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Feld der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung bezieht sich auf die Herstellung von kornorientierten
Elektrostahl-Bändern, welche
exzellente magnetische Eigenschaften aufweisen und für die Produktion
von Transformator-Kernen vorgesehen sind. Präziser gesprochen bezieht sich
die Erfindung auf ein Verfahren, bei dem eine Fe-Si-Legierung kontinuierlich
direkt als Band vergossen wird und das Band selbst vor dem Aufhaspeln
durch Walzen kontinuierlich deformiert wird, um die Bildung eines
vorgegebenen Anteils von Austenit, geregelt in Menge und Verteilung,
durch Walzen in der Metallmatrix zu induzieren, wodurch ein Band
mit einem stabil und gleichmäßig rekristallisierten
Mikrogefüge
vor dem Kaltwalzen erhalten wird.
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Stand der
Technik
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Kornorientierte
Elektrostahl-Bänder
(Fe-Si) werden industriell typischerweise als Bänder produziert, die eine Dicke
zwischen 0,18 und 0,50 mm aufweisen und durch variable magnetische
Eigenschaften gemäß der speziellen
Produktklasse gekennzeichnet sind. Diese Klassifikation bezieht
sich im Wesentlichen auf die spezifischen Energieverluste des Bands,
welches vorgegebenen elektromagnetischen Arbeitsbedingungen unterworfen
ist (beispielsweise P50Hz bei 1,7 Tesla,
in W/kg), ermittelt entlang einer spezifischen Referenzrichtung
(Walzrichtung). Die Hauptverwendung derartiger Bänder ist die Produktion von
Transformator-Kernen. Gute
magnetische Eigenschaften (stark anisotrop) werden durch Regeln
der schließlichen
Kristallstruktur des Bands erhalten, um sämtliche oder nahezu sämtliche
orientierten Körner
mit deren leichtester Magnetisierungs-Richtung (der <001>-Achse) auf die perfekteste
Art ausgerichtet mit der Walz-Richtung zu erhalten. In der Praxis
werden die schließlichen
Produkte, deren mittlerer Krondurchmesser üblicherweise zwischen 1 und 20
mm liegt und die eine Orientierung aufweisen, die um die Goss-Orientierung
({110}<001>) zentriert ist, erhalten.
Je kleiner die Winkel-Verteilung um die Goss-Orientierung ist, umso
besser ist die magnetische Permeabilität des Produkts und somit umso
geringer die magnetischen Verluste. Die schlussendlichen Produkte,
die niedrige magnetische Verluste (Kern-Verluste) und eine hohe
Permeabilität aufweisen,
zeigen interessante Vorteile in Bezug auf Design, Dimensionen und
Ausbeute der Transformatoren.
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Die
erste industrielle Produktion der oben beschriebenen Materialien
wurde durch die US Firma ARMCO zu Beginn der 30er Jahre beschrieben
(US Patent 1,956,559). Viele wichtige Verbesserungen wurden seitdem
bei der Produktions-Technologie kornorientierter Elektro-Bänder, sowohl
bezüglich
der magnetischen als der physikalischen Qualität der Produkte und bezüglich der
Transformator-Kosten und Zyklus-Rationalisierung eingeführt. Sämtliche
existierenden Technologien nutzen die gleiche metallurgische Strategie,
um eine sehr starke Goss-Struktur im schließlichen Produkt zu erzielen,
d.h. das Verfahren einer orientierten Sekundär-Rekristallisation, die durch
gleichmäßig verteilte
Sekundär-Phasen
und/oder Seigerungs-Elemente geführt
wird. Die nichtmetallischen Sekundär-Phasen und die Seigerungs-Elemente
spielen eine fundamentale Rolle beim Steuern (Verlangsamen) der
Bewegung der Korngrenzen während
der Schlussglühung,
welches den selektiven Sekundär-Rekristallisations-Prozess
aktiviert.
