DE69128789T3 - Verfahren zum Herstellen von normalen kornorientierten Siliziumstahlblechen ohne Warmbandglühen - Google Patents

Description

Gebiet der Erfindung
• Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl einer Stärke von 18 mils (0,45 mm) bis 7 mils (0,18 mm) ohne das Glühen des Warmwalzbandes, und auf ein solches Verfahren, bei dem nach dem ersten Kaltwalzen ein Zwischenglühen mit einer sehr kurzen Durchwärmzeit und ein in zwei Phasen ablaufender, temperaturgesteuerter Kühlzyklus zur Steuerung der Karbidausfällung erfolgen.
Stand der Technik
• Die Lehren der vorliegenden Erfindung beziehen sich auf einen Siliziumstahl mit der Orientierung eines auf der Kante liegenden Würfels mit einem Miller-Index von (110) [001]. Solche Siliziumstähle bezeichnet man im allgemeinen als kornorientierte Siliziumstähle. Diese werden in zwei Grundkategorien eingeteilt: regulär-kornorientierte Siliziumstähle und kornorientierte Siliziumstähle hoher Permeabilität. In regulär-kornorientiertem Siliziumstahl, der im allgemeinen bei 796 A/m eine Durchlässigkeit von weniger als 1870 aufweist, dienen vor allem Mangan und Schwefel (und/oder Selen) als Kornwachstumsinhibitoren. Bei Siliziumstahl hoher Permeabilität, der eine Durchlässigkeit von mehr als 1870 aufweist, dienen neben oder anstelle von Mangansulfiden und/oder Manganseleniden Aluminiumnitride, Bornitride oder andere im Stand der Technik bekannte Substanzen als Kornwachstumsinhibitoren. Die Lehren der vorliegenden Erfindung beziehen sich auf regulär-kornorientierten Siliziumstahl.
• Die herkömmliche Bearbeitung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl umfaßt die Herstellung einer Siliziumstahlschmelze in einer herkömmlichen Anlage, das Frischen und das Gießen des Siliziumstahls in Gußblöcke oder Stranggußbrammen. Der gegossene Siliziumstahl enthält vorzugsweise weniger als 0,1 Gew.-% Kohlenstoff, 0,025 bis 0,25 Gew.-% Mangan, 0,01 bis 0,035 Gew.-% Schwefel und/oder Selen, 2,5 bis 4,0 Gew.-% Silizium, wobei der angestrebte Siliziumgehalt bei etwa 3,15 Gew.-% liegt, weniger als 50 ppm Stickstoff, eine Aluminiumgesamtmenge von weniger als 100 ppm und zum Rest im wesentlichen Eisen. Falls gewünscht, können Bor und/oder Kupfer zugesetzt werden.
• Wird der Stahl in Gußblöcke gegossen, wird er (durch Warmwalzen) zu Brammen verwalzt oder direkt aus den Gußblöcken zu Bandstahl. Beim Strangguß können die Brammen wie im US-Patent 4,718,951 angegeben vorgewalzt werden. Im Falle einer großtechnischen Entwicklung würde man beim Bandstahlguß ebenfalls von dem erfindungsgemäßen Verfahren profitieren. Der Bandstahl wird bei 2550º F (1400ºC) auf die Stärke eines Warmwalzbandes verwalzt, das dann bei etwa 1850º F (1010ºC) und einer Durchwärmzeit von etwa 30 Sekunden geglüht und mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Danach wird das Material auf eine Zwischenstärke kaltgewalzt, bei einer Temperatur von etwa 1740º F (950ºC) und einer Durchwärmzeit von 30 Sekunden zwischengeglüht und mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Nach dem Zwischenglühen wird der Siliziumstahl auf seine endgültige Stärke kaltgewalzt und dann zum Zwecke der Umkristallisation des Stahls auf herkömmliche Weise entkohlt, damit der Kohlenstoffgehalt auf ein alterungsbeständiges Niveau sinkt und ein Fayalit-Oberflächenoxid entsteht. Das Entkohlen erfolgt normalerweise bei einer Temperatur von 1525º F bis 1550º F (830ºC bis 845ºC) in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre und innerhalb eines Zeitraums, der ausreicht, um den Kohlenstoffgehalt auf etwa 0,003% oder weniger zu senken. Danach wird der Siliziumstahl mit einem Glühtrennmittel wie z. B. Magnesiumoxid überzogen und bei einer Temperatur von etwa 2200º F (1200ºC) 24 Stunden lang kastengeglüht. Dabei erfolgt die Nachkristallisation. Durch Reaktion der Fayalitschicht mit dem Trennmittelüberzug entsteht ein Forsterit- oder Textilglasüberzug.
