^–6 oder geringer war, der Rauschpegel in ersichtlicher Weise auf 40 dB oder geringer verringert.
Der Mechanismus des Phänomens, das vorstehend beschrieben ist, wird nicht deutlich verstanden; allerdings könnte es so angesehen werden, wie dies nachfolgend beschrieben ist. In dem Fall, in dem ein kompakter Eisenkern verwendet wird, ist die Magnetisierung nicht nur in der Walzrichtung, sondern auch in allen Richtungen des Stahlbleches, vorhanden. Demzufolge wird, wenn Magnetrestriktionseigenschaften in sowohl der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu beeinträchtigt sind, das Rauschen natürlich erhöht. Sogar obwohl Magnetrestriktionseigenschaften in der Walzrichtung ausgezeichnet sind, wird, wenn Magnetrestriktionseigenschaften in der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung beeinträchtigt sind, das Rauschen durch die große Magnetrestriktion in der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung erhöht.
Eine Verarbeitbarkeit wurde unter Verwendung der Erkenntnis, die nachfolgend beschrieben ist, optimiert.
Oxide auf Oberflächen von Stahlblechen werden primär in dem abschließenden Fertigglühen gebildet und sie erhöhen Verformungen bei der Herstellung. Ein abschließendes Fertigglühen wird für eine sekundäre Rekristallisation durchgeführt, und wenn ein Inhibitor enthalten ist, wird es so durchgeführt, um AIN oder dergleichen zu entfernen. Da ein abschließendes Fertigglühen allgemein bei einer hohen Temperatur, wie beispielsweise 1.200°C, durchgeführt wird, kann eine Oxidation von Stahlkomponenten nicht verhindert werden. Zusätzlich wird, wenn die Temperatur erhöht wird, die Deformation des Stahlblechs auch erhöht, und eine Adhäsion zwischen Stahlblechen tritt leicht auf. Dementsprechend ist eine große Menge eines Trennmittels für ein Glühen erforderlich.
Allerdings wird, wenn eine Glühtemperatur hoch ist, eine Menge des Oxids, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs, erhöht. Zusätzlich wird, wenn eine Menge des Trennmittels zum Glühen erhöht wird, eine Menge des Oxids, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs, aufgrund des Vorhandenseins von Feuchtigkeit oder Sauerstoff, enthalten in dem Trennmittel, erhöht.
Dementsprechend ist, wenn eine Inhibitor-Komponente, die zur Reinigung entfernt wird, nicht zu dem Stahlblech zuvor hinzugegeben wird, eine Reinigung nicht in dem abschließenden Fertigglühen erforderlich. Das bedeutet, dass durch Verringerung der Glühtemperatur eine Bildung eines Oxids unterdrückt werden kann.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten ein Verfahren zum Erhalten einer sekundär rekristallisierten Textur, die die kubische Orientierung besitzt, von Stahl, der Si, allerdings keine Inhibitor-Komponente, enthielt. Das bedeutet, dass Experimente unter Verwendung einer Stahlbramme, die eine verringerte Menge eines Inhibitors enthielt, wie beispielsweise Al, O, N, S oder Se, wiederholt durchgeführt wurden, in denen ein Warmwalzen, ein Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech, ein Kaltwalzen, ein Rekristallisationsglühen und ein abschließendes Fertigglühen durchgeführt wurden.
Als ein Ergebnis entwickelten die Erfinder der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs, aufgebaut aus einer sekundär rekristallisierten Textur, bei der Körner in den kubischen Orientierungen integriert wurden, und das Verfahren wurde in der Beschreibung der japanischen Patentanmeldung No. 11-289523 vorgeschlagen.
Als nächstes untersuchten die Erfinder der vorliegenden Erfindung verbesserte Bedingungen basierend auf dem Verfahren, das vorstehend beschrieben ist, zum Erhalten von guten Kerneigenschaften ohne eine ernsthafte Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften sogar nach einem Stanzen. Um weiterhin magnetische Eigenschaften zu verbessern, wurde die Untersuchung zuerst durchgeführt, indem man sich auf einen Oberflächenzustand eines Stahlblechs konzentrierte, wo eine Menge eines Oxids, gebildet auf der Oberfläche, weiter verringert wurde, und wo ein nachteiliger Effekt einer Zugkraft, aufgebracht durch eine isolierende Beschichtung, vorgesehen auf dem Oxid oder der Oberfläche des Stahlblechs, eliminiert wurde. Dementsprechend wurde eine Atmosphäre für ein abschließendes Fertigglühen verschiedenartig geändert, und Stahlblechprodukte wurden hergestellt, die verschiedene Typen von isolierenden Beschichtungen und verschiedene Dicken davon besaßen. Kompakte EI-Kerne wurden durch Stanzen der Stahlblechprodukte, beschrieben vorstehend, hergestellt, und die magnetischen Eigenschaften davon wurden gemessen.
Als ein Ergebnis wurden, nach dem Prozess von „trial and error", Elektrostahlbleche, die ausgezeichnete Eisenkerneigenschaften besaßen, sogar nach einem Stanzen, unter Verwendung eines Oxids, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs und von isolierenden Beschichtungszuständen, entwickelt, die später beschrieben werden.
Anhand der experimentellen Ergebnisse wurde verständlich, dass dann, wenn eine Textur primär aus der kubisch orientierten Textur gebildet wurde, in der einiges der Goss-orientierten Textur angewachsen wurde, das Verhältnis der magnetischen Flussdichte in der Walzrichtung zu derjenigen in der Richtung senkrecht dazu von ungefähr 1,005 bis ungefähr 1,100 reicht, wodurch eine sehr geeignete Textur zur Verwendung als ein EI-Kernmaterial erhalten wurde. Der Grund, warum das Phänomen, das vorstehend beschrieben ist, auftritt, wird nicht klar verstanden; allerdings glauben die Erfinder der vorliegenden Erfindung das Nachfolgende.
Als Herstellbedingungen zum Erhalten der Textur, die vorstehend beschrieben ist, ist von ungefähr 0,003 bis ungefähr 0,08 Gew.-% an C effektiv in dem Ausgangsmaterial enthalten. Durch den Effekt des aufgelösten C wird ein Cross-Slip-Band während eines Walzens erhöht, um so die Bildung eines Deformationsbereichs zu erleichtern, und als eine Folge werden rekristallisierte Körner in der kubischen Orientierung und in der Goss-Orientierung erhöht. Zusätzlich wird, wenn eine Walztemperatur auf eine Temperatur von 100 bis 250°C in mindestens einem Durchgang beim Kaltwalzen erhöht wird, ein Cross-Slip-Band effektiv erhöht, um so die Bildung eines Deformationsbereichs zu erleichtern, und rekristallisierte Körner in der kubischen Orientierung und in der Goss-Orientierung werden effektiv erhöht.
Wie in dem Experiment, das vorstehend beschrieben ist, entdeckt wurde, wird ein Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech effektiv in einem Bereich von ungefähr 950 bis ungefähr 1.200°C durchgeführt. Es wird angenommen, dass, in dem Schritt, der vorstehend beschrieben ist, der Korndurchmesser vor einem Kaltwalzen erhöht wird, die Bildung von rekristallisierten Körnern von der Korngrenze unterdrückt wird, und demzufolge die {111}-Textur nach einem Rekristallisationsglühen verringert wird. Es ist ausreichend bekannt, dass, da die {111}-Textur wahrscheinlich durch die Goss-Körner belegt wird, die {111}-Textur effektiv die Goss-Körner vorzugsweise sekundär rekristallisiert gestaltet. Dementsprechend wird angenommen, dass die Verringerung in der {111}-Textur effektiv ist, um die sekundär rekristallisierten Goss-Körner zu verringern.
Die {100}<011>-Körner werden bevorzugt insbesondere nach einem Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech angewachsen. Zusätzlich sind die {100}<011>-Körner stabile Körner, bei denen sich die Orientierung nicht beim Kaltwalzen ändern wird. Nach einer Rekristallisation werden die {100}<011>-Körner noch erhöht. Es ist bekannt gewesen, dass die {100}<011>-Körner dahingehend wahrscheinlich sind, dass sie durch die Goss-Körner belegt werden. Demzufolge wird angenommen, dass die Erhöhung der {100}>011>-Körner das Wachstum der Goss-Körner unterdrückt, und, anstelle davon, vorzugsweise das Wachstum der kubischen Körner erleichtert.
Zusätzlich wurde entdeckt, dass dann, wenn die Rate einer sich erhöhenden Temperatur klein in dem abschließenden Fertigglühen war, die kubischen Körner zu einem primären Wachstum tendierten, und wenn die Rate einer Erhöhung der Temperatur groß war, tendierten die Goss-Körner zu einem primären Wachstum. Der Grund für das Phänomen, das vorstehend beschrieben ist, wird dahingehend angenommen, dass sich der Einfluss der Heizrate auf die Inkubationszeit für ein sekundäres, rekristallisiertes Kornwachstum entsprechend der kristallinen Orientierungen unterscheidet. Allerdings ist ein radikaler Mechanismus bis jetzt noch nicht deutlich verstanden worden.
In der vorliegenden Erfindung tritt, sogar obwohl ein Stahl-Ingot, der keine Inhibitor-Komponenten enthält, verwendet wird, die sekundäre Rekristallisation auf, und der Grund hierfür wird so angenommen, wie dies nachfolgend beschrieben ist.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung nahmen eine intensive Untersuchung in Bezug auf den Mechanismus vor, bei dem die {110}<001>-Körner, d.h. die Goss-Körner, sekundär rekristallisiert werden. Als ein Ergebnis entdeckten die Erfinder, dass eine Korngrenze, die einen unterschiedlichen Orientierungswinkel von 20 bis 45° besitzt, eine wichtige Rolle spielt, und die Entdeckung wurde berichtet (Acta Material vol. 45, Seite 1285, (1997)). Der unterschiedliche Winkel der Orientierung in der vorliegenden Erfindung bedeutet ein minimaler Drehwinkel, der zum Überlappen von benachbarten, kristallinen Gittern erforderlich ist.
