DE69923102T2

DE69923102T2 - Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektroblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften

Info

Publication number: DE69923102T2
Application number: DE69923102T
Authority: DE
Inventors: Tomoji Kitakyushu City Kumano; Norikazu Kitakyushu City Fujii; Katsuro Kitakyushu City Kuroki; Koji Kitakyushu City Yamasaki; Yoshifumi Kitakyushu City Ohata; Hisashi Kitakyushu City Mogi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-03-30
Filing date: 1999-03-23
Publication date: 2005-12-29
Anticipated expiration: 2019-03-24
Also published as: EP0947597B2; KR19990078406A; DE69923102D1; EP0947597B1; EP0947597A3; EP0947597A2; DE69923102T3

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten zur primären Verwendung in den Kernen elektrischer Transformatoren u. ä.
Ein allgemein bekanntes Verfahren, das zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs zum Einsatz kommt, besteht darin, die Bramme auf eine sehr hohe Temperatur zwischen 1350 °C und einem Maximum von 1450 °C zu erwärmen und die Bramme auf dieser Temperatur für eine ausreichende Periode zu halten (durchzuwärmen), um gleichmäßige Erwärmung in ihrer Gesamtheit zu gewährleisten. Dies dient dazu, MnS, AlN u. ä. in feste Lösung zu überführen, so daß sie als Inhibitoren wirken. Da dieses Verfahren aber die Erwärmung der Bramme auf eine sehr hohe Temperatur erfordert, zieht es verschiedene Probleme in der realen Produktion nach sich. Zum Beispiel verursacht (1) die durch Schmelzen der Brammenoberflächenschicht erzeugte Schlacke schwierige Probleme aus Sicht der Heizofenwartung, (2) ist die erwünschte Warmwalztemperatur schwer zu gewährleisten, und (3) ist die Ausbeute durch große Kantenrisse reduziert, die in warmgewalztem Band auftreten.
Verschiedene Technologien wurden vorgeschlagen, die darauf abzielen, die Notwendigkeit einer solchen Brammenerwärmung mit hoher Temperatur zu umgehen. Diese werden in zwei Kategorien klassifiziert.
Bei denen, die in die erste Kategorie fallen, z. B. gemäß der Lehre in der JP-A-59-56522 (Sho) sowie JP-A-5-112827 (Hei) und JP-A-9-118964 (Hei), kommt ein Verfahren zum Einsatz, das den Gebrauch von AlN als Inhibitor, eine Brammenerwärmungstemperatur unter 1280 °C und Nitrieren bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation nach Entkohlungsglühen kombiniert. Um z. B. gemäß der Lehre der JP-A-2-182866 in diesem Verfahren gute sekundäre Rekristallisation zu gewährleisten, ist es extrem wichtig, den mittleren Durchmesser primärer Rekristallisationskörner nach Entkohlungsglühen so zu steuern, daß er in einem vorgeschriebenen Bereich liegt, gewöhnlich im Bereich von 18 bis 35 μm. Da aber das für diese Steuerung gebrauchte Verfahren hauptsächlich auf der Einstellung der Temperatur beim Entkohlungsglühen beruht, variiert die Zusammensetzung der Oxidschicht nach Entkohlungsglühen zwangsläufig zusätzlich zur unvermeidlichen Schwankung in der industriellen Produktion. Seinerseits kann dies die Bildung eines Glasfilms (der Spinell enthält, dessen Hauptkomponente Forsterit ist) behindern, der durch Reaktion von MgO als Hauptkomponente mit SiO₂ auf der Oberfläche des Stahlblechs erzeugt wird. Um das Auftreten dieser Behinderung zu unterbinden, ist eine rigorose Regulierung der Bedingungen für die Glasfilmbildung, u. a. strenge Steuerung der MgO-Komponente, erforderlich. Außerdem werden die Nitrierbedingungen wegen der Variation der Zusammensetzung der beim Entkohlen gebildeten Oxidschicht unbeständig, und die resultierende Variation der Menge gebildeter Nitride kann instabile sekundäre Rekristallisation verursachen. Insbesondere ist das Verfahren gemäß der JP-A-9-118964, das eine große Mn-Menge verwendet, um den Eisenverlust des Stahlblechs durch Erhöhen seines spezifischen Widerstands zu verbessern, nicht zur großtechnischen Herstellung geeignet, da es leicht Fehler im Glasfilm produziert.
