EP4570926A1 - Kornorientiertes stahlflachprodukt sowie verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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EP4570926A1
EP4570926A1 EP24219363.9A EP24219363A EP4570926A1 EP 4570926 A1 EP4570926 A1 EP 4570926A1 EP 24219363 A EP24219363 A EP 24219363A EP 4570926 A1 EP4570926 A1 EP 4570926A1
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EP
European Patent Office
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flat steel
steel product
grain
oriented
annealing
Prior art date
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Pending
Application number
EP24219363.9A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Christian Hecht
Andreas Jansen
Paul BETKEN
Chaoyong Wang
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Electrical Steel GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Electrical Steel GmbH
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Electrical Steel GmbH filed Critical ThyssenKrupp Electrical Steel GmbH
Priority to US19/095,968 priority Critical patent/US20250223664A1/en
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the invention relates to a grain-oriented flat steel product with minimized magnetic loss values and optimized magnetostrictive properties and a method for its production.
  • HGO material is steel strips, also known simply as “electrical strips” in technical terms, or steel sheets, also known simply as “electrical sheets” in technical terms.
  • Such flat steel products are used to manufacture parts for electrical applications.
  • Grain-oriented electrical steel strip or sheet is particularly suitable for applications where particularly low core loss is paramount and high permeability or polarization requirements are placed. Such requirements are particularly evident in parts for power transformers, distribution transformers, and high-performance small transformers.
  • a steel which typically contains (in wt%) 2.5 to 4.0% Si, 0.010 to 0.100% C, up to 0.150% Mn, up to 0.065% Al and up to 0.0150% N, and optionally 0.010 to 0.3% Cu, up to 0.060% S, up to 0.100% P, up to 0.2% each of As, Sn, Sb, Te, and Bi, the remainder being iron and unavoidable impurities, is first cast into a starting material, such as a slab, thin slab or cast strip. The starting material is then subjected to an annealing treatment if necessary, before being hot-rolled into a hot strip.
  • a starting material such as a slab, thin slab or cast strip.
  • the starting material is then subjected to an annealing treatment if necessary, before being hot-rolled into a hot strip.
  • the hot strip is then cold rolled in one or more steps. Intermediate annealing may be performed between the cold rolling steps if necessary. During the subsequent decarburization annealing, the carbon content of the cold strip is typically significantly reduced to prevent magnetic aging.
  • an annealing separator typically MgO
  • the annealing separator prevents the windings of a coil wound from the cold-rolled strip from sticking together during the subsequent high-temperature annealing.
  • the texture of the cold-rolled strip is created by selective grain growth.
  • a forsterite layer, the so-called "glass film” forms on the strip surfaces.
  • the steel material is purified by diffusion processes that occur during the high-temperature annealing.
  • the resulting flat steel product is coated with an insulating layer and thermally straightened and stress-relieved in a final annealing step.
  • This final annealing step can be performed before or after the flat steel product produced in the manner described above has been cut into the blanks required for further processing.
  • a final annealing step after the blanks have been cut can relieve the additional stresses created during the cutting process.
  • Flat steel products produced in this way typically have a thickness of 0.15 mm to 0.5 mm.
  • the metallurgical properties of the material, the degrees of deformation of the cold rolling processes used in the production of the flat steel products and the parameters of the heat treatment steps are each coordinated in such a way that that targeted recrystallization processes take place. These recrystallization processes lead to the material's typical "Goss texture," in which the direction of easiest magnetization lies in the rolling direction of the finished strip. Grain-oriented flat steel products accordingly exhibit strongly anisotropic magnetic behavior.
  • the orientation sharpness of the Goss texture of the flat steel product can be improved.
  • Further loss reductions can be achieved by reducing the distances between the 180° domain walls.
  • High tensile stresses in the rolling direction which are transferred to the steel surface via insulating coatings, also contribute to reducing the domain spacing and thus to a reduction in core losses.
  • the required tensile stress values are only feasible to a limited extent.
  • the losses are minimized by suitable laser treatment.
  • Laser treatment can improve the core loss of a grain-oriented flat steel product with a typical nominal thickness of 0.23 mm by more than 10% compared to the untreated state.
  • the loss improvements depend both on the properties of the base material, such as grain size and texture sharpness, and on the laser parameters, which include the spacing L of the lines along which the laser beams are directed onto the respective flat steel product, the exposure time t dwell , and the specific energy density U s .
  • the coordination of these parameters has a decisive influence on the achieved reduction in core loss.
  • noise generation In addition to core losses, noise generation also plays a role in transformers. This is based on a physical effect known as magnetostriction.
  • Magnetostriction is the change in length of a ferromagnetic material in the direction of its magnetization. Operating a ferromagnetic component, such as a transformer, in an alternating magnetic field shifts the 180° main domains, but this alone does not contribute to Magnetostriction provides the required power. However, magnetostrictive strains exist in the material at the transitions between the 180° main domains and the 90° terminal domains. These strains create a sound source during operation in an alternating magnetic field and are the cause of transformer noise.
  • the EP 4 261 853 A1 describes a process for producing a grain-oriented steel strip with low magnetostriction.
  • the process involves first approximately determining the difference in curvature between one side and the other side of the steel strip as a function of the laser etching power using a formula, and then calculating the application quantities of the respective The insulation layer is determined for each side and then applied.
  • the difference in curvature between one side and the other of the steel strip, caused by single-sided laser etching is reduced by adjusting the voltage difference between the insulation layer on one side and the other of the steel strip by applying different amounts of the insulation layer to the two sides, which also reduces the magnetostrictive deviation between the two sides.
  • a thicker insulation layer is applied to the side not treated by laser etching than to the side treated with the laser.
  • Another disadvantage of this manufacturing process is that the grain-oriented flat steel product has a lower insulation effect in the area of the laser-etched side. This is due to the manufacturing process, which requires laser etching after application of the insulation layer. This at least partially removes the insulation layer on the steel substrate. This leads to a defective local insulation effect and represents a problem for the manufacturer of an electrical machine or transformer.
  • the disadvantage is that the operator has to be very careful not to place the laser-treated sides of the sheets on top of each other in order to avoid a short circuit.
  • the removal of the insulation layer on the steel substrate results in the resulting grain-oriented flat steel product having a different surface roughness than conventional grain-oriented flat steel products.
  • This different roughness results in a different slip behavior than conventional grain-oriented flat steel products when manufacturing machines or transformers from these grain-oriented flat steel products, particularly during automated installation work for the grain-oriented flat steel products.
  • This different slip behavior means, among other things, that the manufacturer must work with single-grade materials and is not allowed to mix grain-oriented flat steel products from different manufacturers, as is otherwise generally the case.
  • the object of the invention was to provide a method for producing a grain-oriented flat steel product which has optimized magnetostrictive properties while minimizing remagnetization losses and is optimally suited for the production of parts for transformers without significantly impairing the insulating effect of the grain-oriented flat steel product.
  • the process according to the invention may comprise further steps which are known to the person skilled in the art and which are usually carried out in the production of grain-oriented flat steel products.
  • the invention is based on the finding that optimized magnetostrictive properties with simultaneously minimized core losses of a grain-oriented electrical steel strip according to the invention can be ensured by carefully controlling the conditions in process steps d), f), and i).
  • minimized core losses of less than 0.75 W/kg, determined according to IEC 60404-3 (2022) at 50 Hz and 1.7 T with a conversion factor of 0.925 according to IEC 60404-8-7 (2020) can be achieved.
  • step i) the level of laser energy input during the domain refinement performed in step i) is influenced by the transmittance of the forsterite layer for the laser wavelength selected for domain refinement. It was discovered that the transmittance of the forsterite layer can be controlled by adjusting the dew point during the bell annealing in step f). The dew point in step f) is further influenced by the water content in the slurry applied in step d).
  • the inventors have recognized that this can, on the one hand, reduce the magnetization losses of the grain-oriented flat steel product, and, on the other hand, result in a significantly lower increase in magnetostriction due to domain refinement.
  • the cold-rolled flat steel product provided for the process according to the invention can be manufactured using the measures generally known to the person skilled in the art, summarized at the outset, which are also already sufficiently known from the prior art. This naturally also includes manufacturing processes that are not yet known.
  • the cold-rolled flat steel product can be manufactured in particular by casting a steel with a suitable alloy to form a starting material, such as a slab, thin slab or a cast strip, which is subjected to a Annealing treatment, and then hot-rolled into a hot strip.
  • the hot strip can be coiled in a known manner and optionally annealed and subjected to descaling or pickling treatment.
  • a cold-rolled flat steel product can be produced from the hot strip in one or more steps by cold rolling, with intermediate annealing being carried out between the cold rolling steps if necessary.
  • Methods for cold rolling a grain-oriented steel strip are generally known to those skilled in the art and are described, for example, in WO 2007/014868 A1 and WO 99/19521 A1
  • an intermediate annealing is carried out in a temperature range of 700 to 1150 °C, preferably 800 to 1100 °C, under an atmosphere whose dew point is set at 10 to 80 °C.
  • Typical annealing times are 30 s to 900 s.
  • the thickness of the cold-rolled flat steel product is typically 0.15 to 0.5 mm, particularly preferred is a maximum thickness of 0.35 mm, preferably of at most 0.27 mm or of at most 0.23 mm.
  • the cold-rolled flat steel product provided in step a) by the process according to the invention contains 2.0 to 4.0 wt.% silicon (Si).
  • a silicon content of 2.5 to 3.5 wt.% has proven particularly advantageous with regard to the magnetic properties of a grain-oriented flat steel product according to the invention.
  • Si is required to improve the permeability of the grain-oriented flat steel product.
  • a Si content below 2.0 wt.% is not sufficient to achieve high permeability and thus low magnetic loss.
  • a Si content below 2.0 wt.% is disadvantageous for the formation of a forsterite layer because at such low silicon contents too little fayalite (FeSiO 4 ) is formed, from which the forsterite layer is formed during batch annealing.
  • the processability of the steel flat product deteriorates, ie the steel flat product becomes more brittle and has an increased tendency to crack during Processing, such as cold rolling, also suppresses the microstructural transformation from ferrite to austenite (alpha/gamma transformation).
  • the amount of carbon (C) in the cold-rolled flat steel product provided in step a) of the process according to the invention is 0.01 to 0.10 wt.%, particularly preferably 0.03 to 0.08 wt.%.
  • C is used to improve the hot-rolled microstructure of the steel by promoting the formation of austenite. Furthermore, C is required during cold rolling to inhibit dislocation movements and thus promote recrystallization. Therefore, the C content should be at least 0.01 wt.%. However, excessive C contents above 0.10 wt.% lead to problems during decarburization annealing, and residual C in the finished grain-oriented flat steel product leads to increased core loss and should therefore preferably be avoided.
  • the cold-rolled flat steel product provided in step a) by the process according to the invention contains 0.01 to 0.065 wt.% acid-soluble aluminum (Al sl ).
  • An aluminum content of 0.015 to 0.050 wt.% has proven particularly advantageous with regard to an optimal content and an optimal grain size of inhibitor particles, which inhibit grain growth and lead to favorable grain orientation of the finished grain-oriented flat steel products.
  • Aluminum contents below 0.01 wt.% lead to few inhibitor particles and thus to weak inhibition of grain growth during batch annealing.
  • An excessively high aluminum content of more than 0.065 wt.% leads to coarse inhibitor particles, which also exhibit weak inhibition.
  • Nitrogen (N) is contained in the cold-rolled steel provided in step a) of the process according to the invention in an amount of 0.003 to 0.015 wt.%, in particular 0.0035 to 0.013 wt.% N.
  • N is required as an inhibitor-forming element, which, together with Al, leads to the formation of AlN. If the N content is below 0.003 wt.%, the inhibition is insufficient. Higher N contents than 0.015 wt% leads to problems during rolling and poor surface quality.
  • the cold-rolled flat steel product provided in step a) optionally contains one or more elements selected from the group consisting of Se, Sn, and Sb, with the individual contents of these elements being up to 0.2 wt.%. It has proven particularly practical if the individual contents of the aforementioned elements are at least 0.002 wt.%.
  • Tin (Sn) improves magnetic quality by stabilizing the formation of oxide layers and the forsterite film (glass film) and can be present in the steel composition at a minimum of 0.002 wt.%.
  • a Sn content of more than 0.2 wt.% reduces oxidation and prevents the formation of a stable forsterite film (glass film).
  • Antimony (Sb) can optionally be included in cold-rolled flat steel products as a segregation element that disrupts grain boundary movement. It inhibits grain growth and thus influences recrystallization toward the formation of a desired final Goss texture in the finished grain-oriented flat steel product.
  • the aforementioned positive effects are reliably achieved at a content of 0.002 wt.% or higher. If the Sb content is increased to more than 0.2 wt.%, processability deteriorates and the likelihood of strip tears during rolling increases. Furthermore, the oxidation-inhibiting effect of antimony leads to the formation of an uneven forsterite film. This has a negative impact on the magnetic properties of the grain-oriented flat steel product.
  • Selenium (Se) forms MnSe together with Mn, which acts as an inhibitor for recrystallization and supports the formation of the desired Goss texture. This improves the magnetic loss of the grain-oriented flat steel product.
  • a Se content below 0.002 wt.% does not have a positive effect on the formation of the MnSe particles.
  • a Se content of over 0.2 wt.% results in coarse particles whose inhibiting effect is insufficient to effectively prevent recrystallization.
  • the flat steel product provided in step a) may optionally contain one or more elements selected from the group consisting of Cr, Cu, and Mn, with the individual contents of these elements being up to 0.60 wt.%. Preferably, the individual contents of these elements are at least 0.002 wt.%.
  • the cold-rolled steel provided in step a) of the process according to the invention preferably contains 0.002 to 0.60 wt.% manganese (Mn).
  • Mn manganese
  • the addition of at least 0.01 wt.% Mn reduces the core loss by increasing the resistivity of the grain-oriented flat steel products and improves the hot formability of the flat steel product.
  • a Mn content above 0.5 wt.% reduces the magnetic flux density of the grain-oriented flat steel products and should therefore preferably be avoided.
  • Cr Like Sn, Cr improves magnetic quality by further stabilizing the formation of oxide layers and the forsterite layer (glass film). These positive effects are clearly evident at a Cr content of 0.002 wt.% and above. A Cr content of more than 0.60 wt.% reduces the degree of oxidation, preventing the formation of a stable forsterite layer.
  • Cu reduces the degree of oxidation and stabilizes secondary recrystallization during batch annealing. Furthermore, Cu forms CuS precipitates, which act as grain growth inhibitors during batch annealing, thereby promoting favorable secondary recrystallization. To effectively improve magnetic quality, the Cu content should be at least 0.002 wt.%. while a Cu content of more than 0.60 wt.% impairs hot rollability due to the formation of hard particles.
  • the flat steel product provided in step a) may optionally contain one or more elements selected from the group consisting of As, Bi, B, Co, P, S, Te, Ti, V, Ni, Nb, and Mo, with the individual contents of these elements being up to 0.05 wt.%.
  • the individual contents of these elements are preferably at least 0.0003 wt.%.
  • S Sulfur
  • MnS and CuS Sulfur
  • Sulfur (S) is required as a component of the inhibitors MnS and CuS, which support stable secondary recrystallization with preferential orientation of the crystal grains in the ⁇ 110 ⁇ 001> direction. This supporting effect becomes noticeable at an S content of at least 0.0003 wt.%. Sulfur contents above 0.05 wt.%, in turn, result in cleaning during batch annealing taking too long or not being able to take place sufficiently, resulting in the retention of S-containing inhibitor particles that negatively impact the magnetic properties of the grain-oriented flat steel product.
  • Titanium (Ti) reacts with nitrogen to form TiN particles. Due to the stability of the particles at high temperatures, TiN primarily acts as an inhibitor for secondary recrystallization during batch annealing. A Ti content below 0.0003 wt.% does not provide the desired inhibition support. A Ti content above 0.05 wt.%, on the other hand, would result in excessively long cleaning during batch annealing, making it uneconomical, and/or leaving too many particles behind after batch annealing, which would in turn worsen the core losses.
  • Molybdenum (Mo) suppresses high-temperature corrosion by forming a thin layer of MoSi 2 on the surface of the steel strip. This beneficial effect is definitely evident at a Mo content of 0.0003 wt.% or higher. If the However, if the Mo content is 0.05 wt.%, no further improvement of the above-mentioned effect occurs.
  • Phosphorus (P) increases the resistivity of grain-oriented flat steel products, thus reducing core loss. This effect can be reliably achieved in practice at a P content of 0.0003 wt.% or higher. A P content above 0.05 wt.% leads to poor cold rollability.
  • Bismuth (Bi) stabilizes precipitates such as MnS or CuS, thus supporting the inhibition effect. This positive effect only reliably occurs at a content of 0.0003 wt.%.
