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Ein kornorientiertes Elektroblech wird als Kernmaterial
für elektrische Vorrichtungen, z.B. für einen Transformator,
verwendet, und dieses kornorientierte elektrische Stahlblech
sollte verbesserte magnetische Eigenschaften, z.B.
Erregungskennwerte und Eisen- oder
Kernplattenverlustkennwerte, haben. Die magnetische Flußdichte B&sub8; bei einer
magnetischen Feldstärke von 800 A/m wird im allgemeinen als der
Zahlenwert ausgedrückt, der die Erregungskennwerte darstellt,
und der Eisenverlust W&sub1;&sub7;/&sub5;&sub0; pro kg, der auftritt, wenn das
Blech mit einer Frequenz von 50 Hz auf 1,7 Tesla (T)
magnetisiert wird, wird als der Zahlenwert verwendet, der die
Eisenverlustkennwerte darstellt. Die magnetische Flußdichte ist ein
Faktor, die den größten Einfluß auf die Eisenverlustkennwerte
hat, und im allgemeinen ist die magnetische Flußdichte um so
höher, je besser die Eisenverlustkennwerte sind. Dennoch führt
eine Erhöhung der magnetische Flußdichte im allgemeinen zu
einer Erhöhung der Größe der sekundär rekristallisierten Körner,
und mitunter werden die Eisenverlustkennwerte vermindert. Im
Gegensatz dazu können die Eisenverlustkennwerte unabhängig von
der Größe der sekundär rekristallisierten Körner verbessert
werden, und zwar durch Steuerung des magnetischen
Elementarbereichs.
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Dieses kornorientierte Elektroblech wird durch
sekundäre Rekristallisation im letzten Fertigglühschritt
hergestellt, um die Goss-Textur zu entwickeln, in der eine Ebene
der Art {110} auf der Oberfläche des Stahlblechs ausgebildet
wird und eine < 001> -orientierte Achse in Walzrichtung erzeugt
wird.
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Um gute magnetische Kennwerte zu erzielen, muß die
< 001> -orientierte Leichtmagnetisierungsachse genau mit der
Walzrichtung ausgerichtet sein.
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Typische Beispiele dieses Verfahrens zur Herstellung
eines kornorientierten Elektroblechs mit einer hohen
magnetischen Flußdichte sind offenbart worden in der geprüften
japanischen Patentveröffentlichung Nr. 40-15 644 von Satoru
Taguchi et al. und in der geprüften japanischen
Patentveröffentlichung Nr. 51-13 469 von Takuichi Imanaka et al. In dem
ersteren Verfahren werden MnS und AlN als Hauptinhibitoren
verwendet, und im letzteren Verfahren werden MnS, MnSe und Sb
als Hauptinhibitoren verwendet. Deshalb müssen gemäß der
gegenwärtig verfügbaren Technik die Größe, die Form und der
Dispersionszustand von Ausscheidungen, die als Inhibitor
wirken, gesteuert werden. Im Zusammenhang mit MnS wird z.B.
ein Verfahren verwendet, bei dem MnS im
Brammenerwärmungsschritt vor dem Warmwalzen zunächst in Mischkristallform
vorhanden ist und MnS im Warmwalzschritt ausgeschieden wird.
Eine Temperatur von etwa 1 400 ºC ist erforderlich für den
vollständigen Übergang von MnS in Mischkristallform in einer
Menge, die für die sekundäre Rekristallisation erforderlich
ist, und diese Temperatur liegt um 200 ºC höher als die
Brammenerwärmungstemperatur, die bei einem normalen Stahl
verwendet wird Diese Hochtemperatur-Brammenwärmebehandlung
hat die folgenden Nachteile:
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(1) Ein Hochtemperatur-Brammenerwärmungsofen, der
ausschließlich für die Herstellung eines kornorientierten
Elektroblechs verwendet wird, ist erforderlich.
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(2) Der Energieeinheitsverbrauch des Erwärmungsofens
ist hoch.
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(3) Die Menge der geschmolzenen Verkrustung erhöht
sich, und der Wirkungsgrad der Betriebs wird durch ein
Abführen der Schlacke verringert.
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Diese Nachteile werden beseitigt, wenn die
Brammenerwärmungstemperatur auf einen Wert herabgesetzt wird, der für
einen gewöhnlichen Stahl verwendet wird, aber dies bedeutet,
daß die Menge des MnS, das als Inhibitor wirkt, verringert
werden muß oder MnS gar nicht verwendet wird, was zu einer
instabilen sekundären Rekristallisation führt. Um eine
Niedrigtemperaturerwärmung der Bramme zu realisieren, muß demzufolge
der Inhibitor durch andere Ausscheidungen als MnS intensiviert
werden, und zwar durch das eine oder andere Mittel, und das
wachstum von normalen Körnern wird beim Fertigglühen
ordnungsgemäß gesteuert. Sulfide, Nitride, Oxide und
Korngrenzausscheidungselemente werden als effektive Inhibitoren angesehen,
und als Beispiel kann hier die folgende bekannte Technik
erwähnt werden.
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Die geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 54-
24 685 offenbart ein Verfahren, bei dem die
Brammenerwärmungstemperatur auf 1 050 bis 1 350 ºC eingestellt wird, indem
ein korngrenzensegmentiertes Element, z.B. As, Bi, Sn oder Sb
in einen Stahl eingeführt wird, und die ungeprüfte japanische
Patentveröffentlichung Nr. 52-24 116 offenbart ein Verfahren,
bei dem die Brammenerwärmungstemperatur auf 1 100 bis 1 260 ºC
eingestellt wird, indem ein nitridbildendes Element, z.B. Al,
Zr, Ti, B, Nb, Ta, V, Cr oder Mo, eingeführt wird. Ferner
offenbart die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr.
57-158 322 eine Technik zum Herabsetzen der
Brammenerwärmungstemperatur durch Verringerung des Mn-Gehalts und durch
Veränderung des Mn:S-Verhältnisses auf weniger als 2,5 und
durch Stabilisierung der sekundären Rekristallisation durch
Hinzufügung von Cu. Unabhängig davon ist eine Technik zur
verbesserung der Metallstruktur in Kombination mit der
Verstärkung des Inhibitors vorgeschlagen worden. Und zwar
offenbart die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 57-
89 433 ein Verfahren, bei dem eine Niedrigtemperaturerwärmung
einer Bramnte bei 1 100 bis 1 250 ºC durch Zugabe eines
Elements, z.B. S, Se, Sb, Bi, Pb, Sn oder B zusätzlich zu Mn und
durch gleichzeitiges Steuern des
Stengelkristallisationsverhältnisses in der Bramme und des Umformgrades im zweiten
Kaltwalzschritt realisiert wird. Ferner schlägt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung Nr. 59-190 324 eine Technik
zur Stabilisierung der sekundären Rekristallisation vor, bei
der S und Se zugegeben werden, ein Inhibitor hauptsächlich
durch Al, B und Stickstoff gebildet wird und in einem
Primärrekristallisationsglühen,
das nach dem Kaltwalzen durchgeführt
wird, ein Impulsgluhen durchgeführt wird.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben bereits
eine Technik zur Realisierung einer Niedrigtemperaturerwärmung
einer Bramme vorgeschlagen, bei der der Mn-Gehalt auf 0,08 bis
0,45 % und der S-Gehalt auf unter 0,007 % gehalten wird, und
zwar in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung
Nr. 59-56 522. Nach diesem Verfahren kann das Problem einer
ungenügenden linearen sekundären Rekristallisation in einem
erzeugnis, die zurückzuführen ist auf eine Vergröberung der
Kristallkörner der Bramme während der Hochtemperaturerwärmung
der Bramme, gelöst werden.
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Die Hauptaufgabe dieses
Niedrigtemperatur-Brammenerwärmungsverfahrens besteht darin, die Herstellungskosten zu
verringern, das Verfahren kann jedoch nur dann industriell
verwertet werden, wenn gute magnetische Eigenschaften stabil
erreicht werden. Wenn die Brammenerwärmungstemperatur
herabgesetzt wird, sollten naturgemäß Änderungen im Warmwalzschritt,
z.B. die Verringerung des Warmwalzens, durchgeführt werden,
doch das kontinuierliche Herstellungsverfahren, das die
Niedrigtemperaturerwärmung einer Bramme, einschließlich des
Warmwalzschrittes, umfaßt, ist noch nicht erforscht worden.
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Bei der herkömmlichen Hochtemperatur-Brammenerwärmung
(z.B. auf eine Temperatur von über 1 300 ºC) sind die
Hauptfunktionen des Warmwalzens folgende: (1) eine Teilung der
groben Kristallkörner durch Rekristallisation, (2) ein
Ausscheiden von feinem MnS und AlN oder Steuern des Ausscheidens
und (3) die Bildung von {110}< 001> -orientierten Körnern durch
Scherdeformation. Bei der Niedrigtemperaturerwärmung der
Bramme ist die Funktion (1) nicht erforderlich, und die
Funktion (2) wird ausreichend ausgeübt, wenn nach dem
Entkohlungsglühen eine angemessene Mikrostruktur erzeugt wird,
wie aus der japanischen Patentanmeldung Nr. 1-1 778
hervorgeht, und deshalb ist ein Steuern der Ausscheidungen im
warmgewalzten Blech nicht erforderlich. Demzufolge sind die
Beschränkungen des herkömmlichen Warmwalzverfahrens beim
Niedrigtemperaturerwärmen der Bramme gemildert.
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Deshalb haben die Erfinder das Warmwalzverfahren
untersucht, bei dem, um die sekundäre Rekristallisation zu steuern,
die Mikrostruktur eines warmgewalzten Stahlblechs bis auf ein
hohes Niveau rationalisiert wird, das von dem herkömmlichen
Hochtemperatur-Brammenerwärmungsverfahren nicht erreicht
werden kann. Im Zusammenhang mit metallphysikalischen
Phänomenen nach dem letzten Warmwalzstich ist z.B. eine Ausscheidung
von feinem MnS und AlN oder eine Steuerung der Ausscheidung
ein sehr wichtiges Steuerkriterium beim herkömmlichen
Verfahren, und andere Phänomene werden nicht in Betracht gezogen.