Wie z. B. in der JP-A-6-322443 gelehrt wird, verwenden die in die zweite Kategorie fallenden Verfahren Cu_xS (x = 1,8 oder 2) als Inhibitor und stellen die Brammenerwärmungstemperatur so ein, daß sie nicht höher als die Lösungstemperatur von MnS und nicht niedriger als die Lösungstemperatur von Cu_xS ist. Diese Verfahren sind dadurch gekennzeichnet, daß sie keinen zusätzlichen Prozeß wie z. B. das Nitrieren in der ersten Verfahrenskategorie erfordern. Gleichwohl ist der Gebrauch von Cu_xS als Inhibitor zum Steuern der sekundären Rekristallisation nichts Neues, und das Verfahren eignet sich nicht zur Herstellung eines hohe Permeabilität aufweisenden kornorientierten Elektrostahlblechs mit schwachem Gefüge durch Anwenden eines Dickenabnahmeverhältnisses beim Fertig kaltwalzen von über 80 % (Iron and Steel, S. 2049, Nr. 15, Vol. 70, 1984). Insbesondere ist gemäß 4 diese Technologie, die kein Nitrieren nach Entkohlungsglühen bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation beim Fertigglühen durchführt und kein AlN wirksam verwendet, nicht in der Lage, ein Produkt mit einer hohen magnetischen Flußdichte über 1,89 T großtechnisch stabil bereitzustellen. 4 zeigt die Beziehung zwischen magnetischer Flußdichte (B₈:T) und Eisenverlust (W_17/50:W/kg) einer Dicke von 0,30 mm Produkt. In 4 sind ☆ und ★ Beispiele, wenn die Erwärmungsgeschwindigkeit beim Entkohlungsglühen unter 100 °C/s bzw. über 100 °C/s lag, ♢ stellt den TGO der JP-A-6-322443 dar, und die Strichlinie verweist auf die Ergebnisse von Prüfungen im Rahmen der Erfindung und zeigt, daß die sekundäre Rekristallisation schlecht war. Vergleichsbeispiele der Erfindung sind mit O bezeichnet. Obwohl die JP-A-6-322443 die Ausscheidung von mindestens 60 % des gesamten N-Gehalts im warmgewalzten Zustand des Bands als AlN verlangt, ist zudem im Fall des warmgewalzten Bands, das die Zusammensetzung gemäß den Beispielen hat (Mn, S, Al, N) und bei einer Brammenerwärmungstemperatur in Höhe von 1270 °C erhalten wird, die gleichmäßige Ausscheidung von AlN und MnS, die Niederschläge sind, deren Löslichkeitsprodukt eine quadratische Funktion ist, großtechnisch extrem schwierig. Daher ist es unmöglich, gleichmäßige magnetische Kennwerte über die gesamte Länge des Coils zu erhalten.
Eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, die stabile und einfache Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten durch Kompensieren der Nachteile der Technologien in beiden o. g. Kategorien zu ermöglichen.
Die Erfindung ist durch die beigefügten Ansprüche beschrieben.
Im folgenden wird die Erfindung anhand der Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigen:
1 eine Darstellung der Beziehung zwischen Glasfilm-Fehlerverhältnis und Seq,
2 eine Darstellung der Beziehung zwischen magnetischer Eigenschaft und Nitriergrad im Fall einer Blechdicke von 0,23 mm,
3 eine Darstellung der Beziehung zwischen magnetischer Eigenschaft und Nitriergrad im Fall einer Blechdicke von 0,27 mm, und
4 eine Darstellung der Beziehung zwischen magnetischer Flußdichte (B₈:T) und Eisenverlust (W_17/50:W/kg) einer Dicke von 0,30 mm Produkt. Die leeren Sternchen und gefüllten Sternchen sind Beispiele, wenn die Erwärmungsgeschwindigkeit beim Entkohlungsglühen unter bzw. über 100 °C/s lag.
Im folgenden wird die Erfindung näher erläutert.
Das herausragendste Merkmal der Erfindung besteht darin, daß sie in einem Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs, das eine geringere Brammenerwärmungstemperatur als bisher aufgrund der Vermeidung von MnS als Hauptinhibitor zur sekundären Rekristallisation ermöglicht, bewirkt, daß MnS (oder MnSe), Cu_xS (oder CuSe) usw. als primäre Inhibitoren zur Steuerung des Durchmessers der primären Rekristallisationskörner fungieren, bewirkt, daß Nitride (AlN, Si₃N₄ und einzelne oder zusammengesetzte Ausscheidungen von Mn usw.), die durch Nitrieren nach Entkohlungsglühen bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation beim Fertigglühen gebildet werden, als sekundäre Inhibitoren zum Steuern der sekundären Rekristallisation fungieren, und die Herstellung des kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten ermöglicht, indem sie bewirkt, daß die beiden Arten von Inhibitoren wirksam funktionieren. Anders gesagt besteht eine Aufgabe der Erfindung darin, die Funktionsstufen von Inhibitoren metallurgisch zu trennen, die Hauptrollen bei der Herstellung des kornorientierten Elektrostahlblechs spielen, und zu veranlassen, daß jeder seine eigene Funktion unter Verwendung unterschiedlicher Stoffe erfüllt.
Bei der Herstellung des kornorientierten Elektrostahlblechs ist die Temperatur des Entkohlungsglühens, bei dem die primäre Rekristallisation stattfindet, allgemein gering, d. h. nicht höher als 930 °C. Auf dieser Stufe ist daher der starke Inhibitor unnötig, der beim Warmwalzen mit hoher Temperatur im herkömmlichen Verfahren gebildet wird. Da die Erfindung Sulfide und/oder Selenide als primäre Inhibitoren verwendet, ist die Temperaturabhängigkeit der primären Rekristallisationskörner sehr klein, weshalb die Temperatur des primären Rekristallisationsglühens (eigentlich des Entkohlungsglühens) nicht stark modifiziert zu werden braucht. Dies gewährleistet eine sehr hohe Stabilität der primären Oxidschichtzusammensetzung und der durch das nachfolgende Nitrieren gebildeten Menge von Nitriden, verringert erheblich Glasfilmfehler und beseitigt zudem Ungleichmäßigkeit der sekundären Rekristallisation, um eine stabile großtechnische Herstellung zu ermöglichen.
