DE69026442T2

DE69026442T2 - Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Stahlbleche mit hoher magnetischer Flussdichte

Info

Publication number: DE69026442T2
Application number: DE69026442T
Authority: DE
Inventors: Tatsuya Kumagai; Yukio C O Nippon Steel Tomita; Ryota Yamaba
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-08-18
Filing date: 1990-08-14
Publication date: 1996-11-28
Anticipated expiration: 2010-08-15
Also published as: DE69026442D1; EP0413306B1; EP0413306A1; US5062905A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte.
Mit den in den letzten Jahren erreichten Fortschritten auf den Gebieten der Elementarteilchenforschung und der medizinischen Geräte ist ein Bedarf zur Verbesserung der Leistung von Einrichtungen entstanden, in denen Magnete eingesetzt werden, die in großen Konstruktionen verwendet werden. Es gibt auch einen Bedarf für Materialien, die in einem schwachen Magnetfeld eine hohe magnetische Flußdichte aufweisen und als Magnete in Gleichstromanwendungen sowie als Abschirmung gegen Magnetfelder verwendbar sind. Die weitere Vergrößerung der Strukturen hat außerdem zu einem Bedarf für Stahl geführt, bei dem die magnetischen Eigenschaften eine geringe Schwankung aufweisen, und insbesondere für ein Stahlblech, das in Dickenrichtung überall gleichmäßige magnetische Eigenschaften aufweist.
Es sind zahlreiche Elektrostahlbleche mit guter magnetischer Flußdichte hergestellt worden, insbesondere Siliziumstahlblech und weiches Elektrostahlblech. Im Hinblick auf ihre Verwendung als Konstruktionselemente haben jedoch Probleme bei der Montage und der Festigkeit solcher Materialien die Verwendung von Stahlgrobblechen notwendig gemacht. Zu den bisher produzierten Elektrostahlgrobblechen gehört eines, bei dem Reineisenbestandteile verwendet werden, wie in der JP-A- 60(1985)-96 749 beschrieben.
Die zunehmende Größe und Leistung der betreffenden Einrichtungen haben jedoch einen hohen Bedarf für Stahlwerkstoffen mit besseren magnetischen Eigenschaften mit sich gebracht, insbesondere mit einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von beispielsweise 80 A/m. Bei den bekannten Stahlwerkstoffen ist es nicht möglich, in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m dauerhaft eine hohe magnetische Flußdichte zu erreichen. Außerdem wird das praktische Problem der Schwankung der magnetischen Eigenschaften des Stahls nicht angesprochen, besonders im Hinblick auf die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die gesamte Dicke des Stahls.
In der EP-A-0 349 853 und der EP-A-0 388 776 (Dokumente gemäß Art. 54(3) EPÜ) werden Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlgrobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte vorgeschlagen, bei denen die Stahlbramme einen maximalen Aluminiumgehalt von 0,40% aufweist.
Eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlgrobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit in Dickenrichtung überall gleichmäßigen magnetischen Eigenschaften zu schaffen.
Diese Aufgabe wird mit den Merkmalen von Anspruch 1 gelöst. Bevorzugte Ausführungsformen werden in den Ansprüchen 2 bis 5 offenbart.
Die Aufgaben und Merkmale der vorliegenden Erfindung werden aus einer Betrachtung der folgenden ausführlichen Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen klarer hervorgehen. Dabei zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m darstellt;
Fig. 2 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Hohlraumdefektgröße, der Temperatur der wärmebehandlung zur Dehydrierung und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m darstellt;
Fig. 3 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m darstellt;