  • a Bi content above 0.05 wt.% impairs the formation of a forsterite film (glass film) and thus the magnetic properties of the finished grain-oriented flat steel product.
  • Ni, Co, As, B, Te, V, and Nb support the inhibition effect during secondary recrystallization and thus have a positive influence on core loss. This effect is reliably achieved at a content of 0.0003 wt.% each. Excessive contents of these elements, above 0.05 wt.% each, lead to cleaning problems during batch annealing and, in some cases, to difficulties with cold rolling.
  • the cold-rolled flat steel product provided in step a) of the process according to the invention contains a total of not more than 0.5 wt.%, in particular not more than 0.3 wt.%, of unavoidable impurities.
  • a primary recrystallization annealing with simultaneous decarburization treatment (collectively also referred to as "decarburization annealing") of the cold-rolled flat steel product provided in step a) is carried out in a humid atmosphere to a carbon content, determined according to ASTM E 1019:2018, of less than 30 ppm.
  • the decarburization annealing is preferably carried out at temperatures in the range of 600 to 950 °C, particularly preferably 600 to 900 °C. Temperatures in the range of 600 to 950 °C are required to form the desired oxides, in particular fayalite and silicon dioxide, which are required for the formation of the forsterite layer in step f).
  • the temperature during decarburization annealing is at least 820 °C.
  • the duration of the decarburization annealing is preferably 30 to 300 s, preferably 70 to 200 s. If the duration is too short, less than 30 s, sufficient oxide formation is not guaranteed. Durations of more than 300 s result in the resulting oxide layer becoming too thick, and all surface-controlled chemical reactions, e.g., decarburization, nitriding, and denitriding, can no longer proceed in a controlled manner.
  • Decarburization annealing is generally carried out in a high-dew point atmosphere ("humid atmosphere") with a dew point between 40 and 80 °C, preferably between 40 and 65 °C.
  • a dew point of Temperatures above 80 °C result in a high proportion of oxidized iron, which negatively impacts the reactivity of the oxide layer.
  • the resulting oxide layer becomes too dense, so that all surface-controlled chemical reactions, such as decarburization, nitriding, and denitriding, can no longer proceed as controlled.
  • the atmosphere can consist of 5 to 95 vol.% H 2 , with the remainder being nitrogen or any inert gas, or a mixture of nitrogen and one or more inert gases.
  • the process according to the invention optionally provides for the performance of a nitriding treatment during the primary recrystallization annealing with simultaneous decarburization treatment in step b) or subsequently in step c).
  • a nitriding treatment is to be carried out during the decarburization annealing in step b)
  • the decarburization annealing can be carried out in an atmosphere containing N 2 or N-containing compounds, for example NH 3 .
  • Decarburization annealing and nitriding can alternatively be carried out successively in two separate steps, with the decarburization annealing taking place first.
  • a degree of nitriding of at least 150 ppm is preferably set.
  • nitriding is carried out after decarburization annealing in step c) of the process according to the invention, the conditions of the nitriding treatment should also be adjusted to achieve a nitriding degree of at least 150 ppm.
  • an annealing temperature of between 700 and 900 °C is set and a dew point below 40 °C is selected.
  • the annealing time is usually between 10 and 200 s.
  • the N, N 2 , or NH 3 content is selected to ensure the desired nitriding degree.
  • nitriding degree is calculated from the difference between the nitrogen content of the steel strip before stress relief annealing (step h) minus the nitrogen content before decarburization annealing (step b).
  • the nitrogen content can be determined in the usual way. , e.g. with a 736 analyzer offered by Leco Corporation, St. Joseph, USA.
  • step d) of the process according to the invention the flat steel product obtained in step b) or in the optional step c) is coated with a slurry, wherein the slurry consists of water, MgO, and optionally one or more other solids and has a mass ratio w1 of water to total solid(s) in the slurry.
  • a mass ratio w1 to the total solid(s) in the slurry is 5 to 11.
  • a mass ratio w1 of water to the total solid(s) in the slurry of less than 5 leads to uneven application of the slurry and increases the risk of clogged plant components required for slurry application.
  • a mass ratio w1 of water to the total solid(s) in the slurry of more than 11 leads to long drying times for the slurry and to excessively high dew points in the bell annealing in step f). Excessively high dew points are disadvantageous because they lead to the formation of oxides with a high degree of oxidation, such as MgSiOs, which in turn prevent uniform forsterite film formation (glass film formation).
  • MgO is counted as the solids of the slurry. When reference is made below to the total solid(s) of the slurry, this means the content of all solids in the slurry, including MgO.
  • further solids in addition to MgO in the slurry can be selected from oxides and/or nitrides of at least one element selected from Al, Cr, Fe, Mn, Si, Ti, Mg, Sn, Cu, Zn, Zr and mixed oxides of the aforementioned oxides with Mg. MgO and the optionally present further solids in the slurry act as nucleation sites to facilitate the phase transition from fayalite to forsterite in step f) of the process according to the invention.
  • the slurry may contain, based on the total solids content of the slurry, at least 70 wt.% MgO, optionally up to 25 wt.% of oxides and/or nitrides of at least one element selected from Al, Cr, Fe, Mn, Si, Ti, Mg, Sn, Cu, Sn, Zr and mixed oxides of mentioned oxides with Mg, and further contain up to 5 wt.% additives, based on the total solids content of the slurry.
  • additives may be, for example, elements such as Ca, B and Sr, ammonium chloride or antimony chloride, and other salts such as magnesium sulfate or sodium chloride, the addition of which controls the density of the forsterite layer formed after the bell annealing in step f) and the gas exchange between the annealing atmosphere and the metal during the bell annealing in step f).
  • the flat steel product coated in step d) is coiled into a coil.
  • the coil tension is preferably between 30 and 300 MPa.
  • a coil tension of less than 30 MPa would lead to coil collapse due to excessive free volumes between the coil turns, and the dew point during the batch annealing would be significantly lowered because the entire water content of the slurry would immediately diffuse out of the coil turns.
  • the dew point would be significantly higher during the batch annealing because the moisture from the water content of the slurry cannot diffuse out of the coil turns.
  • the coil obtained in step e) is annealed in step f) in a bell furnace at a soaking temperature of at least 1100°C with a dew point dp 1, measured between the turns of the coil at 400°C during heating to soaking temperature, and a dew point dp 2, measured between the turns of the coil at 800°C during heating to soaking temperature.
  • the dew point dp1 at 400 °C is an indicator of the initial oxidation of the surface by water of crystallization.
  • the dew point dp2 at 800 °C is crucial for preventing the incorporation of impurities into the olivine.
  • thermocouples are preferably distributed over the coil, as in Figure 1 shown.
  • Dew point measuring devices are also installed at the same location in the coil.
  • the dew points dp1 and dp2 can be determined individually using each of these dew point measuring devices by extracting the gas from the windings with pipes of various defined diameters (6, 4, 2 and 1 mm) at 400°C and 800°C respectively and extrapolating these actually determined dew point measured values to the value 0 mm.
  • the dew point measured values obtained for the defined pipe diameters at 400°C and 800°C are entered into a diagram as a function of the respectively defined pipe diameter.
  • the y-axis of the diagram indicates the dew point in °C and the x-axis the diameter of the pipe in mm.
  • the dew point measured values obtained for the respectively defined pipe diameters at 6, 4, 2 and 1 mm and entered into the diagram are extrapolated to the intersection point with the y-axis. Extrapolation yields the dew point at a theoretical pipe diameter of 0 mm, which corresponds to the dew point dp1 or dp2 used in formula (I).
  • the dew points at the respective pipe diameters of 6, 4, 2, and 1 mm must first be entered into standard data software, such as MS Excel, to determine the logarithmic trend line.
  • hood annealing process is usually controlled based on the hood temperature (see e.g. EP 2 963 130 B1 ). Due to the large dimensions of a coil and the associated local differences in temperature and dew point during batch annealing, however, precise and accurate regulation and control of the process is not possible. The determination of the dew points and the actual temperature at specific positions in the coil using thermocouples installed at these positions in the coil, as in Figure 1 shown, allows a more accurate and precise regulation and control of the process.
  • step f) of the process according to the invention secondary recrystallization takes place with the formation of a forsterite layer.
  • the coil obtained in step e) can, for example, be heated rapidly in step f) to a maximum soaking temperature of 1150°C or above, with maximum soaking temperatures of at least 1200°C being particularly advantageous.
  • the heating and soaking preferably take place under a protective gas atmosphere comprising, for example, H 2. More preferably, the heating to and the soaking at the respective soaking temperature take place under an atmosphere containing 5 to 100 vol.% H 2 , preferably 50 to 100 vol.% H 2 , the remainder nitrogen or any desired inert gas or a mixture of nitrogen and one or more desired inert gases.
  • the soaking time during which the bell annealing is carried out in this way can be determined in a conventional manner well known to those skilled in the art. Soaking times between 10 and 200 hours are usual. Heating times of at least 10 hours ensure that atoms of elements such as S and N are sufficiently removed, as their presence would otherwise impair the properties of the grain-oriented electrical steel. A duration of more than 200 hours would be uneconomical; it would lead to a reduction in the olivine formed during the previous heating phase of the bell annealing and an increase in the amount of silicon dioxide formed. This would have a negative impact on the formation of the forsterite layer (the glass layer).
  • Hood annealing in step f) of the process according to the invention can, for example, be carried out for at least 10 h at a maximum soaking temperature of up to 1247 °C under an atmosphere of at least 50% H 2 .
  • the batch annealing in step f) of the process according to the invention is preferably carried out for an annealing time of 10-200 hours in a 100% H2 atmosphere.
  • One or more holding stages can be incorporated during heating to maximum temperature in order to equalize the temperature in the coil and avoid temperature gradients.
  • Typical average heating rates to maximum temperature are between 5 K/h and 50 K/h. Heating rates below 5 K/h prove to be negative in terms of productivity, and in addition, the grains can become too large even before secondary recrystallization, thus reducing the driving forces for secondary recrystallization.
  • Average heating rates above 50 K/h can lead to inhomogeneous temperature distribution in the coil and thus to inhomogeneous product properties.
  • Cooling after the hood annealing in step f) of the process according to the invention can also be carried out in a controlled manner. Average cooling rates of less than 50 K/h have proven advantageous. Cooling can take place with or without a hood in a controlled atmosphere or in an ambient atmosphere. Average cooling rates above 50 K/h can lead to strain in the material and thus to poorer processability in subsequent processes and increased core losses.
  • the steel strip is cleaned and, if appropriate, pickled after step f) and before step g).
  • Methods for pickling the steel strip are known to those skilled in the art.
  • the steel strip can be treated with an aqueous acidic solution. Suitable acids include phosphoric acid, sulfuric acid, and/or hydrochloric acid.
  • an insulating coating is applied to the flat steel product annealed in step f) and optionally subsequently cleaned and optionally pickled.
  • the insulating coating is preferably applied to at least one side of the flat steel product.
  • the process for applying the insulating coating is known to the person skilled in the art and can be found, for example, in EP 2 902 509 B1 and EP2 954 095 A1
  • an aqueous solution comprising colloidal silica (colloidal silicon dioxide) and at least one phosphate, nitrate and/or oxide containing at least one element selected from Al, Mn, Si, Ti, Mg, Sn and Cr is preferably applied to the surface of the steel sheet.
  • the insulation coating is applied to both sides of the flat steel product.
  • the application weight of the insulation coating is particularly preferably the same on both sides. It goes without saying that the same application weight, as described above, means that the application weight of the insulation coating is the same within the scope of unavoidable deviations due to production technology.
  • step h) of the process according to the invention the flat steel product provided with the insulation coating is stress-relieved to form the insulation layer. This can be carried out at temperatures in the range of 800°C to 950°C for 10 to 600 s.
  • the insulation coating applied in step g) is baked to form the insulation layer.
  • An insulation layer applied to a grain-oriented flat steel product has a positive effect on minimizing hysteresis losses.
  • the insulation layer can transfer tensile stresses to the base material, which not only improves the magnetic loss values of the grain-oriented flat steel product, but also reduces magnetostriction and has a positive effect on the noise behavior of the finished transformer.
  • the insulation layer is completely transparent to the laser used in step i), i.e., it has a transmittance of 100%.
  • step i) of the method according to the invention domain refinement is carried out on at least one side of the flat steel product provided with the insulation layer by means of a laser with a wavelength WL, wherein the wavelength WL of the laser satisfies the specification of the following formula (I): 537 + 60 ⁇ dp 1 + 10 ⁇ dp 2 w 1 ⁇ WL ⁇ 1080 + 18 ⁇ dp 1 + 3 ⁇ dp 2 w 1
  • the selection of a laser with a wavelength WL that satisfies the above-mentioned formula (I) for the domain refinement according to step i) of the method according to the invention results in the laser wavelength being adapted to the transmittance of the forsterite layer obtained in step f) in such a way that a grain-oriented flat steel product according to the invention with optimized magnetostrictive properties and, at the same time, minimized remagnetization losses can be reliably obtained.
  • a laser beam emitted by a laser beam source imparts linear deformations arranged at a certain distance into the surface of the flat steel product, thereby reducing the width of the domains and the losses of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the domain refinement in step i) is carried out transversely to the rolling direction and at predefined intervals in the rolling direction.
  • the invention further relates to a grain-oriented flat steel product comprising a steel core which has, in % by weight, the following composition: Si: 2.0 - 4.0%, C: ⁇ 30 ppm Al sl : ⁇ 30 ppm, N: ⁇ 50 ppm, optionally one or more elements selected from the group consisting of Se, Sn, Sb, the individual contents of these elements being up to 0.2%, optionally one or more elements selected from the group consisting of Cr, Cu, Mn, the individual contents of these elements being up to 0.60%, optionally one or more elements selected from the group consisting of As, Bi, B, Co, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, the individual contents of these elements being up to 0.05%, optional S: ⁇ 50 ppm P: 0.0003% to 0.05% Rest iron and unavoidable impurities; and on at least one side of the steel core a forsterite layer in full-surface contact therewith, wherein the side of the forsterite layer facing away from the steel core is
  • the steel core has the following composition in wt.%: Si: 2.0 - 4.0%, C: ⁇ 30 ppm, Al sl : ⁇ 30 ppm, N: ⁇ 50 ppm Mn: 0.002 to 0.60%, Cu: 0.002 to 0.60%, optionally one or more elements selected from the group consisting of Se, Sn, Sb, the individual contents of these elements being up to 0.2%, optionally up to 0.60% Cr, optionally one or more elements selected from the group consisting of As, Bi, B, Co, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, the individual contents of these elements being up to 0.05%, optional S: ⁇ 50 ppm P: 0.0003% to 0.05% Rest iron and unavoidable impurities.
  • the chemical composition of the steel core of the finished grain-oriented flat steel product differs from the chemical composition of the cold-rolled flat steel product used in the process according to the invention with regard to the contents of Al sl , C, N and S.
  • the other elements as well as the maximum content of unavoidable impurities what was said above in connection with the cold-rolled flat steel product applies accordingly.
  • the Al sl content in grain-oriented flat steel products is lower than in cold-rolled flat steel products.
  • Al sl is present in cold-rolled flat steel products primarily as AlN inhibitor particles.
  • the particles dissolve, Al diffuses to the steel surface, and combines with other elements to form mixed compounds, so-called spinels. These are not acid-soluble, which is why the Al sl content in the steel core of grain-oriented flat steel products is limited to 30 ppm.
  • the carbon content decreases and its maximum content is limited to 30 ppm in the steel core of the grain-oriented flat steel product.
  • the maximum nitrogen content in the steel core of the grain-oriented flat steel product is limited to 50 ppm, since the cold-rolled flat steel product can be subjected to nitriding to produce the grain-oriented flat steel product, but is subsequently also subjected to purification during batch annealing.
  • the flat steel product is purified of sulfur during batch annealing, so that the maximum sulfur content in the steel core of the grain-oriented flat steel product is 50 ppm.
  • the maximum phosphorus content in the grain-oriented flat steel product is higher than in the cold-rolled flat steel product used for production.
  • the P content in the steel core of the grain-oriented flat steel product does not change compared to the cold-rolled flat steel product used for production.
  • Domain refinement on both sides can lead to an increase in the average magnetostriction value and possibly also to an increase in the hysteresis loss, and thus to an increase in the total magnetization loss. Therefore, it is preferable to treat only one of the two sides of the grain-oriented flat steel product with a laser for domain refinement.
  • the inventors have recognized that this results in a different magnetostriction between the treated and untreated sides of the grain-oriented flat steel product, whereas in untreated grain-oriented flat steel products, this magnetostriction is almost identical on both sides.