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In
der ursprünglichen
ARMCO-Technologie unter Verwendung von MnS als Inhibitor für die Bewegung der
Korngrenzen und in der nachfolgenden, von NSC entwickelten Technologie,
bei der die Inhibitoren hauptsächlich
Aluminium-Nitride waren (AlN + MnS) (EP 8.385, EP 17.830, EP 202.339)
ist das Aufheizen der kontinuierlich vergossenen Brammen (Gussblöcke in alten
Zeiten) direkt vor dem Warmwalzen bei sehr hohen Temperaturen (um
1400°C)
für eine
Zeit, die ausreicht, eine vollständige
Auflösung
der Sulfide und/oder Nitride zu garantieren, die grob verteilt sind,
während
die Bramme nach dem Gießen
abkühlt,
um diese wieder in sehr feiner und gleichmäßig verteilter Form über die
Metallmatrix der warmgewalzten Bänder
auszuscheiden, ein sehr wichtiger Bindungsschritt, der beiden Produktionsprozessen
gemeinsam ist. Eine derartige feine Wieder-Ausscheidung kann genauso wie die Einstellung
der Dimensionen der Ausscheidungen in jedem Fall während des
Verfahrens, jedoch vor dem Kaltwalzen, begonnen und vervollständigt werden.
Das Aufheizen der Bramme auf diese Temperaturen erfordert aufgrund
der Duktilität
der Fe-3%Si-Legierungen
bei hohen Temperaturen und der Bildung flüssiger Schlacken die Verwendung
spezieller Öfen
(Stoßöfen, Flüssigschlacken-Hubbalkenöfen, Induktionsöfen).
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Neue
Gießtechnologien
für flüssigen Stahl
sind vorgesehen, um die Produktionsprozesse zu vereinfachen und
um diese kompakter und flexibler zu gestalten und überdies
die Kosten zu reduzieren. Eine der besagten Technologien ist das "Dünnbrammen"-Gießen, welches aus dem kontinuierlichen
Vergießen
von Brammen besteht, die eine typische Dicke von konventionellen,
vorgestreckten Brammen aufweisen und für das direkte Warmwalzen, durch
eine Abfolge von Brammen beim kontinuierlichen Vergießen, das
Behandeln in kontinuierlichen Tunnelöfen, um die Temperatur der
Brammen anzuheben/beizubehalten, und das abschließende Walzen
auf das aufgehaspelte Band. Die mit der Verwendung derartiger Techniken
zur Erzeugung kornorientierter Produkte verbundenen Probleme bestehen
hauptsächlich
in der Schwierigkeit, die zur Beibehaltung der die Sekundär-Phasen
ausbildenden Elemente in Lösung
notwendigen hohen Temperaturen beizubehalten und zu regeln, wobei
die Sekundär-Phasen
zu Beginn des abschließenden
Warmwalz-Schritts fein verteilt sein müssen, wenn beste Mikrogefüge- und
magnetische Eigenschaften in den Endprodukten zu erzielen sind.
Diesen Problemen wurde auf verschiedene Weise begegnet, beispielsweise
unter Verwendung einer geringen Dicke der vergossenen Brammen in
Verbindung mit spezifischen Konzentrations-Intervallen der Mikrolegierungs-Elemente,
um die Sekundär-Phasen-Ausscheidung
(Kornwachstums-Inhibitoren) während
des Warmwalzens stabil zu regeln, oder durch drastisches Modifizieren
der Strategie der Bildung von Inhibitoren in der Metallmatrix.
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Die
Gieß-Technik,
die potentiell das höchste
Rationalisierungs-Niveau
der Prozesse sowie eine höhere
Produktions-Flexibilität
bietet, ist die, die die direkte Produktion von Bändern aus
flüssigem
Stahl (Bandgießen)
und somit die vollständige
Eliminierung des Warmwalz-Schritts
enthält.
Solch eine außergewöhnliche
Innovation wurde vor langer Zeit entwickelt und patentiert und Prozess-Bedingungen
zur Erzeugung von Elektrostahl-Bändern
und insbesondere von kornorientierten Elektrostahl-Bändern wurden ebenfalls vor
langer Zeit erfunden und patentiert. Jedoch gibt es bis heute keine
industrielle Produktion im Bereich von kornorientiertem Elektrostahl
gemäß der oben
beschriebenen Technik, obwohl der Stand der Technik bezüglich der
Gießmaschinen
für industrielle
Anwendungen bereitsteht, wie dies durch existierende Anlagen gezeigt
wird, die nur Kohlenstoffstähle
sowie Edelstähle
produzieren.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung glauben, dass es für die industrielle
Produktion kornorientierter Elektrostahl-Bänder aus der direkten Erstarrung
eines Bands (Bandgießen)
notwendig ist, ein Band-Mikrogefüge zu haben,
dass vor dem Kaltwalzen signifikant unterscheidbar ist von dem Mikrogefüge, welches
während
der Gießstufe
erhalten wird. Die hohe Erstarrungsgeschwindigkeit des gegossenen
Bands erschwert es jedoch, aufgrund der hohen Sensitivität der Erstarrungsstruktur
bezüglich
der Fluktuation und der Gieß-Bedingungen
und der Legierungs-Zusammensetzung, eine homogene und reproduzierbare
Kornstruktur über
das Band und zwischen unterschiedlichen Gießschritten zu haben. Das Mikrogefüge der Zwischenprodukte
beginnend vom Bandgießen
wird durch die Erstarrungsstruktur viel mehr beeinflusst als die
Produkte, die aus konventionellem Brammenguss erzeugt werden, da
die Deformation dem Band während
des typischen Warmwalzens fehlt.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Das
Ziel der vorliegenden Erfindung ist, die Schwierigkeiten aufgrund
der vom Bandgießen
herleitenden Qualität
der Elektrostahl-Bänder
zu überwinden.