In 14 sind die Ergebnisse dargestellt, die durch die Untersuchung in Bezug auf das Verhältnis (%) von Korngrenzen, die einen unterschiedlichen Orientie rungswinkel von 20 bis 45° besaßen, zu den gesamten, verwendeten Korngrenzen, die individuelle, kristalline Körner umgeben, die verschiedene kristalline Orientierungen haben, erhalten wurden. Die Untersuchung wurde unter Verwendung einer primär rekristallisierten Textur eines einzel-orientierten Siliziumstahlblechs in einem Zustand durchgeführt, in dem eine sekundäre Rekristallisation gerade auftritt.
In 14 ist ein kristalliner Orientierungsraum unter Verwendung eines Querschnitts, definiert durch ϕ2=45° der Euler-Winkel (ϕ1, ϕ2, ϕ3), dargestellt. In 14 sind die Hauptorientierungen, wie beispielsweise die Goss-Orientierung, schematisch dargestellt.
Entsprechend zu 14, die sich auf die Häufigkeit von Korngrenzen, die einen unterschiedlichen Orientierungswinkel von 20 bis 45° in dem Umfang des Goss-Korns haben, bezieht, besitzt die Goss-Orientierung die höchste Häufigkeit. Entsprechend zu dem experimentellen Ergebnis, das von C. G. Dunn et al (AIME Transaction vol. 188, Seite 368, (1949)) vorgenommen ist, ist eine Korngrenze, die einen unterschiedlichen Orientierungswinkel von 20 bis 45° besitzt, eine Korngrenze, die eine hohe Energie besitzt. Die Korngrenze, die die hohe Energie besitzt, besitzt ein größeres, freies Volumen und besitzt eine zufällige Struktur. Eine Korngrenzendiffusion ist ein Vorgang, bei dem sich Atome über die Korngrenze hinaus bewegen. Dementsprechend ist die Korngrenzendiffusion der Korngrenze, mit einer hohen Energie, schneller, die ein größeres, freies Volumen darin besitzt.
Es ist ausreichend bekannt gewesen, dass, gleichzeitig mit dem Wachstum eines Niederschlags eines Materials, bezeichnet als ein Inhibitor, durch eine Diffusionskontrolle, eine sekundäre Kristallisation auftritt. Der Niederschlag an der Korngrenze, mit einer hohen Energie, wird vorzugsweise in dem abschließenden Fertigglühen erhöht. Das bedeutet, dass, an der Korngrenze, die eine hohe Energie besitzt, ein Bobby-Pin entfernt wird, eine Korngrenzenbewegung initiiert wird und demzufolge die Goss-orientierten Körner angewachsen werden.
Die Untersuchung, die vorstehend beschrieben ist, wurde noch weiter durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung fortgeführt. Als ein Ergebnis wurde entdeckt, dass ein Radikalfaktor der sekundären Rekristallisation die Verteilung von Korngrenzen, die eine hohe Energie in einer primär rekristallisierten Textur besaßen, war. Zusätzlich wurde auch entdeckt, dass die Rolle eines Inhibitors diejenige war, eine Dif ferenz in der Bewegungsgeschwindigkeit zwischen Korngrenzen, die eine hohe Energie haben, und den anderen Korngrenzen zu erzeugen.
Entsprechend zu der Theorie, die vorstehend beschrieben ist, kann, ohne Verwendung eines Inhibitors, eine sekundäre Rekristallisation dann durchgeführt werden, wenn eine Differenz in der Bewegungsgeschwindigkeit von Korngrenzen erzeugt wird.
Elemente, enthalten in dem Stahl, wie Verunreinigungen, sind dahingehend wahrscheinlich, dass sie sich an Korngrenzen lokalisieren, und insbesondere an Korngrenzen, die eine hohe Energie haben. Demzufolge wird, wenn eine große Menge von Verunreinigungselementen enthalten ist, angenommen, dass dort keine wesentliche Differenz in der Bewegungsgeschwindigkeit zwischen Korngrenzen, die eine hohe Energie haben, und den anderen Korngrenzen vorhanden ist.
Demzufolge kann, wenn der Einfluss der Verunreinigungselemente durch Reinigen eines Ausgangsmaterials beseitigt wird, eine sekundäre Rekristallisation der Goss-Körner vorgenommen werden. Der Grund hierfür ist derjenige, dass eine wesentliche Differenz in der Bewegungsgeschwindigkeit in Abhängigkeit von den Strukturen der Korngrenzen, die eine hohe Energie haben, dahingehend angenommen werden kann, dass sie arbeitet.
Basierend auf den Betrachtungen, die vorstehend beschrieben sind, entdeckten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass eine sekundäre Rekristallisation in einer Stahlbramme, die keine Inhibitor-Komponente enthält, durch Reinigen eines Ausgangsmaterials durchgeführt werden könnte.
Bei der Technik der vorliegenden Erfindung, bei der kein Inhibitor verwendet wird, umfassen die Orientierungen der sekundär rekristallisierten Körner Orientierungen in der Nähe der {100}<001>-Richtung. Das bedeutet, dass sich die Technik, die vorstehend beschrieben ist, von der Technik, die einen Inhibitor verwendet, unterscheidet.
In dem Fall, bei dem kein Inhibitor enthalten ist, werden kristalline Texturen wesentlich nach einem Warmwalzen oder einem Glühen für ein warmgewalztes Blech erhöht. Demzufolge wird angenommen, dass die {111}-Textur, angewachsen durch Keimbildung, in einem Rekristallisationsglühen, durchgeführt nach einem Kaltwalzen, verringert wird. Die {111}-Textur ist als eine vorteilhafte Textur für das Anwachsen der Goss-Körner bekannt. Es wird angenommen, dass, da die Textur, die vorstehend beschrieben ist, verringert wird, die {100}<001>-Körner sekundär rekristallisiert anstelle der Goss-Körner sind. Allerdings wird der Radikale-Mechanismus davon nicht vollständig verstanden.
Nachfolgend werden die Gründe für die Spezifikationen der Bestandteilelemente der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Im Hinblick auf eine Verbesserung in den magnetischen Eigenschaften werden die Spezifikation der Komponenten in der Zusammensetzung zuerst beschrieben.
Si: von ungefähr 2,0 bis ungefähr 8,0 Gew.-%
Si ist ein effektives Element zum Erhöhen des elektrischen Widerstands und zum Verbessern eines Eisenverlusts. Wenn der Gehalt an Si geringer als ungefähr 2,0 Gew.-% ist, ist der Effekt der Verbesserung nicht signifikant, und die γ-Transformation tritt auf. Durch die γ-Transformation wird eine Transformations-Textur nach einem Warmwalzen und einem abschließenden Fertigglühen gebildet, und demzufolge können ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden. Andererseits werden, wenn der Gehalt an Si ungefähr 8,0 Gew.-% übersteigt, Herstelleigenschaften des Produkts verschlechtert, und die gesättigte, magnetische Flussdichte wird auch verringert. Dementsprechend wird der Gehalt an Si so spezifiziert, dass er von ungefähr 2,0 bis ungefähr 8,0 Gew.-% reicht.
Mn: von ungefähr 0,005 bis ungefähr 3,0 Gew.-%
Mn ist ein wesentliches Element zum Verbessern der Warmverarbeitbarkeit. Wenn der Gehalt an Mn geringer als ungefähr 0,005 Gew.-% ist, ist der Effekt davon nicht wesentlich, und andererseits ist, wenn der Gehalt davon ungefähr 3,0 Gew.-% übersteigt, eine sekundäre Rekristallisation schwierig durchzuführen. Dementsprechend wird der Gehalt an Mn so spezifiziert, dass er von ungefähr 0,005 bis ungefähr 3,0 Gew.-% reicht.
Al: von ungefähr 0,0010 bis ungefähr 0,020 Gew.-%
In der vorliegenden Erfindung wird, wenn eine geringe Menge an Al enthalten ist, eine sekundäre Rekristallisation vorzugsweise beim Fertigglühen durchgeführt, und die kubischen Körner werden geeignet angewachsen. Allerdings werden, wenn der Gehalt an Al geringer als ungefähr 0,0010 Gew.% ist, Grade einer Integration in der kubischen Orientierung und in der Goss-Orientierung verringert, und die magnetische Flussdichte wird auch verringert. Andererseits werden, wenn der Gehalt an Al ungefähr 0,020 Gew.-% übersteigt, Grade einer Integration in der kubischen Orientierung und in der Goss-Orientierung auch verringert, und erwünschte, magnetische Eigenschaften können nicht erhalten werden. Als ein Ergebnis wird der Gehalt von Al so spezifiziert, das er von ungefähr 0,0010 bis ungefähr 0,020 Gew.-% reicht.
Es wird angenommen, dass eine kleine Menge an Al eine dichte Oxidschicht auf der Oberfläche bildet und dazu dient, effektiv das Fortschreiten einer Oberflächenoxidation und einer Nitrierung in dem Fertigglühen zu unterdrücken; allerdings wird die Rolle von Al nicht genau verstanden.
Inder vorliegenden Erfindung wird der Gehalt an Stickstoff so klein wie möglich als eine Komponente eines Ausgangsmaterials verringert. Demzufolge unterscheidet sich das Verfahren der vorliegenden Erfindung von einem herkömmlichen Verfahren zum Herstellen eines einzel-orientierten Siliziumstahlblechs, bei dem eine sekundäre Rekristallisation unter Verwendung von AIN als ein Inhibitor durchgeführt wird.