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Die Erfinder haben das Rekristallisationsphänomen nach
dem letzten Fertigwarmwalzstich beobachtet und dabei nicht die
herkömmlichen Techniken in Betracht gezogen und das
Warmwalzverfahren untersucht, und zwar unter dem Gesichtspunkt der
Gewinnung eines Erzeugnisses mit guten und stabilen magnetischen
Eigenschaften durch Ausnutzung dieses Phänomens zum Steuern
der Mikrostruktur eines warmgewalzten Stahlblechs in einem
Herstellungsverfahren, bei dem das Niedrigtemperaturerwärmen
der Bramme als Voraussetzung durchgeführt wird und das letzte
Hochumformkaltwalzen mit einem Umformgrad von mindestens 80 %
durchgeführt wird.
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Im Zusammenhang mit einem Warmwalzens eines
kornorientierten Elektroblechs als Mittel zur Verhinderung einer
ungenügenden sekundären Rekristallisation (Bildung von feinen,
durchgehenden, linearen Körnern in Walzrichtung), die durch
eine wachsende Vergröberung der Kristallkörner der Bramme
durch eine Hochtemperaturerwärmung der Bramme verursacht wird,
ist ein Verfahren vorgeschlagen worden, bei dem grobe
Kristallkörner durch Rekristallisationshochumformwalzen geteilt
werden, das bei einer Warmwalztemperatur von 960 bis 1 190 ºC
und einem Umformgrad von mindestens 30 % pro Stich
durchgeführt wird (geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 60-
37 172), und die Bildung von feinen linearen Körnern kann mit
diesem Verfahren gemäßigt werden, jedoch dieses Verfahren
erfordert eine Hochtemperaturerwärmung der Bramme, die als
Voraussetzung durchgeführt werden muß.
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Bei der Niedrigtemperaturerwärmung der Bramme (unter
1 280 ºC) tritt die oben erwähnte Vergröberung von
Kristallkörnern,
die durch die Hochtemperaturerwärmung der Bramme
verursacht wird, nicht auf, und deshalb ist das
Rekristallisationshochumformwalzen zur Teilung der groben Kristallkörner
nicht erforderlich.
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Im Zusammenhang mit dem Herstellungsverfahren unter
Verwendung von MnS, MnSe oder Sb als Inhibitor ist ein
Verfahren vorgeschlagen worden, bei dem ein Warmwalzen
kontinuierlich bei einer Warmwalztemperatur von 950 bis 1 200 ºC mit
einem Umformgrad von mindestens 10 % durchgeführt wird und das
warmgewalzte Erzeugnis danach mit einer Abkühlgeschwindigkeit
von mindestens 3 ºC/s abgekühlt wird, um fein und gleichmäßig
MnS, MnSe o.dgl. auszuscheiden, so daß die magnetischen
Eigenschaften verbessert werden (ungeprüfte japanische
Patentanmeldung Nr. 51-20 716). Ferner ist ein Verfahren
vorgeschlagen worden, bei dem das Voranschreiten der Rekristallisation
beschränkt wird, indem das Warmwalzen bei einer niedrigen
Temperatur durchgeführt wird und die magnetischen
Eigenschaften verbessert werden, indem eine Reduktion der {110}< 001> -
orientierten Körner in der nachfolgenden Rekristallisation
verhindert wird (geprüfte japanische Patentveröffentlichung
Nr. 59-32 526 und geprüfte japanische Patentveröffentlichung
Nr. 59-35 415). Selbst bei diesen Verfahren ist der
Herstellungsvorgang, bei dem das Niedrigtemperaturerwärmen einer
Bramme als Voraussetzung durchgeführt wird, und das letzte
Hochumformkaltwalzen mit einem Umformgrad von mindestens 80 %
durchgeführt wird, nicht untersucht worden. Im Zusammenhang
mit dem Warmwalzen einer Siliziumstahlbramme mit dem
Kohlenstoffgehalt unter 0,02 Gew.-% ist ferner ein Verfahren
vorgeschlagen worden, bei dem ein
Niedrigtemperatur-Hochumformwarmwalzen, das zu einer Akkumulation der Spannung im
warmgewalzten Blech führt, durchgeführt wird, und bei dem nachfolgenden
Glühen des warmgewalzten Blechs werden grobe Kristallkörner,
die speziell in einem Stahl mit einem niedrigen
Kohlenstoffgehalt ausgebildet werden, durch die Rekristallisation geteilt
(geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 59-34 212).
Bei diesem Verfahren ist es jedoch schwierig, gute stabile
magnetische Eigenschaften zu erreichen.
Zusammenfassung der Erfindung
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Eine Hauptaufgabe der Erfindung besteht darin, ein
kornorientiertes Elektroblech mit dem Verfahren stabil
herzustellen, bei dem als Voraussetzung die Niedrigtemperaturerwärmung
einer Bramme bei einer Temperatur unter 1 280 ºC durchgeführt
wird und das letzte Kaltwalzen mit einem hohen Umformgrad von
mindestens 80 % durchgeführt wird.
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Gemäß der Erfindung wird die Rekristallisation nach dem
letzten Fertigwarmwalzstich, der bei dem herkömmlichen
Verfahren nicht in Betracht gezogen wird, zur Lösung dieser Aufgabe
genutzt. Und zwar wird bei einer Silziumstahlbramme mit einem
Mn-Gehalt von 0,05 bis 0,8 % und einem (S + 0,405Se)-Gehalt
von bis zu 0,014 % die Warmwalzendtemperatur verändert und das
Warmwalzen mit einem spezifischen Gesamtumformgrad der letzten
drei Stiche durchgeführt oder das warmgewalzte Blech nach
Abschluß des Warmwalzens für eine vorbestimmte Zeit bei einer
vorbestimmten Temperatur gehalten und dann gewickelt, so daß
die Rekristallisation des warmgewalzten Stahlblechs
voranschreitet und die Spannung im warmgewalzten Stahlblech
verringert oder der Kristallkorndurchmesser feiner wird und das
warmgewalzte Stahlblech kaltgewalzt wird und rekristallisiert
und verbesserte magnetische Eigenschaften erreicht werden
können.
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Gemäß der Erfindung wird insbesondere ein Verfahren zur
Herstellung eines kornorientierten Elektroblechs
bereitgestellt, das umfaßt Erwärmen einer Bramme mit 0,021 bis
0,075 Gew.-% C, 2,5 bis 4,5 Gew.-% Si, 0,010 bis 0,060 Gew.-%
säurelösliches Al, 0,0030 bis 0,0130 Gew.-% N, bis zu 0,014
Gew.-% (S + 0,405Se) und 0,05 bis 0.8 Gew.-% Mn und im übrigen
mit Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen auf eine
Temperatur unter 1 280 ºC, Warmwalzen des erwärmten Blechs,
nachfolgendes Glühen des warmgewalzten Blechs nach Bedarf, mindestens
einmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs,
einschließlich einem letzten Kaltwalzen mit einem Umformgrad von
mindestens 80 % und bei Bedarf Zwischenglühen und
Entkohlungsglühen und letztes Fertigglühen des kaltgewalzten Blechs,
wobei die Warmwaizendtemperatur auf 700 bis 1 150 ºC
eingestellt wird und der Gesamtumformgrad der letzten drei
Warmwalzstiche
auf mindestens 40 % eingestellt wird. Wenn in dem
oben beschriebenen Verfahren der Umformgrad des letzten
Stiches des Fertigwarmwalzens auf mindestens 20 % eingestellt
wird, kann ein kornorientiertes Elektroblech mit stark
verbesserten magnetischen Eigenschaften erzielt werden.
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In dem oben beschriebenen Verfahren zur Herstellung
eines kornorientierten Elektroblechs wird andererseits die
Warmwalzendtemperatur auf 750 bis 1 150 ºC eingestellt, das
warmgewalzte Blech wird für mindestens 1 s nach Beendigung des
warmwalzens bei einer Temperatur über 700 ºC gehalten, und die
Wickeltemperatur wird auf einen Wert unter 700 ºC eingestellt.
Wenn bei diesem Verfahren der Gesamtumformgrad der letzten
drei Fertigwarmwalzstiche auf mindestens 40 % eingestellt
wird, kann ein kornorientiertes Elektroblech mit weiter
verbesserten magnetischen Eigenschaften erreicht werden. Wenn
darüber hinaus in dem oben beschriebenen Verfahren der
Umformgrad des letzten Stiches des Fertigwarmwalzens auf mindestens
20 % eingestellt wird, werden die magnetischen Eigenschaften
in dem hergestellten kornorientierten magnetischen Stahlblech
weiter verbessert.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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Es zeigen:
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Fig. 1 ein Diagramm, das die Einflüsse der
Warmwalzendtemperatur und des Gesamtumformgrades der letzten drei
Warmwalzstiche auf die magnetische Flußdichte darstellt;
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Fig. 2 ein Diagramm, das die Einflüsse des Umformgrades
des letzten Warmwalzstiches auf die magnetische Flußdichte
eines Erzeugnisses darstellt;
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Fig. 3(a) und 3(b) metallmikroskopische Aufnahmen, die
beispiele von Mikrostrukturen von warmgewalzten Blechen
zeigen, die unter verschiedenen Warmwalzbedingungen (A) bzw.
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(B) erzielt worden sind;
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Fig. 4(a) und 4(b) metallmikroskopische Aufnahmen, die
Beispiele von Mikrostrukturen von warmgewalzten und geglühten
Stahlblechen zeigen, die unter verschiedenen
Warmwalzbedingungen (A) bzw. (B) erzielt worden sind;
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Fig. 5 ein Diagramm, das Texturen von entkohlten
Blechen zeigt, die unter verschiedenen Warmwalzbedingungen (A)
und (B) erzielt worden sind;
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Fig. 6 ein Diagramm, das die Einflüsse der
Warmwalzendtemperatur und der Haltezeit des Stahlblechs bei einer
Temperatur von nicht unter 700 ºC nach Beendigung des Warmwalzens
auf die magnetische Flußdichte eines Erzeugnisses darstellt;
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Fig. 7 ein Diagramm, das die Einflüsse des
Gesamtumformgrades in den letzten drei Stichen des Fertigwarmwalzens
auf die magnetische Flußdichte eines Erzeugnisses darstellt;
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Fig. 8 ein Diagramm, das die Einflüsse des Umformgrades
des letzten Stiches des Fertigwarmwalzens auf die magnetische
Flußdichte eines Erzeugnisses darstellt;
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Fig. 9(a) und 9(b) metallmikroskopische Aufnahmen, die
beispiele von Mikrostrukturen und Rekristallisationsgraden von
warmgewalzten Blechen zeigen, die unter verschiedenen
Warmwalzbedingungen (C) bzw. (D) erzielt worden sind;
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Fig. 10(a) und Fig. 10(b) metallmikroskopische
Aufnahmen, die Beispiele von Mikrostrukturen und
Rekristallisationsgraden von warmgewalzten Blechen zeigen, die unter
verschiedenen Warmwalzbedingungen (E) bzw. (F) erzielt worden sind;
-
Fig. 11 eine metallmikroskopische Aufnahme, die
Beispiele von Mikrostrukturen von geglühten Blechen zeigt, die
unter verschiedenen Warmwalzbedingungen erzielt worden sind;
und
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Fig. 12 ein Diagramm, das Beispiele von Texturen von
entkohlten Blechen darstellt, die unter verschiedenen
Warmwalzbedingungen (E) bzw. (F) erzielt worden sind.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
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Die Erfindung wird nachstehend ausführlich mit Bezug
auf die Ausführungsformen beschrieben.