• In den US-Patenten Nr. 4,202,711, 3,764,406 und 3,843,422 sind typische Verfahren zur Herstellung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl (mit der Orientierung eines auf der Kante liegenden Würfels) beschrieben.
• Die vorliegende Erfindung basiert auf der Erkenntnis, daß bei erfindungsgemäßem Zwischenglühen und Abkühlen des Warmwalzbandes das Glühen desselben bei der oben beschriebenen herkömmlichen Verfahrensweise entfallen kann. Das erfindungsgemäße Zwischenglühen und Abkühlen erfolgt während einer sehr kurzen Durchwärmzeit, vorzugsweise bei niedrigeren Temperaturen, in Verbindung mit einem temperaturgesteuerten, in zwei Phasen ablaufenden Kühlzyklus, wie später im Detail beschrieben wird.
• Die Lehren der vorliegenden Erfindung bieten eine Reihe von Vorteilen gegenüber dem Stand der Technik. Die bei allen Endstärken im oben genannten Bereich erzielte Magnetqualität ist der auf herkömmlichem Wege erreichbaren zumindest ebenbürtig, häufig sogar überlegen, und außerdem oft beständiger. Gemäß den Lehren der vorliegenden Erfindung wird der Glühzyklus um 20% oder mehr verkürzt, was die Kapazität der Fertigungsstraße steigert. Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht es zum ersten Mal, regulär-kornorientierten Siliziumstahl geringer Stärke, typischerweise 9 mils (0,23 mm) bis 7 mils (0,18 mm), mit guten magnetischen Eigenschaften herzustellen, ohne das Warmwalzband, nachdem es zu demselben heißgewalzt worden ist, zu glühen. Auf diese Weise läßt sich regulär-kornorientierter Siliziumstahl geringer Stärke herstellen, bei dem kein Glühen des Warmwalzbandes erforderlich ist. Die niedrigen Temperaturen beim erfindungsgemäßen Zwischenglühen erhöhen die mechanische Festigkeit des Siliziumstahls während des Glühens, was zuvor bei hohen Glühtemperaturen kaum der Fall war.
• Das europäische Patent 0047129 lehrt die schnelle Abkühlung von 1300º F auf 400º F (705ºC auf 205ºC) bei der Herstellung von Elektrostahl hoher Permeabilität. Durch dieses schnelle Abkühlen lassen sich Endprodukte mit einer geringeren Sekundärkorngröße erzielen. Das US-Patent 4,517,932 lehrt zur Aufbereitung des Karbids bei der Herstellung von Elektrostahl hoher Durchlässigkeit die schnelle Abkühlung und einen gesteuerten Kohlenstoffverlust beim Zwischenglühen einschließlich einer Vergütungsbehandlung bei 200º F bis 400º F (95ºC bis 205ºC) während 10 bis 60 Sekunden.
• Um Siliziumstahl hoher Permeabilität herzustellen, werden in diesen Verfahren sehr niedrige Temperaturen eingesetzt und der Zwischenglühzyklus, gefolgt von einer schnellen Abkühlung von 1300º F (705ºC) und einer Vergütungsbehandlung zur Aufbereitung der Karbidausfällung, ist mit einer Durchwärmzeit von 120 Sekunden bei 1600º F (870ºC) relativ lang. Es hat sich jedoch herausgestellt, daß die schnelle Abkühlung beim erfindungsgemäßen Zwischenglühen von etwa 1150º F (620º C) oder mehr infolge der Bildung von Martensit, der die Härte erhöht und die mechanischen Eigenschaften für das nachfolgende Kaltwalzen verschlechtert, zu Endprodukten mit herabgesetzter Magnetqualität führt.