Fig. 4 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Aluminiumgehalt und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m darstellt; und
Fig. 5 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Reduktionsgrad bei 800ºC oder darunter und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m bzw. der Schwankung der magnetischen Flußdichte in Dickenrichtung darstellt.
Der Magnetisierungsprozeß zur Erhöhung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld besteht darin, daß entgaster Stahl in ein Magnetfeld gebracht und die Orientierung der magnetischen Elementarbereiche (Domänen) durch Erhöhen der magnetischen Feldstärke so verändert wird, daß Elementarbereiche, die im wesentlichen in Richtung des Magnetfeldes orientiert sind, vorherrschend werden, auf andere Elementarbereiche übergreifen und mit diesen verschmelzen. Das heißt, die Elementarbereichsgrenzen bzw. Blochschen Wände werden verschoben. Wenn das Magnetfeld weiter verstärkt und die Verschiebung der Elementarbereichsgrenzen abgeschlossen wird, verändert sich die magnetische Orientierung aller Elementarbereiche. Die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld wird dadurch bestimmt, wie leicht bei diesem Magnetisierungsprozeß die Elementarbereichsgrenzen verschoben werden können. Das heißt, es kann festgestellt werden, daß zum Erreichen einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld Hindernisse gegen die Verschiebung der Elementarbereichsgrenzen minimiert werden müssen.
Als Mittel zum Erreichen einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld führten die Erfinder eingehende Untersuchungen zur Kristallkorngröße und zu den Auswirkungen von Elementen durch, die innere Spannungen und Hohlraumdefekte verursachen.
Im Ergebnis wurde festgestellt, daß ein wirksames Verfahren zur Ausführung der Produktion des Stahls darin bestand, eine Erwärmungstemperatur und eine Walzendtemperatur so auszuwählen, daß die Größe der Austenitkörner vergröbert und eine Verfeinerung der Kristallkorngröße durch den Walzprozeß verhindert wurde, und nach dem Walzen eine Glühung durchzuführen.
Außerdem muß zur Verminderung innerer Spannungen der Kohlenstoffgehalt verringert werden. Fig. 1 zeigt, daß mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Magnetflußdichte in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m abnimmt. Für die Proben wurde (1,0 Si - 0,1 Mn - 2,0 Al)-Stahl verwendet.
Im Hinblick auf die Auswirkung von Hohlraumdefekten wurde festgestellt, daß eine starke Verschlechterung der ma gnetischen Eigenschaften auftrat, wenn die Größe der Hohlraumdefekte 100 µm oder mehr betrug. Außerdem zeigte sich, daß zur Beseitigung solcher schädlicher Hohlraumdefekte mit einer Größe von 100 µm oder darüber ein Walzformfaktor A von 0,6 oder mehr erforderlich ist.
Dies gilt unter der Voraussetzung, daß
A = (2 [R (hi - h&sub0;)])/(hi + h&sub0;)
gilt, mit
A: Walzformfaktor
hi: Blechdicke (mm) auf der Eintrittsseite
h&sub0;: Blechdicke (mm) auf der Austrittsseite
R: Radius (mm) der Arbeitswalze.
Wie in Fig. 2 gezeigt, ist die Anwesenheit von Wasserstoff im Stahl schädlich, und es wurde entdeckt, daß die magnetischen Eigenschaften durch die Anwendung einer Wärmebehandlung zur Dehydrierung stark verbessert werden konnten. Fig. 2 zeigt, daß durch Anwenden einer Walzung mit hohem Formfaktor zur Verringerung der Größe von Hohlraumdefekten auf weniger als 100 µm und durch Verringerung des Wasserstoffgehalts im Stahl durch eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld deutlich erhöht werden konnte. Für die Proben wurde (0,007 C - 1,5 Si - 0,1 Mn)-Stahl verwendet.
Ferner bestätigte sich, daß dieses erfindungsgemäße Verfahren auch ein hochwirksames Mittel zur Sicherstellung der Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften darstellt.