Somit ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren
zur Herstellung von Elektrostahl-Bändern zur Verfügung zu
stellen, bei dem durch eine in-line-Dickenreduktion des Bands zwischen
den Gieß-
und Haspel-Stationen mittels Phasen-Transformationen ein signifikantes
Niveau der Rekristallisation induziert wird, die Kristallstruktur
somit vor dem Kaltwalzen derart normalisiert wird, dass mögliche Fluktuationen
der Prozess-Bedingungen die Qualität des abschließenden Produkts im
Wesentlichen nicht beeinflussen.
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Ein
anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, die industrielle
Produktion kornorientierter Elektrostahl-Bänder zu ermöglichen, welche exzellente
magnetische Eigenschaften und eine konstante Qualität aufweisen,
wobei der Prozess stabil und verglichen mit derzeit üblichen
konventionellen Prozessen vereinfacht ist.
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Weitere
Ziele der vorliegenden Erfindung werden aus der nachfolgenden Beschreibung
der Erfindung ersichtlich.
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Detaillierte Beschreibung
der Erfindung
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Ein
erster wichtiger Aspekt der vorliegenden Erfindung liegt darin,
dass eine geschmolzene Legierung, die Silizium enthält, direkt
durch die als Bandgießen
(Gießen
zwischen zwei gekühlten
und gegenläufigen
Walzen) bekannte Gießtechnologie
in der Form eines Bands erstarrt, wodurch in Bezug auf derzeit verwendete Technologien
das Gießen
der Legierung in Brammen oder Gussstücke vermieden wird, diese Brammen
in speziellen Hochtemperatur-Öfen
für lange
Zeiten (um die notwendige thermische Homogenität zu erreichen) einer thermischen
Behandlung unterzogen werden und diese Brammen durch Warmwalzen
mit einer Gesamt-Reduktion, welche gemäß der Brammen-Gießtechnologie
zwischen 96 und 99% variiert, in Bänder überführt werden.
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Ein
zweiter wichtiger Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht darin,
dass die chemische Zusammensetzung der Silizum enthaltenen Legierung
speziell ausgewählt
ist, um die thermo-dynamische Stabilität der Austenit-Phase in der
Matrix (kubisch flächenzentriertes
Gitter) im Gleichgewicht mit der Ferrit-Phase (kubisch raumzentriertes
Gitter) zu regeln. Insbesondere ist es zu Erzielung exzellenter
abschließender
magnetischer Eigenschaften dienlich, die Chemie der Legierung derart
einzustellen, dass ein Austenit-Anteil zwischen 25 und 60% zwischen
1100 und 1200°C
stabil ist. Infolgedessen wird eine Vielzahl von Elementen, die
die Austenitbildung fördern,
verwendet, um die starke Tendenz des Siliziums, die Ferrit-Phase
zu stabilisieren, auszugleichen. Unter diesen Elementen ist Kohlenstoff
insbesondere wichtig aufgrund seines inhärenten Austenitisierungseffekts
sowie seiner besonderen Mobilität
in der Matrix, die seine leichte Eliminierung mittels feststehender
Entkohlungs-Prozesse,
zu ermöglichen,
welche in diesem technischen Feld üblicherweise durch die Extraktion
aus den Bandoberflächen
unter Verwendung von einer Glühatmosphäre, die
ein geregeltes Oxidierungs-Potential aufweist, durchgeführt wird.