• Bei dem zuvor genannten US-Patent 4,517,032 erfolgt nach der schnellen Abkühlung eine Vergütungsbehandlung bei niedriger Temperatur. Es hat sich herausgestellt, daß diese Vorgehensweise bei regulär-kornorientierten Materialien zu einer Zunahme der Sekundärkorngröße und einer Verschlechterung der Magnetqualität des Endprodukts führt, da sie die Ausfällung von feinem Eisenkarbid behindert. Um eine geeignete Eisenkarbidlösung zu bilden, ohne daß eine zweite Phase entsteht, die aus der Mikrostruktur entfernt werden muß, könnte zur Vermeidung einer Austenitbildung ein Niedertemperaturglühen bei etwa 1640º F (895ºC) oder weniger erfolgen. Bei diesem Verfahren sind jedoch zur Bildung einer Karbidlösung wesentlich längere Glühzeiten erforderlich. Ein solches Verfahren würde eine direkte schnelle Abkühlung von der Durchwärmtemperatur ohne den erfindungsgemäßen Zwei-Phasen-Kühlzyklus erlauben.
• Das US-Patent 4,478,653 lehrt, daß sich bei einer höheren Zwischenglühtemperatur regulär-kornorientierter Siliziumstahl einer Stärke von 9 mil (0,23 mm) ohne Glühen des Warmwalzbandes herstellen läßt. Es hat sich jedoch herausgestellt, daß die Magnetqualität bei einem gemäß diesem Patent hergestellten regulär-kornorientierten, 9 mil (0,23 mm) dicken Siliziumstahl stärker schwankt, als wenn eine Verfahrensweise zum Einsatz kommt, bei dem das Warmwalzband geglüht wird. Außerdem hat sich herausgestellt, daß das in diesem Patent gelehrte Verfahren, bei dem das Warmwalzband nicht geglüht wird und das Zwischenglühen bei hohen Temperaturen erfolgt, bei geringeren Stärken von 9 mils (0,23 mm) oder weniger im Vergleich zu dem oben genannten Verfahren, bei dem das Warmwalzband geglüht wird, im allgemeinen zu einer schlechten Magnetqualität führt. Schließlich resultiert die im US-Patent 4,478,653 beschriebene sehr hohe Zwischenglühtemperatur in einer herabgesetzten mechanischen Festigkeit des Siliziumstahls, was seine Bearbeitung noch schwieriger macht.
• In der US-A-3929522 ist eine erste, langsame Abkühlphase und eine zweite, schnelle Abkühlphase offenbart, wobei die zweite Phase durch Abschrecken mit Wasser erfolgt und wobei die zweite Phase einen Siliziumstahl hoher Permeabilität ergibt.
Beschreibung der Erfindung
• Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zur Herstellung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl mit einer Stärke im Bereich von 18 mils (0,45 mm) bis 7 mils (0,18 mm) zur Verfügung gestellt, das folgende Schritte umfaßt: Die Bereitstellung eines Siliziumstahls, der aus weniger als 0,1 Gew.-% Kohlenstoff, 0,025 bis 0,25 Gew.-% Mangan, 0,01 bis 0,035 Gew.-% Schwefel und/oder Selen, 2,5 bis 4,0 Gew.-% Silizium, insgesamt weniger als 100 ppm Aluminium, weniger als 50 ppm Stickstoff und zum Rest aus Eisen und Verunreinigungen besteht. Bor und/oder Kupfer kann, falls gewünscht, zugesetzt werden.