  • the magnetostriction difference is the absolute value of the magnetostriction, measured according to IEC 60404-17 (2021) using a mirror, between one side of the grain-oriented steel flat product and the other side of the grain-oriented steel flat product. It goes without saying that this difference can be negative or positive depending on the direction of the value deduction. However, for the purposes of the invention, only the resulting absolute value is considered as such, without the respective sign. Therefore, if the determined magnetostriction difference between the two sides of the grain-oriented steel flat product is "-2,” this is considered a magnetostriction difference of "2" according to the invention. The same applies if the determined magnetostriction difference between the two sides of the grain-oriented steel flat product is "+2.”
  • the noise level can be positively influenced by keeping the difference in magnetostriction, measured according to IEC 60404-17 (2021) with a mirror, to less than 1 dB(A), i.e. as low as possible.
  • this comprises a steel core which has the composition specified above, and a forsterite layer on both sides of the steel core in full-surface contact therewith, wherein the side of the respective forsterite layer facing away from the steel core is in full-surface contact with an insulation layer, wherein at least one side of the grain-oriented flat steel product is Domain refinement was treated with a laser, characterized in that the difference in magnetostriction, measured according to IEC 60404-17 (2021) with a mirror, between one side of the grain-oriented steel flat product and the other side of the grain-oriented steel flat product is less than 1 dB(A) and wherein the grain-oriented steel flat product has a core loss, measured according to IEC 60404-3 (2022) at 50 Hz and 1.7 T and a conversion factor of 0.925 according to IEC 60404-8-7 (2020), of at most 0.75 W/kg.
  • the thickness of the two insulation layers is almost identical, ie the difference in the layer
  • the core loss must be measured before and after laser treatment. This is not possible in a continuous furnace for performing steps g) and h) with subsequent laser treatment for domain refinement (step i)), as this would require interrupting the continuous process and cutting the grain-oriented flat steel product. Furthermore, measurements of core loss with a closed yoke, as required by IEC-60404-2 or -3, cannot be performed in a continuous furnace. For this reason, core loss due to laser treatment is determined by cutting the grain-oriented flat steel product into 610 mm x 100 mm samples after step i) of the inventive method and subjecting them to an annealing treatment.
  • the samples are annealed for 30 minutes at 850 °C in a 100% nitrogen-containing atmosphere and then cooled at approximately 30 K/h. Since the improvements in core loss caused by laser treatment are not thermally stable, any improvement in core loss caused by laser treatment is canceled out by the annealing treatment.
  • the change in core losses PL can be determined using the formula given above. This represents a measure of the improvement in core losses due to laser treatment.
  • An advantage of this method is that it allows comparison with other grain-oriented domain-refined flat steel products.
  • its surface profile across the laser treatment area, i.e. in the rolling direction, over a measuring distance of 2000 ⁇ m has on average no depressions deeper than 0.8 ⁇ m, preferably deeper than 0.3 ⁇ m.
  • Such depressions, which are deeper than 0.8 ⁇ m, are usually found on grain-oriented flat steel products of the prior art.
  • the depressions in the surface profile are measured using a Keyence VK-X3000 3D laser scanning microscope across the laser treatment area, i.e. in the rolling direction, over a measuring range of 2000 ⁇ m.
  • the difference between the mean height of the non-laser treated, i.e. non-domain refined, area of the sample surface and the mean height of the domain refined area of the sample surface gives the height of the depression created by the laser.
  • the grain-oriented flat steel product according to the invention is further preferably characterized in that the insulating effect of the insulating layer system is maintained by the described laser treatment, i.e. an insulating effect of at least 50 ⁇ cm 2 , measured according to IEC 60404-11 (2021), is achieved in the area of the laser treatment.
  • thermocouples 2, 3, 4 for measuring the temperature and the dew point measuring devices 5, 6 and 7 for determining the dew points dp1 and dp2 in step f) of the method according to the invention can be mounted in the coil 1.
  • the temperature is measured, for example, by means of the thermocouples 2, 3, 4, which are mounted centrally above the coil height H and at three points over the coil radius R, evenly distributed at 1 ⁇ 4 (see thermocouple 2), 1 ⁇ 2 (see thermocouple 3), and 3 ⁇ 4 (see thermocouple 4) of the coil height H.
  • the dew points dp1 or dp2 are measured by suction through pipes of a defined diameter of 1, 2, 4 and 6 mm using the dew point measuring device 5, 6, 7, which is also installed at the same location.
  • the dew point measuring device 5, 6, 7, which is also installed at the same location.
  • the control system shown here serves primarily to enable more precise and accurate regulation and control of the bell annealing process. For example, holding times at specific temperatures during bell annealing can be adjusted to ensure that the target temperature is reliably reached inside coil 1 for a specific duration.
  • a cold-rolled steel flat product with a thickness of 0.22 mm having the following composition, in wt.%: 3.3% Si, 0.075% C, 0.12% Mn, 0.05% AlSi , 0.009% N, 0.1% Cu, 0.011% S, 0.03% P, the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the cold-rolled steel flat product was subjected to primary recrystallization annealing with simultaneous decarburization treatment at 850°C for 110 s in an atmosphere of 75% H2 and 25% N2 with a dew point of 60°C.
  • a nitriding treatment was carried out in an atmosphere with a dew point of approximately 5 °C and the addition of NH 3 to the atmosphere containing 75% H 2 and 25% N 2 , to a nitriding degree of 160 ppm.
  • Both sides of the flat steel product were then coated with a slurry containing 95 wt.% MgO and 5% TiO 2 , based on the total solids content of the slurry, and a mass ratio of water to total solids in the slurry of 8, and coiled into a coil at a coil tension of 80 MPa.
  • the material was then annealed in a bell furnace at 1200 °C for 24 hours.
  • the dew points during heating to 1200 °C were measured at 400 °C and 800 °C using the method described above in the description of step f) of the process according to the invention and in connection with Figure 1
  • the values were determined using the procedure specified and are listed in Table 1.
  • the coil was unwound, and the annealing residues, such as non-adhering forsterite and other products, were removed with a smooth brush and water.
  • An insulating coating of aluminum phosphate, colloidal silicon dioxide, and chromic acid was applied to both sides of the flat steel product. The insulating coating was stress-relieved at 860 °C and baked to form an insulating layer.
  • the carbon content of the steel core of the grain-oriented flat steel product was below 0.003 weight percent. Due to spinel formation at the interface between forsterite and the steel core, the AlSi content in the steel core of the grain-oriented flat steel product drops below 30 ppm. Purification annealing reduced the nitrogen and sulfur contents in the steel core of the grain-oriented flat steel product to below 10 ppm.
  • a cold-rolled steel flat product with a thickness of 0.22 mm having the following composition, in wt.%: 3.3% Si, 0.085% C, 0.08% Mn, 0.03% AlSi , 0.009% N, 0.1% Cu, 0.02% S, 0.01% P, the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the cold-rolled steel flat product was subjected to a primary recrystallization annealing with simultaneous decarburization treatment at 850°C for 150 s in an atmosphere containing 75% H2 and 25% N2 with a dew point of 60°C.
  • the flat steel product was then coated on both sides with a slurry containing 95% MgO and 5% TiO 2 , based on the total solid content of the slurry and a mass ratio of water to total solids in the slurry of 8, and wound into a coil with a reel tension of 80 MPa.
  • the coil was then annealed in a bell furnace at 1200 °C for 24 hours.
  • the dew points during heating to 1200 °C were measured at 400 °C and 800 °C using the method described above in the description of step f) of the process according to the invention and in connection with Figure 1 specified procedure and are shown in Table 1.
  • the coil was unwound and the annealing residues, e.g. non-adherent forsterite and other products, were removed with a
  • the rust was removed with a smooth brush and water, and an insulating coating of aluminum phosphate, colloidal silicon dioxide, and chromic acid was applied to both sides of the flat steel product.
  • the insulating coating was stress-relieved at 860 °C and baked to form an insulating layer.
  • the carbon content of the steel core of the grain-oriented flat steel product was below 0.003 weight percent. Due to spinel formation at the interface between forsterite and the steel core, the AlSi content in the steel core of the grain-oriented flat steel product drops below 30 ppm. Purification annealing reduced the nitrogen and sulfur contents in the steel core of the grain-oriented flat steel product to below 10 ppm.
  • a difference in magnetostriction, measured according to IEC 60404-17 (2021) with a mirror, between one side of the grain-oriented steel flat product and the other side of the grain-oriented steel flat product can be set to less than 1 dB(A), while at the same time minimizing the core losses.
  • the samples were measured in the laser treatment area according to IEC 60404-11 (2021), and the determined resistance value in ⁇ cm 2 was entered in Table 2.
  • the area can be determined using a commercially available domain viewer such as the DV 90 from Brockhaus.
  • the improvement in core loss was determined by annealing the samples for 30 minutes at 850 °C in a 100% nitrogen-containing atmosphere, followed by cooling at approximately 30 K/h. Since the laser treatment is thermally unstable, the improvement in core loss is now eliminated. By determining the change in core loss before and after annealing, the improvement in core loss due to the laser treatment can be determined.
  • the core losses were measured according to IEC 60404-8-7 (2020), with a conversion factor of 0.925 at 50 Hz and 1.7 T.
  • the results of the respective difference in core losses before and after annealing treatment P L were entered in Table 2.
  • the samples must first be weighed. To remove the phosphate layer from one side of the sample, the side of the sample whose insulation layer is not to be removed must be taped with acid-resistant adhesive tape. To remove the insulation layer on the non-taped side of the sample, place the sample in 25% NaOH at 60°C for 20 minutes. Rinse the sample first with water, then with ethanol and dry. Remove the adhesive tape from the sample and then clean it of adhesive residues with Ascusol. Then weigh the sample again. From the weight difference, determine the layer thickness of the non-taped side in g/ m2 . To determine the layer thickness on the other side, the procedure is reversed.
  • ⁇ zp, ⁇ pp and LvA were measured according to IEC 60404-17 (2021) and Ps according to IEC 60404-3 (2022).
  • YES/NO 23 A 0.719 -0.5 0.6 87.5 -0.6 634 1217 1152.3 36 19 8.9 1 YES 24 B 0.718 -0.6 0.7 88.1 25 A 0.698 -0.2 0.4 89.3 -0.7 681 1250 1200 45 -8 5.3 1 YES 26 B 0.700 -0.7 0.9 89.9 27 A 0.719 -0.4 0.6 88.9 -0.9 608 1179 1062 28 11 6.1 1 YES 28 B 0.711 -0.9 1.0 89.8 29 A 0.717 -0.8 0.9 90.7 -0.4 657 1254 694.3 16 9 7.2 2 YES 30 B 0.716 -1.1 1.1 91.2 31 A 0.712 -0.5 0.5 89.2 -0.5 598 1165 1030 25 12 9.3 2 YES 32 B 0.709 -0.9 1.0 89.6 No.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Stahlflachprodukts, umfassend die Arbeitsschritte a)Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts; b) Primärrekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung in einer feuchten Atmosphäre auf einen Kohlenstoffgehalt von unter 30 ppm; c) Optional Durchführen einer Nitrierungsbehandlung während Schritt b) oder im Anschluss daran in Schritt c); d) Beschichten des in Schritt b) oder im optionalen Schritt c) erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer Aufschlämmung, wobei die Aufschlämmung aus Wasser, MgO und optional einem oder mehreren weiteren Feststoff/en besteht und ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu den gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung aufweist; e) Haspeln des beschichteten Stahlflachprodukts zu einem Coil; f) Haubenglühen des Coils bei einer Durcherwärmungstemperatur von mindestens 1100°C mit einem Taupunkt dp 1, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 400°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur, und einem Taupunkt dp 2, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 800°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur; g) Aufbringen einer Isolationsbeschichtung auf das geglühte Stahlflachprodukt; h) Spannungsarmglühen des mit der Isolationsbeschichtung versehenen Stahlflachprodukts unter Ausbildung einer Isolationsschicht, i) Durchführen einer Domänenverfeinerung mittels eines Lasers mit einer Wellenlänge WL auf mindestens einer Seite des mit der Isolationsschicht versehenen Stahlflachprodukts, wobei die Wellenlänge WL des Lasers die Vorgabe der folgenden Formel (I) erfüllt: 573 + 60 × dp 1 + 10 × dp 2 w 1 < WL < 1080 + 18 × dp 1 + 3 × dp 2 w 1
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Die Erfindung betrifft ferner ein kornorientiertes Stahlflachprodukt mit minimierten magnetischen Verlustwerten und optimierten magnetostriktiven Eigenschaften.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein kornorientiertes Stahlflachprodukt mit minimierten magnetischen Verlustwerten und optimierten magnetostriktiven Eigenschaften sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
  • Bei den hier in Rede stehenden kornorientierten Stahlflachprodukten, in der Fachsprache auch als "HGO-Material" bezeichnet, handelt es sich um Stahlbänder, in der Fachsprache auch einfach "Elektrobänder", oder Stahlbleche, in der Fachsprache auch einfach "Elektrobleche" genannt. Aus solchen Stahlflachprodukten werden Teile für elektrotechnische Anwendungen gefertigt.
  • Kornorientiertes Elektroband oder -blech eignet sich insbesondere für Verwendungen, bei denen ein besonders niedriger Ummagnetisierungsverlust im Vordergrund steht und hohe Ansprüche an die Permeabilität oder Polarisation gestellt werden. Solche Anforderungen bestehen insbesondere bei Teilen für Leistungstransformatoren, Verteilungstransformatoren und höherwertigen Kleintransformatoren.
  • Wie im Einzelnen beispielsweise in der EP 1 025 268 B1 erläutert, wird allgemein im Zuge der Herstellung von Stahlflachprodukten zunächst ein Stahl, der (in Gew.-%) typischerweise 2,5 bis 4,0 % Si, 0,010 bis 0,100 % C, bis zu 0,150 % Mn, bis zu 0,065 % Al und bis zu 0,0150 % N, sowie jeweils optional 0,010 bis 0,3 % Cu, bis 0,060 % S, bis 0,100 % P, bis jeweils 0,2 % As, Sn, Sb, Te, und Bi, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen aufweist, zu einem Vormaterial, wie einer Bramme, Dünnbramme oder einem gegossenen Band, vergossen. Das Vormaterial wird dann erforderlichenfalls einer Glühbehandlung unterzogen, um anschließend zu einem Warmband warmgewalzt zu werden.
  • Nach dem Haspeln und einer optional zusätzlich durchgeführten Glühung sowie einer ebenso optional absolvierten Entzunderungs- bzw. Beizbehandlung wird aus dem Warmband anschließend in ein oder mehreren Schritten ein Kaltband gewalzt, wobei zwischen den Kaltwalzschritten erforderlichenfalls eine Zwischenglühung durchgeführt werden kann. Bei der daraufhin durchgeführten Entkohlungsglühung wird üblicherweise zur Vermeidung einer magnetischen Alterung der Kohlenstoffgehalt des Kaltbands entscheidend verringert.
  • Nach dem Entkohlungsglühen wird auf die Bandoberflächen ein Glühseparator, bei dem es sich typischerweise um MgO handelt, aufgebracht. Der Glühseparator verhindert, dass die Windungen eines aus dem Kaltband gewickelten Coils bei der daraufhin durchgeführten Hochtemperaturglühung miteinander verkleben. Während der Hochtemperaturglühung, die typischerweise in einem Haubenofen unter Schutzgas durchgeführt wird, entsteht im Kaltband durch selektives Kornwachstum die Textur. Ferner bildet sich auf den Bandoberflächen eine Forsteritschicht, der sogenannte "Glasfilm", aus. Darüber hinaus wird das Stahlmaterial durch während der Hochtemperaturglühung ablaufende Diffusionsvorgänge gereinigt.
  • Im Anschluss an die Hochtemperaturglühung wird das so erhaltene Stahlflachprodukt mit einer Isolierschicht beschichtet und in einer abschließenden "Schlussglühung" thermisch gerichtet und spannungsarm geglüht. Diese Schlussglühung kann vor oder nach der Konfektionierung des in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten Stahlflachprodukts zu den für die Weiterverarbeitung benötigten Zuschnitten erfolgen, wobei durch eine Schlussglühung nach dem Abteilen der Zuschnitte die im Zuge des Abteilvorgangs entstandenen zusätzlichen Spannungen abgebaut werden können. So erzeugte Stahlflachprodukte weisen in der Regel eine Dicke von 0,15 mm bis 0,5 mm auf.
  • Die metallurgischen Eigenschaften des Werkstoffs, die bei der Erzeugung der Stahlflachprodukte eingestellten Umformgrade der Kaltwalzprozesse und die Parameter der Wärmebehandlungsschritte sind jeweils so aufeinander abgestimmt, dass gezielte Rekristallisationsprozesse ablaufen. Diese Rekristallisationsprozesse führen zu der für den Werkstoff typischen "Goss-Textur", bei der die Richtung der leichtesten Magnetisierbarkeit in Walzrichtung der Fertigbänder liegt. Kornorientierte Stahlflachprodukte weisen dementsprechend ein stark anisotropes magnetisches Verhalten auf.