Der Kohlenstoff liegt in geeigneter Weise in der Stahlzusammensetzung
in einer Menge vor, die dazu geeignet ist, den gewünschten
Austenit-Anteil zu steuern, so dass es auf diese Weise möglich ist,
die Stabilität
des Ferrits mittels eines einfachen Entkohlungs-Prozesses zu steigern und
somit während
des schlussendlichen Sekundär-Rekristallisations-Glühens die
wichtigen Phasenübergangs-Phänomene,
die für
die schließliche
gewünschte
Textur schädlich
wären,
zu verhindern. Bekannterweise ist in diesen Materialien jedoch notwendig,
den Kohlenstoffgehalt in den Schlussprodukten auf Niveaus von unter
50 ppm zu reduzieren, um den gegenläufigen Effekt der Kern-Verluste
aufgrund der Bildung von Karbiden zu eliminieren. Je höher der
Kohlenstoffgehalt der Legierung ist, desto länger ist die erforderliche
Zeit, um die Entkohlung auszuführen.
Aus Produktivitäts-Gründen ist
es dann sinnvoll, den Kohlenstoffgehalt innerhalb eines Maximums
von 0,1 Gew.-% zu halten. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung
ermittelten die mittels unterschiedlicher Legierungszusammensetzungen
erzielbaren Austenit-Anteile
sowohl experimentell als auch über
empirische Beziehungen, die aus der Literatur erhältlich sind.
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Ein
dritter Aspekt der Erfindung besteht darin, die Transformation von
Ferrit in Austenit in der Metall-Matrix des gegossenen Bands in
einem Temperatur-Intervall um 1150°C herum, typischerweise 1000-1300°C, mittels
einer plötzlichen
Deformation, die höher
als 20% ist, mittels Walzens zwischen gekühltem Walzen in-line mit dem
kontinuierlichen Gießen
und vor dem Aufhaspeln zu induzieren. Diese plötzliche und örtlich begrenzte
Deformation bringt die für
die Keimbildung und Bildung der Austenit-Phase in der Matrix notwendige
Energie in das Material ein, wobei diese Phase aus kinetischen Gründen, obwohl
sie thermo-dynamisch sehr stabil ist, sonst nicht erhalten worden
wäre. Tatsächlich sind
sehr lange Zeiten notwendig, um Gleichgewichts-Bedingungen zwischen
den zwei Phasen bei der betrachteten Temperatur zu erhalten, während die
Bearbeitungs- und Kühl-Zeiten eigentlich
sehr kurz sind, insbesondere im Fall des direkten Vergießens als
Band (Bandgießen).
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Die
Phasen-Transformationen vom Ferrit in Austenit ist gemäß der vorliegenden
Erfindung quantitativ durch Auswahl der chemischen Zusammensetzung
einstellbar und durchgehend reproduzierbar, wie dies bei industriellen
Prozessen notwendig ist. Als Folge der Phasentransformation, die
in dem Temperatur-Intervall, welches gemäß der vorliegenden Erfindung
definiert ist, induziert wird, ist die Korn-Verteilung in dem erzeugten Band bezüglich seiner
Dimensionen und der Textur extrem homogen und über das gesamte geometrische
Profil des Bands reproduzierbar. Dies löst insbesondere das Problem
des Nachteils einer Mikrogefüge-Heterogenität, die bei
der Produktion kornorientierter Stahlbänder typisch auftritt, dahingehend,
dass der Auswahlprozess der schließlichen Textur auch bei kleinen
lokalen Unterschieden im Gefüge
und der Orientierung der Körner
und umso mehr im Falle von Bandguss-Produkten wahrnehmbar ist. Tatsächlich ist
in traditionellen Prozessen das Bandgefüge vor dem Kaltwalzen das Ergebnis
einer starken Warm-Deformation der vergossenen Brammen, was zur
Fragmentierung, Rekristallisation sowie Homogenisierung der Erstarrungsstruktur
beiträgt; im
Gegensatz hierzu hängt
bei Bändern,
deren Gefüge
durch direkte Erstarrung erhalten wird, dieses Gefüge direkt
von der Erstarrung ab, und aufgrund der hohen Erstarrungsgeschwindigkeit
und der starken dynamischen Natur des Prozesses können auch
geringe Fluktuationen der Gieß-Bedingungen
(so wie beispielsweise Band-Dicke, Gießgeschwindigkeit, Wärmeabfuhr
auf die Gießwalzen
usw.) lokale Variationen, periodisch oder wahllos, in dem Erstarrungsgefüge und somit
in dem Mikrogefüge
des schlussendlichen Bands über
dessen geometrisches Profil hinweg induzieren.