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Das Verfahren zur Steuerung der Gesamtumformgrade der
letzten drei Stiche (nachstehend als
"Umformgradumstellungsverfahren" bezeichnet) wird zunächst mit
Bezug auf experimentelle Ergebnisse beschrieben.
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Fig. 1 zeigt die Einflüsse der Warmwalzendtemperatur
und des Gesamtumformgrades der letzten drei Warmwalzstiche auf
die magnetische Flußdichte eines Erzeugnisses. Im einzelnen
wurde eine Bramme mit einer Dicke von 20 bis 60 mm und mit
0,054 Gew.-% C, 3,27 Gew.-% Si, 0,029 Gew.-% säurelöslichem
Al, 0,0080 Gew.-% N, 0,007 Gew.-% S und 0,14 Gew.-% Mn und im
übrigen mit Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen auf 1 100
bis 1 280 ºC erwärmt, in sechs Stichen zu einem warmgewalzten
Blech mit einer Dicke von 2,3 mm warmgewalzt und einer
Wickelsimulation unterzogen, bei der das warmgewalzte Blech nach dem
Warmwalzen für etwa 1 s auf 550 ºC wasserabgekühlt und für 1 h
bei 550 ºC gehalten wurde, um eine Ofenabkühlung zu bewirken.
Dann wurde das warmgewalzte Blech für 30 s bei einer
Temperatur von 1 120 ºC gehalten, für 30 s bei einer Temperatur von
900 ºC gehalten und schnell abgekühlt, um ein Glühen des
warmgewalzten Blechs zu bewirken. Dann wurde das letzte
Hochumformwalzen mit einem Umformgrad von etwa 88 %
durchgeführt, um ein kaltgewalztes Blech mit einer Enddicke von
0,285 mm zu erzielen. Danach wurde bei einer Temperatur von
830 bis 1 000 ºC ein Entkohlungsglühen durchgeführt, ein
Glühtrennmittel, das hauptsächlich aus MgO bestand, auf das
kaltgewalzte Blech aufgebracht und ein letztes Fertigglühen
durchgeführt.
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Es wurde, wie aus Fig. 1 hervorgeht, folgendes
festgestellt: Wenn die Warmwalzendtemperatur 700 bis 1 150 ºC betrug
und der Gesamtumformgrad der letzten drei Stiche mindestens
40 % betrug, wurde eine hohe magnetische Flußdichte von B&sub8; ≥
1,90T erzielt.
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Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die das
Verhältnis zwischen dem Umformgrad des letzten Warmwalzstiches
und der magnetischen Flußdichte darstellt, das bei Durchläufen
festgestellt worden ist, bei denen sich eine hohe magnetische
Flußdichte gemäß Fig. 1 ergab, wobei die Warmwalzendtemperatur
700 bis 1 150 ºC betrug und der Gesamtumformgrad der letzten
drei Warmwalzstiche mindestens 40 % betrug.
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Es wurde, wie aus Fig. 2 hervorgeht, folgendes
festgestellt: Wenn der Umformgrad des letzten Stiches mindestens
20 % betrug, wurde eine hohe magnetische Flußdichte von B&sub8; ≥
1,92T erzielt.
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Die Gründe, warum die Verhältnisse, die in Fig. 1 und 2
dargestellt sind, zwischen dem Gesamtumformgrad der letzten
drei Stiche, dem Umformgrad des letzten Stiches und der
magnetischen Flußdichte des Erzeugnisses sich so darstellen, sind
nicht vollständig geklärt, lassen sich jedoch folgendermaßen
interpretieren.
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Fig. 3, 4 und 5 zeigen Beispiele von Mikrostrukturen
von warmgewalzten Stahlblechen, Mikrostrukturen von
warmgewalzten und geglühten Stahlblechen und Texturen (am Punkt von
1/4 Dicke), die unter verschiedenen Warmwalzbedingungen
festgestellt worden sind. im einzelnen wurden Brammen mit
einer Dicke von 33,2 oder 26 mm und mit der gleichen
Zusammensetzung, wie oben mit Bezug auf Fig. 1 beschrieben, auf
1 150 ºC erwärmt und warmgewalzt, um warmgewalzte Bleche mit
einer Dicke von 2,3 mm nach folgendem Stichplänen auszubilden:
(A) 33,2 mm T 18,6 mm T 11,9 mm T 8,6 mm T 5,1 mm T 3,2 mm
T 2,3 mm oder (B) 26 mm T 11,8 mm T 6,7 mm T 3,5 mm T
3,0 mm T 2,6 mm T 2,3 mm. Dann wurden die warmgewalzten
Bleche unter den gleichen Bedingungen, wie oben mit Bezug auf
Fig. 1 beschrieben, abgekühlt. Die Warmwalzendtemperatur
betrug (A) 925 ºC oder (B) 910 ºC, und die warmgewalzten
Bleche wurden einem Glühen und einem letzten Hochumformwalzen
unterzogen, um kaltgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von
0,285 mm zu erzielen. Dann wurde ein Entkohlungsglühen
durchgeführt, indem die kaltgewalzten Stahlbleche für 150 s bei
einer Temperatur von 830 ºC in einer Atmosphäre von 25 % N&sub2; und
75 % H&sub2; und mit einem Taupunkt von 60 ºC gehalten wurden.
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Wie aus Fig. 3 hervorgeht, war in den Walzdurchläufen
(A), die die erfindungsgemäßen Bedingungen erfüllten, die
Rekristallisation des warmgewalzten Blechs viel höher und der
Kristallkorndurchmesser kleiner als in den
Vergleichsdurchläufen (B). Wie aus Fig. 4 hervorgeht, war in den Walzdurchläufen
(A), die die erfindungsgemäßen Bedingungen erfüllten, der
Kristallkorndurchmesser nach dem Glühen des warmgewalzten
blechs kleiner als in den Vergleichsdurchläufen (B). Ferner
wird aus Fig. 5 deutlich, daß in den Walzdurchläufen (A), die
die erfindungsgeniäßen Bedingungen erfüllten, die Anzahl der
{111}-orientierten Körner im entkohlten Blech größer und die
Anzahl der {100}-orientierten Körner kleiner war als in den
Vergleichsdurchgängen (B) und kein wesentlicher Unterschied in
der Anzahl der {110}-orientierten Körner bestand.
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Man beachte, daß das Rekristallisationsverhältnis (am
Punkt von 1/4 Dicke) nach dem von den Erfindern entwickelten
Verfahren zum Messen der Kristallspannung mittels der ECP-
(Elektronenkanalisierungseffekt-)Bildanalyse gemessen wurde
[Collection of Outlines of Lectures Made at Autumn Meeting of
Japanese Metal Association (Nov. 1988), S. 289], und das
Flächenverhältnis der verzerrungsarmen Körner mit einer
höheren Zuspitzung als die, die mit ECP ermittelt worden ist,
wo ein geglühtes Blech einer Referenzprobe mit einem
Umformgrad von 1,5 % kaltgewalzt wurde, wurde als
Rekristallisationsverhältnis festgelegt. Nach diesem Verfahren kann eine viel
größere Genauigkeit als mit einem herkömmlichen Verfahren zur
Bestimmung des Rekristallisationsverhältnisses durch
Beobachtung der Mikrostruktur mit bloßem Auge erzielt werden.
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Wie aus Fig. 3, 4 und 5 hervorgeht, war in den
Durchläufen (A), die die erfindungsgemäßen Bedingungen erfüllten,
das Rekristallisationsverhältnis des warmgewalzten Stahlblechs
viel höher (die Spannung kleiner), der Kristallkorndurchmesser
im warmgewalzten Stahlblech kleiner, der
Kristallkorndurchmesser nach dem Glühen des warmgewalzten Stahlblechs kleiner als
in den Walzdurchgängen (B), und wenn das Blech kaltgewalzt
wurde und dann rekristallisierte, wurde ohne jeglichen Einfluß
auf die Anzahl der {100}-orientierten Körner eine Textur
erzielt, bei der die Anzahl der {111}-orientierten Körner
größer und die Anzahl der {100}-orientierten Körner kleiner
war als in den Walzdurchgängen (B).
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Es ist bisher davon ausgegangen worden, daß der
potentielle Kristallisationskeim beim Warmwalzen aus sekundär
rekristallisierten {110}< 001> -orientierten Kristallkörnern
durch Scherdeformation auf der Oberflächenschicht gebildet
wird und daß das Verfahren der Vergröberung der {100}< 001> -
orientierten Kristallkörner und des Beibehaltens ihres
spannungsreduzierten Zustands im warmgewalzten Stahlblech wirksam
zur Anreicherung der {110}< 001> -orientierten Körner im
Stahlblech nach dem Kaltwalzen und der Rekristallisation beiträgt.
Obwohl der Kristallkorndurchmesser im warmgewalzten Stahlblech
klein ist, werden die Kristallkörner erfindungsgemäß im
spannungsreduzierten Zustand gehalten, und diese Tendenz wird
nach dem Glühen des warmgewalzten Stahlblechs beibehalten, und
deshalb wird die Anzahl der {110}< 001> -orientierten Körner im
Stahlblech nach dem Entkohlungsglühen nicht vom
erfindungsgemäßen Warmwalzverfahren beeinflußt.