  • Zur Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste eines kornorientierten Stahlflachprodukts gibt es verschiedene Methoden. Zum Beispiel kann die Orientierungsschärfe der Goss-Textur des Stahlflachprodukts verbessert werden. Weitere Verlustverringerungen können durch Verringerung der Abstände der 180° Domänenwände erreicht werden. Hohe Zugspannungen in Walzrichtung, welche über isolierende Beschichtungen auf die Stahloberfläche übertragen werden, tragen ebenfalls zur Reduzierung der Domänenabstände und damit einhergehend zur Reduzierung der Ummagnetisierungsverluste bei. Jedoch sind die benötigten Zugspannungswerte aus technischen Gründen nur eingeschränkt realisierbar.
  • Eine beispielsweise in der DE 18 04 208 B1 oder der EP 0 409 389 A2 vorgeschlagene weitere Möglichkeit der Verlustverbesserung besteht darin, dass an der Oberfläche des Stahlflachprodukts partielle plastische Verformungen erzeugt werden. Dies kann beispielsweise durch ein mechanisches Anritzen oder Anstechen der Oberflächen des jeweiligen Stahlflachprodukts erfolgen. Den auf diese Weise erzielten signifikanten Verbesserungen der magnetischen Eigenschaften steht der Nachteil gegenüber, dass durch die mechanische Bearbeitung der Oberfläche die darauf aufgetragene Isolierschicht des Stahlflachprodukts beschädigt wird. Dies kann beispielsweise im Fall der Erzeugung von Trafoblechen aus einem solchen Stahlflachprodukt zu Kurzschlüssen im gestapelten Kern des Transformators sowie zu lokaler Korrosion führen.
  • Versuche, die Vorteile des mechanischen Anritzens oder Anstechens zu nutzen, ohne die Isolation zu zerstören, haben sich auf die Verwendung von Laserquellen konzentriert ( EP 0 008 385 B1 , EP 0 100 638 B1 , EP 1 607 487 A1 ). Den auf der Verwendung von Lasern basierenden Verfahren gemein ist, dass ein Laserstrahl auf die Oberfläche des zu behandelnden Stahlflachprodukts fokussiert und dort eine thermische Verspannung im Grundmaterial generiert wird. Diese führt zur Bildung von Versetzungen, an denen Komponenten des magnetischen Flusses aus der Oberfläche des Stahlflachprodukts austreten. Hierdurch wird die magnetische Streufeldenergie lokal angehoben, zu deren Kompensation die Bildung von sogenannten "Abschlussdomänen" erfolgt, die in der Fachsprache auch als "Sekundärstrukturen" bezeichnet werden. Gleichzeitig tritt eine Verringerung des Hauptdomänenabstandes ein.
  • Da der anormale Ummagnetisierungsverlust vom Abstand der Hauptdomänen abhängt, werden die Verluste durch eine geeignete Laserbehandlung minimiert. Durch die Laserbehandlung kann der Ummagnetisierungsverlust eines kornorientierten Stahlflachprodukts mit einer für diese Produkte typischen Nenndicke von 0,23 mm um mehr als 10 % gegenüber dem unbehandelten Zustand verbessert werden. Die Verlustverbesserungen hängen sowohl von den Eigenschaften des Grundmaterials, wie beispielsweise der Korngröße und Texturschärfe, als auch von den Laserparametern ab, zu denen der Abstand L der Linien, entlang derer die Laserstrahlen auf das jeweilige Stahlflachprodukt geführt werden, die Einwirkzeit tdwell und die spezifische Energiedichte Us gehören. Die Abstimmung dieser Parameter hat entscheidenden Einfluss auf die jeweils erreichte Verminderung der Ummagnetisierungsverluste.
  • Neben den Ummagnetisierungsverlusten spielt bei Transformatoren auch die Geräuschentwicklung eine Rolle. Diese beruht auf einem als Magnetostriktion bekannten physikalischen Effekt.
  • Magnetostriktion ist die Längenänderung eines ferromagnetischen Materials in Richtung seiner Magnetisierung. Durch den Betrieb eines ferromagnetischen Bauteils, wie beispielsweise eines Transformators, in einem magnetischen Wechselfeld werden die 180° Hauptdomänen verschoben, was alleine jedoch noch keinen Beitrag zur Magnetostriktion liefert. Jedoch existieren an Übergängen zwischen den 180° Hauptdomänen zu den 90° Abschlussdomänen magnetostriktive Verspannungen im Material. Diese bilden beim Betrieb im magnetischen Wechselfeld eine Schallquelle und sind die Ursache für die Transformatorengeräusche.
  • Die Einbringung von zusätzlichen 90° Abschlussdomänen, also von Sekundärstrukturen, durch eine Laserbehandlung führt allgemein zu einer Erhöhung der Magnetostriktion und somit der Geräuschemissionen insbesondere beim Betrieb eines Transformators.
  • Die Anforderungen, die hinsichtlich der Minimierung der Geräuschentwicklung beim Betrieb von Transformatoren gestellt werden, steigen ständig. Dies liegt einerseits an kontinuierlich verschärften gesetzlichen Vorgaben und Normen. Andererseits akzeptieren die Verbraucher heute in der Regel keine elektrischen Geräte mehr, bei denen es zu einem hörbaren "Transformatorbrummen" kommt. So hängt heute die Akzeptanz von Großtransformatoren in der Nähe von Wohnbebauung entscheidend von den Geräuschemissionen ab, die sich beim Betrieb solcher Transformatoren ergeben.
  • Es sind eine Reihe von Laserbehandlungsprozessen vorgeschlagen worden, mit denen sich durch Wahl geeigneter Prozessparameter sowohl Verlustverbesserungen als auch bessere magnetostriktive Eigenschaften erzielen lassen ( DE 601 12 357 T2 / EP 1154 025 B1 , DE 698 35 923 T2 / EP 0 897 016 B1 , EP 2 006 397 A1 , EP 1 607 487 A1 ). Die Optimierung der Parameter der Laserbehandlung ist dabei jedoch jeweils nur mit Blick auf eine Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste vorgenommen worden.
  • Die EP 4 261 853 A1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Stahlbands mit geringer Magnetostriktion. Das Verfahren sieht vor, dass zunächst der Unterschied der Krümmung der einen Seite und der anderen Seite des Stahlbands in Abhängigkeit von der Leistung des Laserätzens anhand einer Formel näherungsweise bestimmt wird und anhand dieses Unterschieds die Auftragsmengen der jeweiligen Isolationsschicht für die eine und die andere Seite ermittelt wird und diese dann aufgebracht werden. Dabei wird die Differenz der Krümmung zwischen der einen und der anderen Seite des Stahlbands, die durch das einseitige Laserätzen verursacht wird, durch Einstellen eines Spannungsunterschieds zwischen der Isolationsschicht auf der einen und auf der anderen Seite des Stahlbands mittels unterschiedlicher Auftragsmengen der Isolationsschicht auf den beiden Seiten reduziert, wodurch auch die magnetostriktive Abweichung zwischen beiden Seiten verringert wird. Hierdurch wird im Ergebnis auf die nicht durch Laserätzen behandelte Seite eine dickere Isolationsschicht aufgetragen als auf die mit dem Laser behandelte Seite.
  • Nachteilig an der in EP 4 261 853 A1 beschriebenen Verfahrensweise ist, dass die darin angewendete Formel zur näherungsweisen Berechnung der Krümmung außer Acht lässt, dass die Forsteritschichten ebenfalls Zugspannungen auf das Stahlflachprodukt ausüben, die zu Krümmungen führen und so die Gesamtkrümmung mit beeinflussen. Darüber hinaus ist die Bestimmung der Krümmung des Stahlbandes zur Ermittlung der Auftragsmengen für die jeweilige Isolationsschicht industriell aufwendig und lässt sich nicht einfach in ein kontinuierliches Herstellungsverfahren integrieren. Insbesondere wurde durch die Erfinder der EP 4 261 853 A1 nicht erkannt, dass der Transmissionsgrad der Forsteritschicht für die Laserwellenlänge eine Rolle für das gleichzeitige Erreichen einer gewünschten Magnetostriktion und einer Verbesserung des Ummagnetisierungsverlusts eines kornorientierten Stahlflachprodukts spielt.
  • Ferner erweist sich bei diesem Herstellungsverfahren als nachteilig, dass das kornorientierte Stahlflachprodukt im Bereich der durch Laserätzen behandelten Seite eine geringere Isolationswirkung aufweist. Dies ist dem Herstellungsverfahren geschuldet, das ein Laserätzen nach Aufbringen der Isolationsschicht vorsieht. Hierdurch wird die auf dem Stahlsubstrat aufliegende Isolationsschicht zumindest teilweise abgetragen. Dies führt zu einer defekten lokalen Isolationswirkung und weist für den Hersteller einer elektrischen Maschine oder eines Transformators den Nachteil auf, dass dieser penibel darauf achten muss, die mit dem Laser behandelten Seiten der Bleche nicht aufeinanderzulegen, um einen Kurzschluss zu vermeiden.
  • Weiterhin entsteht durch das Abtragen der auf dem Stahlsubstrat vorhandenen Isolationsschicht der Nachteil, dass das erhaltene kornorientierte Stahlflachprodukt an seiner Oberfläche eine andere Rauheit aufweist als übliche kornorientierte Stahlflachprodukte. Eine andere Rauheit führt beim Herstellen von Maschinen oder Transformatoren aus diesen kornorientierten Stahlflachprodukten, insbesondere bei automatischen Verlegearbeiten der kornorientierten Stahlflachprodukte dazu, dass ein anderes Rutschverhalten als bei üblichen kornorientierten Stahlflachprodukten auftritt. Dieses abweichende Rutschverhalten führt unter anderem dazu, dass der Hersteller sortenrein arbeiten muss und kornorientierte Stahlflachprodukte verschiedener Hersteller, wie sonst allgemein üblich, nicht mischen darf.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Stahlflachprodukts bereitzustellen, welches optimierte magnetostriktive Eigenschaften bei gleichzeitig minimierten Ummagnetisierungsverlusten aufweist und sich in optimaler Weise für die Herstellung von Teilen für Transformatoren eignet, ohne die Isolationswirkung des kornorientierten Stahlflachprodukts maßgeblich zu beeinträchtigen.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend, wie der allgemeine Erfindungsgedanke, im Einzelnen erläutert.
  • In Übereinstimmung mit dem voranstehend erläuterten Stand der Technik umfasst ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Stahlflachprodukts die Arbeitsschritte
    a) Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts das, in Gew.-%, folgende Zusammensetzung aufweist:
    Si: 2.0 - 4.0 %,
    C: 0.01 - 0.10 %,
    Alsl: 0.01 - 0.065%,
    N: 0.003 - 0.015,
    • optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 % betragen,
    • optional eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Cu, Mn, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.60% betragen,
    • optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, P, S, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.05 % betragen,
    • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
    b) Primärrekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung in einer feuchten Atmosphäre auf einen Kohlenstoffgehalt von unter 30 ppm;
    c) Optional Durchführen einer Nitrierungsbehandlung während Schritt b) oder im Anschluss daran in Schritt c);
    d) Beschichten des in Schritt b) oder im optionalen Schritt c) erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer Aufschlämmung, wobei die Aufschlämmung aus Wasser, MgO und optional einem oder mehreren weiteren Feststoff/en besteht und ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung aufweist;
    e) Haspeln des beschichteten Stahlflachprodukts zu einem Coil,
    f) Haubenglühen des Coils bei einer Durcherwärmungstemperatur von mindestens 1100°C mit einem Taupunkt dp 1, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 400°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur, und einem Taupunkt dp 2, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 800°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur,
    g) Aufbringen einer Isolationsbeschichtung auf das geglühte Stahlflachprodukt,
    h) Spannungsarmglühen des mit der Isolationsbeschichtung versehenen Stahlflachprodukts unter Ausbildung einer Isolationsschicht,
    i) Durchführen einer Domänenverfeinerung mittels eines Lasers mit einer Wellenlänge WL auf mindestens einer Seite des mit der Isolationsschicht versehenen Stahlflachprodukts, wobei die Wellenlänge WL des Lasers die Vorgabe der folgenden Formel (I) erfüllt: 537 + 60 × dp 1 + 10 × dp 2 w 1 < WL < 1080 + 18 × dp 1 + 3 × dp 2 w 1
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  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann weitere Schritte umfassen, die dem Fachmann bekannt sind und die üblicherweise bei der Herstellung von kornorientierten Stahlflachprodukten durchgeführt werden.
  • Der Erfindung liegt dabei die Erkenntnis zugrunde, dass optimierte magnetostriktive Eigenschaften bei gleichzeitig minimierten Ummagnetisierungsverlusten eines erfindungsgemäßen kornorientierten Elektrobandes durch sorgfältige Steuerung der Bedingungen in den Verfahrensschritten d), f) und i) gewährleistet werden können. Insbesondere lassen sich minimierte Ummagnetisierungsverluste von geringer 0,75 W/kg, ermittelt nach IEC 60404-3 (2022) bei 50 Hz und 1.7 T mit einem Konversionsfaktor von 0,925 nach IEC 60404-8-7 (2020), erhalten.
  • Es wurde festgestellt, dass die Höhe des Energieeintrags des Lasers bei der gemäß Schritt i) durchgeführten Domänenverfeinerung von dem Transmissionsgrad der Forsteritschicht für die zur Domänenverfeinerung gewählte Laserwellenlänge beeinflusst wird. Dabei wurde erkannt, dass der Transmissionsgrad der Forsteritschicht durch das Anpassen des Taupunkts während der Haubenglühung in Schritt f) gesteuert werden kann. Der Taupunkt in Schritt f) wird ferner durch den Wasseranteil in der gemäß Schritt d) aufgetragenen Aufschlämmung beeinflusst.
  • Je höher der Transmissionsgrad der Forsteritschicht für die zur Domänenverfeinerung in Schritt i) gewählte Laserwellenlänge ist, desto geringer ist der Energieverlust des Lasers in der Forsteritschicht. Damit einhergehend findet die Domänenverfeinerung durch den Thermoschock des Lasers bei dem durch das erfindungsgemäße Verfahren eingestellten höheren Transmissionsgrad der Forsteritschicht in tieferen weniger oberflächennahen Bereichen des kornorientierten Stahlflachprodukts statt.
  • Um einen für die erfindungsgemäßen Zwecke ausreichenden Transmissionsgrad der Forsteritschicht für die gewählte Laserwellenlänge zu erreichen, muss beim erfindungsgemäßen Verfahren die Bedingung der Formel (I) eingehalten werden.
  • Die Erfinder haben erkannt, dass hierdurch einerseits die Ummagnetisierungsverluste des kornorientierten Stahlflachprodukts verringert werden können, andererseits kommt es zu einem deutlich geringeren Anstieg der Magnetostriktion durch die Domänenverfeinerung.
  • Durch die Kombination der erfindungsgemäßen Maßnahmen bei der Herstellung des kornorientierten Stahlflachprodukts, insbesondere in den Schritten d), f) und i) des erfindungsgemäßen Verfahrens und Einhalten der Bedingung gemäß Formel (I), lassen sich zuverlässig verbesserte Ummagnetisierungsverluste des kornorientierten Elektrobandes bei gleichzeitig optimierten magnetostriktiven Eigenschaften erzielen.
  • Besondere Anforderungen an die Art und Weise der Herstellung des gemäß Arbeitsschritt a) bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukts bestehen nicht. So kann das für das erfindungsgemäße Verfahren bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt unter Anwendung der dem Fachmann allgemein bekannten, eingangs zusammengefassten Maßnahmen hergestellt werden, die aus dem Stand der Technik ebenfalls bereits hinlänglich bekannt sind. Dies schließt selbstverständlich auch solche Fertigungsverfahren ein, die derzeit noch nicht bekannt sind. Die Herstellung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts kann insbesondere durch Vergießen eines Stahls mit einer geeigneten Legierung zu einem Vormaterial, wie einer Bramme, Dünnbramme oder einem gegossenen Band, erfolgen, welches einer Glühbehandlung unterzogen wird, um anschließend zu einem Warmband warmgewalzt zu werden. Das Warmband kann in bekannter Weise aufgehaspelt und optional geglüht sowie einer Entzunderungs- bzw. Beizbehandlung unterzogen werden. Anschließend kann aus dem Warmband in ein oder mehreren Schritten ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt durch Kaltwalzen hergestellt werden, wobei zwischen den Kaltwalzschritten erforderlichenfalls eine Zwischenglühung durchgeführt werden kann. Verfahren zum Kaltwalzen eines kornorientierten Stahlbandes sind dem Fachmann allgemein bekannt und beispielsweise in WO 2007/014868 A1 und WO 99/19521 A1 beschrieben. Typischerweise wird eine Zwischenglühung in einem Temperaturbereich von 700 bis 1150 °C, vorzugsweise 800 bis 1100 °C, unter einer Atmosphäre durchgeführt, deren Taupunkt auf 10 bis 80 °C eingestellt ist. Typische Glühzeiten sind 30 s bis 900 s. Anlagen, mit denen eine solche Zwischenglühung durchgeführt werden kann, sind allgemein bekannt und beispielsweise in WO 2007/014868 A1 und WO 99/19521 A1 beschrieben. Die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts beträgt typischerweise 0,15 bis 0,5 mm, besonders bevorzugt ist eine maximale Dicke von 0,35 mm, vorzugsweise von höchstens 0,27 mm oder von höchstens 0,23 mm.