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Das
Verfahren gemäß der Erfindung überwindet
die beim direkten Vergießen
von Stahlbändern
inhärenten
Nachteile aufgrund des Fehlens hoher Niveaus der Warm-Deformation,
die das Mikrogefüge
verfeinern und homogenisieren. Diese hohen Niveaus der Deformation
werden typischerweise bei Technologien erreicht, die auf dem konventionellen
Gießen
basieren, und in der vorliegenden Erfindung sind diese sehr effizient
durch Bewirken einer kontrollierten Phasen-Transformation vom Ferrit
zum Austenit sowohl in Menge als auch Verteilung ersetzt, die in
der Lage sind, das Mikrogefüge
zu verfeinern und zu homogenisieren.
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Die
zum Bandgießen
zugehörigen
hohen Erstarrungsgeschwindigkeiten sind ebenfalls eine wichtige metallurgische
Gelegenheit, den besten Weg für
das Verfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung zu ermitteln. Tatsächlich
wird in traditionellen Technologien, die von Brammen oder Gussstücken aus
die Ferrit/Austenit-Transformation beginnen, wenn überhaupt
in chemischen Seigerungs-Zonen, in denen Austenitisierungs-Elemente konzentriert
sind, insbesondere in den Halbzeug-Kernen, diese lokalisiert. Somit
kann in diesen Zonen aufgrund der örtlichen Konzentration von
Austenitisierungs-Elementen die austenitische Transformation auch
dann eintreten, wenn die mittlere chemische Zusammensetzung des
Stahls dieses nicht ermöglichen
würde.
Im Gegensatz begrenzen beim Band-Gießen die hohen Erstarrungsgeschwindigkeiten
die Seigerungs-Phänomene
stark, wodurch die Verteilung der Austenitisierungs-Elemente in der Matrix
homogen wird. Unter diesen Bedingungen wird durch Warmwalzen im
vorangenannten Temperaturbereich der Volumenanteil des Austenits,
der durch Auswählen
der Stahl-Zusammensetzung definiert ist, über das gesamte geometrische
Profil des Bands in stabiler und reproduzierbarer Weise erhalten.
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Ein
weiteres Element der vorliegenden Erfindung ist die Definition eines
Verfahrens, welche einen geregelten Volumenanteil des Austenits
verwendet, welcher wie oben beschrieben innerhalb des Bands induziert wird,
um eine geregelte Verteilung harter Phasen zu erzielen (Karbide,
Zementit, Perlit, Bainit) und die Bildung von einigem Martensit
(tetragonales Gitter) innerhalb der Metallmatrix durch Abschrecken
des Bands zwischen dem in-line-Warmwalzen und dem Aufhaspel-Schritt
zu steuern. Das Vorliegen homogen verteilter harter Phasen (Abschreck-Phasen) erlaubt die
Steuerung der adäquaten
Deformations-Textur beim Kaltwalzen aufgrund der unterschiedlichen
Deformations-Modelle und der beim Kaltwalzen erzielten höheren Härte-Niveaus,
wenn harte Phasen verglichen mit dem Fall, bei dem ein Abschreck-Gefüge nicht
vorliegt, vorhanden sind. Dies erlaubt die Reduzierung der Dicke
des kalt zu walzenden Bands (auf die gleiche Schluss-Dicke) und
infolgedessen die Reduzierung der Dicke des vergossenen Bands, wobei
wichtige Vorteile auf die Gieß-Produktivität vorliegen.
Tatsächlich
ist, je dünner
das vergossene Band ist, umso höher
die Gieß-Produktivität, da das
Band in direkter Proportion zur Dicken-Reduktion länger wird,
während
die Gieß-Geschwindigkeit mit
dem Quadrat der Dicken-Reduktion ansteigt. Ein weiteres Element
der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren, bei dem das Band nach
der in-line-Deformation bei einer Temperatur um 1150°C, typischerweise
bei 1100-1200°C,
für zumindest
5 Sekunden unter Verwendung einer kontinuierlichen Aufheiz-Vorrichtung
zwischen dem in-line-Walzstand und der Haspel verwendet wird, gehalten
wird. Dies kann beispielsweise mittels einer Aufheizkammer, die
mit Brennern oder mit einer elektrischen Aufheizung oder mit Infrarotlampen
oder mit einer Induktions-Aufheizvorrichtung
versehen ist, erzielt werden; jedoch ist jedes aktive oder passive
System dazu geeignet, die gewünschte
Bandtemperatur im oben beschriebenen Intervall und für zumindest
5 Sekunden zu halten. In diesem Fall wird der optionale Abschreckschritt
am Ausgang dieser Kammer durchgeführt.