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Es ist bekannt, daß die Hauptorientierungen {111}< 112>
und {100}< 025> im entkohlten Stahlblech Orientierungen sind,
die Auswirkungen auf das Wachstum von sekundär
rekristallisierten {110}< 001> -orientierten Kristallkörner haben, und man
geht davon aus, daß die Anzahl der {111}< 112> -orientierten
Körner um so größer ist und die Anzahl der {100}< 025>
-orientierten Körner um so kleiner ist, je leichter die Verringerung
des Wachstums der sekundär rekristallisierten {110}< 001> -
orientierten Körner ist. Bei der erfindungsgemäßen
Durchführung einer hohen Umformung in den letzten drei Stichen des
Warmwalzens wird die Anzahl der Stellen zur Bildung von
Kristallisationskeimen bei der Rekristallisation nach dem
letzten Stich vergrößert, die Rekristallisation wird gefördert
und die Kristallkörner werden gefeint. Wenn dieses
warmgewalzte Stahlblech dem Warmwalzblechglühen unterzogen wird,
werden viele Kristallisationskeime, die im warmgewalzten Blech
vorhanden sind, in rekristallisierte Körner verwandelt, und
diese rekristallisierten Körner und die feinen
rekristallisierten Körner, die im warmgewalzten Stahlblech bereits
ausgebildet sind, nehmen den größten Teil des Stahlblechs ein,
und zwar mit dem Ergebnis, daß eine Mikrostruktur ausgebildet
wird, die aus feinen Kristallkörnern besteht. Wenn dieses
blech, das Warmwalzglühen durchlaufen hat, kaltgewalzt wird
und rekristallisiert, wird, da der Korndurchmesser vor dem
Kaltwalzen klein ist, die Keimbildung bei {111}< 112>
-Orientierung von der Korngrenze her verstärkt wirksam, während die
Keimbildung bei {100}< 025> -Orientierung vom Inneren der Körner
her relativ abnimmt.
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Demzufolge werden erfindungsgemäß durch die
Rekristallisation nach dem letzten Warmwalzstich viele verzerrungsarme
rekristallisierte Körner im warmgewalzten Stahlblech
ausgebildet,
und der Durchmesser der Kristallkörner verringert sich.
Dieser Einfluß findet statt nach dem nachfolgenden
Warmwalzblechglühen, Kaltwalzen und Entkohlungsglühen, und in dem
entkohlten Blech vergrößert sich die Anzahl der {111}< 112> -
orientierten Körner, die für das Wachstum der {110}< 001> -
orientierten Körner vorteilhaft sind, ohne jeglichen Einfluß
auf die {111}< 001> -orientierten Körner, während sich die
Anzahl der {100}< 025> -orientierten Körner, die das Wachstum
{110}< 001> -orientierten Körner verhindern, verringert. Aufgrund
dieses charakteristischen Merkmals können erfindungsgemäß gute
magnetische Eigenschaften stabil erzielt werden.
-
Das Verfahren des Warmhaltens, das nach Beendigung des
Warmwalzens durchgeführt wird (nachstehend als
"Abkühlschrittumstellungsverfahren" bezeichnet), wird
nachstehend ausführlich mit Bezug auf experimentelle Ergebnisse
beschrieben.
-
Fig. 6 ist ein Diagramm, das die Einflüsse der
Warmwalzendtemperatur und der Haltezeit bei einer Temperatur nicht
unter 700 ºC nach dem Warmwalzen auf die magnetische Fluß
dichte darstellt. Und zwar wurden Brammen mit einer Dicke von
20 bis 60 mm und mit 0,055 Gew.-% C, 3,25 Gew.-% Si,
0,027 Gew.-% säurelöslichem Al, 0,0078 Gew.-% N, 0,007 Gew.-%
S und 0,14 Gew.-% Mn und im übrigen mit Eisen und
unvermeidlichen Verunreinigungen auf 1 100 bis 1 280 ºC erwärmt und in
sechs Walzstichen zu warmgewalzten Blechen mit einer Dicke von
2,3 mm warmgewalzt. Unmittelbar danach wurden die
warmgewalzten Bleche wasserabgekühlt, für eine bestimmte Zeit
luftabgekühlt, und verschiedenen Abkühlungen, z.B. einer
Wasserabkühlung und einer Luftabkühlung, unterzogen, und das Abkühlen
wurde bei 550 ºC beendet, und die Bleche wurden für 1 h bei
550 ºC gehalten, und es wurde eine Ofenabkühlung durchgeführt,
um eine Wickelsimulation auszuführen. Dann wurden die
warmgewalzten Bleche dem Warmwalzblechglühen unterzogen, indem sie
bei einer Temperatur von 900 bis 1 120 ºC gehalten wurden, und
die Bleche wurden einem letzten Hochumformwalzen mit einem
hohen Umformgrad von etwa 88 % unterzogen, um kaltgewalzte
Stahlbleche mit einer Enddicke von 0,285 mm zu erzielen.
Danach wurde ein Entkohlungsglühen bei einer Temperatur von
830 bis 1 000 ºC durchgeführt, und anschließend wurde ein
Glühtrennmittel auf die Bleche aufgebracht, und das letzte
Fertigglühen wurde durchgeführt.
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Wenn, wie aus Fig. 6 hervorgeht, die
Warmwalzendtemperatur 750 bis 1 150 ºC betrug und das Stahlblech für
mindestens 1 s nach Beendigung des Warmwalzens bei einer Temperatur
über 700 ºC gehalten wurde, wurde eine hohe magnetische
Flußdichte von B&sub8; ≥ 1,90T erzielt.
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Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem
Gesamtumformgrad der letzten drei Fertigwarmwalzstiche und der
magnetischen Flußdichte darstellt, wie es in Walzdurchläufen
beobachtet wurde, die eine hohe magnetische Flußdichte gemäß
Fig. 6 erbracht haben, wobei die Warmwalzendtemperatur 750 bis
1 150 ºC betrug und das Stahlblech nach Beendigung des
Warmwalzens für mindestens 1 s bei einer Temperatur nicht unter
700 ºC gehalten wurde.
-
Wenn, wie aus Fig. 7 hervorgeht, das Gesamtumformgrad
der letzten drei Fertigwarmwalzstiche mindestens 40 % betrug,
wurde eine hohe magnetische Flußdichte von B&sub8; ≥ 1,92T erzielt.
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Fig. 8 ist ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen
dem Umformgrad des letzten Stiches des Fertigwarmwalzens und
der magnetischen Flußdichte darstellt, wie es in
Walzdurchläufen vorkam, die eine hohe magnetische Flußdichte gemäß Fig. 7
erbracht haben, wobei die Warmwalzendtemperatur 750 bis
1 150 ºC betrug, das Stahlblech für mindestens 1 s nach
Beendigung des Warmwalzens bei einer Temperatur nicht unter
700 ºC gehalten wurde und der Gesamtumformgrad der letzten
drei Fertigwarmwalzstiche mindestens 40 % betrug.
-
Wenn, wie aus Fig. 8 hervorgeht, das Umformgrad des
letzten Stiches des Fertigwarmwalzens mindestens 20 % betrug,
wurde eine hohe magnetische Flußdichte von B&sub8; ≥ 1,94T erzielt.
-
Die Gründe, warum die in Fig. 6, 7 und 8 dargestellten
Beziehungen zwischen der Warmwalzendtemperatur, der Haltezeit
der Stahlbleche bei einer Temperatur nicht unter 700 ºC nach
dem Warmwalzen, dem Gesamtumformgrad der letzten drei
Fertigwarmwalzstiche, dem Umformgrad des letzten Stiches des
Fertigwarmwalzens und der magnetischen Flußdichte eines Erzeugnisses
so sind, sind nicht vollständig erschlossen, aber lassen sich
folgendermaßen erklären:
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Fig. 9(a) und 9(b) zeigen Beispiele von
Warmwalzmikrostrukturen und Rekristallisationsverhältnissen (am Punkt von
1/4 Dicke), die unter verschiedenen Warmwalzbedingungen
erzielt worden sind. Und zwar wurden Brammen mit einer Dicke
von 26 mm und der gleichen Zusammensetzung, wie oben mit Bezug
auf Fig. 6 beschrieben, auf 1 150 ºC erwärmt, das Warmwalzen
begann bei 1 000 ºC und die Brammen wurden nach dem folgenden
Stichplan warmgewalzt: 26 mm T 11,8 mm T 6,7 mm T 3,5 mm T
3,0 mm T 2,6 mm 2,3 mm. Die warmgewalzten Bleche wurden
für 6 s (C) oder 0,2 s (D) luftabgekühlt, mit einer
Geschwindigkeit von 200 ºC/s auf 550 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei
500 ºC gehalten und einer Ofenabkühlung unterzogen, um eine
Wickelsimulation zu bewirken und warmgewalzte Bleche mit einer
Dicke von 2,3 mm zu erhalten.
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Die Warmwalzendtemperatur betrug 846 ºC, und die
Haltezeit des Stahlblechs bei einer Temperatur über 700 ºC betrug
bei (C) 6 s oder bei (D) 9 s. Die
Rekristallisationsverhältnisse (am Punkt von 1/4 Dicke) der warmgewalzten Bleche wurden
mit dem gleichen Meßverfahren, wie oben mit Bezug auf Fig. 3
und 4 beschrieben, gemessen.
-
Wie aus Fig. 9 hervorgeht, war in den Walzdurchläufen
(C), die die erfindungsgemäßen Bedingungen erfüllten, das
rekristallisationsverhältnis (das Flächenverhältnis der
verzerrungsarmen Körner) der warmgewalzten Bleche hoch.
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Es ist davon ausgegangen worden, daß die Matrix der
sekundär rekristallisierten {110}< 001> -orientierten
Kristallkörner beim Warmwalzen durch Scherdeformation in der
Oberflächenschicht ausgebildet wird und daß das Verfahren der
Vergröberung der {110}< 001> -orientierten Kristallkörner und das
Beibehalten ihres spannungsverringerten Zustand im warmgewalzten
Stahlblech nach dem Kaltwalzen und der Rekristallisation für
eine Anreicherung der {110}< 001> -orientierten Körner im
Stahlblech wirksam ist.