• Der Siliziumstahl wird, ohne daß ein Glühen des Warmwalzbandes erfolgt, vom Warmwalzband auf eine Zwischenstärke kaltgewalzt. Der kaltgewalzte Siliziumstahl mittlerer Dicke wird bei 1650º F bis 2100º F (900ºC bis 1150ºC), vorzugsweise 1650º F bis 1700º F (900ºC bis 930ºC) während einer Durchwärmzeit von 1 bis 30 Sekunden, vorzugsweise 3 bis 8 Sekunden zwischengeglüht und nachfolgend in zwei Phasen abgekühlt. In der ersten, langsamen Kühlphase wird die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von weniger als 1500º F (835ºC) pro Minute, vorzugsweise 500º F (280ºC) bis 1050º F (585ºC) pro Minute, von der Durchwärmtemperatur auf eine Temperatur von 1000º F bis 1200º F (540ºC bis 650ºC), vorzugsweise 1100º F ± 50º F (595ºC ± 30ºC) gesenkt. In der zweiten, schnellen Kühlphase wird die Temperatur um mehr als 1500º F (835ºC) pro Minute, vorzugsweise um 2500º F bis 3500º F (1390ºC bis 1945ºC) pro Minute auf etwa 700º F (etwa 370º C) bis etwa 600º F (etwa 315ºC) gesenkt und der Stahl danach mit Wasser abgeschreckt. Nach dem Zwischenglühen wird der Siliziumstahl auf seine endgültige Stärke kaltgewalzt, entkohlt, mit einem Glühtrennmittel überzogen und zum Zwecke der Nachkristallisation endgeglüht.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
• Bei der Abbildung handelt es sich um ein Diagramm, das den Zwischenglühzeit/-temperaturzyklus der vorliegenden Erfindung und eines für den Stand der Technik typischen Zwischenglühprozesses darstellt.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
• Bei der praktischen Ausführung der vorliegenden Erfindung verfährt man bei dem regulär-kornorientierten Siliziumstahl auf herkömmliche Weise und genau wie oben beschrieben. Es gibt jedoch zwei Ausnahmen: Die erste ist, daß das Warmwalzband nicht geglüht wird. Die zweite Ausnahme ist das erfindungsgemäße Zwischenglühen und Abkühlen nach der ersten Kaltwalzphase.
• Das als "Warmwalzband" bezeichnete Ausgangsmaterial läßt sich zu diesem Zweck mit einer Reihe von im Stand der Technik bekannten Verfahren herstellen, z. B. durch Blockguß/Strangguß und Warmwalzen oder Bandstahlguß. Der Walzzunder des Warmwalzbandes aus Siliziumstahl wird entfernt, doch es erfolgt kein Glühen des Warmwalzbandes vor der ersten Kaltwalzphase.
• Nach dem ersten Kaltwalzen wird der Siliziumstahl gemäß den Lehren der vorliegenden Erfindung zwischengeglüht. Diesbezüglich wird auf die Abbildung, eine schematische Darstellung des erfindungsgemäßen Zwischenglühzeit-/-temperaturzyklus, verwiesen. Die gestrichelte Linie in der Abbildung stellt den Zeit-/Temperaturzyklus eines für den Stand der Technik typischen Zwischenglühprozesses dar.
• Ein Hauptvorstoß der vorliegenden Erfindung ist die Erkenntnis, daß das Zwischenglühen und der Kühlzyklus so eingestellt werden können, daß eine feine Karbiddispersion entsteht. Die Verfeinerung des Karbids ermöglicht die Herstellung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl mit einem unterschiedlich großen Anteil an geschmolzenem Kohlenstoff, bei dem das Endprodukt selbst bei Endstärken von 7 mils (0,18 mm) und weniger gute und beständige Magneteigenschaften besitzt, ohne daß das Glühen des Warmwalzbandes notwendig wäre.