Die Gehalte an Se und S betragen vorzugsweise ungefähr 100 ppm oder geringer, jeweils, und der Gehalt an O beträgt vorzugsweise ungefähr 50 ppm oder geringer. Der Gehalt an N ist auf 30 ppm oder geringer begrenzt. Der Grund hierfür ist derjenige, dass Se, S, O und N wesentlich das Wachstum einer sekundär rekristallisierten Textur beeinträchtigen. Zusätzlich sind die Elemente, die vorstehend beschrieben sind, schädliche Elemente, die in dem Stahlblech verbleiben und einen Eisenverlust verschlechtern. Die jeweiligen Gehalte von Se und S sind bevorzugter 50 ppm oder geringer, und sogar noch bevorzugter 30 ppm oder geringer. Der Gehalt an O ist noch bevorzugter 30 ppm oder geringer, jeweils. Da die Elemente, die vorstehend beschrieben sind, schwierig in darauffolgenden Schritten zu entfernen sind, werden die Elemente, die in dem geschmolzenen Stahl enthalten sind, vorzugsweise entfernt.
Vorstehend sind die wesentlichen Komponenten und die Elemente, die unterdrückt werden sollen, beschrieben, und zusätzlich können die Elemente, die nachfolgend beschrieben sind, optional entsprechend der vorliegenden Erfindung hinzugefügt werden.
Um eine magnetische Flussdichte zu verbessern, kann Ni hinzugefügt werden. Allerdings ist, wenn der Gehalt an Ni geringer als ungefähr 0,01 Gew.-% ist, die Verbesserung in den magnetischen Eigenschaften nicht wesentlich. Andererseits wird, wenn der Gehaltan Ni ungefähr 1,50 Gew.-% übersteigt, die sekundäre Rekristallisation nicht ausreichend abgeschlossen, und demzufolge können zufriedenstellende, magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden. Dementsprechend ist der Gehalt an Ni so spezifiziert, dass er von ungefähr 0,01 bis ungefähr 1,50 Gew.-% reicht.
Um einen Eisenverlust zu verbessern, können 0,01 bis 1,50 Gew.-% Sn, 0,005 bis 0,50 Gew.-% Sb, 0,01 bis 1,50 Gew.-% Cu, 0,005 bis 0,50 Gew.-% Mo und 0,01 bis 1,50 Gew.-% Cr hinzugefügt werden. Wenn die Gehalte der einzelnen Elemente geringer als solche sind, die vorstehend beschrieben sind, kann der Effekt einer Verbesserung des Eisenverlusts nicht erhalten werden. Andererseits wird, wenn die Gehalte davon die Bereiche, die vorstehend beschrieben sind, übersteigen, die sekundäre Rekristallisation nicht auftreten, und die Eisenverluste werden verschlechtert. Als eine Folge sind die Gehalte, die vorstehend beschrieben sind, spezifiziert.
In der vorliegenden Erfindung müssen die magnetischen Flussdichten in der Walzrichtung (L-Richtung) und in der Richtung senkrecht dazu (C-Richtung) die Bereiche, die nachfolgend beschrieben sind, erfüllen.
Das bedeutet, dass es wesentlich ist, dass die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung so eingestellt werden, dass sie ungefähr 1,70 T oder mehr betragen, und das Verhältnis B₅₀(L)/B₅₀(C) wird so eingestellt, dass es von ungefähr 1,005 bis ungefähr 1,100 reicht. Der Grund hierfür ist derjenige, dass der Eisenverlust eines kompakten Transformators, insbesondere, wie beispielsweise ein EI-Kern, effektiv herabgesetzt werden kann.
Wenn die magnetische Flussdichte B₅₀ geringer als ungefähr 1,70 T ist, wird der Hysterese-Verlust erhöht, und der Eisenverlust wird erhöht. Zusätzlich wird, wenn B₅₀(L)/B₅₀(C) außerhalb des Bereichs von ungefähr 1,005 bis ungefähr 1,100 liegt, der Eisenverlust erhöht, bei dem die Magnetisierungsrichtung innerhalb des Kerns gedreht wird, und der Eisenverlust des gesamten Kerns wird auch erhöht. Dementsprechend muss die magnetische Flussdichte die Bedingungen, die vorstehend beschrieben sind, erfüllen. Zusätzlich ist es, um magnetische Eigenschaften so, wie dies vorstehend beschrieben ist, zu erhalten, effektiv, dass Orientierungen der kristallinen Körner kontrolliert werden, die ein Stahlblechprodukt bilden. Das bedeutet, dass es wichtig ist, dass das Bereichsverhältnis von kristallinen Körnern, geneigt um 20° oder geringer in Bezug auf die kubische Orientierung, so eingestellt wird, um von ungefähr 50 bis ungefähr 80 % zu reichen, und das Bereichsverhältnis der kri stallinen Körner, geneigt um 20° oder geringer in Bezug auf die Goss-Orientierung, so eingestellt ist, dass sie von ungefähr 6 bis ungefähr 20 % reicht. Wenn die Textur, die so beschrieben ist, erhalten wird, können die magnetischen Flussdichten in der L-Richtung und in der C-Richtung effektiv so kontrolliert werden, dass sie 1,70 T oder mehr betragen, und das B₅₀(L)/B₅₀(C) kann effektiv so kontrolliert werden, um den Bereich von 1,005 bis 1,100 zu erfüllen.
Als nächstes wird, im Hinblick auf eine Verbesserung von Anti-Rauscheigenschaften, der Grund für die Spezifikation beschrieben.
Ein Bereichsverhältnis der Kristallkörner, geneigt um 15° oder geringer, in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung: 30 bis 70
Wenn das Bereichsverhältnis der Kristallkörner, geneigt um 15° oder geringer, in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung, geringer als 30 % ist, werden die Grade einer Integration der <100>-Achsen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu verringert, und demzufolge werden die Magnetrestriktionseigenschaften in den Richtungen, die vorstehend erwähnt sind, verschlechtert. Andererseits werden, wenn das Bereichsverhältnis 70 % übersteigt, die Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu erhöht. Zusätzlich werden, wenn die {100}<001>-Orientierungen stark integriert sind, die <110>-Orientierungen in der Richtung, geneigt um 45° in Bezug auf die Walzrichtung, integriert, und, als eine Folge, tritt eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften in Eisenkernen zur Verwendung in kompakten, elektrischen Vorrichtungen auf. Der Grund hierfür ist derjenige, dass, sogar obwohl die magnetischen Eigenschaften in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu ausgezeichnet sind, die magnetischen Eigenschaften in der Richtung, geneigt um 45° in Bezug auf die Walzrichtung, beeinträchtigt sind.
Durch die Gründe, die vorstehend beschrieben sind, wird das Bereichsverhältnis der Kristallkörner, geneigt um 15° in Bezug auf {100}<001>-Orientierung, dahingehend spezifiziert, dass es 30 bis 70 % beträgt.
Die Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu, wenn auf 1,5 T bei 50 Hz eines Wechselstroms magnetisiert ist: 8 × 10^–6 oder geringer
Eine Magnetrestriktion ist der Hauptgrund zum Erzeugen von Rauschen. Der Grund für die Spezifikation, die vorstehend beschrieben ist, ist derjenige, dass dann, wenn auf 1,5 T bei 50 Hz eines Wechselstroms magnetisiert wird, und wenn die Summe der Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu 8 × 10^–6 übersteigt, das Rauschen wesentlich verstärkt wird.
Als nächstes werden die Gründe für die Spezifikationen der Bestandteilelemente zum Verhindern der Verschlechterung, verursacht durch die Herstellung, nachfolgend beschrieben.
Es ist wichtig, dass eine Menge eines Oxids, gebildet auf der Oberfläche eines Stahlblechs, so kontrolliert wird, dass sie 1,0 g/m² oder geringer auf einer Oberfläche als eine Menge an Sauerstoff, mit Ausnahme einer isolierenden Beschichtung, beträgt. Das Oxid auf der Oberfläche des Stahlblechs wird primär bei dem abschließenden Fertigglühen gebildet.
Wenn die Menge an Oxid ungefähr 1,0 g/m² als eine Menge an Sauerstoff übersteigt, wird die Verformung an einem Schnittbereich nach einem Schneiden oder Stanzen erhöht. Das bedeutet, dass eine große Verformung in der Nähe des Schnittbereichs hervorgerufen wird, und, als eine Folge, wird der Eisenverlust wesentlich verschlechtert.
Das Oxid, das vorstehend beschrieben ist, ist ein Oxid, gebildet aus zumindest einer der Komponenten in dem Stahl oder in einem Trennmittel zum Glühen. Die Hauptoxide, die gebildet sind, sind Forsterit, Siliziumdioxid, Aluminiumdioxid, Magnesiumdioxid und Verbindungen davon, die Spinel-Strukturen haben.
Die Oxide, die vorstehend beschrieben sind, können bei Wärmebehandlungen, wie beispielsweise Glühen für eine Dekarbonisierung, Glühen für eine Glättung oder dergleichen, zusätzlich zu einem abschließenden Fertigglühen, gebildet werden. Allerdings muss, unter Berücksichtigung des Falls, der vorstehend beschrieben ist, die Menge an Oxid schließlich so kontrolliert werden, dass sie 1,0 g/m² oder weniger als eine Menge an Sauerstoff, mit der Ausnahme einer isolierenden Beschichtung, beträgt.
Zusätzlich muss, um Isolationseigenschaften zu verbessern, eine Beschichtung auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildet werden.
Weiterhin wird die Summe der Zugkraft des Oxids und der isolierenden Beschichtung, aufgebracht auf dem Stahlblech, vorzugsweise so eingestellt, dass sie 5 MPa oder geringer ist. Wenn die Zugkraft, die vorstehend beschrieben ist, mehr als 5 MPa beträgt, werden die magnetischen Eigenschaften in der L-Richtung oder in der C-Richtung herabgesetzt, in denen der Grad einer Integration der <100>-Achsen niedriger ist.
Um die Zugkraft, die vorstehend beschrieben ist, zu verringern, ist es effektiv, dass die Dicken des Oxids und der isolierenden Beschichtung verringert werden, wobei ein isolierendes Beschichtungsmaterial, eingebrannt bei einer niedrigeren Temperatur, verwendet wird, und wobei eine isolierende Beschichtung, die einen niedrigeren, thermischen Expansionskoeffizienten oder ein niedrigeres Young'sches Modul besitzt, verwendet wird.