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Ein
anderer Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren, bei
dem das Band vor dem Kaltwalzen bei einer Temperatur, die 1200°C, vorzugsweise
1170°C,
nicht übersteigt,
geglüht
wird. Solch eine Glühung
kann aus einer Anzahl von Gründen
für den
Produktions-Prozess von kornorientiertem Elektrostahl-Band vorteilhaft
sein, insbesondere in Bezug auf die Steuerung der magnetischen Eigenschaften
des Schlussprodukts. Einige für
das Verfahren sinnvolle Phänomene
sind beispielsweise die Ausscheidung nicht-metallischer Sekundär-Phasen,
die in den vorliegenden Produkten zur Steuerung der orientierten
Sekundär- Rekristallisation
oder die Möglichkeit,
eine regelte Oberflächen-Entkohlung der Bänder vor
dem Kaltwalzen, welches positive Effekt auf die Textur des kaltgewalzten
Bands aufweisen kann, durchzuführen,
notwendig. Darüber
hinaus kann diese Glühung
die Möglichkeit
bieten, zu diesem Verfahrensschritt die Ausbildung von Abschreck-Phasen
zu verlagern, anstatt diese vor dem Aufhaspeln des Bands nach dem
Gieß-Prozess
auszubilden. In diesem Fall muss am Ende des Glüh-Ofens eine geeignete Kühl-Vorrichtung
vorliegen, die in der Lage ist, die erforderliche Kühl-Geschwindigkeit zu
erreichen. Beispielsweise kann das Band-Kühlen sinnvoll mit Bezug auf die
Lehre der vorliegenden Erfindung mittels einer Gruppe von Lanzen
erzielt werden, die mit Düsen
versehen sind, um eine Mischung aus Wasser und Dampf bei einem geregelten
Druck auf die Bandoberfläche
zu sprühen.
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Typischerweise
wird das Band nach dem in-line-Walzen abgeschreckt, um einen Martensit-Volumenanteil
zwischen 5 und 15% zu erhalten. Die Abschreck-Vorrichtung wird beginnend
von einer Temperatur von zwischen 750 und 950°C betrieben, um das Band in
weniger als 12 Sekunden auf 400°C
abzukühlen.
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Ein
letztes Element der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren, bei
dem die chemische Zusammensetzung das Vorliegen von Elementen erfordert,
die aus zwei unterschiedlichen Klassen ausgewählt wurden: (i) Elemente, die
zur Steuerung des gewünschten
Gleichgewichts zwischen Austenit und Ferrit in der Metallmatrix
sinnvoll sind, und (ii) Elemente, die zur Steuerung einer Sekundär-Phasen-Verteilung
sinnvoll sind, so wie Sulfide, Selenide, Nitride, Karbo-Nitride
usw., die für
die Steuerung des Kornwachstums sowie der Kornorientierung während den
Schritten der Primär-
und Sekundär-Rekristallisation
notwendig sind. Typischerweise umfasst die Zusammensetzung des vergossen
Stahls 2,5-5 Gew.-% Si, 200-1000
ppm C, 0,05-0,5 Gew.-% Mn, 0,07-0,5 Gew.-% Cu, weniger als 2 Gew.-%
Cr+Ni+Mo, weniger als 30 ppm O, weniger als 500 ppm S+Se, 50-400
ppm Al, weniger als 100 ppm N. Zu dieser Zusammensetzung kann zumindest
ein Element zugefügt werden,
welches aus der Gruppe ausgewählt
ist, die Zr, Ti, Ce, B, Ta, Nb, V und Co enthält, und zumindest ein Element,
welches aus der Gruppe ausgewählt
ist, die Sn, Sb, P, Bi enthält.