Im Hinblick auf die enthaltenen Elemente wurde festgestellt, daß die Zugabe von Silizium und Aluminium sehr wirksam ist, um eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erhalten. Fig. 3 und 4 zeigen die Beziehung zwischen dem Silizium- und dem Aluminiumgehalt und der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld (80 A/m) im Falle von (0,005 C - 0,08 Mn)-Stahl.
Bei der vorliegenden Erfindung wurde mit einem Siliziumgehalt im Bereich von 0,1-3,5%, insbesondere im Bereich von 0,6-2,5%, und einem Aluminiumgehalt im Bereich von 0,1- 3,0%, insbesondere im Bereich von 0,9-2,5%, eine hohe magnetische Flußdichte erreicht.
Die Ausscheidung feiner AlN-Körner behindert die Verschiebung von Elementarbereichsgrenzen, aber diese Behinderung der Verschiebung der Elementarbereichsgrenzen kann durch Zugabe größerer Aluminiumanteile beseitigt werden, um die Größe der Kristallkörner zu vergröbern. Da außerdem die Zugabe größerer Aluminiumanteile zu einer Erhöhung des Umwandlungspunktes führt, verstärkt sie die Vergröberungswirkung der Wärmebehandlung im Anschluß an das Walzen. Diese beiden Mechanismen führen zu einer Zunahme der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld.
Folglich weist die vorliegende Erfindung die folgenden Schritte auf:
Herstellen einer Stahlbramme mit bis zu 0,01 Gew.-% Kohlenstoff, 0,10 bis 3,5 Gew.-% Silizium, bis zu 0,20 Gew.-% Mangan, bis zu 0,010 Gew.-% Schwefel, bis zu 0,05 Gew.-% Chrom, bis zu 0,01 Gew.-% Molybdän, bis zu 0,01 Gew.-% Kupfer, 0,10 bis 3,0 Gew.-% Aluminium (wobei Al ≤ 0,40 ausgeschlossen ist), bis zu 0,004 Gew.-% Stickstoff, bis zu 0,005 Gew.-% Sauerstoff und bis zu 0,0002 Gew.-% Wasserstoff, wobei der Rest, von Verunreinigungen abgesehen, aus Eisen besteht; wobei Al- Gehalte kleiner oder gleich 0,40 Gew.-% ausgeschlossen sind;
Erwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 950 bis 1300ºC;
mindestens einmaliges Warmwalzen der Bramme mit einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 bei einer Walzendtemperatur von mindestens 800ºC;
Dehydrierungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 750ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr;
Glühen bei einer Temperatur von 700 bis 950ºC, falls erforderlich;
Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC für warmgewaiztes Stahlblech mit einer Blechdicke von weniger als 50 mm;
wodurch dem Stahl eine magnetische Flußdichte von 0,8 Tesla oder mehr in einem Magnetfeld von 80 A/m erteilt wird.
Das Warmwalzen wird unter Verwendung eines Walzwerks mit einem Radius R (mm) ausgeführt, wobei das Stahlblech auf der Eintrittsseite eine Dicke von hi (mm) und auf der Austrittsseite eine Blechdicke von h&sub0; (mm) besitzt, die in der folgenden Beziehung zum Walzformfaktor A des Warmwalzens stehen:
A (2 [R (hi - h&sub0;)])/(hi + h&sub0;)
Nachstehend wird das erfindungsgemäße Verfahren A beschrieben, beginnend mit einer Erlguterung der Gründe für die Beschränkungen der Bestandteile.
Kohlenstoff erhöht die inneren Spannungen im Stahl und ist das Element, das am stärksten für die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, besonders der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld, verantwortlich ist, und dementsprechend trägt die Minimierung des Kohlenstoffgehalts dazu bei, einen Abfall der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verhindern. Außerdem wird durch die Herabsetzung des Kohlenstoffgehalts die magnetische Alterung des Stahls vermindert, und dadurch wird die Zeit verlängert, in welcher der Stahl seine guten magnetischen Eigenschaften bewahrt. Daher wird der Kohlenstoffgehalt auf maximal 0,010 Gew.-% beschränkt. Wie in Fig. 1 dargestellt, kann durch Ver minderung des Kohlenstoffgehalts auf 0,005 Gew.-% oder weniger eine noch höhere magnetische Flußdichte erzielt werden.