Als nächstes wird das Herstellverfahren der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Komponenten des Ausgangsmaterials werden zuerst beschrieben.
C: von ungefähr 0,003 bis ungefähr 0,08 Gew.-%
C ist ein effektives Element, um lokalisierte Deformationen in kristallinen Körnern zu erleichtern und um das Wachstum der kubisch orientierten und der Goss-orientierten Texturen zu erleichtern, um so die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Wenn der Gehalt an C geringer als ungefähr 0,003 Gew.-% ist, ist der Effekt des Wachstums der Deformationsbereiche gering und demzufolge wird die magnetische Flussdichte verringert. Andererseits ist, wenn der Gehalt an C ungefähr 0,08 Gew.-% übersteigt, das C schwierig bei einem Rekristallisationsglühen zu entfernen. Zusätzlich kann eine γ-Deformation beim Glühen für warmgewalztes Stahlblech auftreten, und demzufolge ist es schwierig, die Durchmesser der Körner vor einem Kaltwalzen zu erhöhen. Dementsprechend wird der Gehalt an C so spezifiziert, dass er von ungefähr 0,003 bis ungefähr 0,08 Gew.-% reicht.
In Bezug auf die anderen Komponenten in dem Ausgangsmaterial sind die Gründe für die Spezifikationen davon ähnlich zu solchen, die für das Stahlblechprodukt beschrieben sind.
Geschmolzener Stahl, der die bevorzugte Zusammensetzung, die vorstehend beschrieben ist, besitzt, wird zu einer Stahlbramme unter Verwendung eines üblichen Gießverfahrens oder eines Stranggießverfahrens gebildet. Ein direktes Gießverfahren kann alternativ verwendet werden, um so ein dünnes Stahlblech mit einer Dicke von 100 mm oder geringer herzustellen.
Die Bramme wird erwärmt und wird dann durch ein übliches Verfahren warmgewalzt. In diesem Schritt kann, nach einem Gießen, ein Warmwalzen unmittelbar vor einem erneuten Aufheizschritt durchgeführt werden. Zusätzlich kann, wenn ein dünnes Stahlblech durch Gießen gebildet wird, ein Warmwalzen weggelassen werden.
Eine Temperatur von ungefähr 1.100°C ist zum Erwärmen einer Stahlbramme ausreichend, was die minimale Temperatur ist, bei der ein Warmwalzen durchgeführt werden kann. Da eine Inhibitor-Komponente nicht in dem Ausgangsmaterial enthalten ist, ist eine hohe Temperaturerwärmung nicht notwendig, um den Inhibitor aufzulösen.
Als nächstes wird ein Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech für das warmgewalzte Stahlblech durchgeführt. Um geeignet die kubisch-orientierte Textur und die Goss-orientierte Texturin einem Stahlblechprodukt anwachsen zu lassen, muss die Temperatur so eingestellt werden, dass sie von ungefähr 950 bis ungefähr 1.200°C reicht. Wenn die Glühtemperatur für ein warmgewalztes Stahlblech geringer als ungefähr 950°C ist, werden die Durchmesser der Körner vor einem Kaltwalzen nicht erhöht, und der Grad eines Wachstums der kubisch orientierten und der Goss-orientierten Texturen in dem Stahlblechprodukt werden verringert, wodurch erwünschte, magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden können. Andererseits wird, wenn die Temperatur ungefähr 1.200°C übersteigt, der Grad eines Wachstums der Goss-orientierten Texturin dem Stahlblechprodukt verringert, und demzufolge wird die Anisotropie der magnetischen Flussdichte herabgesetzt. Als eine Folge muss die Glühtemperatur für ein warmgewalztes Stahlblech so eingestellt werden, dass sie von ungefähr 950 bis ungefähr 1.200°C reicht.
Nach einem Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech wird ein Kaltwalzen mindestens einmal durchgeführt, wenn dies notwendig ist, wobei in dem Fall, in dem ein Kaltwalzen zweimal oder mehr durchgeführt wird, ein Zwischenglühen dazwischen durchgeführt wird, und ein Rekristallisationsglühen wird durchgeführt, das auch als ein Glühen für eine Dekarbonisieren wirkt. Beim Rekristallisationsglühen wird der Gehalt an C auf 50 ppm oder geringer, und noch bevorzugter auf 30 ppm oder geringer, verringert, was ein Niveau ist, bei dem ein magnetisches Altern nicht auftreten kann.
Ein Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech ist effektiv, um magnetische Eigenschaften zu verbessern. Ähnlich zu dem Vorstehenden ist ein Zwischenglühen, durchgeführt zwischen einem Kaltwalzen, effektiv, um magnetische Eigenschaften zu stabilisieren. Allerdings erhöhen beide Glühschritte die Herstellkosten. Dementsprechend können die Entscheidung, um ein Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech und ein Zwischenglühen, und die Bestimmung der Glühtemperatur und der Zeit im Hinblick auf ökonomische Betrachtungen und im Hinblick auf die Notwendigkeit, die Durchmesser von primär rekristallisierten Körnern in einem geeigneten Bereich zu kontrollieren, vorgenommen werden.
Um die {100}<001>-Textur während eines abschließenden Fertigglühens anwachsen zu lassen, ist es wichtig, dass der durchschnittliche kristalline Korndurchmesser 200 μm oder mehr vor einem abschließenden Kaltwalzen und die Reduktionsrate 60 bis 90 % betragen. Zusätzlich wird, im Hinblick auf das Wachstum der sekundär rekristallisierten Körner in der kubischen Orientierung, das Kaltwalzen effektiv bei einer Temperatur von 150°C oder mehr durchgeführt. Zusätzlich kann ein Querwalzen oder ein Kaltwalzen, durchgeführt unter Bedingungen, in denen die Stahlblechbreite durch eine niedrige Zugkraft erhöht wird, verwendet werden.
Wie vorstehend beschrieben ist, wird, beim Rekristallisationsglühen, wenn die Glühtemperatur geringer als 800°C oder mehr als 1.000°C beträgt, das Fortschreiten der sekundären Rekristallisation unterbunden. Zusätzlich wird, wenn das Verhältnis von Stickstoff in der Glühatmosphäre geringer als 5 Vol.-% ist, das Fortschreiten der sekundären Rekristallisation nachteilig beeinflusst. Wenn die sekundäre Rekristallisation nicht geeignet auftreten kann, werden Körner, die verschiedene Orientierungen haben, gebildet, und, demzufolge, werden die Magnetrestriktionseigenschaften verschlechtert. Dementsprechend wird in der vorliegenden Erfindung die Glühtemperatur für eine Rekristallisation so eingestellt, dass sie von ungefähr 800 bis ungefähr 1.000°C reicht, und das Verhältnis von Stickstoff in der Atmosphäre wird so eingestellt, dass es mindestens ungefähr 5 Vol.-% beträgt.
Zusätzlich wird, nach einem abschließenden Kaltwalzen oder nach einem Rekristallisationsglühen, eine Technik zum Erhöhen des Si-Gehalts auch durch ein Siliziumeintauchverfahren verwendet.
Nach den Schritten, die vorstehend beschrieben sind, wird, falls notwendig, ein Separator bzw. ein Trennmittel zum Glühen verwendet. Als ein Trennmittel ist eine Schlämme oder eine kolloidale Lösung bevorzugt, die ein pulvriges Feuerfestmaterial, wie beispielsweise Siliziumdioxid, Aluminiumdioxid oder Magnesiumdioxid enthält, bevorzugt. Zusätzlich ist ein Verfahren bevorzugter, in dem das gepulverte Feuerfestmaterial an ein Stahlblech durch eine Trockenbeschichtung angebracht wird, wie beispielsweise durch eine elektrostatische Beschichtung. Der Grund hierfür ist derjenige, dass Feuchtigkeit nicht in einer Atmosphäre in einem abschließenden Fertigglühen enthalten sein wird. Weiterhin wird ein Verfahren verwendet, in dem ein Stahlblech, beschichtet mit gepulvertem Feuerfestmaterial, durch eine Flammensprühbeschichtung zwischen Stahlblechen vorgesehen ist.
Als nächstes wird, unter Durchführen eines abschließenden Fertigglühens, die sekundär rekristallisierte Textur angewachsen.
In dem abschließenden Fertigglühen ist es, im Hinblick auf das Wachstum der kubisch orientierten Textur und des Wachstums der Goss-orientierten Textur in dem Stahlblechprodukt, sehr wichtig, dass die durchschnittliche Heizrate so eingestellt wird, dass sie 30°C/Stunde oder geringer in einem Bereich von 750°C oder mehr beträgt, und dass eine Temperatur auf einen Bereich von 800°C oder mehr erhöht wird und für 10 Stunden oder mehr beibehalten wird. Wenn die durchschnittliche Heizrate einer sich erhöhenden Temperatur 30°C/Stunde oder mehr in einem Bereich von 750°C oder mehr beträgt, wird die kubisch orientierte Textur verringert, und die Goss-orientierte Textur wird erhöht, wodurch erwünschte, magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden können. In diesem Schritt kann, da die Heizrate in einem Bereich von weniger als 750°C keinen wesentlichen Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften hat, eine optionale Bedingung verwendet werden. Zusätzlich kann, wenn die Temperatur für ein kontrolliertes Erwärmen geringer als 800°C ist, das Wachstum der sekundären Rekristallisation ausreichend sein, und, demzufolge, werden die magnetischen Eigenschaften verschlechtert. Dementsprechend muss ein kontrolliertes Erwärmen bei einer Temperatur von 800°C oder mehr durchgeführt werden.
Weiterhin kann in dem Fall, bei dem ein unterlegender Film, wie beispielsweise ein Forsterit-Film, erforderlich ist, obwohl es sogar nicht notwendig ist, die sekundär rekristallisierten Körner anwachsen zu lassen, eine Temperatur auf ungefähr 1.100°C erhöht werden.