Um andererseits eine scharfe Goß-Orientierung zu erzeugen, die für gute magnetische Kennwerte sorgen kann, erfordert die sekundäre Rekristallisation einen Inhibitor, der durch Zugabe von Sulfiden und/oder Seleniden gegen hohe Temperaturen stabilisiert ist. In der Erfindung stellt durch das Nitrieren gebildetes AlN hauptsächlich diesen Stabilisierungseffekt bereit.
Im folgenden werden die Gründe für die Begrenzung der Gehaltsbereiche der Brammenkomponenten erläutert.
Liegt der C-Gehalt unter 0,025 %, wird das primäre Rekristallisationsgefüge ungeeignet, und liegt er über 0,10 %, wird das Stahlblech wegen schwieriger Entkohlung zur industriellen Herstellung ungeeignet.
Liegt der Si-Gehalt unter 2,5 %, kann kein gewünschter Eisenverlust erhalten werden, und liegt er über 4,0 %, wird das Stahlblech wegen des extrem schwierigen Kaltwalzens zur großtechnischen Herstellung ungeeignet.
Liegt der Mn-Gehalt unter 0,02 %, sinkt die Ausbeute, weil das warmgewalzte Band rißanfällig wird. Liegt der Mn-Gehalt über 0,20 %, kommt es zu Problemen für die Produktionsstabilität in der realen industriellen Herstellung, da die Menge von MnS und/oder MnSe bis zu dem Punkt steigt, an dem lokale Differenzen des Grads ihres festen Lösungszustands und ihrer Menge verursacht werden. S und Se kombinieren sich mit Mn und Cu, um hauptsächlich primäre Inhibitoren zu bilden. Liegt aber Seq, bei dem es sich um einen durch (S + 0,406Se) dargestellten Schwefeläquivalenzwert handelt, unter 0,008 %, wird die primäre Inhibitorstärke zu schwach, um die primäre Rekristallisation zu steuern. In diesem Fall wird die Variation des Durchmessers der primären Rekristallisationskörner mit der Temperatur beim Entkohlungsglühen so groß, daß eine Änderung der Temperatur beim Entkohlungsglühen in Abhängigkeit von der Zusammensetzung erforderlich ist. Liegt andererseits Seq über 0,050 %, wird die Inhibitorstärke zu stark, so daß es wegen unzureichender primärer Rekristallisation zu schlechter sekundärer Rekristallisation kommt.
Al kombiniert sich mit N zu AlN, das hauptsächlich als sekundärer Inhibitor wirkt. Etwas AlN wird vor Nitrieren gebildet, und etwas wird beim Hochtemperaturglühen nach Nitrieren gebildet. Ein Al-Gehalt von 0,0010 bis 0,035 % ist notwendig, um die erforderlichen Mengen von AlN sowohl vor als auch nach Nitrieren zu gewährleisten. Liegt der Al-Gehalt außerhalb dieses Bereichs, wird es schwierig, den Durchmesser der primären Rekristallisationskörner zu steuern, weshalb die sekundäre Rekristallisation nicht stabil abläuft.
Wie zuvor dargestellt wurde, verwendet die Erfindung hauptsächlich Sulfide und Selenide, um die primären Rekristallisationskörner zu steuern. Gleichwohl ist in der Bramme enthaltenes AlN auch zur Steuerung primärer Rekristallisati onskörner notwendig, und eine Steuerung des Durchmessers der primären Rekristallisationskörner ist schwierig, wenn der N-Gehalt unter 0,0030 % liegt. Andererseits ist die Obergrenze des N-Gehalts auf 0,010 % festgelegt, da bei höheren Gehalten Fehler, d. h. Blasen, auf der Stahlblechoberfläche auftreten. Aufgrund dieser Begrenzung reicht die in der Bramme enthaltene N-Menge nicht aus, um die sekundäre Rekristallisation zu steuern. Dies ist der Grund, weshalb das später erläuterte Nitrieren notwendig ist.
Beim Erwärmen der Bramme auf 1050 °C oder höher und Warmwalzen unter den Bedingungen der Erfindung wird Cu zusammen mit S und Se fein ausgeschieden und zeigt einen primären Inhibitoreffekt. Da die Ausscheidungen auch als Ausscheidungskerne wirken, die das AlN gleichmäßiger dispergieren, spielen sie auch eine Rolle als sekundärer Inhibitor und verbessern durch diesen Effekt die sekundäre Rekristallisation. Ist Cu in einer Menge unter 0,02 % vorhanden, verringern sich diese Effekte bis zu dem Punkt, an dem eine stabile Produktion erschwert wird, während ein Vorhandensein von Cu über 0,3 % wenig oder keinen zusätzlichen Effekt liefert und beim Warmwalzen Oberflächenfehler verursacht, die man als "Kupferüberlappungen (Ansätze)" bezeichnet.