Silizium und Aluminium bewirken das Erreichen einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld. Unter Bezugnahme auf Fig. 3 wird daher ein Siliziumgehalt von 0,1 bis 3,5 Gew.-% vorgeschrieben, vorzugsweise von 0,6 bis 2,5 Gew.-%. Unter Bezugnahme auf Fig. 4 wird erfindungsgemäß ein Aluminiumgehalt von 0,1 bis 3,0 Gew.-% (Al ≤ 0,40 Gew.-% ausgeschlossen), vorzugsweise von 0,9 bis 2,5 Gew.-%, vorgeschrieben.
Ein niedriger Mangangehalt ist zum Erreichen einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und zur Verminderung von MnS-Einschlüssen wünschenswert. Daher werden als Grenzwert für Mangan bis zu 0,2 Gew.-% vorgeschrieben. Zur Verminderung von MnS-Einschlüssen wird ein Mangangehalt von nicht mehr als 0,10 Gew.-% bevorzugt.
Schwefel und Sauerstoff bilden nichtmetallische Einschlüsse im Stahl und behindern durch Entmischung die Verschiebung magnetischer Elementarbereichsgrenzen. Je höher die Anteile dieser Elemente, desto ausgeprägter ist die Verschlechterung der magnetischen Flußdichte, weshalb obere Grenzwerte von 0,010 Gew.-% für Schwefel und 0,005 Gew.-% für Sauerstoff vorgeschrieben werden.
Chrom, Molybdän und Kupfer haben jeweils eine ungünstige Auswirkung auf die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld, weshalb die Anteile dieser Elemente so niedrig wie möglich gehalten werden sollten. Ein weiterer Grund für die Minimierung dieser Elemente ist die Verringerung des Entmischungsgrades. Dementsprechend sind obere Grenzwerte von 0,05 Gew.-% für Chrom, 0,01 Gew.-% für Molybdän und 0,01 Gew.-% für Kupfer vorgeschrieben worden.
Stickstoff erhöht die inneren Spannungen im Stahl und bewirkt in Form von AlN eine Verfeinerung der Korngröße, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld führt. Daher ist ein oberer Grenzwert von 0,004 Gew.-% vorgeschrieben worden.
Um zu verhindern, daß Wasserstoff eine schädliche Wirkung auf die magnetischen Eigenschaften hat und die Verringerung von Hohlraumdefekten verhindert, ist ein oberer Grenzwert von 0,0002 Gew.-% Wasserstoff festgelegt worden.
Nachstehend wird das Verfahren zur Herstellung des Stahls beschrieben. Der Stahl wird vor dem Walzen auf eine Temperatur von mindestens 1150ºC erwärmt, um die Größe der Austenitkörner zu vergröbern und die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Ein oberer Grenzwert von 1300ºC wird vorgeschrieben, um Verzunderungsverluste zu verhindern und Energie zu sparen.
Wenn die Walzendtemperatur unterhalb 900ºC liegt, wird durch das Walzen die Größe der Kristallkörner verfeinert, wodurch die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden. Dementsprechend wird eine Temperatur von 900ºC oder darüber vorgeschrieben, mit dem Ziel, als Ergebnis einer Vergröberung der Kristallkorngröße eine Erhöhung der Magnetflußdichte zu erreichen.
Was das Warmwalzen betrifft, so führt der Erstarrungsprozeß immer zu Hohlraumdefekten, wobei allerdings die Größe der Defekte variieren kann. Das Walzen muß angewandt werden, um solche Hohlraumdefekte zu beseitigen; daher spielt das Warmwalzen eine wichtige Rolle. Ein wirksames Mittel besteht darin, den Verformungsgrad pro Warmwalzdurchgang zu erhöhen, so daß sich die Verformung bis zum Kern des Stahlblechs erstreckt.
Die Anwendung einer Walzung mit hohem Formfaktor, die mindestens einen Durchgang mit einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 einschließt, so daß die Größe von Hohlraumdefekten nicht mehr als 100 µm beträgt, fördert die Erzielung wünschenswerter magnetischer Eigenschaften. Die Beseitigung von Hohlraumdefekten im Walzprozeß durch Anwendung dieser Walzung mit hohem Formf aktor bewirkt eine deutliche Erhöhung der Dehydrierungsleistung bei der nachfolgenden Dehydrierungs-Wärmebehandlung.