Um die Verarbeitbarkeit zu verbessern, muss ein Oxid, gebildet auf dem Stahlblech, so kontrolliert werden, dass es 1 g/m² oder weniger auf eine Oberfläche als eine Menge an Sauerstoff, mit Ausnahme für eine isolierende Beschichtung, beträgt. Dementsprechend muss eine Atmosphäre für ein abschließendes Fertigglühen so kontrolliert werden, dass der Taupunkt 10°C oder weniger beträgt und dass der Volumenprozentsatz von Sauerstoff 0,1 oder weniger beträgt. Zusätzlich muss, um das Wachstum des Oxids zu unterdrücken, die Fertigglühtemperatur so eingestellt werden, dass sie 1.100°C oder weniger beträgt, und bevorzugt 900°C oder weniger beträgt. Um die abschließende Fertigglühtemperatur so einzustellen, dass sie 900°C oder weniger beträgt, ist der Gehaltan Al vorzugsweise so begrenzt, dass er 0,01 Gew.-% oder weniger beträgt, um so eine Temperatur, bei der die sekundäre Rekristallisation auftritt, herabzusetzen.
Wenn laminierte Stahlbleche verwendet werden, ist es, um den Eisenverlust nach einem abschließenden Fertigglühen zu verbessern, effektiv, dass eine isolierende Beschichtung auf die Oberfläche des Stahlblechs aufgebracht wird.
Um die Aufgabe, die vorstehend beschrieben ist, zu lösen, kann eine isolierende Beschichtung, aufgebaut aus einem Mehrschichtfilm, der mindestens zwei Typen von Filmen besitzt, verwendet werden, oder, entsprechend der Anwendung, kann eine Beschichtung, zusammengesetzt aus einem Harz, oder dergleichen, verwendet werden.
Weiterhin kann eine isolierende Beschichtung, primär zusammengesetzt aus einem Phosphat, das eine Zugkraft aufbringt, effektiv verwendet werden, um so einen Eisenverlust und ein Rauschen zu verringern.
Eine Beschichtungsbehandlung wird nachfolgend beschrieben, in der eine Verarbeitbarkeit vorzugsweise durch eine Beschichtung verbessert wird.
Um eine Zugkraft, aufgebracht auf das Stahlblech, herabzusetzen, ist es effektiv, dass die Dicke eines Oxids und einer isolierenden Beschichtung verringert wird, dass ein isolierendes Beschichtungsmaterial, das eine niedrige Einbrenntemperatur besitzt, verwendet wird, und dass eine isolierende Beschichtung, die einen niedrigen, thermischen Expansionskoeffizienten oder ein niedriges Young'sches Modul besitzt, verwendet wird.
Der Typ einer isolierenden Beschichtung ist nicht spezifisch eingeschränkt, so lange wie die Zugkraft, die auf ein Stahlblech aufgebracht wird, 5 MPa oder weniger beträgt. Zum Beispiel ist eine organische Beschichtung oder eine halborganische Beschichtung, aufgebaut aus einem organischen Harz und einer anorganischen Komponenten, bevorzugt. Als eine anorganische Komponente kann eine oder können mindestens zwei der Komponenten, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Phosphorsäure, einem Phosphat, Chromsäure, einem Chromat, einem Dichromat, Borsäure, einem Silikat, Siliziumdioxid und Aluminiumdioxid besteht, angegeben werden. Die Beschichtung, die ein organisches Harz enthält, das vorstehend beschrieben ist, ist bevorzugt, da eine Verformung an dem Schneidbereich, gebildet durch Schneiden oder Stanzen, nicht nur unterdrückt wird, sondern auch eine Verschlechterung des Eisenverlusts nach einer Herstellung verhindert wird.
Die Dicke der Beschichtung aus organischem Harz und der halborganischen Beschichtung werden vorzugsweise so eingestellt, dass sie ungefähr 0,5 bis 5 μm betragen. Die untere Grenze der Dicke wird so bestimmt, um die Isolation zwischen den Schichten beizubehalten, und die obere Grenze davon wird so bestimmt, um die Zugkraft zu verringern und um so die Verringerung in dem Bereichsverhältnis zu verhindern.
Zusätzlich kann eine anorganische Beschichtung, zusammengesetzt aus einer oder mindestens zwei Komponenten, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus einem Phosphat und Chromsäure, einem Chromat, einem Dichromat und einer Borsäure, zusammengesetzt werden. In dem Fall, in dem eine anorganische Beschichtung verwendet wird, ist es, um die Zugkraft so zu kontrollieren, dass sie 5 MPa oder weniger beträgt, bevorzugt, dass die Einbrenntemperatur so eingestellt wird, dass sie 400°C oder weniger beträgt, und dass die Dicke der Beschichtung so eingestellt wird, dass sie 2 μm oder niedriger auf einer Oberfläche beträgt. Weiterhin kann, um die Wärmestabilität zu verbessern, eine kleine Menge eines fein gepulverten Siliziumdioxids, eines Aluminiumdioxids oder eines Kolloids davon enthalten sein.
Beispiele
Beispiel 1
Eine Stahlbramme wurde durch Stranggießen, mit einer Zusammensetzung von 0,009 Gew.-% C, 2,4 Gew.-% Si, 0,02 Gew.-% Mn, 0,012 Gew.-% Al, 3 ppm Se, 14 ppm S, 10 ppm O, 9 ppm N, und im Wesentlichen Fe als der Rest, gebildet. Die Stahlbramme wurde auf 1.100°C für 20 Minuten erwärmt und wurde warmgewalzt, um ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 3,0 mm zu bilden. Das warmgewalzte Stahlblech wurde durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech unter einer konstanten Temperatur, dargestellt in Tabelle 2, für 30 Sekunden behandelt und wurde dann bei 150°C kaltgewalzt, um dadurch ein kaltgewalztes Stahlblech zu erhalten, das eine Enddicke von 0,35 mm besaß. Ein Rekristallisationsglühen wurde für das kaltgewalzte Stahlblech, das so gebildet war, unter einer konstanten Temperatur von 930°C für 10 Sekunden in einer Atmosphäre mit 75 Vol.-% Wasserstoff und mit 25 Vol.-% Stickstoff, durchgeführt, wobei der Taupunkt 20°C betrug, um dadurch den Gehalt an C auf 10 ppm zu verringern. Die geglühten Stahlbleche wurden auf 750°C unter einer Heizrate von 50°C/Stunde und auf einen Bereich von 750 bis 950°C unter verschiedenen Heizraten, dargestellt in Tabelle 2, in einer Atmosphäre aus 50 % N₂ und 50 % Ar, erwärmt, und wurden dann bei 950°C für 30 Stunden gehalten, um dadurch ein abschließendes Fertigglühen durchzuführen. Das Stahlblech, das durch ein abschließendes Fertigglühen behandelt war, wurde mit einer Beschichtungslösung, zusammengesetzt aus einem Aluminiumdichromat, einem emulsifizierten Harz und Ethylenglykol, beschichtet und wurde dann bei 300°C eingebrannt, um ein Stahlblechprodukt zu erhalten.
Die magnetischen Flussdichten des Stahlblechprodukts wurden in der L-Richtung und in der C-Richtung gemessen. Zusätzlich wurde ein EI-Kern des Stahlblechprodukts durch Stanzen gebildet und der Eisenverlust davon wurde gemessen. Weiterhin wurden kristalline Orientierungen in dem Stahlblechprodukt in einem Bereich von 100 mm mal 280 mm durch Röntgenstrahldiffraktion entsprechend dem Verfahren nach Laue gemessen. Aus den Messergebnissen der kristallinen Orientierungen wurden Bereichsverhältnisse von Kristallkörnern, die um 20° oder geringer in Bezug auf die kubische Orientierung und auf die Goss-Orientierung geneigt waren, erhalten. Die Ergebnisse, die erhalten wurden, sind auch in Tabelle 2 dargestellt.
Entsprechend Tabelle 2 wurden sehr gute Eisenverluste von EI-Kernen der Proben Nr.'n 1 bis 6 erhalten. In den Proben-Nr.'n 1 bis 6 waren sowohl die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der Walzrichtung (L-Richtung) als auch in der Richtung senkrecht dazu (C-Richtung) 1,70 T oder mehr, und das Verhältnis der magnetischen Flussdichte B₅₀(L) / in B₅₀(C) erfüllte den Bereich von 1,005 bis 1,100. Zusätzlich war, in den Proben-Nr.'n 1 bis 6, das Bereichsverhältnis der kristallinen Körner, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die kubische Orientierung, 50 bis 80 %, und das Bereichsverhältnis der kristallinen Körner, geneigt um 20° oder weniger in Bezug auf die Goss-Orientierung, betrug 6 bis 20 %.