• Während der Erwärmungsphase des Zwischenglühens kommt es bei etwa 1250º F (675ºC) rund 20 Sekunden nach Einführung in den Ofen zur Umkristallisation. Danach findet ein normales Kornwachstum statt. In der Abbildung ist der Beginn der Umkristallisation mit "0" gekennzeichnet. Bei einer Temperatur über etwa 1280º F (690ºC) beginnen sich die Karbide zu lösen (in der Abbildung durch "A" gekennzeichnet). Dieser Prozeß schreitet voran und läuft mit steigender Temperatur immer schneller ab. Bei einer Temperatur über etwa 1650º F (900ºC) wird ein kleiner Teil des Ferrits zu Austenit. Dies wiederum sorgt für eine schnellere Lösung des Kohlenstoffs und beschränkt das normale Kornwachstum, wodurch die Zwischenglühkorngröße festgesetzt wird. Die im Stand der Technik bekannte Zwischenglühmethode findet bei einer Durchwärmtemperatur von etwa 1740º F (950ºC) während 25 bis 30 Sekunden statt. Das erfindungsgemäße Zwischenglühen findet während einer Durchwärmzeit von etwa 1 bis 30 Sekunden, vorzugsweise etwa 3 bis 8 Sekunden statt. Die Durchwärmtemperatur ist hierbei nicht ausschlaggebend. Das Durchwärmen kann bei einer Temperatur von 1650º F (900ºC) bis 2100º F (1150ºC) stattfinden. Vorzugsweise erfolgt es bei einer Temperatur von 1650º F (900ºC) bis 1700º F (930ºC), ganz bevorzugt bei etwa 1680º F (915ºC). Die kürzere Durchwärmzeit und die niedrigere Durchwärmtemperatur werden bevorzugt, da sich dann weniger Austenit bildet. Außerdem ist der Austenit, der an den Korngrenzen des ursprünglichen Ferrits in Form von dispergierten Inseln vorliegt, feiner, so daß er leichter zu Ferrit abgebaut werden kann, wobei der Kohlenstoff als Mischkristall vorliegt, so daß danach feines Eisenkarbid ausfällt. Eine höhere Durchwärmtemperatur bzw. eine längere Durchwärmzeit führt zu einer Vergrößerung der Austenitinseln, die sich im Vergleich zu der ursprünglichen Ferritmatrix schnell mit Kohlenstoff anreichern. Das Wachstum des Austenits und seine Anreicherung mit Kohlenstoff verhindern seinen Abbau während des Abkühlens. Die gewünschte, im Ofen entstehende Struktur ist eine umkristallisierte Ferritmatrix, in der weniger als etwa 5% Austenit gleichmäßig in Form kleiner Inseln verteilt vorliegen. Am Ende des Glühvorgangs liegt der Kohlenstoff als Mischkristall vor und kann während des Abkühlens ausfallen. Der Hauptgrund für die Neufestsetzung von Zwischenglühzeit und -temperatur ist die Steuerung des Wachstums der Austenitinseln. Infolge der niedrigeren Temperatur wird die Gleichgewichtsvolumenfraktion des sich bildenden Austenits reduziert. Die kürzere Durchwärmzeit verringert die Kohlenstoffdiffusion und hemmt so das Wachstum und eine übermäßige Anreicherung des Austenits. Infolge der niedrigeren Temperatur des Bandstahls, der verringerten Volumenfraktion und der feineren Morphologie des Austenits kann dieser während des Kühlzyklus leichter abgebaut werden.
• Unmittelbar nach dem Durchwärmen beginnt der Kühlzyklus. Der erfindungsgemäße Kühlzyklus besteht aus zwei Phasen. In der ersten, langsamen Abkühlphase (Durchwärmtemperatur bis Punkt "E" in der Abbildung) wird die Temperatur von der Durchwärmtemperatur auf eine Temperatur von 1000º F (540ºC) bis 1200º F (650ºC), vorzugsweise 1100º F ± 50º F (595ºC ± 30ºC) gesenkt. In dieser ersten, langsamen Abkühlungsphase wird der Austenit zu kohlenstoffgesättigtem Ferrit abgebaut. Unter Gleichgewichtsbedingungen geschieht dies bei Temperaturen zwischen 1650º F (900ºC) und 1420º F (770ºC). Die Kinetik des Kühlvorganges ist jedoch so beschaffen, daß der Austenitabbau erst richtig im mittleren Bereich bei 1500º F (815ºC) beginnt und bis kurz unter 1100º F (595ºC) fortschreitet.