Anschließend an das Warmwalzen wird auf Grobblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder darüber eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung angewandt, um die Korngröße zu vergröbern und innere Spannungen zu beseitigen. Wasserstoff dispergiert nicht ohne weiteres in Grobblech mit einer Dicke von 50 mm oder darüber, was zu Hohlraumdefekten führt und, im Einklang mit der Wirkung des Wasserstoffs selbst, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verschlechtert.
Deshalb wird eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung angewandt. Wenn jedoch die Temperatur der Dehydrierungs-Wärmebehandlung unter 600ºC liegt, verringert sich die Dehydrierungsleistung, während bei einer Temperatur oberhalb 750ºC ein partieller Umwandlungsbeginn auftritt. Daher wird ein Temperaturbereich von 600 bis 750ºC vorgeschrieben. Verschiedene Untersuchungen zur Dehydrierungszeit zeigen, daß eine Zeit von [0,6(t-50)+6] Stunden (wobei t die Blechdicke ist) geeignet ist.
Der Stahl wird zur Vergröberung der Korngröße und zur Beseitigung innerer Spannungen geglüht. Glühen bei einer Temperatur unterhalb 750ºC ergibt keine Vergröberung der Kristallkörner, während bei einer Temperatur oberhalb 950ºC die Gleichmäßigkeit der Kristallkörner in Dickenrichtung des Blechs nicht aufrechterhalten werden kann. Daher ist ein Glühtemperaturbereich von 750ºC bis 950ºC vorgeschrieben worden.
Es wird ein normalisierendes Glühen ausgeführt, um die Kristallkörner in Dickenrichtung des Blechs einzustellen und innere Spannungen zu beseitigen. Unterhalb 910ºC, d. h. unterhalb des Ac&sub3;-Punktes, oder oberhalb 1000ºC kann jedoch die Gleichmäßigkeit der Kristallkörner in der Dickendimension des Blechs nicht aufrechterhalten werden, weshalb für die Normalisierungstemperatur ein Bereich von 910 bis 1000ºC vorgeschrieben worden ist. Die bei Grobblechen mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr angewandte Dehydrierungs- Wärmebehandlung kann auch zum Glühen oder zum Normalisierungsglühen verwendet werden.
Als nächstes wird das erfindungsgemäße Verfahren B beschrieben. Die Bestandteile des Stahls beim Verfahren B sind die gleichen wie beim Verfahren A. Beim Verfahren B wurden die wiedererwärmten γ-Körner durch Erwärmen des Blechs auf eine relativ niedrige Temperatur über die gesamte Blechdicke orientiert, und ein zusätzliches leichtes Walzen bei 800ºC begünstigte das Komwachstum. Als Ergebnis erhielt man leicht vergröberte Körner von einheitlicher Größe über die gesamte Blechdicke. Die durch das leichte Walzen bei oder unter 800ºC entstandene Kristalltextur bewirkt eine Orientierung der Elementarbereiche und erleichtert die Verschiebung von Elementarbereichsgrenzen, wodurch die magnetischen Eigenschaften verbessert werden.
Fig. 5 zeigt die Beziehung zwischen dem Reduktionsgrad bei einer Temperatur bis zu 800ºC und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m bzw. der Schwankung der magnetischen Flußdichte in Richtung der Blechdicke in (1,5 Si - 0,06 Mn - 1,2 Al)-Stahl. Ein Reduktionsgrad von 10 bis 35 Prozent ergibt eine hohe magnetische Flußdichte, die über die gesamte Blechdicke gleichmäßig ist.
Hinsichtlich der Auswirkung von Hohlraumdefekten wurde festgestellt, daß eine starke Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften auftrat, wenn die Größe der Hohlraumdefekte 100 µm oder mehr betrug. Außerdem wurde festgestellt, daß ein Walzformfaktor A von 0,6 oder mehr erforderlich ist, um derartige schädliche Hohlraumdefekte mit einer Größe von 100 µm oder mehr zu beseitigen.