Beispiel 2
Eine Stahlbramme wurde durch Stranggießen, mit einer Zusammensetzung von 0,022 Gew.-% C, 3,3 Gew.-% Si, 0,52 Gew.-% Mn, 0,0050 Gew.-% Al, 5 ppm Se, 5 ppm S, 15 ppm O, 10 ppm N, und im Wesentlichen Fe als der Rest, besaß, gebildet. Die Stahlbramme wurde auf 1.200°C für 20 Minuten erwärmt und wurde dann warmgewalzt, um ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 3,2 mm zu bilden. Das warmgewalzte Stahlblech wurde durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech unter einer Temperatur von 1.050°C für 20 Sekunden behandelt. Das warmgewalzte Stahlblech wurde bei Raumtemperatur warmgewalzt, um so eine Zwischendicke von 1,5 mm zu haben, und wurde dann durch ein Zwischenglühen bei 1.000°C für 30 Sekunden behandelt. Darauf folgend wurde, durch Kaltwalzen bei Raumtemperatur, ein kaltgewalztes Stahlblech, das eine Enddicke von 0,28 mm besaß, gebildet. Ein Rekristallisationsglühen wurde für das kaltgewalzte Stahlblech, das so gebildet war, unter einer konstanten Temperatur von 850°C für 30 Sekunden in einer Atmosphäre von 75 Vol.-% Wasserstoff und 25 Vol.-% Stickstoff, durchgeführt, wobei der Taupunkt 40°C betrug, um dadurch den Gehalt an C auf 10 ppm zu verringern. Die Stahlbleche, die durch Rekristallisationsglühen behandelt waren, wurden auf 750°C unter einer Heizrate von 70°C/Stunde und auf einen Bereich von 750 bis 820°C unter einer Heizrate von 10°C/Stunde in einer Ar-Atmosphäre erwärmt und wurden dann bei 820°C für 100 Stunden gehalten, um dadurch ein abschließendes Fertigglühen durchzuführen. Das Stahlblech, das durch ein abschließendes Fertigglühen behandelt war, wurde mit einer Beschichtungslösung, zusammengesetzt aus einem Aluminiumdichromat, einem emulsifizierten Harz und Ethylenglykol, beschichtet, und wurde dann bei 300°C eingebrannt, um dadurch ein Stahlblechprodukt zu erhalten. Messungen, äquivalent zu solchen in Beispiel 1, wurden für das Stahlblechprodukt durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt.
Wie in Tabelle 3 dargestellt ist, konnte, gemäß der vorliegenden Erfindung, ein sehr bevorzugtes Elektrostahlblech als ein Material, verwendet für einen EI-Kern, erhalten werden, in dem sowohl magnetische Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung als auch in der C-Richtung 1,70 T oder mehr betrugen, und wobei das B₅₀(L)/B₅₀(C) den Bereich von 1,005 bis 1,100 erfüllte.
Zusätzlich erfüllte, in der Textur des Elektrostahlblechs, das vorstehend beschrieben ist, das Bereichsverhältnis der kristallinen Körner, geneigt um 20° oder geringer in Bezug auf die kubische Orientierung ({100}<001>), einen Bereich von 50 bis 80 %, und das Bereichsverhältnis der kristallinen Körner, geneigt um 20° oder geringer in Bezug auf die Goss-Orientierung ({110}<001>), einen Bereich von 6 bis 20 %.
Beispiel 3
Stahlbrammen, die verschiedene Zusammensetzungen besaßen, dargestellt in Tabelle 4, wurden auf 1.160°C erwärmt und wurden dann warmgewalzt, um 2,8 mm dicke, warmgewalzte Stahlbleche zu erhalten. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech bei einer konstanten Temperatur von 1.100°C für 60 Sekunden behandelt und wurden dann bei 250°C kaltgewalzt, um dadurch kaltgewalzte Stahlbleche zu erhalten, die eine Enddicke von 0,50 mm besaßen. Ein Rekristallisationsglühen, was auch ein Glühen für eine Dekarbonisierung war, wurde für kaltgewalzte Stahlbleche bei einer konstanten Temperatur von 900°C für 20 Sekunden in einer Atmosphäre mit 75 Vol.-% Wasserstoff und mit 25 Vol.-% Stickstoff, durchgeführt, wobei der Taupunkt davon 35°C betrug, um dadurch die Gehalte an C in den Stahlblechen auf 10 ppm zu verringern. Die Stahlbleche, die durch ein Rekristallisationsglühen behandelt waren, wurden unter einer Heizrate von 2,5°C/Stunde in einen Bereich von 750 bis 950°C erwärmt und wurden bei 950°C gehalten, um dadurch ein abschließendes Fertigglühen durchzuführen.
Die Stahlbleche, behandelt durch ein abschließendes Fertigglühen, wurden mit einer Beschichtungslösung, zusammengesetzt aus Aluminiumphosphat, Kaliumdichromat und Borsäure, beschichtet, und wurden dann bei 300°C eingebrannt, um dadurch Stahlblechprodukte zu erhalten. Messungen, äquivalent zu solchen in Beispiel 1, wurden für die Stahlblechprodukte durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 dargestellt.
Wie in Tabelle 5 dargestellt ist, besaßen die Proben-Nr.'n 1 bis 8 Zusammensetzungen innerhalb des Bereichs gemäß der vorliegenden Erfindung und erfüllten die geeigneten Bereiche der magnetischen Flussdichten in sowohl der L-Richtung als auch in der C-Richtung und des Verhältnisses von B₅₀(L) / in B₅₀(C), wodurch ausgezeichnete Eisenverluste für EI-Kerne der Proben-Nr.'n 1 bis 8 erhalten werden konnten.
Beispiel 4
Stahlbrammen, die verschiedene Zusammensetzungen besaßen, dargestellt in Tabelle 6, wurden durch Stranggießen gebildet. Die Stahlbrammen wurden zu 2,6 mm dicken, warmgewalzten Stahlblechen durch Warmwalzen nach Erwärmen auf 1.100°C für 20 Minuten gebildet. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech bei einer Temperatur von 1.100°C für 60 Sekunden behandelt und wurden dann warmgewalzt, um dadurch warmgewalzte Stahlbleche zu erhalten, die eine Enddicke von 0,35 mm besaßen. Ein Rekristallisationsglühen wurde für warmgewalzte Stahlbleche bei einer Temperatur von 900°C in einer Atmosphäre mit 50 Vol.-% Wasserstoff und mit 50 Vol.-% Stickstoff, durchgeführt, und ein abschließendes Fertigglühen wurde dann durchgeführt, um Stahlblechprodukte zu erhalten.
Die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung der Stahlblechprodukte, die so gebildet waren, wurden gemessen. Zusätzlich wurden die Bereichsverhältnisse der Kristallkörner, geneigt um 15° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung der Stahlblechprodukte, durch Röntgenstrahldiffraktion entsprechend dem Verfahren nach Laue gemessen. Weiterhin wurden die Magnetrestriktionen in der Walzrichtung und in der Richtung senkrecht dazu auch unter Verwendung eines Laser-Doppler-Verfahrens gemessen.
Zusätzlich wurden die Stahlblechprodukte zu ringförmigen Stahlblechen, mit einem Durchmesser von 150 mm, gestanzt, und die ringförmigen Stahlbleche wurden durch ein Spannungsfreisetzungsglühen bei 750°C für 2 Stunden behandelt. Die Stahlbleche, die so geglüht waren, wurden aufeinander laminiert, um Eisenkerne zu bilden, und ein Rauschen, das dadurch erzeugt wurde, wurde gemessen. Die Messung des Rauschens wurde durchgeführt, wobei der Eisenkern auf eine magnetische Flussdichte von 1,5 T bei 50 Hz eines Wechselstroms magnetisiert wurde, und das Rauschen wurde durch ein Mikrofon, angeordnet an einer Position 100 mm über dem Eisenkern, gemessen. Die Ergebnisse, die erhalten wurden, sind in Tabelle 6 dargestellt.
Wie in Tabelle 6 dargestellt ist, waren bei den Stahlblechprodukten, die aus den Stahlbrammen Nr.'n 1 bis 4 gebildet wurden, die Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung besaßen und durch ein geeignetes Rekristallisationsglühen behandelt waren, die magnetischen Eigenschaften, die Magnetrestriktionseigenschaften und die Anti-Rauscheigenschaften ausgezeichnet.
Beispiel 5
Eine Stahlbramme wurde durch Stranggießen gebildet, die aus 220 ppm C, 3,25 Gew.-% Si, 0,16 Gew.-% Mn, 80 ppm Al, 12 ppm Se, 11 ppm S, 9 ppm N, 13 ppm O und im Wesentlichen Fe als der Rest, zusammengesetzt war, wobei ein Trennmittel nicht enthalten war. Die Stahlbramme wurde auf 1.100°C für 20 Minuten erwärmt und wurde warmgewalzt, um ein warmgewalztes Stahlblech zu bilden, das eine erwünschte Dicke besaß. Das warmgewalzte Stahlblech wurde durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech behandelt und wurde dann warmgewalzt, um dadurch ein warmgewalztes Stahlblech zu erhalten, das eine Enddicke von 0,35 mm besaß. Ein Rekristallisationsglühen wurde für das warmgewalzte Stahlblech, das so gebildet war, unter verschiedenen Bedingungen, dargestellt in Tabelle 7, durchgeführt, und darauffolgend wurde ein Endglühen in einer Stickstoffatmosphäre durchgeführt, um dadurch Stahlblechprodukte zu erhalten. Messungen, äquivalent zu solchen, die in Beispiel 4 beschrieben sind, wurden für die Stahlblechprodukte, die so gebildet waren, durchgeführt. Die Ergebnisse, die erhalten wurden, sind in Tabelle 7 dargestellt.
Wie anhand von Tabelle 7 gesehen werden kann, besaßen die Produkte der Beispiele Nr.'n 4 bis 6, 8 bis 12, 14 und 15 ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften, Magnetrestriktionseigenschaften und Anti-Rauscheigenschaften, und wurden durch Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von 800 bis 1.000°C in einer Atmosphäre behandelt, in der das Verhältnis von Stickstoff 5 Vol.-% oder mehr betrug.