Sn, Sb und P tragen zur Verbesserung des primären Rekristallisationsgefüges bei. Cr hat eine günstige Wirkung auf die Bildung eines Forsteritfilms (Glasfilms). Liegen die Gehalte dieser Elemente unterhalb der o. g. Bereiche, sind die günstigen Effekte auf die Bildung eines Forsteritfilms gering. Liegen sie über den angegebenen Bereichen, wird es schwierig, einen stabilen Forsteritfilm (Glasfilm) zu bilden. Da Ni zum Erhalten einer gleichmäßigen Dispersion von Ausscheidungen als primäre und sekundäre Inhibitoren hoch wirksam ist, verbessert und stabilisiert seine Zugabe die magnetischen Kennwerte weiter. Es hat keine Wirkung, wenn es mit weniger als 0,02 % zugegeben wird, während eine Zugabe über 0,3 % die Bildung eines Forsteritfilms erschwert, da es die Sauerstoffanreicherung nach Entkohlungsglühen behindert.
Mo und Cd tragen ebenfalls zur Inhibitorverstärkung durch Bilden von Sulfiden und Seleniden bei. Keinen Effekt haben sie bei einem Gehalt unter 0,008 %, während sie bei Vorhandensein über 0,3 % die Bildung vergrößerter Ausscheidungen verursachen, die nicht als Inhibitoren wirken, die die magnetischen Kennwerte stabilisieren.
Im folgenden werden die Gründe für das Beschränken der Produktionsschritte in der Erfindung erläutert.
Obwohl der mittlere Durchmesser der primären Rekristallisationskörner nach Abschluß des Entkohlungsglühens mit 18 bis 35 μm z. B. in der JP-A-06-046161 festgelegt ist, muß in der Erfindung der mittlere Korndurchmesser der primären Rekristallisationskörner mindestens 7 μm und höchstens 15 μm betragen. Dies ist ein extrem wichtiger Punkt der Erfindung im Hinblick auf das Erzielen ausgezeichneter magnetischer Kennwerte (insbesondere des Eisenverlusts). Ein Grund dafür ist, daß aus Sicht des Kornwachstums der Volumenanteil Goßorientierter Körner, die als sekundäre Rekristallisationskörner wachsen können, in der primären Rekristallisationsstufe größer wird, wenn der Durchmesser primärer Rekristallisationskörner kleiner ist (Materials Science Forum Vol. 204–206, Teil 2, Seite 631). Ein weiterer ist, daß die Anzahl von Goß-Kernen wegen des kleinen Korndurchmessers größer wird. Da die absolute Anzahl von Goß-Kernen daher in der Erfindung um ein Mehrfaches größer als dann ist, wenn der mittlere Korndurchmesser der primären Rekristallisationskörner 18 bis 35 μm beträgt, ist der Durchmesser der sekundären Rekristallisationskörner auch relativ kleiner, und der Eisenverlust ist proportional besser.
Da außerdem der kleine mittlere Durchmesser der primären Rekristallisationskörner die Triebkraft der sekundären Rekristallisation steigert, beginnt die sekundäre Rekristalli sation frühzeitig bei der Temperatur der Erwärmungsstufe (an einem Tieftemperaturpunkt) des abschließenden Fertigglühens. Angesichts der derzeitigen Praxis des abschließenden Fertigglühens von Blech im gewickelten Zustand bedeutet dies, daß die Temperaturhysterese an unterschiedlichen Punkten des Coils bis zur Maximaltemperatur gleichmäßiger wird (daß die Temperaturanstiegsgeschwindigkeit konstant wird). Da Ungleichmäßigkeit zwischen unterschiedlichen Stellen im Coil daher stark verringert ist, sind die magnetischen Kennwerte sehr stabil.
Die Erfindung erfordert, das Stahlblech zwischen dem Abschluß des Entkohlungsglühens und dem Beginn der sekundären Rekristallisation zu nitrieren. Erreichen läßt sich dies entweder durch das Verfahren zum Mischen von Nitriden (CrN, MnN u. ä.) mit dem beim Hochtemperaturglühen verwendeten Glühseparator oder durch das Verfahren zum Nitrieren des entkohlungsgeglühten Blechs als laufendes Band in einer ammoniakhaltigen Atmosphäre. Während jedes Verfahren zum Einsatz kommen kann, zeigt das letztere bessere Stabilität in der industriellen Produktion. Liegt die Nitriermenge unter 0,001 %, ist die sekundäre Rekristallisation instabil, und liegt sie über 0,020 %, treten viele Fehler im Glasfilm auf, die die Matrix freilegen. Der bevorzugte Bereich beträgt 0,005 bis 0,015 %.
Die Brammenerwärmungstemperatur vor Warmwalzen ist ein wichtiger Faktor in der Erfindung. Eine Brammenerwärmung mit extrem hoher Temperatur auf eine Temperatur über 1350 °C stößt in der großtechnischen Produktion auf große Schwierigkeiten. Andererseits wird unterhalb der Untergrenze von 1050 °C das Warmwalzen in der Praxis schwierig, und zudem fällt die Erzeugung des primären Inhibitors, ein Hauptpunkt der Erfindung, auf einen unzureichenden Wert, der bewirkt, daß der Durchmesser der primären Rekristallisationskörner mit der Temperatur beim Entkohlungsglühen stark variiert. Aus Sicht des leichten Warmwalzens und der Form (Wölbung) des warmgewalzten Bands beträgt der bevorzugte Temperaturbereich der Brammenerwärmung 1200 bis 1300 °C.