Der Stahl wird vor dem Walzen auf eine Temperatur von bis zu 1150ºC erwärmt. Ein Überschreiten dieser Temperatur verursacht eine große Korngrößenschwankung der wiedererwärmten γ-Körner in Dickenrichtung, die nach Beendigung des Walzens bestehen bleibt und zu einer Ungleichmäßigkeit der Körner führt. Eine Erwärmungstemperatur von weniger als 950ºC führt zur Erhöhung des Formänderungswiderstands beim Walzen und der Walziast, die angewandt wird, um einen hohen Walzformfaktor zur Beseitigung von Hohlraumdefekten zu erzielen, wie weiter unten beschrieben wird, daher der untere Grenzwert von 950ºC.
Was das Warmwalzen betrifft, so führt der Erstarrungsprozeß immer zu Hohlraumdefekten, wobei allerdings die Größe der Defekte variieren kann. Zur Beseitigung derartiger Hohlraumdefekte muß eine Walzung ausgeführt werden; daher spielt das Warmwalzen eine wichtige Rolle. Ein wirksames Mittel ist die Erhöhung des Verformungsgrades pro Warmwalzdurchgang bei 800ºC oder darüber, so daß sich die Verformung bis zum Kern des Stahlblechs erstreckt. Insbesondere die Anwendung einer Walzung mit hohem Formfaktor, die mindestens einen Durchgang mit einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 ein schließt, so daß die Größe von Hohlraumdefekten nicht mehr als 100 µm beträgt, fördert die Erzielung wünschenswerter magnetischer Eigenschaften. Die Beseitigung von Hohlraumdefekten beim Walzprozeß durch Anwendung dieser Walzung mit hohem Formfaktor führt zu einer deutlichen Erhöhung der Dehydrierungsleistung in der nachfolgenden Dehydrierungs-Wärmebehandlung. Der Grund für die Anwendung einer Walzung mit hohem Formf aktor bei einer Erwärmungstemperatur von mindestens 800ºC ist, daß bei einer Temperatur unterhalb 800ºC der Formänderungswiderstand des Stahls beim Walzen und die Belastung des Walzwerks erhöht werden.
Ein daran anschließendes leichtes Walzen bei einer Temperatur von bis zu 800ºC dient dazu, ein gleichmäßiges Kornwachstum über die gesamte Blechdicke zu erzielen, und die resultierende Kristalltextur liefert eine Ausrichtung der Elementarbereiche, welche die Verschiebung der Elementarbereichsgrenzen in einem schwachen Magnetfeld erleichtert und die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die gesamte Blechdicke verbessert.
Wie in Fig. 5 dargestellt, ist ein Reduktionsgrad von mindestens 10 Prozent bei bis zu 800ºC erforderlich, um eine Erhöhung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erreichen, weshalb ein unterer Grenzwert von 10 Prozent vorgeschrieben ist. Ein Reduktionsgrad von 35 Prozent bei bis zu 800ºC ist als oberer Grenzwert vorgeschrieben, da ein Reduktionsgrad über 35 Prozent zu einer starken Zunahme der Schwankung der magnetischen Eigenschaften in Dickenrichtung führt.
Nach dem Warmwalzen wird bei Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung angewandt, um die Korngröße zu vergröbern und innere Spannungen zu beseitigen. Die Dehydrierungs-Wärmebehandlung und die Normalisierung, falls erforderlich, beruhen auf den für den Prozeß A dargelegten Verfahren.
Da Wasserstoff in einem Stahlblech mit einer Dicke von weniger als 50 mm leicht dispergiert, ist für ein derartiges Blech nur eine Glühung oder Normalisierung, jedoch keine Dehydrierungs-Wärmebehandlung erforderlich. Diese Verfahren beruhen auf den für den Prozeß A dargelegten Verfahren.
Wie oben beschrieben, werden nach der vorliegenden Erfindung definierte Grenzwerte für die Bestandteile verwendet, um Stahlgrobblechen gleichmäßige, gute magnetische Eigenschaften zu verleihen, die ihren Einsatz in Strukturen ermöglichen, in denen durch Gleichstrommagnetisierung erzeugte magnetische Eigenschaften genutzt werden. Außerdem werden bei dem Herstellungsverfahren Grenzwerte für die Bestandteile zu sammen mit der Regulierung der Korngröße nach dem Warmwalzen und der Dehydrierungs-Wärmebehandlung angewandt, die das Herstellungsverfahren sehr wirtschaftlich machen.