  • In dem in Schritt a) nach dem erfindungsgemäßen Verfahren bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukt sind 2,0 bis 4,0 Gew.-% Silizium (Si) enthalten. Ein Siliziumgehalt von 2,5 bis 3,5 Gew.-% hat sich als besonders vorteilhaft im Hinblick auf die magnetischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen kornorientierten Stahlflachprodukts erwiesen. Si wird benötigt, um die Permeabilität des kornorientierten Stahlflachprodukts zu verbessern. Ein Si-Gehalt unter 2,0 Gew.-% reicht nicht aus, um eine hohe Permeabilität und damit einen geringen Ummagnetisierungsverlust zu erreichen. Darüber hinaus ist ein Si-Gehalt unter 2,0 Gew.-% für die Ausbildung einer Forsteritschicht nachteilig, da bei derart geringen Silizium-Gehalten zu wenig Fayalit (FeSiO4) gebildet wird, aus dem die Forsteritschicht, während der Haubenglühung, entsteht. Liegt der Si-Gehalt über 4,0 Gew.-%, verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit des Stahlflachprodukts, d. h. das Stahlflachprodukt wird spröder und weist eine erhöhte Rissneigung bei der Verarbeitung, wie dem Kaltwalzen auf. Außerdem wird die Gefügeumwandlung von Ferrit in Austenit (Alpha/Gamma-Umwandlung) unterdrückt.
  • Die Menge an Kohlenstoff (C) in dem in Schritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukt beträgt 0,01 bis 0,10 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,03 bis 0,08 Gew.-%. C wird verwendet, um das Warmwalzgefüge des Stahls zu verbessern, indem es die Bildung von Austenit fördert. Außerdem wird C beim Kaltwalzen benötigt, um Versetzungsbewegungen zu hemmen und so die Rekristallisation zu fördern. Daher sollte der C-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% betragen. Zu hohe C-Anteile über 0,10 Gew.-% führen jedoch zu Problemen beim Entkohlungsglühen, und verbleibender C im fertigen kornorientierten Stahlflachprodukt führt zu erhöhtem Ummagnetisierungsverlust und sollte daher vorzugsweise vermieden werden.
  • In dem in Schritt a) nach dem erfindungsgemäßen Verfahren bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukt sind 0,01 bis 0,065 Gew.-% säurelösliches Aluminium (Alsl) enthalten. Ein Aluminiumgehalt von 0,015 bis 0,050 Gew.-% hat sich als besonders vorteilhaft erwiesen im Hinblick auf einen optimalen Gehalt und eine optimale Korngröße von Inhibitorteilchen, die das Kornwachstum hemmen und zu einer günstigen Kornorientierung der fertigen kornorientierten Stahlflachprodukte führen. Aluminiumgehalte unter 0,01 Gew.-% führen zu wenigen Inhibitorteilchen und damit zu einer schwachen Hemmung des Kornwachstums während der Haubenglühung. Ein zu hoher Aluminiumgehalt von mehr als 0,065 Gew.-% führt zu groben Inhibitorteilchen, die ebenfalls eine schwache Inhibition aufweisen.
  • Stickstoff (N) ist in dem in Schritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahl in einer Menge von 0,003 bis 0,015 Gew.-%, insbesondere 0,0035 bis 0,013 Gew.-% N, enthalten. N wird als Inhibitor-bildendes Element benötigt, das zusammen mit Al zur Bildung von AlN führt. Liegt der N-Gehalt unter 0,003 Gew.-%, ist die Inhibierung unzureichend. Höhere N-Gehalte als 0,015 Gew.-% führen zu Problemen beim Walzen und zu einer schlechten Oberflächenqualität.
  • Das in Schritt a) bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt enthält optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 Gew.-% betragen. Es hat sich als besonders praxisgerecht erwiesen, wenn die einzelnen Gehalte der zuvor genannten Elemente mindestens 0,002 % Gew.-% betragen.
  • Zinn (Sn) verbessert die magnetische Qualität, indem es die Bildung der Oxidschichten und des Forsteritfilms (Glasfilms) stabilisiert, und kann in der Stahlzusammensetzung zu mindestens 0,002 Gew.-% enthalten sein. Ein Sn-Anteil von mehr als 0,2 Gew.-% vermindert die Oxidation und verhindert, dass ein stabiler Forsteritfilm (Glasfilm) gebildet werden kann.
  • Antimon (Sb) kann im kaltgewalzten Stahlflachprodukt optional enthalten sein, um als Seigerungselement die Korngrenzenbewegungen zu stören. Es wirkt kornwachstumshemmend und beeinflusst dadurch die Rekristallisation hin zur Ausbildung einer gewünschten finalen Goss-Textur im fertigen kornorientierten Stahlflachprodukt. Die vorgenannten positiven Wirkungen treten ab einem Gehalt von 0,002 Gew.-% sicher ein. Wird der Sb-Anteil auf mehr als 0,2 Gew.-% erhöht, verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit und die Wahrscheinlichkeit von Bandreißern beim Walzen steigt. Ferner kommt es aufgrund der oxidationshemmenden Wirkung von Antimon zur Ausbildung eines ungleichmäßigen Forsteritfilms. Dies wirkt sich negativ auf die magnetischen Eigenschaften des kornorientierten Stahlflachprodukts aus.
  • Selen (Se) bildet zusammen mit Mn MnSe, das als Inhibitor für die Rekristallisation dient und die Ausbildung der gewünschten Goss-Textur unterstützt. Hierdurch wird der Ummagnetisierungsverlust des kornorientierten Stahlflachprodukts verbessert. Ein Gehalt von Se unter 0,002 Gew.-% wirkt sich noch nicht positiv auf die Bildung der MnSe-Partikel aus. Ein zu hoher Gehalt von über 0,2 Gew.-% Se führt zu groben Partikeln, deren inhibierende Wirkung nicht ausreichend ist, um die Rekristallisation wirksam zu behindern.
  • Darüber hinaus kann das in Schritt a) bereitgestellte Stahlflachprodukt optional eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Cu, Mn, enthalten, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0,60 Gew.-% betragen. Bevorzugt betragen die einzelnen Gehalte dieser Elemente mindestens 0,002 Gew.-%.
  • In dem in Schritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahl sind bevorzugt 0,002 bis 0,60 Gew.-% Mangan (Mn) enthalten. Als besonders vorteilhaft hat sich ein Mangangehalt von 0,05 bis 0,3 Gew.-%, vorzugsweise von 0,05 bis 0,25 Gew.-% erwiesen. Der Zusatz von mindestens 0,01 Gew.-% Mn vermindert den Ummagnetisierungsverlust durch Erhöhung des spezifischen Widerstandes der kornorientierten Stahlflachprodukte und verbessert die Warmumformbarkeit des Stahlflachprodukts. Ein Mn-Gehalt über 0,5 Gew.-% verringert die magnetische Flussdichte der kornorientierten Stahlflachprodukte und sollte daher vorzugsweise vermieden werden.
  • Cr verbessert, wie Sn, die magnetische Qualität, indem es die Bildung der Oxidschichten und der Forsteritschicht (Glasfilm) zusätzlich stabilisiert. Diese positiven Wirkungen treten ab einem Cr-Gehalt von 0,002 Gew.-% sicher ein. Ein Cr-Gehalt von mehr als 0,60 Gew.-% vermindert den Oxidationsgrad, so dass sich keine stabile Forsteritschicht bilden kann.
  • Cu verringert den Grad der Oxidation und stabilisiert die sekundäre Rekristallisation während der Haubenglühung. Darüber hinaus bildet Cu CuS-Ausscheidungen, die während des Haubenglühens als Inhibitoren für das Kornwachstum wirken und dadurch eine günstige sekundäre Rekristallisation begünstigen. Um die magnetische Qualität wirksam zu verbessern, sollte der Cu-Gehalt mindestens 0,002 Gew.-% betragen, während ein Cu-Gehalt von mehr als 0,60 Gew.-% die Warmwalzbarkeit aufgrund der Bildung harter Partikel beeinträchtigt.
  • Schließlich kann das in Schritt a) bereitgestellte Stahlflachprodukt optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, P, S, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, enthalten, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0,05 Gew.-% betragen. Die einzelnen Gehalte dieser Elemente betragen bevorzugt mindestens 0,0003 Gew.-%.
  • Schwefel (S) wird als Bestandteil der Inhibitoren MnS und CuS benötigt, die eine stabile Sekundärrekristallisation mit bevorzugter Ausrichtung der Kristallkörner in {110}<001> Richtung unterstützen. Diese unterstützende Wirkung macht sich ab einem S-Gehalt von mindestens 0,0003 Gew.-% bemerkbar. Schwefelgehalte über 0,05 Gew.-% wiederum führen dazu, dass die Reinigung während der Haubenglühung zu lange dauert bzw. nicht ausreichend stattfinden kann, so dass S-haltige Inhibitorpartikel verbleiben, die sich negativ auf die magnetischen Eigenschaften des kornorientierten Stahlflachprodukts auswirken.
  • Titan (Ti) reagiert mit Stickstoff zu TiN Partikeln. Aufgrund der Stabilität der Partikel bei hohen Temperaturen, wirkt TiN vor allem als Inhibitor für die Sekundärrekristallisation während der Haubenglühung. Ein zu geringer Gehalt unterhalb von 0,0003 Gew.-% führt nicht zur gewünschten Unterstützung der Inhibition. Ein Gehalt an Ti über 0,05 Gew.-% wiederum führt dazu, dass die Reinigung während der Haubenglühung zu lange dauern würde, unwirtschaftlich wäre und/oder zu viele Partikel nach Haubenglühung zurückbleiben würden, die wiederum die Ummagnetisierungsverluste verschlechtern würden.
  • Molybdän (Mo) unterdrückt die Hochtemperaturkorrosion durch die Bildung einer dünnen Schicht aus MoSi2 an der Oberfläche des Stahlbandes. Diese vorteilhafte Wirkung tritt sicher ab einem Mo-Gehalt von 0,0003 Gew.-% ein. Übersteigt der Gehalt an Mo jedoch 0,05 Gew.-%, tritt keine weitere Verbesserung der genannten Wirkung ein.
  • Phosphor (P) erhöht den spezifischen Widerstand des kornorientierten Stahlflachprodukts und verringert so den Ummagnetisierungsverlust. Dieser Effekt lässt sich in der Praxis ab einem Gehalt von 0,0003 Gew.-% sicher erreichen. Ein Gehalt an P über 0,05 Gew.-% führt zu einer schlechten Kaltwalzbarkeit.
  • Bismut (Bi) stabilisiert Ausscheidungen wie MnS oder CuS und unterstützt damit die Inhibitionswirkung. Diese positive Wirkung tritt erst ab einem Gehalt von 0,0003 Gew-% sicher ein. Ein Gehalt an Bi über 0,05 Gew.-% beeinträchtigt die Bildung eines Forsteritfilms (Glasfilms) und damit die magnetischen Eigenschaften des fertigen kornorientierten Stahlflachprodukts.
  • Ni, Co, As, B, Te, V, und Nb unterstützen die Inhibitionswirkung während der Sekundärrekristallisation und haben so einen positiven Einfluss auf den Ummagnetisierungsverlust. Diese Wirkung tritt ab einem Gehalt von jeweils 0,0003 Gew.-% sicher ein. Zu hohe Gehalte dieser Elemente von jeweils mehr als 0,05 Gew.-% führen zu Reinigungsproblemen bei der Haubenglühung und teilweise zu erschwerter Kaltwalzbarkeit.
  • Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt a) ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt bereitgestellt, das, in Gew.-%, folgende Zusammensetzung aufweist:
    Si: 2,0 - 4,0 %,
    C: 0,01 - 0,10 %,
    Alsl: 0,01 - 0,065 %,
    N: 0,003 - 0,015 %,
    Mn: 0,002 bis 0,60 %,
    Cu: 0,002 bis 0,60 %,
    P: 0,0003 bis 0,05 %,
    • optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0,2 % betragen,
    • optional bis zu 0,60 % Cr,
    • optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, S, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0,05 % betragen,
  • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bevorzugt sind im in Schritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukt in Summe maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0,3 Gew.-%, unvermeidbare Verunreinigungen enthalten.
  • Im Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt ein Primärrekristallisationsglühen mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung (gemeinsam auch als "Entkohlungsglühen" bezeichnet) des in Schritt a) bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in einer feuchten Atmosphäre auf einen Kohlenstoffgehalt, bestimmt nach ASTM E 1019:2018, von unter 30 ppm. Das Entkohlungsglühen wird vorzugsweise bei Temperaturen im Bereich von 600 bis 950 °C, besonders bevorzugt von 600 bis 900 °C, durchgeführt. Temperaturen im Bereich von 600 bis 950°C sind erforderlich, um die gewünschten Oxide, insbesondere Fayalit und Siliciumdioxid, zu bilden, die für die Bildung der Forsteritschicht in Schritt f) erforderlich sind. Es hat sich in diesem Zusammenhang als besonders praxisgerecht erwiesen, wenn die Temperatur beim Entkohlungsglühen mindestens 820°C beträgt. Die Dauer des Entkohlungsglühens beträgt vorzugsweise 30 bis 300 s, vorzugsweise 70 bis 200 s. Bei einer zu kurzen Dauer von weniger als 30 s ist eine ausreichende Oxidbildung nicht gewährleistet. Dauern von mehr als 300 s führen dazu, dass die entstehende Oxidschicht zu dick wird und alle oberflächengesteuerten chemischen Reaktionen, z. B. Entkohlung, Nitrierung, Entnitrierung, nicht mehr kontrolliert ablaufen können. Das Entkohlungsglühen wird in der Regel in einer Hochtaupunktatmosphäre ("feuchte Atmosphäre") bei einem Taupunkt zwischen 40 und 80 °C, vorzugsweise zwischen 40 und 65 °C, durchgeführt. Ein Taupunkt von mehr als 80 °C führt zu einem hohen Anteil an oxidiertem Eisen, was sich negativ auf die Reaktionsfreudigkeit der Oxidschicht auswirkt, während bei einem Taupunkt unter 40 °C die entstehende Oxidschicht zu dicht wird, sodass auch hierdurch alle oberflächengesteuerten chemischen Reaktionen, z. B. Entkohlung, Nitrierung, Entnitrierung, nicht mehr wie kontrolliert ablaufen können. Die Atmosphäre kann aus 5 bis 95 Vol.-% H2 bestehen, der Rest ist Stickstoff oder ein beliebiges Inertgas oder eine Mischung aus Stickstoff und einem oder mehreren beliebigen Inertgasen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren sieht optional das Durchführen einer Nitrierungsbehandlung während der Primärrekristallisationsglühung mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung in Schritt b) oder im Anschluss daran in Schritt c) vor. Soll eine Nitrierbehandlung während der Entkohlungsglühung in Schritt b) durchgeführt werden, kann das Entkohlungsglühen unter einer Atmosphäre erfolgen, die N2 oder N-haltige Verbindungen, zum Beispiel NH3, enthält. Entkohlungsglühen und Nitrieren können alternativ in zwei getrennten Schritten nacheinander durchgeführt werden, wobei das Entkohlungsglühen zuerst erfolgt. Bevorzugt wird ein Nitriergrad von mindestens 150 ppm eingestellt. Ein zu geringer Nitriergrad von unter 150 ppm führt zu einem schwachen Inhibitionssystem und beeinträchtigt die Sekundärrekristallisation, die für die magnetischen Eigenschaften des fertigen kornorientierten Elektroblechs entscheidend ist. Wird das Nitrieren im Anschluss an das Entkohlungsglühen in Schritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens durchgeführt, sollten die Bedingungen der Nitrierbehandlung ebenfalls so eingestellt werden, dass ein Nitriergrad von mindestens 150 ppm erreicht wird. Dabei wird typischerweise eine Glühtemperatur zwischen 700 und 900 °C eingestellt und ein Taupunkt unter 40 °C gewählt. Die Glühdauer beträgt üblicherweise zwischen 10 und 200 s. Der N-, N2- bzw. NH3-Gehalt werden dabei so gewählt, dass der gewünscht Nitriergrad sichergestellt wird. Dies gilt auch für eine gleichzeitig mit dem Entkohlungsglühen in Schritt b) durchgeführte Nitrierbehandlung. Der Nitriergrad errechnet sich aus der Differenz zwischen dem Stickstoffgehalt des Stahlbandes vor dem Spannungsarmglühen (Schritt h) minus dem Stickstoffgehalt vor dem Entkohlungsglühen (Schritt b). Der Stickstoffgehalt kann auf übliche Weise bestimmt werden, z. B. mit einem von der Leco Corporation, St. Joseph, USA, angebotenen Analysator 736.