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Viele
dieser Elemente sind Elemente, die zur Steuerung des Gleichgewichts
zwischen Austenit- und Ferrit-Phase sinnvoll sind, und es besteht
keine spezifische Beschränkung
bei deren Auswahl, außer
Kosten und Ertrags-Nutzen. Es kann jedoch insbesondere in Elektrostahl-Anlagen,
die Stahlschrott als Rohmaterial verwenden, geeignet sein, den Gehalt
an Silizium sowie an Chrom, Nickel, Molybdän, Niob, Kupfern, Mangan und
Zinn einzustellen. Viele dieser Elemente sind ebenfalls Elemente,
die zur Steuerung der Verteilung der Sekundär-Phasen-Partikel für die Inhibition
von Kornwachstum sinnvoll sind. Es ist sinnvoll, diese Elemente
aus denjenigen auszuwählen,
die in der Lage sind, Sulfide, Selenide, Karonitride, Nitride zu
bilden, um eine Mischung von Sekundär-Phasen zu erhalten, die unterschiedliche
Zusammensetzungen aufweisen und in denen thermisch stabile sowie
bei unterschiedlichen Temperaturen lösliche Gemische koexistieren.
Als Folge dieser Auswahl verringert sich die Widerstandskraft der
Bewegung der Korngrenzen aufgrund der Sekundär-Phasen-Partikel schrittweise, wenn die
Temperatur ansteigt, so dass sich während der Wärmebehandlungen die löslicheren
Partikel auflösen
werden und/oder vor den weniger löslichen wachsen werden. Dies
erlaubt eine bessere Steuerung des Kornwachstums verglichen mit
der Verwendung von Inhibitoren eines einzelnen Zusammensetzungs-Typs,
der durch engere Löslichkeits-Temperatur-Intervalle
gekennzeichnet ist.
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Die
folgenden Beispiele sind lediglich zu Darstellungszwecken vorgesehen
und beschränken
den Schutzbereich der vorliegenden Erfindung nicht.
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Beispiel 1
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Eine
Anzahl von Stellen, die die in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen
aufwiesen, wurden in einer Bandgieß-Maschine, die mit zwei gegenläufigen Walzen
versehen war, in ein Band mit 3,5 mm Dicke vergossen. Die gegossenen
Bänder
wurden dann bei einer Temperatur von 1150°C auf eine Dicke von 2,0 mm in-line
warmgewalzt. Während
des Gießbetriebs
jeder Stahl-Zusammensetzung und nach etwa der Hälfte der Gießzeit wurde
die Dicke des vergossenen Bands auf 2,0 mm reduziert und das in-line-Walzen
ausgesetzt. Die warmgewalzten Bänder
wurden dann bei 1100°C
geglüht
und in einem einzelnen Stich auf 0,30 mm kaltgewalzt.
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Die
kaltgewalzten Bänder
wurden dann entkohlt, mit einem Glühseparator auf MgO-Basis beschichtet, bei
einer Aufheizrate von 15°C/Std.
auf 1200°C
haubengeglüht,
bei dieser Temperatur für
20 Stunden gehalten und anschließend mit einer isolierenden
und Spannungs-Beschichtung
versehen. Bei diesen so vergossenen Bändern wurde der Austenit-Gehalt
(γ-Phase)
bei 1150°C
mittels dilatometrischer Messungen berechnet; die so erhaltenen
Daten sind in Tabelle 2 gezeigt.
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Die
magnetischen Eigenschaften, die am Schlussprodukt für die unterschiedlichen
Stahl-Zusammensetzungen gemessen wurden, sind in Tabelle 3 gezeigt.
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Beispiel 2
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Eine
Anzahl von Stählen
die, wie in Tabelle 4 gezeigt, unterschiedliche Zusammensetzungen
aufwiesen, wurden in einer Bandgieß-Maschine, die mit zwei gegenläufigen Walzen
versehen ist, direkt zu einem Band mit 2,1 mm Dicke vergossen.
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Die
vergossenen Bänder
wurden dann bei 1170°C
auf eine Dicke von 1,0 mm in-line-warmgewalzt, mittels Wasser und
Dampf bei hohem Druck auf eine Temperatur von 150°C abgeschreckt
und anschließend auf
gehaspelt. Nach dem Vergießen
etwa der Hälfte
des Stahls wurde das Abschrecken beendet und die Bänder wurden
bei 700°C
aufgewickelt.
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Tabelle
5 zeigt die am Band nach dem Aufhaspeln metallographisch gemessenen
Martensit-Anteile.