Außerdem ist die Warmwalztemperatur wie folgt vorgeschrieben:
850 + 2500 × Seq + 400 × Mn ≤ FOT (Anfangstemperatur des Fertigwarmwalzens) ≤ 1100 + 3000 × Seq + 800 × Mn ≤ 1350 °C
800 + 2500 × Seq + 400 × Mn ≤ FT (Abschlußtemperatur des Fertigwarmwalzens) ≤ 1050 + 3000 × Seq + 800 × Mn ≤ 1350 °C.
Unterhalb dieser Bereiche scheiden Sulfide und Selenide übermäßig stark aus und fungieren nicht als primäre Inhibitoren. Da somit der Durchmesser der primären Rekristallisationskörner stark von der Temperatur beim Entkohlungsglühen abhängig wird, wird die Steuerung in der großtechnischen Herstellung schwierig. Warmwalztemperaturen oberhalb dieser Bereiche sind in der industriellen Produktion ungeeignet, da in der realen Produktion die Menge und der Zustand von MnS (MnSe) um die feste Lösung zwischen unterschiedlichen Stellen im Material variiert, was lokale Variationen der sekundären Rekristallisation verursacht.
Im Verfahren der Erfindung wird zuerst eine Bramme durch das herkömmliche Stranggießverfahren so hergestellt, daß sie eine Anfangsdicke im Bereich von 150 mm bis 300 mm, vorzugsweise 200 mm bis 250 mm hat. Statt dessen ist auch möglich, eine sogenannte dünne Bramme mit einer Anfangsdicke im Bereich zwischen etwa 30 mm und 70 mm zu verwenden. Diese Bereiche sind von Vorteil, da kein Vorwalzen auf eine Zwischendicke beim Herstellen des Warmwalzbands nötig ist. Wird ferner eine Bramme oder ein Band durch Bandgießen zuvor hergestellt, kann ein kornorientiertes Elektrostahlblech durch die Erfindung mit Hilfe einer Bramme oder eines Bands mit noch dünnerer Anfangsdicke produziert werden.
Das Erwärmungsverfahren, das zum Warmwalzen in der großtechnischen Herstellung zur Anwendung kommt, ist nicht auf normale Gaserwärmung beschränkt, sondern kann statt dessen Induktionserwärmung oder direkte elektrische Erwärmung sein. Keinerlei Problem tritt auf, wenn die für diese speziellen Erwärmungsverfahren notwendige Form durch Herunterwalzen der Gießbramme erhalten wird. Ist die Erwärmungstemperatur hoch, d. h. über 1300 °C, kann dieses Herunterwalzen verwendet werden, das Gefüge zu verbessern und die Menge von C zu senken. Hierbei handelt es sich um bekannte Techniken.
Liegt beim Kaltwalzen das Dickenabnahmeverhältnis beim Fertigkaltwalzen unter 80 %, verbreitert sich das {110}<001>-Gefüge bis zu dem Punkt, an dem es unmöglich wird, eine hohe magnetische Flußdichte zu erhalten. Andererseits reduziert ein Dickenabnahmeverhältnis beim Fertigkaltwalzen über 92 das {110}<001>-Gefüge auf einen solch extrem niedrigen Wert, daß die sekundäre Rekristallisation instabil wird.
Das Glühen des warmgewalzten Bands erfolgt hauptsächlich zum Beseitigen der Ungleichmäßigkeit des Gefüges/der Inhibitordispersion, die im Band beim Warmwalzen auftritt. Das Glühen kann am warmgewalzten Band oder vor dem Fertigkaltwalzen durchgeführt werden. Mindestens ein Durchlaufglühen wird vorzugsweise vor dem Fertigkaltwalzen durchgeführt, um die beim Warmwalzen entstehende Temperaturhysterese zu egalisieren.
Obwohl das Fertigkaltwalzen bei Normaltemperatur durchgeführt werden kann, verbessert ein mindestens einminütiges Halten des Bands im Temperaturbereich von 100 bis 300 °C während mindestens eines Fertigkaltwalzdurchgangs das primäre Rekristallisationsgefüge und verstärkt die magnetischen Kennwerte erheblich.
Das Einstellen der Erwärmungsgeschwindigkeit zwischen Raumtemperatur und 650 bis 950 °C beim Entkohlungsglühen auf mindestens 100 °C/s verbessert das primäre Rekristallisationsgefüge und verstärkt die magnetischen Kennwerte. Zum Ge währleisten der Erwärmungsgeschwindigkeit stehen verschiedene Verfahren zur Verfügung. Dazu gehören Widerstandserwärmung, Induktionserwärmung und Erwärmung durch direkte Energieübertragung. Unter anderem aus der JP-B-6-51887 ist bekannt, daß eine Beschleunigung der Erwärmungsgeschwindigkeit die Goß-Orientierung im primären Rekristallisationsgefüge erhöht und den Durchmesser der sekundären Rekristallisationskörner verringert. Während die JP-B-6-51887 eine Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 40 °C/s festlegt, ist in der Erfindung die Erwärmungsgeschwindigkeit auch bei 100 °C/s wirksam und beträgt vorzugsweise 150 °C/s oder darüber. Die Temperatur beim Entkohlungsglühen ist mit mindestens 650 °C festgelegt, da der Effekt unterhalb dieser Temperatur infolge von unvollständiger Rekristallisation gering ist, und sie ist mit höchstens 950 °C festgelegt, da Temperaturen beim Entkohlungsglühen über 950 °C nicht bei der Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech zum Einsatz kommen.