  • In Schritt d) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das in Schritt b) oder im optionalen Schritt c) erhaltene Stahlflachprodukt mit einer Aufschlämmung beschichtet, wobei die Aufschlämmung aus Wasser, MgO und optional einem oder mehreren weiteren Feststoff/en besteht und ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung aufweist. Bevorzugt beträgt ein Massenverhältnis w1 zu den gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung 5 bis 11. Ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu den gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung von unter 5 führt zu einer ungleichmäßigen Auftragung der Aufschlämmung und erhöht das Risiko von verstopften Anlagenbauteilen, die zur Aufschlämmung benötigt werden. Ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu den gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung von über 11 führt zu langen Trocknungszeiten der Aufschlämmung und zu zu hohen Taupunkten in der Haubenglühung in Schritt f). Zu hohe Taupunkte sind nachteilig, da diese dazu führen, dass Oxide mit hohem Oxidationsgrad, wie z.B. MgSiOs, gebildet werden, die wiederum eine gleichmäßige Forsteritfilmbildung (Glasfilmbildung) verhindern. MgO wird im Sinne der Erfindung den Feststoffen der Aufschlämmung zugerechnet. Wenn im Folgenden von den gesamten Feststoff/en der Aufschlämmung die Rede ist, so ist damit der Gehalt aller Feststoffe in der Aufschlämmung inklusive MgO gemeint. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens können weitere Feststoffe neben MgO in der Aufschlämmung ausgewählt sein aus Oxiden und/oder Nitriden von mindestens einem Element ausgewählt aus Al, Cr, Fe, Mn, Si, Ti, Mg, Sn, Cu, Zn, Zr sowie Mischoxiden der genannten Oxide mit Mg. MgO und die optional vorhandenen weiteren Feststoffe in der Aufschlämmung erleichtern als Keimstellen den Phasenübergang von Fayalit zu Forsterit in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens. Die Aufschlämmung kann, bezogen auf den Gesamtfeststoffgehalt der Aufschlämmung, mindestens 70 Gew.-% MgO, gegebenenfalls bis zu 25 Gew.-% an Oxiden und/oder Nitriden von mindestens einem Element ausgewählt aus Al, Cr, Fe, Mn, Si, Ti, Mg, Sn, Cu, Sn, Zr sowie Mischoxide der genannten Oxide mit Mg, umfassen, und darüber hinaus bis zu 5 Gew.-% Additive, bezogen auf den Gesamtfeststoffgehalt der Aufschlämmung, enthalten. Bei diesen Additiven kann es sich z.B. um Elemente wie Ca, B und Sr, Ammoniumchlorid oder Antimonchlorid und andere Salze wie Magnesiumsulfat oder Natriumchlorid handeln, deren Zugabe die Dichte der sich nach der Haubenglühung in Schritt f) gebildeten Forsteritschicht und den Gasaustausch zwischen der Glühatmosphäre und dem Metall während der Haubenglühung in Schritt f) steuert.
  • In Schritt e) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das in Schritt d) beschichtete Stahlflachprodukt zu einem Coil gehaspelt. Bevorzugt beträgt die Haspelspannung zwischen 30 und 300 MPa. Eine Haspelspannung von weniger als 30 MPa würde aufgrund zu großer Freivolumina zwischen den Windungen zu einem Zusammenfallen des Coils führen und der Taupunkt während der Haubenglühung würde deutlich erniedrigt, da der gesamte Wasseranteil der Aufschlämmung aus den Windungen des Coils sofort herausdiffundiert. Bei einer Haspelspannung von mehr als 300 MPa würde der Taupunkt, während der Haubenglühung, deutlich erhöht, weil die Feuchtigkeit aus dem Wassergehalt der Aufschlämmung nicht aus den Windungen des Coils herausdiffundieren kann.
  • Das in Schritt e) erhaltene Coil wird in Schritt f) bei einer Durcherwärmungstemperatur von mindestens 1100°C mit einem Taupunkt dp 1, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 400°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur, und einem Taupunkt dp 2, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 800°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur, im Haubenofen geglüht.
  • Der Taupunkt dp 1 bei 400 °C ist ein Indikator für die Grundoxidation der Oberfläche durch Kristallwasser. Der Taupunkt dp 2 bei 800 °C ist wiederum maßgeblich für die Vermeidung des Einbaus von Fremdstellen in den Olivin.
  • Da die Temperatur im Coil während des Schritts f) nicht homogen verteilt ist, werden vorzugsweise Thermoelemente über das Coil verteilt, wie in Figur 1 dargestellt, angebracht. An gleicher Stelle im Coil werden jeweils auch Taupunktmessgeräte angebracht.
  • Die Ermittlung der Taupunkte dp1 bzw. dp2 kann durch jedes dieser Taupunktmessgeräte einzeln mittels Absaugens des Gases aus den Wicklungen mit Rohren von verschiedenen definierten Durchmessern (6, 4, 2 und 1 mm) bei 400°C bzw. 800°C und der Extrapolation dieser tatsächlich ermittelten Taupunkt-Messwerte auf den Wert 0 mm erfolgen. Hierzu werden die jeweils für die definierten Rohrdurchmesser erhaltenen Taupunkt-Messwerte bei 400°C bzw. 800°C in Abhängigkeit des jeweils definierten Rohrdurchmessers in ein Diagramm eingetragen. Die y-Achse des Diagramms gibt dabei den Taupunkt in °C und die x-Achse den Durchmesser des Rohrs in mm an. Durch die für den jeweils definierten Rohrdurchmesser bei 6, 4, 2 und 1 mm erhaltenen und in das Diagramm eingetragenen Taupunkt-Messwerte wird bis zum Schnittpunkt mit der y-Achse extrapoliert. Durch die Extrapolation erhält man den Taupunkt bei einem theoretischen Rohrdurchmesser von 0 mm, der dem in Formel (I) einzusetzenden Taupunkt dp1 bzw. dp2 entspricht. Um die Extrapolation für den theoretischen Rohrdurchmesser von 0 mm zu berechnen, müssen zunächst die Taupunkte bei den jeweiligen Rohrdurchmessern 6, 4, 2 und 1 mm in eine reguläre Datensoftware, wie MS Excel, eingegeben werden, um die logarithmische Trendlinie zu ermitteln. Die MS-Excel berechnete Formel für die logarithmische Trendlinie entspricht der Form y=a.ln(bx)+c. Um den Taupunkt bei 0 mm zu berechnen, muss nun die Funktion verschoben werden, da der Logarithmus von 0 undefiniert ist und somit kein realitätsnaher Wert für den Taupunkt erhalten werden kann. Hierzu wird in die von MS-Excel angegebene Formel derart abgewandelt, dass man erhält: y=a·ln(bx+1)+c, d.h. der Term bx in der Klammer des Logarithmus wird um +1 ergänzt. Der Taupunkt bei 0 mm entspricht somit näherungsweise dem durch die logarithmische Trendlinie ermittelten c.
  • Ein wesentlicher Unterschied der Durchführung des Haubenglühens in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens zum Stand der Technik ist, dass üblicherweise der Prozess der Haubenglühung anhand der Haubentemperatur geregelt wird (siehe z.B. EP 2 963 130 B1 ). Aufgrund der großen Dimensionen eines Coils und damit verbunden lokalen Unterschieden im Coil bezüglich Temperatur und Taupunkt beim Haubenglühen, ist hiermit allerdings keine präzise und genaue Regelung und Steuerung des Verfahrens möglich. Die Bestimmung der Taupunkte sowie der tatsächlichen Temperatur an bestimmten Positionen im Coil mittels an diesen Positionen im Coil eingebauter Thermoelemente, wie in Figur 1 dargestellt, erlaubt eine genauere und präzisiere Regelung und Steuerung des Verfahrens.
  • In Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt eine sekundäre Rekristallisation unter Bildung einer Forsteritschicht. Das in Schritt e) erhaltene Coil kann in Schritt f) z.B. rasch auf eine maximale Durchwärmtemperatur von 1150°C oder darüber erhitzt werden, wobei maximale Durchwärmtemperaturen von mindestens 1200°C besonders vorteilhaft sind. Das Erhitzen und Durchwärmen erfolgt vorzugsweise unter einer Schutzgasatmosphäre, die z.B. H2 umfasst. Besonders bevorzugt erfolgt das Erhitzen auf und das Durchwärmen bei der jeweiligen Durchwärmtemperatur unter einer Atmosphäre, die 5 bis 100 Vol.-% H2, vorzugsweise 50 bis 100 Vol.-% H2, enthält, Rest Stickstoff oder ein beliebiges Inertgas oder eine Mischung aus Stickstoff und einem oder mehreren beliebigen Inertgasen. Die Durcherwärmungszeit, während der die Haubenglühung auf diese Weise durchgeführt wird, kann in üblicher, dem Fachmann wohlbekannter Weise bestimmt werden. Durcherwärmungszeiten zwischen 10 und 200 Stunden sind üblich. Durcherwärmungszeiten von mindestens 10 Stunden stellen sicher, dass Atome von Elementen, wie S und N, ausreichend entfernt werden, deren Verbleib sonst die Eigenschaften des kornorientierten Elektroblechs verschlechtern würde. Eine Dauer von mehr als 200 Stunden wäre unwirtschaftlich, es käme zu einer Reduktion der in der vorherigen Aufheizphase der Haubenglühung ausgebildeten Olivine und der Anteil an gebildetem Siliciumdioxid würde zunehmen. Dies hätte negative Auswirkungen auf die Ausbildung der Forsteritschicht (der Glasschicht). Das Haubenglühen in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens kann beispielsweise für mindestens 10 h bei einer maximalen Durchwärmtemperatur bis 1247 °C unter einer Atmosphäre aus mindestens 50% H2 erfolgen.
  • Bevorzugt wird das Haubenglühen in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens bei einer Glühdauer von 10 - 200 h in einer 100% H2-Atmosphäre durchgeführt. Dabei können während des Aufheizens auf Maximaltemperatur ein oder mehrere Haltestufen eingebaut werden, um die Temperatur im Coil auszugleichen und Temperaturgradienten zu vermeiden. Typische mittlere Heizraten auf Maximaltemperatur liegen dabei zwischen 5 K/h und 50 K/h. Heizraten unter 5 K/h erweisen sich als negativ bzgl. der Produktivität und zudem können die Körner bereits vor Sekundärrekristallisation zu groß werden und so die treibenden Kräfte zur Sekundärrekristallisation verringern. Mittlere Heizraten über 50 K/h können zu inhomogener Temperaturverteilung im Coil und damit zu inhomogenen Produkteigenschaften führen.
  • Die Abkühlung nach dem Haubenglühen in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens kann ebenfalls kontrolliert stattfinden. Als vorteilhaft haben sich dabei mittlere Kühlraten von weniger als 50 K/h erwiesen. Die Abkühlung kann mit oder ohne Haube in kontrollierter Atmosphäre oder Umgebungsatmosphäre stattfinden. Mittlere Abkühlraten über 50 K/h können zu Verspannungen im Material und damit zu schlechterer Verarbeitbarkeit in nachfolgenden Prozessen und zu erhöhten Ummagnetisierungsverlusten führen.
  • Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das Stahlband nach Schritt f) und vor Schritt g) gereinigt und gegebenenfalls gebeizt. Methoden, mit denen das Stahlband gebeizt wird, sind dem Fachmann bekannt. Zum Beizen kann das Stahlband mit einer wässrigen sauren Lösung behandelt werden. Geeignete Säuren sind z.B. Phosphorsäure, Schwefelsäure und/oder Salzsäure.
  • In Schritt g) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird eine Isolationsbeschichtung auf das in Schritt f) geglühte und ggf. nachträglich gereinigte und ggf. gebeizte Stahlflachprodukt aufgebracht. Die Isolationsbeschichtung wird vorzugsweise auf mindestens einer Seite des Stahlflachprodukts aufgebracht. Das Verfahren zum Aufbringen der Isolationsbeschichtung ist dem Fachmann bekannt und findet sich z.B. in EP 2 902 509 B1 und EP2 954 095 A1 . Zur Bildung der Isolationsbeschichtung wird vorzugsweise eine wässrige Lösung auf die Oberfläche des Stahlblechs aufgebracht, die kolloidale Kieselsäure (kolloidales Siliziumdioxid), sowie mindestens ein Phosphat, Nitrat und/oder Oxid, enthaltend mindestens ein Element ausgewählt aus Al, Mn, Si, Ti, Mg, Sn und Cr, umfasst. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Isolationsbeschichtung auf beide Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht. Besonders bevorzugt ist das Auftragsgewicht der Isolationsbeschichtung auf beiden Seiten gleich. Dabei versteht es sich von selbst, dass gleiches Auftragsgewicht, wie zuvor beschrieben, bedeutet, dass das Auftragsgewicht der Isolationsbeschichtung im Rahmen unvermeidbarer produktionstechnisch bedingter Abweichungen gleich ist.
  • In Schritt h) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt ein Spannungsarmglühen des mit der Isolationsbeschichtung versehenen Stahlflachprodukts unter Ausbildung der Isolationsschicht. Dieses kann bei Temperaturen im Bereich von 800 °C bis 950 °C für 10 bis 600 s erfolgen. Dabei wird gleichzeitig die in Schritt g) aufgebrachte Isolationsbeschichtung unter Ausbildung der Isolationsschicht eingebrannt. Eine auf ein kornorientiertes Stahlflachprodukt aufgebrachte Isolationsschicht wirkt sich positiv auf die Minimierung der Hystereseverluste aus. Die Isolationsschicht kann Zugspannungen auf das Grundmaterial übertragen, was nicht nur die magnetischen Verlustwerte des kornorientierten Stahlflachprodukts verbessert, sondern auch die Magnetostriktion reduziert und sich positiv auf das Rauschverhalten des fertigen Transformators auswirkt. Die Isolationsschicht ist für den in Schritt i) verwendeten Laser vollständig durchlässig, weist also einen Transmissionsgrad von 100% auf.
  • Gemäß Schritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird auf mindestens einer Seite des mit der Isolationsschicht versehenen Stahlflachprodukts eine Domänenverfeinerung mittels eines Lasers mit einer Wellenlänge WL durchgeführt, wobei die Wellenlänge WL des Lasers die Vorgabe der folgenden Formel (I) erfüllt: 537 + 60 × dp 1 + 10 × dp 2 w 1 < WL < 1080 + 18 × dp 1 + 3 × dp 2 w 1
    Figure imgb0002
  • Die Auswahl eines Lasers mit einer Wellenlänge WL, die die oben genannte Formel (I) erfüllt, für die Domänenverfeinerung gemäß Schritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens, führt dazu, dass die Laserwellenlänge derart an den Transmissionsgrad der in Schritt f) erhaltenen Forsteritschicht angepasst ist, dass sich ein erfindungsgemäßes kornorientiertes Stahlflachprodukt mit optimierten magnetostriktiven Eigenschaften bei gleichzeitig minimierten Ummagnetisierungsverlusten sicher erhalten lässt.
  • Das Verfahren zur Domänenverfeinerung durch Laserstrahlbehandlung ist dem Fachmann bekannt und z.B. in der EP 2 675 927 A1 zu finden. Beispielsweise werden bei der Laserbehandlung mittels eines von einer Laserstrahlquelle ausgesandten Laserstrahls in die Oberfläche des Stahlflachprodukts lineare Verformungen eingeformt, die in einem Abstand angeordnet sind, wodurch sich die Breite der Domänen verringert und die Verluste des kornorientierten Elektroblechs reduziert werden. Vorzugsweise wird die Domänenverfeinerung in Schritt i) quer zur Walzrichtung und in vordefinierten Abständen in Walzrichtung durchgeführt.