Beispiel 1

In Tabelle 1 sind die Herstellungsbedingungen, die Ferritkorngröße und die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld aufgeführt. Die Stähle 1 bis 10 sind erfindungsgemäße Stähle, und die Stähle 11 bis 30 sind Vergleichsstähle.
Die Stähle 1 bis 5, die auf eine Dicke von 100 mm fertiggewalzt wurden und eine grobe, gleichmäßige Körnung hatten, zeigten gute magnetische Eigenschaften. Im Vergleich zum Stahl 1 zeigten der Stahl 2 mit niedrigerem Kohlenstoffgehalt, die Stähle 3 und 4 mit niedrigerem Mangangehalt und der Stahl 5 mit niedrigerem Aluminiumgehalt bessere magnetische Eigenschaften. Die Stähle 6 bis 8 mit einer Enddicke von 500 mm, der Stahl 9 mit einer Enddicke von 40 mm und der Stahl 10 mit einer Enddicke von 20 mm hatten jeweils eine grobe, gleichmäßige Körnung und zeigten gute magnetische Eigenschaften.
Als Ergebnis der Überschreitung des oberen Grenzwertes für Kohlenstoff im Stahl 11, der Unterschreitung des unteren Grenzwerts für Silizium im Stahl 12, der Überschreitung des oberen Grenzwerts für Silizium im Stahl 13, für Mangan im Stahl 14, für Schwefel im Stahl 15, für Chrom im Stahl 16, für Molybdän im Stahl 17 und für Kupfer im Stahl 18, der Unterschreitung des unteren Grenzwerts für Aluminium im Stahl 19 und der Überschreitung des oberen Grenzwerts für Aluminium im Stahl 20, für Stickstoff im Stahl 21, für Sauerstoff im Stahl 22 und für Wasserstoff im Stahl 23 hatte jeder dieser Stähle schlechtere magnetische Eigenschaften. Schlechtere magnetische Eigenschaften zeigten auch der Stahl 24 wegen der verwendeten zu niedrigen Erwärmungstemperatur, der Stahl 25 wegen der zu niedrigen Walzendtemperatur, der Stahl 26 wegen des zu niedrigen maximalen Walzformfaktors, der Stahl 27 wegen der zu niedrigen Dehydrierungstemperatur, der Stahl 28 wegen der zu niedrigen Glühtemperatur, der Stahl 29 wegen der zu hohen Normalisierungstemperatur und der Stahl 30, weil er keiner Dehydrierungs-Wärmebehandlung unterworfen wurde. Tabelle 1 chemische Zusammensetzung (Gew.-%) vorlieg. Erfindung Vergleich Tabelle 1 (Forts.) Erwärmungstemp. (ºC) Walzendtemp. (ºC) max. Walzformfaktor Dehydrierungs-Wärmebehandl.-Temp. (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungstemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (µm) Ferritkörnungs-Nr. magnet. Flußdichte bei 80 A/m (Tesla) vorlieg. Erfindung Vergleich

Beispiel 2

In Tabelle 2 sind die Herstellungsbedingungen, die Ferritkorngröße und die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld sowie die Schwankung der magnetischen Flußdichte in Dickenrichtung aufgeführt. Die Stähle 31 bis 40 sind erfindungsgemäße Stähle, und die Stähle 41 bis 49 sind Vergleichsstähle.
Die Stähle 31 bis 35 wurden auf eine Dicke von 100 mm fertiggewalzt und zeigten eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickenrichtung. Im Vergleich zum Stahl 31 zeigten der Stahl 32 mit niedrigerem Kohlenstoffgehalt, die Stähle 33 und 34 mit niedrigerem Mangangehalt und der Stahl 35 mit niedrigerem Aluminiumgehalt bessere magnetische Eigenschaften. Die Stähle 36 bis 38 mit einer Enddicke von 500 mm, der Stahl 39 mit einer Enddicke von 40 mm und der Stahl 40 mit einer Enddicke von 6 mm zeigten jeweils eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in Dickenrichtung.
Wegen der verwendeten zu hohen Erwärmungstemperatur zeigte der Stahl 41 eine starke Schwankung der magnetischen Flußdichte in Dickenrichtung. Der Stahl 42 zeigte eine niedrige magnetische Flußdichte, gleichfalls mit einer starken Schwankung in Dickenrichtung, wegen einer zu niedrigen Walzendtemperatur, die zu einem kleinen maximalen Walzformfaktor führte. Der Stahl 43 zeigte als Ergebnis eines Reduktionsgrades bei bis zu 800ºC, der unter dem unteren Grenzwert lag, eine niedrige magnetische Flußdichte, während der Stahl 44 als Ergebnis eines Reduktionsgrades bei bis zu 800ºC, der über dem oberen Grenzwert lag, eine starke Schwankung der magnetischen Flußdichte in Dickenrichtung zeigte. Eine niedrige magnetische Flußdichte und eine starke Schwankung der magnetischen Flußdichte in Dickenrichtung ergaben sich beim Stahl 45 wegen des zu niedrigen maximalen Walzformfaktors, beim Stahl 46 wegen der zu niedrigen Dehydrierungstemperatur, beim Stahl 47 wegen der zu niedrigen Glühtemperatur, beim Stahl 48 wegen der zu hohen Normalisierungstemperatur und beim Stahl 49, da dieser keiner Dehydrierungs-Wärmebehandlung unterworfen wurde. Tabelle 2 chemische Zusammensetzung (Gew.-%) vorleig. Erfindung Vergleich Tabelle 2 (Forts.) Erwärmungstemp. (ºC) Walzendtemp. (ºC) max. Walzformfaktor Dehydrierungs-Wärmebehandl.-Temp. (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungstemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (µm) Ferritkörnungs-Nr. magnet. Flußdichte bei 80 A/m (Tesla) Schwankung der magn. Flußdichte in Dickenrichtung (%)* vorlieg. Erfindung Vergleich * bezeichnet die Schwankungen des Wertes, gemessen 5 mm unter der Oberfläche, bei 1/4 Dicke, bei 1/2 Dicke