Beispiel 6
Eine Stahlbramme wurde durch Stranggießen gebildet, die aus 3,1 Gew.-% Si, 0,012 Gew.-% C, 0,1 Gew.-% Mn, 0,009 Gew.-%Al, 10 ppm N, 13 ppm O, 5 ppm S, 4 ppm Se und im Wesentlichen Fe als der Rest, zusammengesetzt war. Die Stahlbramme wurde warmgewalzt, um ein 2,7 mm dickes, warmgewalztes Stahlblech zu bilden. Das warmgewalzte Stahlblech wurde durch Glühen für ein warmgewalztes Stahlblech unter einer konstanten Temperatur von 1.140°C für 60 Sekunden behandelt und wurde dann bei 270°C kaltgewalzt, um dadurch ein kaltgewalztes Stahlblech zu erhalten, das eine Enddicke von 0,35 mm besaß. Der durchschnittliche Durchmesser der Körner vor dem abschließenden Kaltwalzen war 280 μm. Ein Rekristallisationsglühen wurde für das kaltgewalzte Stahlblech, das so gebildet war, unter einer konstanten Temperatur von 920°C für 30 Sekunden in einer Atmosphäre mit 40 Vol.-Wasserstoff und mit 60 Vol.-% Stickstoff, durchgeführt, wobei der Taupunkt 50°C betrug, um dadurch den Gehalt an C in dem Stahlblech auf 0,002 Gew.-% zu verrin gern. Darauf folgend wurde ein Trennmittel zum Glühen, zusammengesetzt aus gepulvertem Siliziumdioxid und gepulvertem Aluminiumdioxid, unter einem Verhältnis von 3 bis 1, durch elektrostatische Beschichtung auf der Oberfläche des Stahlblechs, behandelt durch Rekristallisationsglühen, beschichtet, und das Stahlblech wurde gewickelt und wurde dann durch ein abschließendes Fertigglühen behandelt. Ein Fertigglühen wurde durchgeführt, bei dem eine Temperatur für 5 Stunden von Raumtemperatur auf 800°C erhöht wurde, wurde für 25 Stunden von 800 auf 950°C erhöht, wurde bei 950°C für 36 Stunden beibehalten und wurde dann in dem Ofen gekühlt. In diesem Schritt wurde eine Menge einer Feuchtigkeit, eingeführt in die Atmosphäre in dem Ofen, verschiedenartig geändert, wodurch eine Menge an Oxid, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs, kontrolliert wurde. Nachdem das Trennmittel zum Glühen durch Waschen von dem Stahlblech, behandelt durch ein Fertigglühen, entfernt war, wurde ein Glühen für eine Glättung bei 840°C für 60 Sekunden in einer Atmosphäre mit 5 Vol.-% H₂ und mit 95 Vol.-% N₂ durchgeführt, während eine Zugkraft auf das Stahlblech aufgebracht wurde. Auf der Oberfläche des Stahlblechs, behandelt durch Glühen zum Glätten, wurde eine halborganische Beschichtung mit einer Dicke von 1,0 μm gebildet, die eine anorganische Komponente, zusammengesetzt aus Magnesiumdichromat und Borsäure, gemischt mit einem organischen Harz, war. Durch die Schritte, die vorstehend beschrieben sind, wurde ein Elektrostahlblech erhalten, das aus sekundär rekristallisierten Körnern, ungefähr 20 mm im Durchmesser, integriert in den kubischen Orientierungen, zusammengesetzt war.
Die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung der Stahlblechprodukte, die so gebildet waren, wurden gemessen. Als nächstes wurden EI-Kern-Proben vom EI-48 Typ durch Stanzen der Stahlbleche hergestellt, und die Eisenverluste davon bei 1,5 T, magnetisiert durch einen Wechselstrom von 50 Hz, wurden gemessen. Die Ergebnisse der Eisenverluste zusammen mit Mengen an Oxid auf der Oberfläche des Stahlblechs sind in Tabelle 8 dargestellt. Wie in Tabelle 8 dargestellt ist, besaßen die Proben-Nr.'n 1 bis 3, in denen die Mengen an Oxid so kontrolliert wurden, dass sie 1,0 g/m² oder weniger betrugen, ausgezeichnete Eisenverluste der EI-Kerne, und eine Verschlechterung der Eigenschaften davon nach einer Herstellung wurden unterdrückt.
Beispiel 7
Ein Stahlblech, zusammengesetzt aus sekundär rekristallisierten Körnern, mit einem Oxid auf der Oberfläche davon in einer Menge von 0,4 g/m² als eine Menge an Sauerstoff, wurde in einer Art und Weise äquivalent zu derjenigen in Beispiel 6 gebildet. Das Stahlblech, das vorstehend beschrieben ist, wurde mit einer anorganischen Beschichtung beschichtet. Die anorganische Beschichtung wurde durch Einbrennen einer Lösung bei 800°C, zusammengesetzt aus Aluminiumphosphat, Kaliumchromat, Borsäure, gemischt mit kolloidalem Siliziumdioxid, gebildet, um dadurch einen Film mit einer Dicke von 1 μm zu erhalten. Wenn der Gehalt des kolloidalen Siliziumdioxids erhöht wurde, wurde der thermische Expansionskoeffizient der Beschichtung verringert, und demzufolge wurde die Zugkraft, aufgebracht auf das Stahlblech, erhöht. Die Magnetrestriktion des Stahlblechs wurde gemessen, während eine kompressive Spannung von 0 bis 6 MPa darauf aufgebracht wurde, und die kompressive Spannung, bei der die Magnetrestriktion schnell zunahm, wurde dahingehend bestimmt, dass sie eine Zugkraft ist, die auf das Stahlblech aufgebracht ist.
Die Ergebnisse des Stahlblechs sind in Tabelle 9 dargestellt, die die magnetischen Flussdichten, gemessen in der L-Richtung und in der C-Richtung, und Eisenverluste in der L-Richtung und in der C-Richtung, magnetisiert auf 1,5 T durch einen Wechselstrom mit 50 Hz, entsprechend dem Test von Epstein, sind.
Wie anhand der Tabelle 9 gesehen werden kann, war, wenn die Zugfestigkeit, aufgebracht auf das Stahlblech, 5 MPa überschritt, dies nicht bevorzugt, da der Eisenverlust in der C-Richtung stark erhöht wurde. Andererseits wurde, wenn die Zugkraft 5 MPa oder geringer war, und noch genauer 3 MPa oder geringer war, der Eisenverlust in der C-Richtung wesentlich verringert, und demzufolge konnten bevorzugte Eisenverlusteigenschaften erhalten werden.
Zusätzlich besaß eine Beschichtung, eingebrannt bei 350°C, die kein kolloidales Siliziumdioxid darin besaß, und die halborganische Beschichtung, verwendet in Beispiel 6, nahezu keine Zugkraft, aufgebracht auf das Stahlblech. Dementsprechend waren die Eisenverluste ausgezeichnet, nachdem die Beschichtung gebildet war, wobei 1,22 W/kg in der L-Richtung und 1,45 W/kg in der C-Richtung als ein Durchschnittswert in jeweiligen Richtungen erhalten wurden.
Beispiel 8
Stahlbrammen, die Zusammensetzungen, dargestellt in Tabelle 10, besaßen, wurden zu Elektrotahlblechen mit einer Dicke von 0,35 mm durch Warmwalzen, Glü hen für ein warmgewalztes Stahlblech, Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen und Fertigglühen unter verschiedenen Bedingungen gebildet. Die Stahlbleche, behandelt durch Fertigglühen, wurden durch Glühen für ein Glätten und durch eine Isolationsbeschichtungsbehandlung behandelt.
Die Eisenverluste der Stahlbleche, die vorstehend beschrieben sind, magnetisiert auf 1,5 T durch einen Wechselstrom mit 50 Hz, wurden entsprechend dem Test nach Epstein gemessen. In dieser Messung wurde die Hälfte der Anzahl der Epstein-Proben verwendet, die in jeder Richtung geschnitten wurden, d.h. in der L-Richtung und der C-Richtung, und zwar von dem Stahlblech. Unter den Proben, die von derselben Zusammensetzung unter verschiedenen Bedingungen erhalten waren, ist das Messergebnis der Probe, die den niedrigsten Eisenverlust besaß, in Tabelle 10 dargestellt. Zusätzlich sind die magnetischen Flussdichten B₅₀ in der L-Richtung und in der C-Richtung der Probe, beschrieben vorstehend, in Tabelle 10 dargestellt.
Wie anhand der Tabelle 10 gesehen werden kann, zeigten die Proben Nr.'n 1 bis 5, die die Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung besaßen, ausgezeichnete Eisenverluste. Andererseits wurden die Eisenverluste der Proben, in denen entweder C, Mn, Al, S, Se, O oder N außerhalb des geeigneten Bereichs gemäß der vorliegenden Erfindung lagen, erhöht, und demzufolge waren die Proben, beschrieben vorstehend, nicht für Eisenkernmaterialien geeignet.
Beispiel 9
Eine Anfangstemperatur für eine sekundäre Rekristallisation wurde durch nur Ändern des Gehalts an Al basierend auf der Zusammensetzung der Probe Nr. 1 in Tabelle 10 gemessen. Proben, 400 mm lang und 50 mm breit, wurden von den Stahlblechen, behandelt durch ein Rekristallisationsglühen, abgeschnitten. Die Proben wurden in einen elektrischen Ofen eingegeben, der eine Temperaturdifferenz von 800 bis 1.200°C besaß, und wurden für 50 Stunden gehalten. Hiernach wurde die Anfangstemperatur einer sekundären Rekristallisation durch Abgleichen des Vorhandenseins einer sekundären Rekristallisation, erfasst durch Makroätzen, mit den Temperaturen evaluiert. Die Ergebnisse, die erhalten wurden, sind in Tabelle 11 dargestellt.
Wie in Tabelle 11 dargestellt ist, trat, wenn der Gehalt an Al so eingestellt wurde, dass er 0,02 Gew.-% oder weniger betrug, eine sekundäre Rekristallisation auf. Insbesondere dann, wenn der Gehalt an Al geringer als 0,01 Gew.-% war, wurde die Anfangstemperatur für eine sekundäre Rekristallisation verringert, und, demzufolge, kann ein Fertigglühen bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt werden. Dementsprechend ist es, wenn der Gehaltan Al so kontrolliert wurde, dass er geringer als 0,01 Gew.-% betrug, dies wesentlich vorteilhaft für die Verringerung in der Menge an Oxid, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs.
In den Proben 1 bis 3 sind die Fälle, in denen EI-Kerne gebildet sind, als eine Anwendung des Elektrostahlblechs der vorliegenden Erfindung beschrieben; allerdings ist die Anwendung der vorliegenden Erfindung nicht auf kompakte Transformatoren, wie beispielsweise EI-Kerne, beschränkt.