Beispiel 1
Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung schmelzflüssiger Stähle, die durch ein gewöhnliches Verfahren hergestellt sind, und Tabelle 2 zeigt die Produktionsbedingungen und die resultierenden Produktkennwerte. Durchlaufglühen wurde 150 Sekunden bei 1100 °C durchgeführt, woran sich Abkühlen mit 20 °C/s anschloß. Anschließend wurde 90 bis 150 Sekunden bei 850 °C in einer Mischatmosphäre aus H₂ und N₂ mit einem Taupunkt von 65 °C geglüht. Dieses Entkohlungsglühen wurde mit unterschiedlichen Erwärmungsgeschwindigkeiten von 50 °C/s, 110 °C/s und 180 °C/s durchgeführt. Danach wurden Nitrieren durch das benannte Verfahren vor und nach Beschichten mit einem sich hauptsächlich aus MgO zusammensetzenden Glühseparator und sekundäres Rekristallisationsglühen durchgeführt. Das sekundäre Rekristallisationsglühen erfolgte in einer Atmosphäre aus N₂ = 25 %, H₂ = 75 % mit 10 bis 20 °C/h bis 1200 °C. Danach wurde ein Reinigungsglühen 20 oder mehr Stun den lang bei einer Temperatur von 1200 °C in einer Atmosphäre aus H₂ = 100 % durchgeführt. Anschließend wurde eine gewöhnlich verwendete Isolierspannungsbeschichtung aufgetragen, und es wurde zum Abflachen geglüht.
Beispiel 2
1 zeigt die Glasfilm-Fehlerrate bei Durchführung der Produktion unter den im folgenden genannten Bedingungen mit Hilfe eines Materials mit den nachfolgend aufgeführten Zusammensetzungen. Hergestellt wurden Brammen mit 0,045 bis 0,065 % C, 3,0 bis 3,51 % Si, 0,05 bis 0,10 % Mn, 0,0060 bis 0,0087 % N, 0,08 bis 0,20 % Cu, 0,020 bis 0,030 % Al und Mengen von Se und S, die so ausgewählt waren, daß Seq = 0,006 bis 0,050 % betrug. Jede wurde auf 1200 bis 1300 °C erwärmt, zu einem 2,3 mm dicken warmgewalzten Band ausgebildet, 120 Sekunden einem Glühen des warmgewalzten Bands bei 980 °C unterzogen, gebeizt, auf eine Blechdicke von 1,55 mm kaltgewalzt, 150 s bei 1100 °C geglüht und auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigkaltgewalzt. Hierbei wurde das Blech auf 180 bis 220 °C für mindestens 2 min in mindestens zwei Durchgängen gehalten. Um einen mittleren Durchmesser der primären Rekristallisationskörner von 13 bis 15 μm zu erhalten, wurde das Blech anschließend in einer Atmosphäre mit H₂ = 75 %, N₂ = 25 % und einem Taupunkt von 62 °C im Fall (1) Seq < 0,008 90 Sekunden bei einer Glühtemperatur von 820 bis 870 °C geglüht und im Fall (2) Seq ≥ 0,008 % 90 Sekunden bei einer Glühtemperatur von 850 °C geglüht, wonach ein 0,008 bis 0,012 %iges Nitrieren an einem laufenden Band in einer Ammoniakatmosphäre durchgeführt, ein sich hauptsächlich aus MgO zusammensetzender Glühseparator aufgetragen und ein Hochtemperaturglühen durchgeführt wurde. Das Hochtemperaturglühen erfolgte auf 1200 °C in H₂ = 75 %, N₂ = 25 % mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 15 °C/h. Danach wurde ein Reinigungsglühen für 25 Stunden bei 1200 °C in H₂ = 100 % durchgeführt. Dem folgte ein Auftragen einer gewöhnlich verwendeten Isolierspannungsbeschichtung und ein Glühen zum Abflachen.
Ist gemäß 1 Seq < 0,008 %, muß die Temperatur beim Entkohlungsglühen geändert werden, um primäre Rekristallisa tionskörner mit gleichmäßigem Durchmesser zu erhalten, ist die Oxidschicht nicht konstant, und variiert die Glasfilm-Fehlerrate und ist im Absolutwert schlecht. Ist dagegen Seq ≥ 0,008 %, kann die Temperatur beim Entkohlungsglühen konstant sein, die Oxidschicht ist im wesentlichen konstant, und die Glasfilm-Fehlerrate ist gut und stabil.
Im übrigen sei angemerkt, daß die sekundäre Rekristallisation bei Seq ≤ 0,050 % gut war.