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Fig. 10(a), 10(b), 11(a), 11(b) und 12 zeigen Beispiele
von Mikrostrukturen und Rekristallisationsverhältnissen (am
Punkt von 1/4 Dicke) von warmgewalzten Blechen, die unter
verschiedenen Warmwalzbedingungen erzielt worden sind,
Mikrostrukturen nach dem Warmwalzblechglühen und Texturen (am Punkt
von 1/4 Dicke) nach dem Entkohlungsglühen (entkohlte Bleche)
Und zwar wurden Brammen mit einer Dicke von 26 mm und der
gleichen Zusammensetzung, wie sie oben mit Bezug auf Fig. 6
beschrieben worden ist, aufl 150 ºC erwärmt, und das
Warmwalzen wurde bei 1 050 ºC begonnen und nach folgenden Stichplänen
durchgeführt: (E) 26 mm T 20,6 mm T 16,4 mm T 13,0 mm T
9,2 mm T 4,6 mm T 2,3 mm oder (F) 26 mm T 11,8 mm T 6,7 mm
T 3,5 min H 3,0 mm H 2,6 mm H 2,3 mm. Die warmgewalzten
Bleche wurden dann für 2 s luftabgekühlt, mit einer
Geschwindigkeit von 100 ºC /s auf 550 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei
550 ºC gehalten und einer Ofenabkühlung unterzogen, um eine
Wickelsimulation zu bewirken, wodurch warmgewalzte Stahlbleche
mit einer Dicke von 2,3 mm erzielt wurden. Die
Warmwalzendtemperatur betrug (E) 930 ºC oder (F) 916 ºC , und die Haltezeit
des Blechs bei einer Temperatur nicht unter 700 ºC betrug (E)
4 s oder (F) 4 s. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden für
30 s bei einer Temperatur von 1 120 ºC gehalten und für 30 s
bei einer Temperatur von 900 ºC gehalten, und dann wurde eine
Schnellabkühlung durchgeführt, um das Glühen des warmgewalzten
Bleches zu bewirken. Das Hochumformwalzen wurde dann mit einem
Umformgrad von etwa 88 % durchgeführt, um kaltgewalzte Bleche
mit einer Enddicke von 0,285 mm zu erzielen, die kaltgewalzten
Bleche wurden für 150 s bei 840 ºC in einer Atmosphäre von
25 % N&sub2; und 75 % H&sub2; und mit einem Taupunkt von 60 ºC gehalten,
um das Entkohlungsglühen zu bewirken.
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Wie aus Fig. 10(a) und 10(b) hervorgeht, war unter den
Bedingungen (E), bei denen das Gesamtumformgrad der letzten
drei Stiche 82 % betrug und der Umformgrad des letzten Stiches
50 % betrug, das Kristallisationsverhältnis der warmgewalzten
Bleche viel höher und der Kristallkorndurchmesser viel kleiner
als unter den Bedingungen (F), bei denen das Gesamtumformgrad
der letzten drei Stiche 34 % und das Umformgrad des letzten
Stiches 12 % betrug. Wie aus Fig. 11(a) und 11(b) hervorgeht,
war in den Durchläufen (E), die die erfindungsgemäßen
Bedingungen erfüllten, der Kristallkorndurchmesser nach dem Glühen
des warmgewalzten Blechs geringer als bei den
Vergleichsdurchläufen
(F). Wie aus Fig. 12 hervorgeht, war ferner unter den
Bedingungen (E) die Anzahl der {111}-orientierten Körner im
entkohlten Blech größer und die Anzahl der {100}-orientierten
Körner kleiner als unter den Bedingungen (F), und es bestand
kein wesentlicher Unterschied in der Anzahl der
{110}-orientierten Körner.
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Unter den Bedingungen (E) war der Kristalldurchmesser
des warmgewalzten Blechs zwar klein, aber die Spannung war
gering. Dieser Zustand trat nach dem Glühen des warmgewalzten
Blechs ein, und die Anzahl der {110}< 001> -orientierten Körner
war nach dem Kaltwalzen und der Rekristallisation größer.
Somit war dieser Zustand durch einen nachteiligen
Korndurchmesser, jedoch durch eine vorteilhafte Spannung bestimmt, und
nach dem Entkohlen und Glühen wurde anschließend die Anzahl
der {110}< 001> -orientierten Körner im Stahlblech nicht von dem
erfindungsgemäßen Warmwalzverfahren beeinflußt.
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Es ist bekannt, daß die Hauptorientierungen {111}< 112>
und {100}< 025> im entkohlten Stahlblech Orientierungen sind,
die Einflüsse auf das Wachstum der {110}< 001> -orientierten
sekundär rekristallisierten Kristallkörner ausüben, und es wird
davon ausgegangen, daß je größer die Anzahl der {111}112> -
orientierten Körner und je kleiner die Anzahl der {100}< 025> -
orientierten Körner ist, um so leichter das Wachstum der
sekundär rekristallisierten {110}< 001> -orientierten Körner
erfolgt. Erfindungsgemäß wird durch eine hohe Umformung in den
ersten drei Stichen des Warmwalzens die Anzahl der Stellen für
eine Ausbildung von Kristallisationskeimen bei der
Rekristallisation nach dem letzten Stich vergrößert, die
Rekristallisation gefördert und die Kristallkörner gefeint.
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Wenn dieses warmgewalzte Stahlblech dem
Warmwalzblechglühen unterzogen wird, werden viele Kristallisationskeime,
die im warmgewalzten Blech vorhanden sind, in
rekristallisierte Körner verwandelt, und diese rekristallisierten Körner
und die feinen rekristallisierten Körner, die im warmgewalzten
Stahlblech bereits ausgebildet sind, nehmen den größten Teil
des Stahlblechs ein, und zwar mit dem Ergebnis, daß eine
Mikrostruktur ausgebildet wird, die aus feinen Kristallkörnern
besteht. Wenn dieses Blech, das das Warmwalzglühen durchlaufen
hat, kaltgewalzt wird und rekristallisiert, wird, da der
Korndurchmesser vor dem Kaltwalzen klein ist, die Keimbildung
bei {111}< 112> -Orientierung von der Korngrenze her verstärkt
wirksam, während die Keimbildung bei {100}< 025> -Orientierung
vom Inneren der Körner her relativ abnimmt.
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Demzufolge werden erfindungsgemäß durch die
Rekristallisation nach dem letzten Warmwalzstich viele verzerrungsarme
rekristallisierte Körner im warmgewalzten Blech ausgebildet,
und der Durchmesser der Kristallkörner verringert sich. Dieser
Einfluß findet statt nach dem anschließenden
Warmwalzblechglühen, Kaltwalzen und Entkohlungslühen, und in dem entkohlten
Blech vergrößert sich die Anzahl der {111}< 112> -orientierten
Körner, die für das Wachstum der {110}< 001> -orientierten
Körner vorteilhaft sind, ohne jeglichen Einfluß auf die {110}
< 001> -orientierten Körner, während sich die Anzahl der {100}
< 025> -orientierten Körner, die das Wachstum {110}< 001>
-orientierten Körner verhindern, verringert.
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Bei diesem Abkühlschrittumstellungsverfahren wird nach
dem letzten Warmwalzstich die Rekristallisatio durch Halten
des Stahlblechs bei einer hohen Temperaturen gefördert.
Deshalb können magnetische Eigenschaften erzielt werden, die
besser sind als die magnetischen Eigenschaften, die nach dem
oben erwähnten Umformgradumstellungsverfahren erzielt werden.
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Die Gründe für die Beschränkungen der konstruktiven
Anforderungen gemäß der Erfindung werden nachstehend
beschrieben.
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Zunächst werden die Gründe für die Beschränkungen des
Gehalts an Bestandteilen in den Brammen gemäß der Erfindung
und der Brammenerwärmungstemperatur ausführlich beschrieben.
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Wenn der C-(Kohlenstoff-)Gehalt niedriger ist als
0,021 Gew.-% (alle "%"-Angaben sind nachstehend als
Gewichtsprozentangaben zu verstehen, wenn nichts anderes angezeigt
ist), wird die sekundäre Rekristallisation instabil, und
selbst wenn die sekundäre Rekristallisation auftritt, ist es
schwierig, die magnetische Flußdichte von B&sub8; > 1,80T zu
erzielen. Dementsprechend wird die untere Grenze des C-Gehalts
auf erfindungsgemäß mindestens 0,021 % festgelegt. Wenn der C-
Gehalt zu hoch ist, wird die Entkohlungszeit zu lang und das
Verfahren vom wirtschaftlichen Standpunkt aus nachteilig.
Deshalb wird die obere Grenze des C-Gehalts auf 0,075 %
festgelegt.
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Wenn der Si-Gehalt höher ist als 4,5 %, besteht die
Gefahr der Rißbildung beim Kaltwalzen, und daher beträgt die
obere Grenze des Si-Gehalts 415 % Wenn der Si-Gehalt
niedriger ist als 2,5 %, ist der spezifische Widerstand des
Materials zu gering, und der Eisenverlust, der für ein Kernmaterial
eines Transformators erforderlich ist, kann nicht erreicht
werden. Dementsprechend wird der Si-Gehalt auf mindestens
2,5 %, vorzugsweise mindestens 3,2 %, festgelegt.
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Al sollte in einer Menge von mindestens 0,01 % als
säurelösliches Al enthalten sein, um den AlN- oder den (Al-,
Si-)Nitridgehalt, der für eine Stabilisierung der sekundären
rekristallisation erforderlich ist, sicherzustellen. Wenn der
Gehalt an säurelöslichem Al 0,060 % überschreitet, ist der
AlN-Gehalt im warmgewalzten Blech nicht richtig, und die
sekundäre Rekristallisation wird instabil. Dementsprechend
wird die obere Grenze des Gehalts an säurelöslichem Al auf
200,060 % festgelegt.
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Bei einem normalen Stahlherstellungsverfahren ist es
schwierig, den N-Gehalt auf unter 0,0030 % zu halten, und ein
solcher niedriger N-Gehalt ist vom wirtschaftlichen Standpunkt
aus nicht zu bevorzugen. Dementsprechend wird die untere
Grenze des N-Gehalts auf 0,0030 % festgelegt. Wenn der N-
Gehalt 0,0130 % überschreitet, tritt Blasenbildung an der
Oberfläche des Stahlblechs auf, und deshalb wird die obere
Grenze des N-Gehalts auf 0,0130 % festgelegt.