Da das Elektrostahlblech der vorliegenden Erfindung sehr gute magnetische Eigenschaften in sowohl der Walzrichtung als auch in der Richtung senkrecht dazu besitzt, verglichen mit solchen eines nicht-orientierten Siliziumstahlblechs, kann eine hohe Effektivität dann erhalten werden, wenn das Elektrostahlblech der vorliegenden Erfindung bei üblichen Motoren angewandt wird.
Zusätzlich kann, verglichen mit den doppelt-orientierten Siliziumstahlblechen, hergestellt durch herkömmliche Techniken, das Stahlblech der vorliegenden Erfindung von einem Ausgangsmaterial hergestellt werden, das keinen Inhibitor enthält, und ein Querwalzen ist nicht in dem Herstellvorgang dafür erforderlich. Dementsprechend ist, sogar obwohl das Stahlblech der vorliegenden Erfindung leicht beeinträchtigte, magnetische Eigenschaften gegenüber solchen des herkömmlichen, doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs besitzt, ein wesentlicher Vorteil dahingehend vorhanden, dass eine Massenherstellung unter niedrigeren Kosten durchgeführt werden kann.
Das Elektrostahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung besitzt eine kleinere Anisotropie der magnetischen Eigenschaften verglichen mit solchen eines herkömmlichen, einzel-orientierten oder doppelt-orientierten Siliziumstahlblechs. Dementsprechend wird das Elektrostahlblech der vorliegenden Erfindung sehr bevorzugt als Eisenkernmaterial zur Verwendung in kompakten Motoren und elektrischen Generatoren verwendet, in denen sich die Richtung des magnetischen Flusses stark innerhalb des Kerns ändert.
Zusätzlich kann, durch Verbessern der magnetischen Eigenschaften nicht nur in der Walzrichtung, sondern auch in der Richtung senkrecht dazu, ein Elektrostahlblech, das ausgezeichnete Anti-Rauscheigenschaften besitzt, erhalten werden.
Weiterhin kann, durch Unterdrücken einer Menge an Oxid, gebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs, so, dass sie 1,0 g/m² oder geringer beträgt, als eine Menge an Sauerstoff, ein Elektrostahlblech erhalten werden, bei dem eine Verschlechterung der Eigenschaften davon, verursacht durch die Herstellung, gering ist.
Während die vorliegende Erfindung vorstehend in Verbindung mit verschiedenen, bevorzugten Ausführungsformen beschrieben worden ist, sollte ausdrücklich verständlich werden, dass solche Ausführungsformen nur für die Erfindung erläuternd sind, und nicht in einem einschränkenden Sinne ausgelegt werden sollten. Nach Lesen dieser Offenbarung werden Fachleute auf dem betreffenden Fachgebiet leicht Modifikationen und Substitutionen von äquivalenten Materialien und Techniken erkennen, und alle solche Modifikationen und Substitutionen werden dahingehend angesehen, dass sie innerhalb des Schutzumfangs der beigefügten Ansprüche fallen.
[Tabelle 1]
[Tabelle 3]
[Tabelle 8]
[Tabelle 9]
[Tabelle 11

Claims

Elektrostahlblech, das umfasst: zwischen 2,0 und 8,0 Gew.-% Silizium, zwischen 0,005 und 3,0 Gew.-% Mangan, zwischen 0,0010 und 0,020 Gew.-% Aluminium, wobei es wahlweise des Weiteren wenigstens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Nickel, zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Zinn, zwischen 0,005 und 0,50 Gew.-% Antimon, zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Kupfer, zwischen 0,005 und 0,50 Gew.-% Molybdän sowie zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Chrom besteht, und der Rest, von Verunreinigungen abgesehen, Eisen ist, dadurch gekennzeichnet, dass: der Gewichtsgehalt an N in dem Stahlblech 30 ppm oder weniger beträgt, so dass das Stahlblech eine magnetische Flussdichte B₅₀(L) in einer Walzrichtung und eine magnetische Flussdichte B₅₀(C) in einer Richtung senkrecht zu der Walzrichtung von wenigstens 1,70 T hat, und wobei ein Verhältnis B₅₀(L)/B₅₀(C) zwischen 1,005 und 1,100 beträgt.
Elektrostahlblech nach Anspruch 1, wobei sekundär rekristallisierte Körnchen, die um 20° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung geneigt sind, in dem Stahlblech in einem Flächenanteil zwischen 50 und 80 % vorhanden sind, und sekundär rekristallisierte Körnchen, die um 20° oder weniger in Bezug auf die {110}<001>-Orientierung geneigt sind, in dem Stahlblech in einem Flächenanteil zwischen 6 und 20 % vorhanden sind.
Elektrostahlblech nach Anspruch 1, wobei bei Magnetisierung auf 1,5 T mit einem Wechselstrom bei einer Frequenz von 50 Hz die Summe der Magnetrestriktion in der Walzrichtung und der Magnetrestriktion in der Richtung senkrecht dazu 8×10 oder weniger beträgt.
Elektrostahlblech nach Anspruch 3, wobei die sekundär rekristallisierten Körnchen, die um 15° oder weniger in Bezug auf die {100}<001>-Orientierung geneigt sind, in dem Stahlblech in einem Flächenanteil zwischen 30 und 70 % vorhanden sind.
Elektrostahlblech nach Anspruch 1, wobei eine Menge an Oxid, das an der Oberfläche des Elektrostahlblechs ausgebildet wird, so gesteuert wird, dass sie 1,0 g/m² oder weniger an einer Oberfläche als eine Menge an Sauerstoff neben einem isolierenden Überzug beträgt.
Elektrostahlblech nach Anspruch 1, 3 oder 5, wobei Zugkraft eines Oxids, das an der Oberfläche desselben ausgebildet ist, und des isolierenden Überzugs, der dem Elektrostahlblech verliehen wird, maximal 5 MPa beträgt.
Verfahren zum Herstellen eines Elektrostahlbleches ohne Anwenden von Querwalzen, das umfasst: Warmwalzen einer Stahlbramme, die zwischen 0,003 und 0,08 Gew.-% Kohlenstoff, zwischen 2,0 und 8,0 Gew.-% Silizium, zwischen 0,005 und 3,0 Gew.-% Mangan, zwischen 0,0010 und 0,020 Gew.-% Aluminium enthält und wahlweise des Weiteren wenigstens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus zwischen 0,01 und 1,5 Gew.% Nickel, zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Zinn, zwischen 0,005 und 0,50 Gew.-% Antimon, zwischen 0,01 und 1,50 Gew.-% Kupfer, zwischen 0,005 und 0,50 Gew.-% Molybdän sowie zwischen 0,001 und 1,50 Gew.-% Chrom besteht, und der Rest, von Verunreinigungen ab gesehen, Eisen ist, und Steuern des Gewichtsgehalts an Stickstoff, so dass er maximal 30 ppm beträgt; wahlweise Glühen des warmgewalzten Stahlbleches bei einer Temperatur zwischen 950 und 1200°C; wenigstens einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten oder geglühten Stahls, wobei, wenn Kaltwalzen mehrfach durchgeführt wird, ein Zwischenglühen zwischen aufeinanderfolgenden Kaltwalzvorgängen durchgeführt wird; Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlblechs; wahlweise Auftragen eines Trennmittels zum Glühen auf das Stahlblech, das durch den Schritt des Rekristallisationsglühens bearbeitet wurde; abschließendes Fertigglühen des Stahlblechs, das durch das Rekristallisationsglühen bearbeitet wurde, auf eine Temperatur von wenigstens 800°C; wahlweise Planglühen des Stahlblechs, das durch das abschließende Fertigglühen bearbeitet wurde; und Ausbilden eines isolierenden Überzugs auf dem Stahlblech.
Verfahren nach Anspruch 7, wobei, als unvermeidbare Verunreinigungen, der Gewichtsgehalt an Schwefel und Selen jeweils so gesteuert wird, dass er maximal 100 ppm beträgt, und der Gewichtsgehalt an Sauerstoff so gesteuert wird, dass er maximal 50 ppm beträgt.
Verfahren zum Herstellen eines Elektrostahlblechs nach Anspruch 7 oder 8, wobei die durchschnittliche Erhitzungsgeschwindigkeit beim Schritt des abschließenden Fertigglühens auf 30°C/h oder weniger in einem Bereich von 750°C oder mehr eingestellt wird.
n zum Herstellen eines Elektrostahlblechs nach Anspruch 7 oder 8, wobei der Schritt des Rekristallisationsglühens bei einer Temperatur zwischen 800 und 1000°C in einer Atmosphäre durchgeführt wird, in der ein Anteil an Stickstoff wenigstens 5 Vol.% beträgt.
Verfahren zum Herstellen eines Elektrostahlblechs nach Anspruch 7 oder 8, wobei der Durchschnittsdurchmesser von Kristallkörnchen so eingestellt wird, dass er vor einem abschließenden Kaltwalzschritt wenigstens 200 μm beträgt, ein Verformungsgrad beim abschließenden Kaltwalzschritt auf 60 bis 90 % eingestellt ist und der Schritt des abschließenden Fertigglühens bei 1100°C oder weniger in einer Atmosphäre durchgeführt wird, in der der Taupunkt auf 10°C oder weniger eingestellt ist, und ein Volumenanteil von Sauerstoff auf maximal 0,1 % eingestellt ist.
Verfahren zum Herstellen eines Elektrostahlblechs nach Anspruch 7 oder 8, wobei der isolierende Überzug ausgebildet wird, indem ein organisches Überzugsmaterial in einer Dicke von 5 μm oder weniger aufgetragen wird, ein semi-organisches Überzugsmaterial, das aus einem organischen Harz und einer anorganischen Komponente besteht, in einer Dicke von 5 μm oder weniger aufgetragen wird, oder ein anorganisches Glasüberzugsmaterial in einer Dicke von 2 μm oder weniger aufgetragen wird.