Claims

1. Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Elektrostahibleche mit hoher magnetischer Flußdichte&sub1; mit den folgenden Schritten:

Herstellen einer Stahlbramme mit bis zu 0,01 Gew.-% Kohlenstoff, 0,10 bis 3,5 Gew.-% Silizium, bis zu 0,20 Gew.-% Mangan, bis zu 0,010 Gew.-% Schwefel, bis zu 0,05 Gew.-% Chrom, bis zu 0,01 Gew.-% Molybdän, bis zu 0,01 Gew.-% Kupfer, 0,10 bis 3,0 Gew.-% Aluminium, bis zu 0,004 Gew.-% Stickstoff, bis zu 0,005 Gew.-% Sauerstoff und bis zu 0,0002 Gew.-% Wasserstoff, wobei der Rest, von Verunreinigungen abgesehen, aus Eisen besteht; wobei Al-Gehalte kleiner oder gleich 0,40 Gew.- % ausgeschlossen sind;

Wiedererwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 950 bis 1300ºC;

mindestens einmaliges Warmwalzen der Bramme mit einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 bei einer Walzendtemperatur von mindestens 800ºC;

Dehydrierungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 750ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr;

Glühen bei einer Temperatur von 700 bis 950ºC, falls erforderlich;

Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC für warmgewalztes Stahlblech mit einer Blechdicke von weniger als 50 mm;

wodurch dem Stahl eine magnetische Flußdichte von 0,8 Tesla oder mehr bei einem Magnetfeld von 80 A/m erteilt wird;

wobei das Warmwalzen unter Verwendung eines Walzwerks mit einem Radius R (mm) ausgeführt wird, und wobei das Stahlblech auf der Eintrittsseite eine Dicke von hi (mm) und auf der Austrittsseite eine Blechdicke von h&sub0; (mm) aufweist, welche in der folgenden Beziehung zum Walzformfaktor A der Warmwalzung stehen:

A (2 [R (hi - h&sub0;)])/(hi + h&sub0;)

2. Verfahren nach Anspruch 1, das die folgenden Schritte aufweist: Wiedererwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 1150 bis 1300ºC und mindestens einmaliges Warmwalzen der Bramme mit einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 bei einer Walzendtemperatur von mindestens 900ºC.

3. Verfahren nach Anspruch 2, das die folgenden Schritte aufweist: Dehydrierungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 750ºC und normalisierendes Glühen bei einer Temperatur zwischen 910 und 1000ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr, und normalisierendes Glühen bei einer Temperatur zwischen 910 und 1000ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von weniger als 50 mm.

4. Verfahren nach Anspruch 1, das die folgenden Schritte einschließt:

Wiedererwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 950 bis 1150ºC;

Warmwalzen mit einem Reduktionsgrad von 10 bis 35 Prozent bei bis zu 800ºC.

5. Verfahren nach Anspruch 4, das die folgenden Schritte aufweist: Dehydrierungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 750ºC und normalisierendes Glühen bei einer Temperatur zwischen 910 und 1000ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr, und normalisierendes Glühen bei einer Temperatur zwischen 910 und 1000ºC für Stahlblech mit einer Blechdicke von weniger als 50 mm.