Beispiel 3
Die Herstellung erfolgte unter den im folgenden genannten Bedingungen mit Hilfe eines Materials mit den nachfolgend aufgeführten Zusammensetzungen. 2 und 3 zeigen, wie sich die magnetischen Kennwerte in Abhängigkeit davon unterschieden, ob ein Nitrieren im Fall von Blechen mit 0,23 mm und 0,27 mm Dicke durchgeführt wurde oder nicht. Hergestellt wurden Brammen mit 0,045 bis 0,065 % C, 3,00 bis 3,51 % Si, 0,05 bis 0,10 % Mn, 0,0060 bis 0,0087 % N, 0,08 bis 0,20 % Cu, 0,020 bis 0,030 % Al und Mengen von Se und S, die so ausgewählt waren, daß Seq = 0,010 bis 0,025 % betrug. Jede wurde auf 1200 bis 1300 °C erwärmt und zu einem 2,3 mm dicken warmgewalzten Band ausgebildet. Im Fall (1), in dem die fertige Kaltwalzdicke 0,23 mm betragen sollte, wurde das Band 120 Sekunden einem Glühen des warmgewalzten Bands bei 980 °C unterzogen, gebeizt, auf eine Blechdicke von 1,55 mm kaltgewalzt, 150 s bei 1100 °C geglüht und auf die Blechdicke von 0,23 mm fertigkaltgewalzt. In diesem Fall wurde das Blech auf 180 bis 220 °C für mindestens 2 Minuten in mindestens zwei Durchgängen gehalten. Danach wurde es in einer Atmosphäre mit H₂ = 75 %, N₂ = 25 % und einem Taupunkt von 62 °C 90 Sekunden bei einer Glühtemperatur von 850 °C geglüht. Im Fall (2), in dem die fertige Kaltwalzdicke 0,27 mm betragen sollte, wurde das Band 120 Sekunden einem Glühen des warmgewalzten Bands bei 1120 °C unterzogen, gebeizt und auf die Blechdicke von 0,27 mm fertigkaltgewalzt. In diesem Fall wurde das Blech auf 180 bis 220 °C für mindestens 2 Minuten in mindestens zwei Durchgängen gehalten. Danach wurde es in einer Atmosphäre mit H₂ = 75 %, N₂ = 25 % und einem Taupunkt von 62 °C 120 Sekunden bei einer Glühtemperatur von 850 °C geglüht.
Hergestellt wurden sowohl nitrierte (0,005 bis 0,013 Nitrieren an einem laufenden Band in einer Ammoniakatmosphäre) als auch nicht nitrierte 0,23 mm dicke Bleche und 0,27 mm dicke Bleche. Jedes erhielt einen Auftrag eines Glühseparators, der hauptsächlich aus MgO bestand, und wurde bei hoher Temperatur geglüht. Das Hochtemperaturglühen erfolgte auf 1200 °C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 15 °C/h in (1) H₂ = 75 %, N₂ = 25 %, (2) H₂ = 50 %, N₂ = 50 %, (3) H₂ = 25 %, N₂ = 75 % und (4) H₂ = 10 %, N₂ = 90 %. Danach wurde ein Reinigungsglühen 25 Stunden bei 1200 °C in H₂ = 100 % durchgeführt. Dem folgte das Auftragen einer gewöhnlich verwendeten Isolierspannungsbeschichtung und das Glühen zum Abflachen. Die Ergebnisse sind in 2 und 3 gezeigt. Gemäß 2 und 3 zeigten unabhängig davon, in welcher der Atmosphären (1) bis (4) das Nitrieren beim Temperaturanstieg des Hochtemperaturglühens erfolgte, sowohl die 0,23 mm dicken Bleche als auch die 0,27 mm dicken Bleche ausgezeichnete magnetische Kennwerte, während die Bleche, die nicht nitriert wurden, schlechtere magnetische Kennwerte trotz sekundärer Rekristallisation zeigten.
Da die Anwendung des Herstellungsverfahrens der Erfindung das Auftreten von Glasfilmfehlern stark verringert und die Ungleichmäßigkeit der sekundären Rekristallisation beseitigt, wird eine stabile großtechnische Herstellung möglich, und ausgezeichnete magnetische Kennwerte lassen sich gewährleisten.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs, das 2,5 bis 4,0 % Si aufweist, wobei mindestens ein Bestandteil, der aus Sulfiden und Seleniden ausgewählt ist, als erster Inhibitor verwendet wird und mindestens ein Nitrid, das durch Nitrieren bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation nach Entkohlungsglühen gebildet wird, als zweiter Inhibitor verwendet wird, wobei die Brammenerwärmungstemperatur vor Warmwalzen zwischen 1260 °C und 1350 °C liegt und primäre Rekristallisationskörner nach Abschluß des Entkohlungsglühens einen mittleren Korndurchmesser von mindestens 7 μm und höchstens 15 μm haben.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs nach Anspruch 1 mit den folgenden Schritten: auf eine Temperatur im Bereich von 1260 °C bis 1350 °C erfolgendes Nachwärmen einer Bramme, die in Gew.