• Wenn der Austenit in der ersten Kühlphase nicht abgebaut wird, führt dies zur Bildung von Martensit und/oder Perlit. Martensit bewirkt, wenn er vorliegt, eine Zunahme der Sekundärkorngröße und eine Verschlechterung der Qualität der (110) [001]-Orientierung. Seine Gegenwart beeinträchtigt die Energiespeicherung in der zweiten Kaltwalzphase, was zu einer minderwertigeren und uneinheitlicheren Magnetqualität des Siliziumstahl-Endprodukts führt. Schließlich werden durch Martensit auch die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflußt, insbesondere die Kaltwalzeigenschaften. Perlit hat zwar weniger negative Auswirkungen, bindet Kohlenstoff jedoch ebenfalls in nicht gewünschter Form.
• Wie oben angegeben beginnt der Austenitabbau in der Abbildung etwa bei Punkt "C" und endet etwa bei Punkt "E". Bei Punkt "D" fällt allmählich feines Eisenkarbid aus dem kohlenstoffgesättigten Ferrit aus. Unter Gleichgewichtsbedingungen beginnen Karbide aus kohlenstoffgesättigtem Ferrit bei Temperaturen unter 1280º F (690ºC) auszufallen. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren ist jedoch eine weitere Absenkung der Temperatur notwendig, damit die Ausfällung beginnt, was erst richtig bei etwa 1200º F (650ºC) geschieht. Es ist zu beachten, daß der Abbau von Austenit zu kohlenstoffgesättigtem Ferrit und die Karbidausfällung aus dem Ferrit sich leicht überschneiden. Das Karbid liegt in zwei Formen vor, nämlich als intergranularer Film und als feiner intragranularer Niederschlag. Der intergranulare Film fällt bei Temperaturen über etwa 1060º F (570ºC) aus, der intragranulare Niederschlag bei Temperaturen unter etwa 1060º F (570ºC). In der ersten, langsamen Kühlphase (Punkt "C" bis Punkt "E" in der Abbildung) wird die Temperatur um weniger als 1500º F (835ºC) pro Minute, vorzugsweise um 500º F bis 1050º F (280º C bis 585ºC) pro Minute gesenkt.
• Die zweite, schnelle Phase des Kühlzyklus findet in der Abbildung zwischen Punkt "E" und Punkt "G" statt, also zwischen 1000º F und 600º F (540ºC und 315ºC), wo der Bandstahl zum Abschluß der schnellen Kühlphase mit Wasser abgeschreckt werden kann. Der Bandstahl hat nach dem Abschrecken mit Wasser eine Temperatur von 150º F (65ºC) oder weniger, was in der Abbildung als Raumtemperatur angegeben ist (75º F oder 25ºC). Während der zweiten Kühlphase beträgt die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise 2500º F bis 3500º F (1390ºC bis 1945ºC) pro Minute und ganz bevorzugt mehr als 3000º F (1665ºC) pro Minute. Dadurch wird sichergestellt, daß feines Eisenkarbid ausfällt.
• Aus den obigen Ausführungen wird ersichtlich, daß zum Erhalt der gewünschten Mikrostruktur der gesamte erfindungsgemäße Zyklus aus Zwischenglühen und Kühlen sowie eine genaue Steuerung unerläßlich sind. Ein für den Stand der Technik typischer Zyklus dauert mindestens 3 Minuten (siehe Abbildung) und wird mit einem Wasserbad (nicht dargestellt) beendet, wobei der Bandstahl mit einer Geschwindigkeit von etwa 220 Feet in der Minute (57 Meter in der Minute) läuft. Der erfindungsgemäße Zwischenglühzyklus dauert etwa 2 Minuten und 10 Sekunden, was eine Geschwindigkeit von etwa 260 Feet in der Minute (80 Meter in der Minute) ermöglicht. Es ist also zu beachten, daß bei Anwendung des erfindungsgemäßen Glühzyklus die Fertigungsstraße produktiver arbeiten kann. Ein Vergüten nach dem Glühen ist weder vonnöten noch erwünscht, da sich herausgestellt hat, daß dies zu einer Zunahme der Sekundärkorngröße führt, was wiederum die magnetische Qualität des Siliziumstahl-Endprodukts verschlechtert.