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Selbst wenn MnS und MnSe im Stahl vorhanden sind, ist
es durch die Wahl geeigneter Vorbereitungsbedingungen möglich,
gute magnetische Eigenschaften zu erzielen, aber wenn der
S- oder Se-Gehalt hoch ist, tritt eine Tendenz zur Ausbildung
eines Bereichs unzureichender sekundärer Rekristallisation auf,
die als "lineares Feinkorn" bezeichnet wird. Um die Ausbildung
dieses Bereichs der sekundären Rekristallisation zu
verhindern, wird vorzugsweise die Bedingung (S + 0,405Se) ≤ 0,014 %
erfüllt. Wenn der S- oder Se-Gehalt diesen Bereich
überschreitet, wird die Wahrscheinlichkeit der Ausbildung des Bereichs
unzureichender sekundärer Rekristallisation größer, wie sehr
auch immer die Herstellungsbedingungen gesteuert sein mögen,
und es können keine guten Ergebnisse erzielt werden. In diesem
Fall wird ferner die Zeit, die für die Reinigung beim letzten
Fertigglühen erforderlich ist, zu lang. Angesichts dieser
Tatsache ist eine unnötige Erhöhung des S- oder Se-Gehalts von
geringer oder von keiner Bedeutung.
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Die untere Grenze des Mn-Gehalts ist 0,05 %. Wenn der
Mn-Gehalt unter 0,05 % liegt, wird die Form (Planheit) des
warmgewalzten Blechs, die durch das Warmwalzen erzielt wird,
insbesondere die Seitenränder des Bandes, wellig, und das
Problem einer Verringerung der Ausbeute des Erzeugnisses tritt
auf. Um eine gute Forsteritschicht zu erreichen, soll der Mn-
Gehalt vorzugsweise nicht unter [0,05 + 7(S + 0,405Se)] %
liegen. Bei der MgO SiO&sub2;-Festphasenreaktion, d.h. bei der
Forsteritschichtbildungsreaktion übt MnO eine
Katalysatorfunktion aus, und Mn muß, um die notwendige Aktivität des Mn im
Stahl sicherzustellen, in einer Menge vorhanden sein, die
größer ist als die Menge, die zum Binden von S oder Se in Form
von MnS oder MnSe erforderlich ist. Wenn der Mn-Gehalt unter
[0,05 + 7(S + 0,405Se)] % liegt, wird der
Kristallkorndurchmesser des Forsterits größer, und die Haftung des Films wird
schlecht. Deshalb ist die untere Grenze des Mn-Gehalts
vorzugsweise [0,05 + 7(S + 0,405Se)] %. Wenn der Mn-Gehalt 0,8 %
überschreitet, verringert sich die magnetische Flußdichte des
Erzeugnisses.
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Um die Herstellungskosten auf dem Wert für normale
Stähle zu halten, wird die Brammenerwärmungstemperatur auf
einen Wert unter 1 280 ºC, vorzugsweise unter 1 200 ºC oder
darunter, gehalten.
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Die erwärmte Bramme wird dann warmgewalzt, um ein
warmgewalztes Stahlblech herzustellen. Die charakteristischen
Merkmale der Erfindung liegen im Warmwalzschritt. Und zwar
wird erfindungsgemäß die Warmwalzendtemperatur auf 700 bis
1 150 ºC eingestellt, und der Gesamtumformgrad der letzten
drei Stiche wird auf mindestens 40 % eingestellt. Um bessere
magnetische Eigenschaften zu erzielen, beträgt außerdem das
Umformgrad des letzten Stiches vorzugsweise mindestens 20 %.
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Ein weiteres charakteristisches Merkmal der Erfindung
liegt in der Einstellung des Abkühlschrittes. Und zwar wird
die Warmwalzendtemperatur auf 750 bis 1 150 ºC eingestellt,
das warmgewalzte Blech wird nach Beendigung des Warmwalzens
für mindestens 1 s auf einer Temperatur nicht unter 700 ºC
gehalten, und die Wickeltemperatur wird auf einen Wert unter
700 ºC eingestellt. Um weiter verbesserte magnetische
Eigenschaften zu erzielen, werden vorzugsweise die oben erwähnten
Walzbedingungen und die Bedingung des Einstellens des
Abkühlschritts erfüllt, d.h. das Gesamtumformgrad der letzten drei
Fertigwarmwalzstiche wird auf mindestens 40 % eingestellt. Um
noch viel bessere magnetische Eigenschaften zu erzielen,
beträgt das Umformgrad des letzten Stiches vorzugsweise
mindestens 20 %.
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Erfindungsgemäß umfaßt der Warmwalzschritt im
allgemeinen ein Grobwalzen der erwärmten Bramme mit einer Dicke von
100 bis 400 mm in mehreren Stichen und ein Fertigwalzen in
mehreren Stichen. Das Grobwalzverfahren ist nicht besonders
problematisch und kann entsprechend den herkömmlichen Abläufen
durchgeführt werden. Die Erfindung ist gekennzeichnet durch
das Fertigwalzen, das nach dem Grobwalzen durchgeführt wird.
Das Fertigwalzen wird im allgemeinen in Form eines
kontinuierlichen Schnellwalzens in 4 bis 10 Stichen durchgeführt.
Normalerweise wird der Umformgrad so aufgeteilt, daß der
Umformgrad der ersteren Stufe hoch ist und der der letzteren
Stufe allmählich verringert wird, wodurch eine gute Form
erzielt wird. Die Walzgeschwindigkeit beträgt normalerweise
100 bis 3 000 m/min, und die Zeit zwischen zwei
aufeinanderfolgenden Stichen beträgt 0,01 bis 100 s. Erfindungsgemäß sind
die Warmwalzendtemperatur, der Gesamtumformgrad der letzten
drei Stiche und der Umformgrad des letzten Stiches als
Walzbedingungen eingeschränkt, und andere Bedingungen sind nicht
besonders problematisch, aber wenn bei den letzten drei Stichen
die Zeit zwischen zwei Stichen außergewöhnlich lang ist und
1000 s überschreitet, wird die Spannung durch eine Erholung
und durch Rekristallisation zwischen den Stichen abgebaut, und
die Wirkung der Akkumulation der Spannung wird im wesentlichen
nicht erzielt. Deshalb wird bei den letzten drei Stichen eine
zu lange Zeit zwischen zwei Stichen nicht bevorzugt. Der
Umformgrad der verschiedenen Stiche in der ersteren Stufe des
Fertigwarmwalzens ist nicht im einzelnen vorgeschrieben, weil
nicht erwartet wird, daß die Spannung, die bei diesen Stichen
wirkt, im letzten Stich noch vorhanden ist, und es ist
ausreichend, wenn nur der Umformgrad der letzten drei Stichen in
Betracht gezogen wird.
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Die Gründe für die Einschränkungen der
Warmwalzbedingungen werden nachstehend beschrieben.
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Die Gründe für die Einschränkung der
Warmwalzendtemperatur auf 700 auf 1 150 ºC und des Gesamtumformgrades der
letzten drei Stiche auf 40 % werden nachstehend beschrieben.
Wenn, wie aus Fig. 1 hervorgeht, diese Bedingungen erfüllt
werden, kann ein Erzeugnis mit einer guten magnetischen
flußdichte B&sub8; von B&sub8; ≥ 1,90T hergestellt werden. Die obere
Grenze des Gesamtumformgrades der letzten drei Stiche ist
nicht besonders problematisch, doch es ist industriell
schwierig, einen Gesamtumformgrad von über 99,9 % zu bewirken.
Erfindungsgemäß beträgt der Umformgrad des letzten Stiches am
besten mindestens 20 %. Wenn, wie aus Fig. 2 hervorgeht, diese
Anforderung erfüllt wird, kann ein Erzeugnis mit einer
besseren magnetischen Flußdichte B&sub8; von B&sub8; ≥ 1,92T hergestellt
werden. Die obere Grenze des Umformgrades des letzten Stiches
ist nicht besonders problematisch, doch es ist industriell
schwierig, einen Umformgrad von über 90 % zu bewirken.
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Die Gründe für die Einschränkungen der
Verarbeitungsbedingungen des Abkühlschritts, der erfindungsgemäß nach dem
Warmwalzen durchgeführt wird, werden nachstehend beschrieben.
Die Gründe, warum die Warmwalzendtemperatur auf 750 bis
1 150 ºC eingestellt wird und das warmgewalzte Blech für
mindestens 1 s bei einer Temperatur nicht unter 700 ºC
gehalten wird, bestehen darin, daß, wenn diese Anforderungen
erfüllt werden, wie man aus Fig. 6 ersehen kann, ein Erzeugnis
mit einer magnetischen Flußdichte B&sub8; von B&sub8; ≥ 1,90T gewonnen
wird. Die obere Grenze der Haltezeit des Blechs bei einer
Temperatur nicht unter 700 ºC ist nicht besonders
problematisch, aber da die Zeit zwischen dem Endpunkt des Warmwalzens
und dem Anfangspunkt des Wickelns normalerweise etwa 0,1 bis
etwa 1 000 s beträgt, ist es ausrüstungstechnisch schwierig,
das Stahlblech in Form eines Bandes für mindestens 1 000 s auf
einer Temperatur nicht unter 700 ºC zu halten.
-
Wenn die Wickeltemperatur nach dem Warmwalzen nicht
unter 700 ºC beträgt, und zwar wegen der Differenz des
Temperaturverlaufs im Bund beim Abkühlschritt, werden der
AlN-Ausscheidungszustand o.dgl., der Oberflächenentkohlungszustand
und die Mikrostruktur im Bund unregelmäßig, was zu einer
Verteilung der magnetischen Eigenschaften im Erzeugnis führt.
Deshalb muß die Wickeltemperatur unter 700 ºC liegen.
-
Der Grund, warum der Gesamtumformgrad der letzten drei
Fertigwarmwalzstiche auf mindestens 40 % im
Abkühlschrittumstellungsverfahren beschränkt ist, ist der gleiche, der oben
mit Bezug auf das Umformgradumstellungsverfahren beschrieben
worden ist. Wenn, wie aus Fig. 7 hervorgeht, aus praktischer
Sicht diese Anforderung erfüllt wird, wird ein Erzeugnis mit
einer guten magnetischen Flußdichte von B&sub8; ≥ 1,92T gewonnen.