  • Weiterer Gegenstand der Erfindung ist ein kornorientiertes Stahlflachprodukt, umfassend einen Stahlkern der, in Gew.-%, folgende Zusammensetzung aufweist:
    Si: 2.0 - 4.0 %,
    C: < 30 ppm
    Alsl: < 30 ppm,
    N: < 50 ppm,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 % betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Cu, Mn, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.60 % betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.05 % betragen,
    optional
    S: < 50 ppm
    P: 0.0003 % to 0.05 %
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
    sowie auf mindestens einer Seite des Stahlkerns in vollflächigem Kontakt dazu eine Forsteritschicht, wobei die dem Stahlkern abgewandte Seite der Forsteritschicht in vollflächigem Kontakt mit einer Isolationsschicht steht, wobei mindestens eine Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts zur Domänenverfeinerung mit einem Laser behandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass die Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, zwischen der einen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts und der anderen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts weniger als 1 dB(A) beträgt und wobei das kornorientierte Stahlflachprodukt einen Ummagnetisierungsverlust, gemessen nach IEC 60404-3 (2022) bei 50 Hz und 1,7 T sowie einem Konversionsfaktor von 0,925 nach IEC 60404-8-7 (2020), von höchstens 0,75 W/kg aufweist.
  • Gemäß einer besonders bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen kornorientierten Stahlflachprodukts weist der Stahlkern, in Gew.-%, folgende Zusammensetzung auf:
    Si: 2,0 - 4,0 %,
    C: < 30 ppm,
    Alsl: < 30 ppm,
    N: < 50 ppm
    Mn: 0,002 bis 0,60 %,
    Cu: 0,002 bis 0,60 %,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 % betragen,
    optional bis zu 0,60 % Cr,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0,05 % betragen,
    optional
    S: < 50 ppm
    P: 0,0003 % bis 0,05 %
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Die chemische Zusammensetzung des Stahlkerns des fertigen kornorientierten Stahlflachprodukt unterscheidet sich von der chemischen Zusammensetzung des im erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzten kaltgewalzten Stahlflachprodukts bezüglich der Gehalte an Alsl, C, N und S. Für die anderen Elemente sowie den maximalen Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen gilt das oben im Zusammenhang mit dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt Gesagte entsprechend.
  • Im kornorientierten Stahlflachprodukt ist der Gehalt an Alsl geringer als im kaltgewalzten Stahlflachprodukt. Alsl liegt im kaltgewalzten Stahlflachprodukt nach Aufstickung hauptsächlich als AlN-Inhibitorpartikel vor. Während der Hochtemperaturglühung lösen sich die Partikel auf, Al diffundiert an die Stahloberfläche und verbindet sich mit anderen Elementen zu Mischverbindungen, sogenannten Spinellen. Diese sind nicht säurelöslich, weshalb der Gehalt an Alsl im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts auf 30 ppm beschränkt wird.
  • Da das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Herstellung des kornorientierten Stahlflachprodukts einer Entkohlungsglühung unterzogen wird, sinkt der Kohlenstoffgehalt und sein Maximalgehalt ist im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts auf 30 ppm begrenzt.
  • Der Maximalgehalt von Stickstoff im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts ist auf 50 ppm begrenzt, da das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Herstellung des kornorientierten Stahlflachprodukts zwar einer Nitrierung unterzogen werden kann, aber nachher auch eine Reinigung während des Haubenglühens erfährt.
  • Zugleich wird das Stahlflachprodukt beim Haubenglühen von Schwefel gereinigt, sodass der Maximalgehalt an Schwefel im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts 50 ppm beträgt.
  • Da das Stahlflachprodukt mit einer Phosphat-haltigen Isolationsschicht versehen wird, ist der Maximalgehalt von Phosphor im kornorientierten Stahlflachprodukt höher als im zur Herstellung eingesetzten kaltgewalzten Stahlflachprodukt. Im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts ändert sich der Gehalt an P im Vergleich zum zur Herstellung eingesetzten kaltgewalzten Stahlflachprodukt nicht.
  • Eine Domänenverfeinerung beider Seiten kann zur Erhöhung des mittleren Magnetostriktionswerts und gegebenenfalls auch zur Erhöhung des Hystereseverlustes und dadurch zur Erhöhung des gesamten Ummagnetiserungsverlustes führen. Bevorzugt wird daher nur eine der beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts zur Domänenverfeinerung mit einem Laser behandelt. Die Erfinder haben erkannt, dass sich hierdurch zwischen der behandelten Seite und der nicht behandelten Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts eine unterschiedliche Magnetostriktion einstellt, während diese bei unbehandelten kornorientierten Stahlflachprodukten auf beiden Seiten nahezu identisch ist.
  • Es wurde im Zuge weiterer Untersuchungen überraschend festgestellt, dass die Differenz der Magnetostriktion zwischen den beiden Seiten eines kornorientierten Stahlflachprodukts einen wesentlichen Einfluss auf die Geräuschentwicklung bei Einsatz des kornorientierten Stahlflachprodukts in einem Transformator aufweist.
  • Unter der Differenz der Magnetostriktion wird der betragliche Abstand zwischen der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, der einen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts und der anderen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts verstanden. Es versteht sich von selbst, dass dieser Abstand je nach Richtung des Werteabzugs negativ oder positiv sein kann. Betrachtet wird im Sinne der Erfindung aber nur der sich ergebende Betrag als solcher ohne das jeweilige Vorzeichen. Wenn also die ermittelte Differenz der Magnetostriktionen zwischen beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts "-2" beträgt, wird dies erfindungsgemäß als eine Differenz der Magnetstriktion von "2" angesehen. Gleiches gilt, wenn die ermittelte Differenz der Magnetostriktionen zwischen beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts "+2" beträgt.
  • Es wurde herausgefunden, dass die Geräuschentwicklung dadurch positiv beeinflusst werden kann, dass die Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, weniger als 1 dB(A) beträgt, also möglichst geringgehalten wird.
  • Dies kann beispielsweise durch Herstellen des kornorientierten Stahlflachprodukts mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgen. Alternativ ist es aber auch möglich das erfindungsgemäße kornorientierte Stahlflachprodukt dadurch zu erhalten, dass übliche Herstellungsverfahren für kornorientierte Stahlflachprodukte verwendet werden und die Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, durch andere geeignete Maßnahmen auf einen Wert von weniger als 1 dB(A) eingestellt wird.
  • Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen kornorientierten Stahlflachprodukts, umfasst dieses einen Stahlkern, der die zuvor angegebene Zusammensetzung aufweist, sowie auf beiden Seiten des Stahlkerns in vollflächigem Kontakt dazu eine Forsteritschicht, wobei jeweils die dem Stahlkern abgewandte Seite der jeweiligen Forsteritschicht in vollflächigem Kontakt mit einer Isolationsschicht steht, wobei mindestens eine Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts zur Domänenverfeinerung mit einem Laser behandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass die Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, zwischen der einen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts und der anderen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts weniger als 1 dB(A) beträgt und wobei das kornorientierte Stahlflachprodukt einen Ummagnetisierungsverlust, gemessen nach IEC 60404-3 (2022) bei 50 Hz und 1,7 T und einem Konversionsfaktor von 0,925 nach IEC 60404-8-7 (2020), von höchstens 0,75 W/kg aufweist. Bevorzugt ist die Dicke der beiden Isolationsschichten nahezu identisch, d.h. die Differenz der Schichtdicken der Isolationsschichten der beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts beträgt höchstens 25 %, bevorzugt höchstens 15 %.
  • Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen kornorientierten Stahlflachprodukts weist dieses eine Änderung des Ummagnetisierungsverlusts PL auf, für die gilt: P 1 − P 0 P 0 ⋅ 100 % = P L ≥ 7 % ,
    Figure imgb0003
     wobei P0 der Ummagnetisierungsverlust nach Laserbehandlung ist, P1 der Ummagnetisierungsverlust nach Glühbehandlung für 30 min ist und PL die Änderung des Ummagnetisierungsverlust durch die Laserbehandlung bedeutet, alles gemessen nach IEC 60404-8-7 (2020) bei 50 Hz und 1,7 T.
  • Um die Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste durch die Domänenverfeinerung mittels Laserbehandlung zu ermitteln, muss der Ummagnetisierungsverlust vor und nach der Laserbehandlung gemessen werden. Bei einem Durchlaufofen zur Durchführung der Schritte g) und h) mit angeschlossener Laserbehandlung zur Domänenverfeinerung (Schritt i)) ist dies nicht möglich, da hierfür das kontinuierliche Verfahren unterbrochen und das kornorientierte Stahlflachprodukt zerteilt werden müsste. Zudem können an einem Durchlaufofen keine Messungen des Ummagnetisierungsverlusts mit geschlossenem Joch, wie in IEC-60404-2 bzw. -3 gefordert, durchgeführt werden. Die Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste durch die Laserbehandlung wird aus diesem Grund ermittelt, indem das kornorientierte Stahlflachprodukt nach Schritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens in Proben der Abmessung 610 mm x 100 mm geschnitten und einer Glühbehandlung unterzogen wird. Dabei werden die Proben für 30 min bei 850 °C und 100 % N-haltiger Atmosphäre geglüht und anschließend mit etwa 30 K/h abgekühlt. Da die durch die Laserbehandlung hervorgerufenen Verbesserungen des Ummagnetisierungsverlusts thermisch nicht stabil sind, wird eine durch die Laserbehandlung erzeugte Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste durch die Glühbehandlung aufgehoben.
  • Durch Ermittlung der Differenz der Ummagnetisierungsverluste vor und nach Glühbehandlung kann die Änderung der Ummagnetisierungsverluste PL nach der oben angegebenen Formel ermittelt werden, die ein Maß für die Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste durch die Laserbehandlung darstellt. Ein Vorteil dieser Methode ist, dass sie einen Vergleich mit anderen kornorientierten domänenverfeinerten Stahlflachprodukten erlaubt.
  • Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen kornorientierten Stahlflachprodukts weist dieses in seinem Oberflächenprofil quer durch den Bereich der Laserbehandlung, d.h. in Walzrichtung, über eine Messstrecke von 2000 µm im Mittel keine Vertiefungen auf, die tiefer als 0,8 µm, vorzugsweise tiefer als 0,3 µm, sind. Solche Vertiefungen die tiefer als 0,8 µm sind, werden üblicherweise an kornorientierten Stahlflachprodukten des Stands der Technik festgestellt. Die Messung der Vertiefungen im Oberflächenprofil erfolgt mit einem 3D-Laserscanningmikroskop der Firma Keyence vom Typ VK-X3000 quer durch den Bereich der Laserbehandlung, d.h. in Walzrichtung, über einen Messbereich von 2000 µm. Die Differenz aus der mittleren Höhe des nicht mit Laser behandelten, d.h. nicht domänenverfeinerten, Bereichs der Probenoberfläche und der mittleren Höhe des domänenverfeinerten Bereichs der Probenoberfläche ergibt die Höhe der durch den Laser erzeugten Vertiefung.
  • Schließlich zeichnet sich das erfindungsgemäße kornorientierte Stahlflachprodukt darüber hinaus bevorzugt dadurch aus, dass durch die beschriebene Laserbehandlung die Isolationswirkung des Isolationsschichtsystems erhalten bleibt, d.h. eine Isolationswirkung von mindestens 50 Ωcm2, gemessen nach IEC 60404-11 (2021), im Bereich der Laserbehandlung erreicht wird.
  • Die Erfindung wird anhand der folgenden Figur näher erläutert.
    • Fig. 1:
    Querschnitt eines Coils mit eingebauten Messinstrumenten zur Messung der Temperatur und Taupunkte.
  • In Figur 1 ist schematisch dargestellt, wie die Thermoelemente 2, 3, 4 für die Messung der Temperatur und die Taupunktmessgeräte 5, 6 und 7 für die Ermittlung der Taupunkte dp1 und dp2 in Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens im Coil 1 angebracht sein können. Die Messung der Temperatur erfolgt beispielsweise mittels der Thermoelemente 2, 3, 4, die mittig über Coilhöhe H und an drei Stellen über den Coilradius R, gleichmäßig verteilt an je ¼, siehe Thermoelement 2, ½, siehe Thermoelement 3, und ¾, siehe Thermoelement 4, der Coilhöhe H angebracht sind. Sobald die Temperatur am jeweiligen Thermoelement 2, 3, 4 den Wert 400°C bzw. 800°C erreicht, erfolgt die Messung der Taupunkte dp1 bzw. dp2 anhand Absaugung über Rohre eines definierten Durchmessers von 1, 2, 4 und 6 mm mittels des jeweils ebenfalls an gleicher Stelle angebrachten Taupunktmessgerätes 5, 6, 7. Für die Ermittlung der Taupunkte dp1 bzw. dp2 für die Formel (I) reicht es aus, wenn die Messung an einem Thermoelement 2, 3 oder 4 mittels des an gleicher Stelle jeweils entsprechend angebrachten Taupunktmessgeräts 5, 6 oder 7 bei 400°C bzw. 800°C erfolgt. Das Anbringen mehrerer Thermoelemente und Taupunktmessgeräte, wie in Figur 1 dargestellt, dient insbesondere dazu, den Haubenglühprozess genauer und präzisier regeln und steuern zu können. Beispielsweise können Haltezeiten bei bestimmten Temperaturen, während der Haubenglühung, derart angepasst werden, dass sichergestellt ist, dass die Zieltemperatur auch im Inneren des Coils 1 sicher für eine bestimmte Dauer erreicht wird.
  • Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung sind folgende Beispiele untersucht worden.
    • Beispiel 1:
  • Es wurde ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Dicke von 0,22 mm, bereitgestellt, das folgende Zusammensetzung, in Gew.-%, aufwies: 3,3% Si, 0,075% C, 0,12% Mn, 0,05% Alsl, 0,009% N, 0,1% Cu, 0,011% S, 0,03% P, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wurde für 110 s einer Primärrekristallisationsglühung mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung bei 850 °C unter einer Atmosphäre aus 75% H2 und 25% N2 mit einem Taupunkt von 60 °C ausgesetzt. Unmittelbar im Anschluss erfolgte eine Nitrierbehandlung unter einer Atmosphäre mit einem Taupunkt von ca. 5 °C und Zugabe von NH3 zur Atmosphäre mit 75 % H2 und 25 % N2, bis zu einem Nitriergrad von 160 ppm. Danach wurden beide Seiten des Stahlflachprodukts mit einer Aufschlämmung aus 95 Gew.-% MgO und 5 % TiO2, bezogen auf den gesamten Feststoffanteil der Aufschlämmung, und einem Massenverhältnis des Wassers zu den gesamten Feststoffen in der Aufschlämmung von 8 beschichtet und mit einer Haspelspannung von 80 MPa zu einem Coil gehaspelt.
  • Das Material wurde dann in einem Haubenofen bei 1200 °C für 24 Stunden geglüht. Die Taupunkte beim Aufwärmen auf 1200°C wurden bei 400 °C und 800 °C mittels der in der weiter oben in der Beschreibung zum Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens und im Zusammenhang mit Figur 1 angegebenen Verfahrensweise bestimmt und sind in Tabelle 1 angegeben. Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurde das Coil abgewickelt, und die Glührückstände, z.B. nicht anhaftender Forsterit und andere Produkte, mit einer glatten Bürste und Wasser entfernt, und auf beiden Seiten des Stahlflachprodukts eine Isolierbeschichtung aus Aluminiumphosphat, kolloidalem Siliziumdioxid und Chromsäure aufgetragen. Die Isolationsbeschichtung wurde bei 860 °C spannungsarm geglüht und unter Ausbildung einer Isolationsschicht eingebrannt.
  • Anschließend erfolgte eine einseitige Domänenverfeinerung mittels eines Lasers, der eine Wellenlänge WL aufwies, die in Tabelle 1 angegeben ist.
  • Der Kohlenstoffgehalt des Stahlkerns des kornorientierten Stahlflachprodukts lag unter 0,003 Gewichtsprozent. Durch Spinellbildung an der Grenzschicht zwischen Forsterit und Stahlkern, sinkt der Gehalt an Alsl im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts unter 30 ppm. Durch die Reinigungsglühung sind die Gehalte an Stickstoff und Schwefel im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukt auf unter 10 ppm gesunken.
    • Beispiel 2:
  • Es wurde ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Dicke von 0,22 mm bereitgestellt, das folgende Zusammensetzung, in Gew.-%, aufwies: 3,3% Si, 0,085% C, 0,08% Mn, 0,03% Alsl, 0,009% N, 0,1% Cu, 0,02% S, 0,01% P, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wurde 150 s einer Primärrekristallisationsglühung mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung bei 850 °C unter einer Atmosphäre mit 75% H2 und 25% N2 mit einem Taupunkt von 60 °C ausgesetzt. Anschließend wurde das Stahlflachprodukt auf beiden Seiten mit einer Aufschlämmung aus 95 % MgO und 5 % TiO2, bezogen auf den gesamten Feststoffanteil der Aufschlämmung und einem Massenverhältnis des Wassers zu den gesamten Feststoffen in der Aufschlämmung von 8 beschichtet und mit einer Haspelspannung von 80 MPa zu einem Coil aufgehaspelt.