• Dem Zwischenglühen folgt die zweite Kaltwalzphase, in der der Siliziumstahl auf die gewünschte endgültige Stärke reduziert wird. Danach wird der Siliziumstahl entkohlt, mit einem Glühtrennmittel überzogen und zum Zwecke der Nachkristallisation endgeglüht.
• Im Werk wurden zwei regulär-kornorientierte Siliziumstahlschmelzen mit einem angestrebten Siliziumgehalt von 3,15% bearbeitet. Die chemische Zusammensetzung dieser beiden Chargen (in Gew.-%) ist nachfolgend in Tabelle I dargestellt. Tabelle I
• Dabei erfolgte kein Glühen des Warmwalzbandes und beide Chargen wurden getrennt auf eine Endstärke von 11 mils (0,28 mm), 9 mils (0,23 mm) und 7 mils (0,18 mm) gebracht, wobei es bei den 7, 9 und 11 mil (0,18 mm, 0,23 mm und 0,28 mm) dicken Materialien jeweils drei verschiedene Zwischenstärken gab. Sie sind nachfolgend in Tabelle II dargestellt. Tabelle II
• Im Stand der Technik liegen die angestrebten Zwischenstärken bei Materialien einer Endstärke von 7 mil (0,18 mm), 9 mil (0,23 mm) und 11 mil (0,28 mm) standardmäßig bei 0,021 Inch (0,53 mm), 0,023 Inch (0,58 mm) bzw. 0,024 Inch (0,61 mm) angestrebt. Die Siliziumstähle wurden erfindungsgemäß zwischengeglüht und dem Kühlzyklus unterzogen. Zu diesem Zweck wurden sie etwa 8 Sekunden lang bei einer Temperatur von etwa 1680º F (915ºC) durchgewärmt und danach mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 850º F bis 1200º F (470º c bis 670º C) pro Minute auf etwa 1060º F (570ºC) abgekühlt. Dann wurden sie mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 1500º F bis 2000º F (830ºC bis 1100ºC) pro Minute auf etwa 600º F (350ºC) und danach durch Abschrecken mit Wasser auf eine Temperatur von weniger als 150º F (65ºC) abgekühlt. Die Siliziumstähle wurden auf ihre endgültige Stärke kaltgewalzt, bei 1525º F (830ºC) in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre entkohlt, mit Magnesiumoxid überzogen und schließlich bei 2200º F (1200ºC) 24 Stunden lang in feuchtem Wasserstoff kastengeglüht.
• Die Durchschnittsergebnisse der beiden Chargen A und B (Vorder- und Rückseite der Coils) sind nachfolgend in Tabelle III zusammengefaßt. Tabelle III
• Gemäß den aus dem Stand der Technik bekannten Ergebnissen betrugen die angestrebten Kernverlustwerte der Materialien einer Stärke von 7 mil (0,18 mm), 9 mil (0,23 mm) und 11 mil (0,28 mm) 0,390 W/1b (0,867 W/Kg), 0,420 W/1b (0,933 W/Kg) bzw. 0,480 W/1b (1,067 W/Kg) bei 15 kGa. Es ist zu sehen, daß bei den Materialien der Stärke 7, 9 und 11 mil (0,18 mm, 0,23 mm bzw. 0,28 mm) bei den aus dem Stand der Technik bekannten Zwischenstärken jeweils eine geringe Verringerung des Kernverlusts erzielt wurde. Eine noch höhere Verringerung wurde bei größeren Zwischenstärken erzielt. Dies zeigt deutlich, daß sich die optimale Zwischenstärke mit der Übernahme des erfindungsgemäßen Zwischenglühzyklus nach oben verschoben hat. Es ist zu beachten, daß sich bei den größeren Zwischenstärken auch die H-10-Permeabilität verbessert.