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Die
Bänder
wurden dann in kleinere Coils unterteilt, von denen ein Teil auf
0,3 mm kaltgewalzt wurde (der Guss A zeigte Zerbrechlichkeits-Probleme während des
Kaltwalzens und wurde nicht in ein Schlussprodukt transformiert),
entkohlt, mit einem Glühseparator
auf MgO-Basis beschichtet, anschließend bei einer Aufheizrate
von 20°C/Std.
auf 1200°C
haubengeglüht
und anschließend
bei dieser Temperatur für
20 Stunden gehalten. Tabelle 6 zeigt die magnetischen Eigenschaften
(Induktion bei 800 A/m), die am Schlussprodukt gemessen wurden.
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Beispiel 3
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Die
anderen kleineren Coils aus Beispiel 2 wurden ohne Abschrecken und
Aufhaspeln bei 700°C
bei 1150°C
für 60
Sek. geglüht,
mittels Wasser und Dampf bei hohem Druck auf 150°C abgeschreckt, gebeizt und bei
Raumtemperatur aufgehaspelt. Die Bänder wurden dann wie im vorangenannten
Beispiel in ein Schlussprodukt transformiert. Tabelle 7 zeigt die
am aufgehaspelten Band gemessenen Martensit-Anteile und relevante
magnetische Eigenschaften.
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Beispiel 4
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Fünf unterschiedliche
Legierungen, deren Zusammensetzung (in ppm) in Tabelle 8 gezeigt
ist, wurden in einer Gießmaschine
mit zwei gegenläufigen
Walzen direkt zu Bändern
mit einer Dicke von 2,2-2,4 mm vergossen.
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Die
vergossenen Stähle
wurden in-line bei 1150°C
auf eine Dicke von 1,2 mm warmgewalzt. Aus diesen aufgehaspelten
Bändern
wurden kleinere Coils erhalten. Für jede Bedingung wurde dann
ein Band in einer Doppelstufe mit schneller Aufheizung auf 1170°C, Abkühlung auf
1100°C und
Abschrecken auf Raumtemperatur mit Wasser- und Dampf-Strahlen (Bänder A1,
B1, C1, D1, E1). Eine zweite Gruppe von Bänder, die der erstgenannten ähnlich ist,
wurde mit einem ähnlichen
thermischen Zyklus geglüht,
jedoch ohne den Abschreckschritt (Bänder A2, B2, C2, D2, E2). Sämtliche
Bänder
wurden dann in einem einzigen Stich auf eine Schlussdicke von 0,29
mm kaltgewalzt. Die Bänder
wurden anschließend
in einer kontinuierlichen Pilotlinie für die Primär-Rekristallisation, die Nitrierung,
die Sekundär-Rekristallisation
behandelt. Jedes Band wurde anschließend wie folgt behandelt:
- – in
der ersten Behandlungs-Zone (Primär-Rekristallisation) wurden
die Temperaturen von 830, 850 und 870°C in einer nassen Atmosphäre aus Stickstoff
und Wasserstoff mit einem Verhältnis
pH2O/pH2 von 0,060 und
für 180
Sekunden (von denen 50 zur Aufheizung auf die Behandlungstemperatur
benötigt
wurden), eingestellt
- – in
der zweiten Behandlungszone wurde Nitrieren bei 890°C in einer
nassen Stickstoff-Wassertoff-Atmosphäre mit einem Verhältnis pH2O/pH2 von 0,09 bei
Zufügen
von 30 Volumen-% Ammoniak für
50 Sekunden durchgeführt
- – in
der dritten Zone bei 1100°C
in einer nassen Stickstoff/Wasserstoff-Atmosphäre mit einem Verhältnis pH2O/pH2 von 0,01 für 50 Sekunden.
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Nach
dem Beschichten mit einem Glühseparator
auf MgO-Basis wurden die in der Pilotanlage behandelten Bänder anschließend bei
einer Aufheizrate von etwa 60°C/Std.
auf 1200°C
in einer 50%igen Stickstoff-Wasserstoff-Atmosphäre haubengeglüht, bei
dieser Temperatur für
3 Stunden in reinem Wasserstoff gehalten und in Wasserstoff auf
800°C abgekühlt und
anschließend
in Stickstoff auf Raumtemperatur abgekühlt.
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Die
an Proben jeder dieser Bänder
gemessenen magnetischen Eigenschaften wurden als mittlerer Induktionswert
B800 in mT gemessen und sind in Tabelle 9 gezeigt.