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Die obere Grenze des Gesamtumformgrades der letzten
drei Stiche im Abkühlschrittumstellungsverfahren ist nicht
besonders problematisch, aber es ist industriell schwierig,
einen Gesamtumformgrad von über 99,9 % zu bewirken. Der Grund,
warum der Umformgrad des letzten stiches vorzugsweise auf
mindestens 20 % eingestellt wird, besteht darin, daß, wie aus
Fig. 8 hervorgeht, ein Erzeugnis mit einer viel besseren
magnetischen Flußdichte von B&sub8; ≥ 1,94T gewonnen wird. Die
obere Grenze des Umformgrades des letzten Stiches ist nicht
besonders problematisch, aber es ist industriell schwierig,
einen Umformgrad von nicht unter 90 % zu bewirken.
-
Das warmgewalzte Stahlblech, das nach dem oben
beschriebenen Verfahren hergestellt wird, wird nach Bedarf dem
Warmwalzblechglühen unterzogen, und es wird mindestens ein
Kaltwalzen mit einem Zwischenglühen nach Bedarf durchgeführt.
Der Grund, warum der Umformgrad beim letzten Kaltwalzen auf
mindestens 80 % eingestellt wird, besteht darin, daß, wenn
diese Anforderung erfüllt wird, angemessene Mengen von
zugespitzten {110}< 001> -orientierte Körnern und
koinzidenzorientierten Körnern [{111}< 112> -orientierte Körner usw.], die
leicht durch die oben beschriebenen Körner angegriffen werden
können, erzielt werden können, und die magnetische Flußdichte
wird stark verbessert.
-
Nach dem Kaltwalzen wird das Stahlblech einem
Entkohlungsglühen, einem Beschichten mit einem Glühtrennmittel
und einem Fertigglühen nach herkömmlichen Verfahrensschritten
unterzogen, um ein Enderzeugnis zu gewinnen. Man beachte, daß
dort, wo die Inhibitorintensität, die für eine sekundäre
Rekristallisation erforderlich ist, im Zustand nach dem
Entkohlungsglühen unzureichend ist, es erforderlich ist, eine
Inhibitarverstärkungsbehandlung beim Fertigglühen o.dgl.
durchzuführen. Als Inhibitorverstärkungsverfahren ist z.B. ein
Verfahren bekannt, bei dem bei einem Al-haltigen Stahl der
partielle Druck des Stickstoffs im Gas der
Fertigglühatmosphäre auf einen relativ hohen Wert eingestellt wird.
-
Nachstehend wird die Erfindung ausführlich mit Bezug
auf die folgenden Beispiele beschrieben, die jedoch keineswegs
den Schutzumfang der Erfindung einschränken.
Beispiel 1
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,056 Gew.-%
C, 3,28 Gew.-% Si, 0,14 Gew.-% Mn, 0,005 Gew.-% S,
0,029 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0078 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 150 ºC erwärmt, das Warmwalzen wurde bei 1 050 ºC
begonnen, und die Bramme wurde in sechs Stichen warmgewalzt,
um ein warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,3 mm zu
gewinnen. Die Aufteilungen des Umformgrades waren folgende:
(1) 40 mm T 15 mm T 7 mm T 3,5 mm T 3 mm T 2,6 mm T
2,3 mm, (2) 40 mm T 30 mm T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 2,8 mm
T 2,3 mm oder (3) 40 mm T 30 mm T 20 min T 10 mm T 5 mm T
3 mm T 2,3 mm. Nach Beendigung des Warmwalzens wurde das
warmgewalzte Blech einer Wickelsimulation unterzogen, wobei
das Blech für 1 s luftabgekühlt, auf 550 ºC wasserabgekühlt,
für 1 h bei 550 ºC gehalten und einer Ofenabkühlung unterzogen
wurde. Dann wurde das warmgewalzte Blech dem
Warmwalzblechglühen unterzogen, wobei das Blech für 30 s bei 1 120 ºC und für
30 s bei 900 ºC gehalten und dann schnell abgekühlt wurde.
Danach wurde das Blech dann mit einem Umformgrad von etwa 88 %
gewalzt, um ein kaltgewalztes Blech mit einer Dicke von
0,285 mm zu gewinnen, das kaltgewalzte Blech wurde für 150 s
bei 830 ºC gehalten, um ein Entkohlungsglühen zu bewirken, das
gewonnene entkohlte und geglühte Blech wurde mit einem
Glühtrennmittel beschichtet, das hauptsächlich aus MgO
bestand, und wurde einem letzten Fertigglühen unterzogen, wobei
die Temperatur in einem atmosphärischen Gas mit 75 % N&sub2; und
25 % H&sub2; mit einer Geschwindigkeit von 10 ºC /h auf 1 200 ºC
angehoben und das Blech in einem atmosphärischen Gas mit 100 %
H&sub2; für 20 h bei 1 200 ºC gehalten wurde.
-
Die Warmwalzbedingung, die Warmwalzendtemperatur und
die magnetischen Eigenschaften des Erzeugnisses sind in
Tabelle 1 dargestellt.
Tabelle 1
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur(ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Vergleich
Erfindung
Beispiel 2
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 26 mm, die 0,053 Gew.-%
C, 3,28 Gew.-% Si, 0,15 Gew.-% Mn, 0,006 Gew.-% S,
0,030 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0081 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 150 ºC erwärmt, und die Bramme wurde in sechs Stichen
warmgewalzt, um warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,3 mm
zu gewinnen. Die Aufteilung des Umformgrades war
folgendermaßen: 26 mm T 15 mm T 10 mm T 7 mm T 5 mm T 2,8 mm T
2,3 mm. Die Warmwalzanfangstemperatur betrug (1) 1 000 ºC , (2)
900 ºC , (3) 800 ºC oder (4) 700 ºC. Die Bedingungen des
Abkühlens nach dem Warmwalzen und der Schritt bis zum letzten
Fertigglühen waren die gleichen wie in Beispiel 1.
-
Die Warmwalzbedingung, die Warmwalzendtemperatur und
die magnetischen Eigenschaften des Erzeugnisses sind in
Tabelle 2 dargestellt.
Tabelle 2
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur(ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Erfindung
Vergleich
Beispiel 3
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,051 Gew.-%
C, 3,30 Gew.-% Si, 0,14 Gew.-% Mn, 0,06 Gew.-% S, 0,031 Gew.-%
säurelösliches Al und 0,0082 Gew.-% N und im übrigen Fe und
unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde auf 1 250 ºC
erwärmt, und die Bramme wurde in sechs Stichen warmgewalzt, um
ein warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,0 mm zu
gewinnen. Die Aufteilung des Umformgrades war folgendermaßen: 40 mm
T 30 mm T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 3 mm T 2 mm, und die
Warmwalzanfangstemperatur betrug (1) 1 250 ºC , (2) 1 100 ºC
oder (3) 1 000 ºC . Nach dem Warmwalzen wurde das warmgewalzte
Blech unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1
abgekühlt. Das warmgewalzte Blech wurde für 30 s bei 1 120 ºC und
für 30 min bei 900 ºC gehalten und schnell abgekühlt, um das
Warmwalzblechglühen zu bewirken. Das Blech wurde dann mit
einem Umformgrad von 98 % gewalzt, um ein kaltgewalztes Blech
mit einer Dicke von 0,220 mm zu erhalten, für 120 s bei 830 ºC
gehalten und für 20 s bei 910 ºC gehalten, um das
Entkohlungsglühen zu bewirken, und das gewonnene entkohlte Blech wurde
mit einem Glühtrennmittel beschichtet, das hauptsächlich aus
MgO bestand. Die Temperatur wurde in einem atmosphärischen Gas
mit 25 % N&sub2; und 75 % H&sub2; mit einer Geschwindigkeit von 10 ºC/h
auf 880 ºC angehoben, die Temperatur wurde in einem
atmosphärischen Gas mit 75 % N&sub2; und 25 % H&sub2; mit einer Geschwindigkeit
von 15 ºC /h auf 1 200 ºC angehoben, und das Blech wurde für 20
h bei 1 200 ºC in einem atmosphärischen Gas mit 100 % H&sub2;
gehalten, um ein letztes Fertigglühen zu bewirken.
-
Die Warmwalzbedingung, die Warmwalzendtemperatur und
die magnetischen Eigenschaften des Erzeugnisses sind in
Tabelle 3 dargestellt.
Tabelle 3
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur(ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Vergleich
Erfindung
Beispiel 4
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,025 Gew.-%
aus C, 3,21 Gew.-% Si, 0,14 Gew.-% Mn, 0,006 Gew.-% S,
0,030 Gew.-% säurelösliches Al, 0,0080 Gew.-% N und im übrigen
Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde auf
1 150 ºC erwärmt, und das Warmwalzen wurde mit 1 050 ºC
begonnen, und die Bramme wurde in sechs Stichen warmgewalzt,
um ein warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 1,6 mm zu
gewinnen. Die Aufteilungen des Umformgrades waren
folgendermaßen: (1) 40 mm T 16 mm T 7 mm T 2,6 mm T 2,0 mm T 1,8 mm T
1,6 mm, (2) 40 mm T 30 mm T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 2,5 mm
T
1,6 mm, (3) 40 mm T 30 mm T 22 mm T 12 mm T 6 mm T
3,1 mm T 1,6 mm oder (4) 40 mm T 30 mm T 20 mm T 11 mm T
4,5 mm T 2,9 mm T 1,6 mm. Das Abkühlen nach dem Warmwalzen
wurde unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wie in
Beispiel 1 beschrieben. Das warmgewalzte Blech wurde für 30 s
bei 1 120 ºC gehalten und für 30 s bei 900 ºC gehalten, um das
Warmwalzblechglühen zu bewirken, und das Blech wurde dann mit
einem Umformgrad von 89 % gewalzt, um ein warmgewalztes Blech
mit einer Dicke von 0,170 mm zu gewinnen. Die Arbeitsschritte
bis zum letzten Fertigglühen wurden unter den gleichen
Bedingungen durchgeführt, wie in Beispiel 1 beschrieben.
-
Die Warmwalzbedingung, die Warmwalzendtemperatur und
die magnetischen Eigenschaften des Erzeugnisses sind in
Tabelle 4 dargestellt.