-% aufweist: 0,025 bis 0,10 % C, 2,5 bis 4,0 % Si, 0,010 bis 0,035 % säurelösliches Al, 0,0030 bis 0,010 N, Seq = (S + 0,406 Se) von 0,008 bis 0,05 %, 0,02 bis 0,20 % Mn, optional mindestens einen Bestandteil, ausgewählt aus 0,02 bis 0,30 % Sn, Sb und/oder P, 0,01 bis 0,30 % Cu, 0,02 bis 0,30 % Cr, 0,03 bis 0,30 % Ni und 0,008 bis 0,3 % Mo und/oder Cd und als Rest Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen, Warmwalzen der Bramme zu einem warmgewalzten Band, optionales Glühen des warmgewalzten Bands, einmaliges Kaltwalzen oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Bands mit Zwischenglühen, um eine Fertigblechdicke zu bilden, Entkohlungsglühen des kaltgewalzten Blechs, Beschichten des Blechs mit einem sich hauptsächlich aus MgO zusammensetzenden Glühseparator und abschließendes Fertigglühen, wobei das Verfahren dadurch gekennzeichnet ist, daß es ferner den Schritt des Nitrierens des Stahlblechs nach dem Entkohlungsglühen und bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation aufweist und primäre Rekristallisationskörner nach Abschluß des Entkohlungsglühens einen mittleren Korndurchmesser von mindestens 7 μm und höchstens 15 μm haben.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs, das 2,5 bis 4,0 % Si aufweist, wobei mindestens ein Bestandteil, der aus Sulfiden und Seleniden ausgewählt ist, als erster Inhibitor verwendet wird und mindestens ein Nitrid, das durch Nitrieren bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation nach Entkohlungsglühen gebildet wird, als zweiter Inhibitor verwendet wird, wobei die Anfangsdicke einer Bramme für das kornorientierte Elektrostahlblech im Bereich zwischen etwa 30 mm und 70 mm liegt und primäre Rekristallisationskörner nach Abschluß des Entkohlungsglühens einen mittleren Korndurchmesser von mindestens 7 μm und höchstens 15 μm haben.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs nach Anspruch 3 mit den folgenden Schritten: auf eine Temperatur über 1050 °C und unter 1350 °C erfolgendes Nachwärmen einer Bramme mit einer Anfangsdicke von etwa 30 bis 70 mm, die in Gew.-% aufweist: 0,025 bis 0,10 % C, 2,5 bis 4,0 % Si, 0,010 bis 0,035 säurelösliches Al, 0,0030 bis 0,010 % N, Seq = (5 + 0,406 Se) von 0,008 bis 0,05 %, 0,02 bis 0,20 % Mn, optional mindestens einen Bestandteil, ausgewählt aus 0,02 bis 0,30 % Sn, Sb und/oder P, 0,01 bis 0,30 % Cu, 0,02 bis 0,30 % Cr, 0,03 bis 0,30 % Ni und 0,008 bis 0,3 % Mo und/oder Cd und als Rest Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen, Warmwalzen der Bramme zu einem warmgewalzten Band, optionales Glühen des warmgewalzten Bands, einmaliges Kaltwalzen oder zwei- oder mehrmaliges Kaltwalzen des warmgewalzten Bands mit Zwischenglühen, um eine Fertigblechdicke zu bilden, Entkohlungsglühen des kaltgewalzten Blechs, Beschichten des Blechs mit einem sich hauptsächlich aus MgO zusammensetzenden Glühseparator und abschließendes Fertigglühen, wobei das Verfahren dadurch gekennzeichnet ist, daß es ferner den Schritt des Nitrierens des Stahlblechs nach dem Entkohlungsglühen und bis zum Beginn der sekundären Rekristallisation aufweist und primäre Rekristallisationskörner nach Abschluß des Entkohlungsglühens einen mittleren Korndurchmesser von mindestens 7 μm und höchstens 15 μm haben.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der Schritt des Nitrierens des Stahlblechs nach Entkohlungsglühen an einem laufenden Band in einer Mischgasatmosphäre durchgeführt wird, die Wasserstoff, Stickstoff und Ammoniak aufweist, um die Menge von Stickstoff im Stahlblech um 0,001 bis 0,020 Gew.-% zu erhöhen.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Erwärmung beim Entkohlungsglühen mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 100 °C/s vom Beginn des Temperaturanstiegs auf 650 bis 950 °C durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Bandtemperatur auf Temperaturen in den folgenden Bereichen beim Warmwalzen eingestellt wird: 850 + 2500 × Seq + 400 × Mn ≤ FOT (°C) ≤ 1100 + 3000 × Seq + 800 × Mn ≤ 1350 °C, wobei FOT: Anfangstemperatur des Fertigwarmwalzens (°C), 800 + 2500 × Seq + 400 × Mn ≤ FT (°C) ≤ 1050 + 3000 × Seq + 800 × Mn ≤ 1350 °C, wobei FT: Abschlußtemperatur des Fertigwarmwalzens (°C).
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei die Glühbedingungen für das warmgewalzte Band auf eine maximale Temperatur von 950 bis 1150 °C und eine Glühdauer von mindestens 30 Sekunden und höchstens 600 Sekunden eingestellt sind.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei das Kaltwalzen mit einem Dickenabnahmeverhältnis beim Fertigkaltwalzen von 80 bis 92 % durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwer ten nach einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei das Band im Temperaturbereich von 100 bis 300 °C für mindestens 1 min während mindestens eines Fertigkaltwalzdurchgangs des Kaltwalzens gehalten wird.
Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten nach Anspruch 1 oder 3, wobei mindestens ein Bestandteil, ausgewählt aus 0,02 bis 0,30 % Sn, Sb und/oder P, 0,01 bis 0,30 % Cu, 0,02 bis 0,30 % Cr, 0,03 bis 0,30 % Ni und 0,008 bis 0,3 % Mo und/oder Cd, ferner als Komponente der Bramme vorgesehen ist.