• Bisher wurde die vorliegende Erfindung mit Bezug auf ihre Anwendung auf teilweise austenitische Sorten von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl beschrieben. Bei vollständig ferritischen Sorten kommt es nicht zu einer Umwandlung der Kristallstruktur von kubisch raumzentriert in kubisch flächenzentriert. Dies läßt sich aus dem Ferritstabilitätsindex bestimmen, der berechnet wird als
• FSI = 2,54 + 40,53 · (C + N) + 0,43 · (Mn + Ni) + 0,22 · Cu - 2,65 · Al - 3,95 · P - 1,26 · (Cr + Mo) - Si
• Zusammensetzungen mit einem Wert von kleiner oder gleich 0,0 sind vollständig ferritisch. Ansteigende positive Ferritstabilitätsindexwerte zeigen die Anwesenheit von ansteigenden Austenit-Volumenfraktionen an.

Claims (9)

1. Verfahren zur Herstellung von regulär-kornorientiertem Siliziumstahl einer Stärke von 7 mils bis 18 mils (0,18 bis 0,46 mm), das folgende Schritte umfaßt: Die Bereitstellung eines Warmwalzbandes aus Siliziumstahl, wobei der Siliziumstahl aus bis zu 0,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,025 bis 0,25 Gew.-% Mangan, 0,01 bis 0,035 Gew.-% Schwefel und/oder Selen, 2,5 bis 4,0 Gew.-% Silizium, weniger als 100 ppm Aluminium, weniger als 50 ppm Stickstoff, gewünschtenfalls Bor- und/oder Kupferzusätzen, und zum Rest aus Eisen und Verunreinigungen besteht, die Entfernung des Walzzunders vom Warmwalzband, falls vorhanden, das Kaltwalzen des Warmwalzbandes auf eine Zwischenstärke ohne Glühen des Warmwalzbandes, das Zwischenglühen des Materials mittlerer Stärke bei einer Durchwärmtemperatur von 1650º F (900ºC) bis 2100º F (1150ºC) und einer Durchwärmzeit von 1 Sekunde bis 30 Sekunden, das langsame Abkühlen (des Materials) von der Durchwärmtemperatur auf eine Temperatur von 1000º F (540ºC) bis 1200º F (650ºC) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von weniger als 1500º F (835ºC) pro Minute und das anschließende schnelle Abkühlen (des Materials) auf eine Temperatur von 600º F (315ºC) bis 10000 F (540ºC) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 1500º F (835ºC) pro Minute, das Abschrecken mit Wasser, das Kaltwalzen des Siliziumstahls auf die endgültige Stärke, das Entkohlen, das Beschichten des entkohlten Siliziumstahls mit einem Glühtrennmittel und das Endglühen des Siliziumstahls zum Zwecke der Nachkristallisation.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Siliziumgehalt etwa 3,15 Gew.-% beträgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Zwischenglühen während einer Durchwärmzeit von 3 bis 8 Sekunden erfolgt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Zwischenglühen bei einer Durchwärmtemperatur von 1650º F (900ºC) bis 1700º F (930ºC) erfolgt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Zwischenglühen bei einer Durchwärmtemperatur von etwa 1680º F (915ºC) erfolgt.

6. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die langsame Abkühlung bei einer Temperatur von 1100º F ± 50º F (595ºC ± 30ºC) beendet wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die langsame Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 500º F (280ºC) bis 1050º F (585ºC) pro Minute erfolgt.

8. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die schnelle Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2500º F (1390ºC) bis 3500º F (1945ºC) pro Minute erfolgt.

9. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, das folgende Schritte umfaßt: Das Zwischenglühen bei einer Durchwärmtemperatur von etwa 1680º F (915ºC) während einer Durchwärmzeit von 3 bis 8 Sekunden, das langsame Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 500º F (280ºC) bis 1050º F (585ºC) pro Minute, die Beendigung der langsamen Abkühlphase bei einer Temperatur von 1100º F ± 50º F (595ºC ± 30ºC) und das schnelle Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2500º F (1390ºC) bis 3500º F (1945ºC) pro Minute.