Tabelle 4
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur(ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Vergleich
Erfindung
Beispiel 5
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,075 Gew.-%
C, 3,23 Gew.-% Si, 0,15 Gew.-% Mn, 0,005 Gew.-% S,
0,028 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0077 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 150 ºC erwärmt, und das Warmwalzen wurde mit 1 000 ºC
begonnen, und die Bramme wurde nach folgendem Stichplan
warmgewalzt: 40 mm T 15 mm T 7 mm T 3,5 mm T 3
mm T 2,6 mm
T 2,3 mm. Die Warmwalzendtemperatur betrugt 854 ºC. Das Blech
wurde dann (1) einer Wickelsimulation unterzogen, bei der das
Blech luftabgekühlt (852 ºC), mit einer Geschwindigkeit von
250 ºC/s auf 550 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei 550 ºC
gehalten und einer Ofenabkühlung unterzogen wurde, oder (2)
einer Wickelsimulation unterzogen, bei der das Blech
luftabgekühlt (804 G), mit einer Geschwindigkeit von 100 ºC/s auf
550 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei 550 ºC gehalten und einer
Ofenabkühlung unterzogen wurde. Das warmgewalzte Blech wurde
für 30 s bei 1 050 ºC und für 30 s bei 900 ºC gehalten und
dann schnell abgekühlt, um das Warmwalzblechglühen zu
bewirken. Das Blech wurde dann mit einem Umformgrad von 88 %
gewalzt, um ein kaltgewalztes Blech mit einer Dicke von
9,285 mm zu gewinnen, wurde für 150 s bei 830 ºC gehalten, um
das Entkohlungsglühen zu bewirken, das entkohlte Blech wurde
mit einem Glühtrennmittel beschichtet, das hauptsächlich aus
MgO bestand, die Temperatur wurde in einem atmosphärischen Gas
mit 75 % N&sub2; und 25 % H&sub2; mit einer Geschwindigkeit von 10 ºC/h
auf 1 200 ºC angehoben, und das Blech wurde für 20 h bei
1 200 ºC in einem atmosphärischen Gas mit 100 % H&sub2; gehalten,
um das letzte Fertigglühen zu bewirken.
-
Die Walzbedingung und die magnetischen Eigenschaften
des Erzeugnisses sind in Tabelle 5 dargestellt.
Tabelle 5
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur(ºC)
Haltezeit (s) nicht unter 700 ºC nach Warmwaltzen
Wickeltemperatur (ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Vergleich
Erfindung
Beispiel 6
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 26 mm, die 0,053 Gew.-%
C, 3,26 Gew.-% Si, 0,15 Gew.-% Mn, 0,007 Gew.-% S,
0,030 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0081 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 150 ºC erwärmt, und die Bramme wurde in sechs Stichen
warmgewalzt, um ein warmgewalztes Blech mit einer Dicke von
2,3 mm zu gewinnen. Die Aufteilung des Umformgrades war
folgendermaßen: 26 mm T 15 mm T 10 mm T 7 mm T 5 mm T
2,8 mm T 2,3 mm. Die Warmwalzanfangstemperatur wurde auf (1)
1 000 ºC, (2) 900 ºC, (3) 800 ºC oder (4) 700 ºC eingestellt.
Nach Beendigung des Warmwalzens wurde das Blech einer
Wickelsimulation unterzogen, bei der das Blech für 3 s
luftabgekühlt, mit einer Geschwindigkeit von 100 ºC/s auf 550 ºC
wasserabgekühlt, für 1 h bei 550 ºC gehalten und der
Ofenabkühlung unterzogen wurde. Dann wurden die Arbeitsschritte bis
zum letzten Fertigglühen unter den gleichen Bedingungen
durchgeführt, wie in Beispiel 5 beschrieben.
-
Die Warmwalzbedingung und die magnetischen
Eigenschaften des Erzeugnisses sind in Tabelle 6 dargestellt
Tabelle 6
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur (ºC)
Wasserabkühlungsendtemperatur (ºC)
Haltezeit (s) nicht unter 700 ºC nach Warmwaltzen
Wickeltemperatur (ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Erfindung
Vergleich
Beispiel 7
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,054 Gew.-%
C, 3,27 Gew.-% Si, 0,014 Gew.-% Mn, 0,086 Gew.-% S,
0,029 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0080 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 1050 ºC erwärmt, und das Warmwalzen wurde mit 1 000 ºC
begonnen, und die Bramme wurde nach folgendem Stichplan
warmgewalzt: 40 mm T 30 mm T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 3 mm T
2 mm. Nach Beendigung des Warmwalzens wurde das Blech einer
Abkühlung unterzogen, und zwar unter solchen Bedingungen, daß
(1) das Blech für 2 s luftabgekühlt, mit einer Geschwindigkeit
von 100 ºC/s auf 550 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei 550 ºC
gehalten und der Ofenabkühlung unterzogen wurde, oder (2) das
Blech für 2 s luftabgekühlt, mit einer Geschwindigkeit von
50 ºC/s auf 750 ºC wasserabgekühlt, für 1 h bei 750 ºC
gehalten und der Ofenabkühlung unterzogen wurde. Dann wurde das
warmgewalzte Blech für 30 s bei 1 120 ºC und für 30 s bei
900 ºC gehalten und schnell abgekühlt, um das
Warmwalzblechglühen zu bewirken. Die nachfolgenden Arbeitsschritte bis zum
letzten Fertigglühen wurden auf die gleiche Weise
durchgeführt, wie in Beispiel 5 beschrieben.
-
Die Warmwalzbedingung und die magnetischen
Eigenschaften des Erzeugnisses sind in Tabelle 7 dargestellt.
Tabelle 7
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur (ºC)
Wasserabkühlungsanfangstemperatur (ºC)
Haltezeit (s) nicht unter 700 ºC nach Warmwaltzen
Wickeltemperatur (ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Erfindung
Vergleich
Beispiel 8
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,053 Gew.-%
C, 3,40 Gew.-% Si, 0,14 Gew.-% Mn, 0,006 Gew.-% S,
0,030 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0080 Gew.-% N und im
übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 250 ºC erwärmt und in sechs Stichen warmgewalzt, um ein
warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2 mm zu gewinnen. Die
Aufteilung des Umformgrades war folgendermaßen: 40 mm T 30 mm
T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 3 mm T 2 mm, und die
Warmwalzanfangstemperatur betrug (1) 1 250 ºC, (2) 1 100 ºC oder (3)
1 000 ºC. Nach dem Warmwalzen wurde das Blech unter den
gleichen Bedingungen abgekühlt, wie in Beispiel 6 beschrieben.
Das warmgewalzte Blech wurde für 30 s bei 1 120 ºC und für
30 s bei 900 ºC gehalten und schnell abgekühlt, um das Warm-
walzblechglühen zu bewirken. Dann wurde das Blech mit einem
Umformgrad von 89 % kaltgewalzt, um ein kaltgewalztes Blech
mit einer Dicke von 0,220 mm zu gewinnen, das Blech wurde für
120 s bei 830 ºC und für 20 s bei 900 ºC gehalten, um das
Entkohlungsglühen zu bewirken, und das gewonnene entkohlte
blech wurde mit einem Glühtrennmittel beschichtet, das
hauptsächlich aus MgO bestand. Dann wurde die Temperatur in einem
atmosphärischen Gas mit 25 % N&sub2; und 75 % H&sub2; mit einer
Geschwindigkeit von 10 ºC/h auf 880 ºC angehoben, die Temperatur
wurde in einem atmosphärischen Gas mit 75 % N&sub2; und 25 % H&sub2; mit
einer Geschwindigkeit von 15 ºC/h aufl 200 ºC angehoben, und
das Blech wurde für 20 h bei 1 200 ºC in einem atmosphärischen
Gas mit 100 % H&sub2; gehalten.
-
Die Warmwalzbedingung und die magnetischen
Eigenschaften des Erzeugnisses sind in Tabelle 8 dargestellt.
Tabelle 8
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur (ºC)
Wasserabkühlungsanfangstemperatur (ºC)
Haltezeit (s) nicht unter 700 ºC nach Warmwaltzen
Wickeltemperatur (ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Vergleich
Erfindung
Beispiel 9
-
Eine Bramme mit einer Dicke von 40 mm, die 0,025 Gew.-%
C, 3,21 Gew.-% Si, 0,014 Gew.-% Mn, 0,006 Gew.-% S,
0,030 Gew.-% säurelösliches Al und 0,0080 Gew.-% N und im
Übrigen Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufwies, wurde
auf 1 150 ºC erwärmt, das Warmwalzen wurde mit 1 050 ºC
begonnen, und das Blech wurde in sechs Stichen warmgewalzt, um
ein warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 1,6 mm zu
gewinnen. Die Aufteilungen des Umformgrades waren folgendermaßen:
(1) 40 mm T 16 mm T 7 mm T 2,6 mm T 2,0 mm T 1,8 mm T
1,6 mm, (2) 40 mm T 30 mm T 20 mm T 10 mm T 5 mm T 2,5 mm
T 1,6 mm, (3) 40 mm T 30 mm T 22 mm T 12 mm T 6 mm T
3,1 mm 1,6 mm oder (4) 40 mm T 30 mm T 20 mm T 11 mm T
4,5 mm 2,9 mm T 1,6 mm. Die Abkühlung nach dem Warmwalzen
wurde unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wie im
Beispiel 6 beschrieben. Das warmgewalzte Blech wurde für 30 s
bei 1 120 ºC und für 30 s bei 90 ºC gehalten, um das
Warmwalzblechglühen zu bewirken. Das Blech wurde mit einem Umformgrad
von etwa 89 % gewalzt, um ein kaltgewalztes Blech mit einer
dicke von 0,170 mm zu gewinnen, und die nachfolgenden Schritte
bis zum letzten Fertigglühen wurden unter den gleichen
Bedingungen durchgeführt, wie in Beispiel 5 beschrieben.
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Wie Warmwalzbedingung und die magnetischen
Eigenschaften des Erzeugnisses sind in Tabelle 9 dargestellt.
Tabelle 9
Warmwalzbedingung
Warmwalzendtemperatur (ºC)
Wasserabkühlungsanfangstemperatur (ºC)
Haltezeit (s) nicht unter 700 ºC nach Warmwaltzen
Wickeltemperatur (ºC)
Gesamtumformgrad (%) der letzten drei Stiche
Umformgrad (%) des letzten Stiches
Bemerkungen
Erfindung