  • Das Coil wurde dann in einem Haubenofen bei 1200 °C für 24 Stunden geglüht. Die Taupunkte beim Aufwärmen auf 1200°C wurden bei 400 °C und 800 °C mittels der in der weiter oben in der Beschreibung zum Schritt f) des erfindungsgemäßen Verfahrens und im Zusammenhang mit Figur 1 angegebenen Verfahrensweise bestimmt und sind in Tabelle 1 angegeben.
  • Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurde das Coil abgewickelt, und die Glührückstände, z.B. nicht anhaftender Forsterit und andere Produkte, mit einer glatten Bürste und Wasser entfernt, und auf beiden Seiten des Stahlflachprodukts eine Isolationsbeschichtung aus Aluminiumphosphat, kolloidalem Siliziumdioxid und Chromsäure aufgetragen. Die Isolationsbeschichtung wurde bei 860 °C spannungsarm geglüht und unter Ausbildung einer Isolationsschicht eingebrannt.
  • Anschließend erfolgte eine einseitige Domänenverfeinerung mittels eines Lasers, der eine Wellenlänge WL aufwies, die in Tabelle 1 angegeben ist.
  • Der Kohlenstoffgehalt des Stahlkerns des kornorientierten Stahlflachprodukts lag unter 0,003 Gewichtsprozent. Durch Spinellbildung an der Grenzschicht zwischen Forsterit und Stahlkern, sinkt der Gehalt an Alsl im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts unter 30 ppm. Durch die Reinigungsglühung sind die Gehalte an Stickstoff und Schwefel im Stahlkern des kornorientierten Stahlflachprodukts auf unter 10 ppm gesunken. Indem die Wellenlänge des Lasers WL erfindungsgemäß in Abhängigkeit von dem Verhältnis Wasser zu Feststoff in der Aufschlämmung sowie von den Taupunkten bei 400°C und 800°C beim Erwärmen auf die Durcherwärmungstemperatur beim Haubenglühen eingestellt wird, lässt sich eine Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, zwischen der einen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts und der anderen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts weniger als 1 dB(A) einstellen, während gleichzeitig die Ummagnetisierungsverluste minimiert sind.
  • Nach Durchführung der Magnetostriktionsmessung wurden die Proben nach IEC 60404-11 (2021) im Bereich der Laserbehandlung gemessen und der ermittelte Widerstandswert in Ωcm2 in Tabelle 2 eingetragen. Bei nicht-sichtbaren domänenverfeinerten Bereichen, ist der Bereich z.B. mithilfe eines handelsüblichen Domain Viewer wie z.B. dem DV 90 der Firma Brockhaus zu ermitteln.
  • Um die Morphologie der domänenverfeinerten Bereiche zu untersuchen, wurde ein 3D-Laserscanningmikroskop der Firma Keyence vom Typ VK-X3000 verwendet. Hierbei wurde ein Oberflächenprofil quer zum domänenverfeinerten Bereich erzeugt. Die Differenz aus Höhe der Probenoberfläche und mittleren Höhe des domänenverfeinerten Bereichs ergibt die Höhe der durch den Laser erzeugten Vertiefung. In Tabelle 2 wurden die so ermittelten Vertiefungen eingetragen.
  • Die Verbesserung des Ummagnetisierungsverlust wurde ermittelt, indem die Proben für 30 min bei 850 °C und 100 % N-haltiger Atmosphäre geglüht und anschließend mit etwa 30 K/h abgekühlt wurden. Da die Laserbehandlung thermisch nicht stabil ist, ist die Verbesserung der Ummagnetisierungsverluste nun aufgehoben. Durch Ermittlung der Änderung der Ummagnetisierungsverluste vor und nach Glühbehandlung kann die Verbesserung Ummagnetisierungsverluste durch die Laserbehandlung ermittelt werden.
  • Die Berechnung erfolgt dabei folgendermaßen: P 1 − P 0 P 0 ⋅ 100 % = P L .
    Figure imgb0004
  • Die Messung der Ummagnetisierungsverluste fand dabei nach IEC 60404-8-7 (2020), mit einem Konversionsfaktor von je 0,925 bei 50 Hz und 1,7 T statt. Die Ergebnisse der jeweilig ermittelten Differenz der Ummagnetisierungsverluste vor und nach der Glühbehandlung PL wurden in Tab. 2 eingetragen.
  • Um die Schichtdicke der äußeren Isolationsschichten auf beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts zu ermitteln, müssen die Proben zunächst gewogen werden. Zur einseitigen Entfernung der Phosphatschicht muss die Probenseite, deren Isolationsschicht nicht entfernt werden soll mit säureresistentem Klebeband abgeklebt werden. Zur Entfernung der Isolationsschicht auf der nicht beklebten Probenseite, die Probe in 25%ige NaOH bei 60°C für 20 min geben. Probe anschließend zuerst mit Wasser, dann mit Ethanol abspülen und trocknen. Klebeband von Probe entfernen und diese anschließend mit Ascusol von Kleberückständen befreien. Anschließend Probe erneut wiegen. Aus der Gewichtsdifferent ist die Schichtdicke der nicht abgeklebten Seite in g/m2 zu ermitteln. Zur Ermittlung der Schichtdicke auf der anderen Seite, ist das Prozedere seitenverkehrt durchzuführen. Die ermittelten Schichtdicken wurden in Tabelle 2 zusammengetragen. Tabelle 1: Ps: spezifischer Kernverlust (specific core loss), Ss: spezifische Scheinleistung (specific apparent power), λ z-p [µm/m]: Null bis Spitzenwert der Magnetostriktion (zero to peak value of magnetostriction), λ p-p [µm/m]: Spitze-zu-Spitze Wert der Magnetostriktion (peakto peak value of magnetostriction), LvA [dB(A)]: A-bewertetes Geschwindigkeitsniveau der Magnetostriktion (A-weighted velocity level of magnetostriction), LvA Diff (A-B) [dB(A)]: Differenz der A-bewerteten Geschwindigkeitsniveaus der Magnetostriktion gemessen auf der A- und B-Seite des Prüflings (difference of the A-weighted velocity levels of magnetostriction measured on A and B side of the testing sample), alle in der Legende der Tabelle 1 benannten Parameter sind bei 1,7 T und 50 Hz ermittelt worden. Dabei wurden λ z-p, λ p-p und LvA nach IEC 60404-17 (2021) und Ps nach IEC 60404-3 (2022) gemessen.
    Nr. Gemes sene Seite Ps [W/kg] λ z-p [µm/m] λ p-p [µm/m] LvA [dB(A)] LvA Diff (A-B) [dB(A)] WL1 [nm] WL2 [nm] WL [nm] dp1 [°C] dp2 [°C] w1 Fertigungsweg gemäß Beispiel 1 oder 2? Erfinderisch? JA/NEIN
    1 A 0,707 -0,1 0,4 87,3 -2,5 569 1128 1152,3 16 15 8,0 1 NEIN
    2 B 0,710 -1,0 1,0 89,7
    3 A 0,754 -0,5 0,5 87,7 -2,2 565 1108 1152,3 10 -7 3,1 1 NEIN
    4 B 0,746 -1,1 1,1 89,9
    5 A 0,736 -0,5 0,5 87,5 -2,4 584 1143 1200 24 5 5,5 2 NEIN
    6 B 0,736 -1,1 1,1 90,0
    7 A 0,736 -0,6 0,6 87,5 -2,1 708 1313 694,3 41 15 12,0 2 NEIN
    8 B 0,724 -1,0 1,0 89,6
    9 A 0,725 -0,3 0,4 87,2 -3,4 559 1105 1152,3 10 -3 3,2 1 NEIN
    10 B 0,721 -1,1 1,1 90,5
    11 A 0,743 -0,2 0,3 85,8 -7,3 800 1460 694,3 44 30 11,3 1 NEIN
    12 B 0,739 -1,3 1,7 93,1
    13 A 0,738 -0,4 0,5 87,2 -4,3 535 1050 1062 13 -17 2,3 1 NEIN
    14 B 0,742 -1,2 1,3 91,5
    15 A 0,731 0,3 0,8 88,9 -4,7 501 1024 1062 -10 -15 5,6 1 NEIN
    16 B 0,730 -1,6 1,7 93,6
    17 A 0,723 0,2 0,6 88,6 -2,8 586 1153 1200 13 11 4,1 2 NEIN
    18 B 0,725 -1,3 1,3 91,5
    19 A 0,724 -0,5 0,5 88,0 -3,6 572 1128 1152,3 17 5 5,5 2 NEIN
    20 B 0,716 -1,3 1,3 91,6
    21 A 0,852 -0,4 0,4 86,0 -5,4 599 1172 1200 22 20 9,7 2 NEIN
    22 B 0,845 -1,2 1,3 91,4
    Nr. Gemes sene Seite Ps [W/kg] λ z-p [µm/m] λ p-p [µm/m] LvA [dB(A)] LvA Diff (A-B) [dB(A)] WL1 [nm] WL2 [nm] WL [nm] dp1 [°C] dp2 [°C] w1 Fertigungs-weg gemäß Beispiel 1 oder 2? Erfinderisch? JA/NEIN
    23 A 0,719 -0,5 0,6 87,5 -0,6 634 1217 1152,3 36 19 8,9 1 JA
    24 B 0,718 -0,6 0,7 88,1
    25 A 0,698 -0,2 0,4 89,3 -0,7 681 1250 1200 45 -8 5,3 1 JA
    26 B 0,700 -0,7 0,9 89,9
    27 A 0,719 -0,4 0,6 88,9 -0,9 608 1179 1062 28 11 6,1 1 JA
    28 B 0,711 -0,9 1,0 89,8
    29 A 0,717 -0,8 0,9 90,7 -0,4 657 1254 694,3 16 9 7,2 2 JA
    30 B 0,716 -1,1 1,1 91,2
    31 A 0,712 -0,5 0,5 89,2 -0,5 598 1165 1030 25 12 9,3 2 JA
    32 B 0,709 -0,9 1,0 89,6
    Tabelle 2: Schichtdicke Seite A der äußeren Isolationsschicht auf Seite A in g/m2. Schichtdicke Seite B der äußeren Isolationsschicht auf Seite B in g/m2. Differenz Schichtdicke A zu B gemessen nach: (|(A-B)/AI - 100 %). PL: Differenz zwischen P1 und P0 gemessen nach Beschreibung in %, gemessen bei 1,7 T und 50 Hz mit Konversionsfaktor von 0,925 nach IEC 60404-8-7 (2022). Vertiefung des domänenverfeinerten Bereichs in µm gemessen mithilfe eine 3D-Laserscanningmikroskops der Firma Keyence vom Typ VK-X3000. Isolationswirkung des domänenverfeinerten Bereichs gemessen nach IEC 60404-11 (2021) in Ωcm2.
    Nr. Schichtdicke Seite A [g/m2] Schichtdicke Seite B [g/m2] Differenz Schichtdicke A zu B (|(A-B)/A|· 100 %) PL [%] Vertiefung des domänenverfeinerten Bereichs [µm] Isolationswirkung des domänenverfeinerten Bereichs [Ωcm2]
    1-2 3.6 3.1 14% 6.0 0.66 > 50
    3-4 4.7 4.0 15% 9.3 0.87 < 50
    5-6 4.9 3.6 27% 8.8 0.93 > 50
    7-8 4.3 3.4 21% 3.4 1.24 < 50
    9-10 4.0 3.3 18% 4.8 1.04 < 50
    11-12 4.2 3.6 14% 6.3 1.87 < 50
    13-14 4.6 3.4 26% 7.4 1.18 < 50
    15-16 4.9 5.5 12% 4.4 1.01 < 50
    17-18 3.7 3.5 5% 4.8 0.40 > 50
    19-20 5.0 4.3 14% 8.6 1.63 < 50
    21-22 4.6 4.3 7% 6.8 0.35 > 50
    23-24 4.3 3.7 14% 8.0 0.16 > 50
    25-26 3.5 4.0 14% 9.0 0.22 > 50
    27-28 3.9 4.4 13% 9.1 0.03 > 50
    29-30 4.4 4.7 7% 10.5 0.16 > 50
    31-32 4.3 4.6 7% 7.2 0.06 > 50

Claims (15)

  1. Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Stahlflachprodukts, umfassend die Arbeitsschritte
    a) Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts, das in Gew.-%, folgende Zusammensetzung aufweist: Si: 2.0 - 4.0 %, C: 0.01 - 0.10 %, Alsl: 0.01 - 0.065 %, N: 0.003 - 0.015,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 % betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Cu, Mn, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.60% betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, P, S, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.05 % betragen,
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
    b) Primärrekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit gleichzeitiger Entkohlungsbehandlung in einer feuchten Atmosphäre auf einen Kohlenstoffgehalt von unter 30 ppm;
    c) Optional Durchführen einer Nitrierungsbehandlung während Schritt b) oder im Anschluss daran in Schritt c);
    d) Beschichten des in Schritt b) oder im optionalen Schritt c) erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer Aufschlämmung, wobei die Aufschlämmung aus Wasser, MgO und optional einem oder mehreren weiteren Feststoff/en besteht und ein Massenverhältnis w1 von Wasser zu den gesamten Feststoff/en in der Aufschlämmung aufweist,
    e) Haspeln des beschichteten Stahlflachprodukts zu einem Coil,
    f) Haubenglühen des Coils bei einer Durcherwärmungstemperatur von mindestens 1100°C mit einem Taupunkt dp 1, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 400°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur, und einem Taupunkt dp 2, gemessen zwischen den Windungen des Coils bei 800°C während des Aufheizens auf Durcherwärmungstemperatur,
    g) Aufbringen einer Isolationsbeschichtung auf das geglühte Stahlflachprodukt,
    h) Spannungsarmglühen des mit der Isolationsbeschichtung versehenen Stahlflachprodukts unter Ausbildung einer Isolationsschicht,
    i) Durchführen einer Domänenverfeinerung mittels eines Lasers mit einer Wellenlänge WL auf mindestens einer Seite des mit der Isolationsschicht versehenen Stahlflachprodukts, wobei die Wellenlänge WL des Lasers die Vorgabe der folgenden Formel (I) erfüllt: 537 + 60 × dp 1 + 10 × dp 2 w 1 < WL < 1080 + 18 × dp 1 + 3 × dp 2 w 1
    Figure imgb0005
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung des in Schritt a) bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukts 0,002 bis 0,60 Gew.-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,3 Gew.-% Mangan, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,25 Gew.-% Mangan enthält.
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung des in Schritt a) bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukts 0,002 bis 0,60 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,08 bis 0,20 Gew.-%, Cu enthält.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung des in Schritt a) bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukts 0,0003 bis 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 0,045 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,008 bis 0,04 Gew.-%, P enthält.
  5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass Schritt b) bei einem Taupunkt von 40 bis 80°C durchgeführt wird.
  6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass Schritt b) bei einer Glühdauer von mehr als 100 s durchgeführt wird und bei einer Temperatur von mindestens 820°C durchgeführt wird.
  7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt, während Schritt b) oder danach in Schritt c), nitriert wird und der Gehalt an Stickstoff nach Schritt c) mindestens 150 ppm beträgt.
  8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die weiteren Feststoffe in der Aufschlämmung gemäß Schritt d) neben MgO ausgewählt sind aus einem oder mehreren Oxiden und/oder Nitriden von mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Cr, Fe, Mn, Si, Ti, Mg, Sn, Zr sowie Mischoxiden der genannten Oxide mit Mg.
  9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspelspannung in Schritt e) 30 - 300 MPa beträgt.
  10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Haubenglühen in Schritt f) bei einer Glühdauer von mindestens 10 h in einer 100% H2-Atmosphäre durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Isolationsbeschichtung kolloidales Siliziumdioxid, sowie mindestens ein Phosphat, Nitrat und/oder Oxid, enthaltend mindestens ein Element ausgewählt aus Al, Mn, Si, Ti, Mg, Sn und Cr, umfasst.
  12. Kornorientiertes Stahlflachprodukt, umfassend einen Stahlkern, der, in Gew.-%, folgende Zusammensetzung aufweist: Si: 2.0 - 4.0 %, C: < 30 ppm Alsl: < 30 ppm, N: < 50 ppm,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se, Sn, Sb, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.2 % betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Cu, Mn, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.60 % betragen,
    optional eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus As, Bi, B, Co, Te, Ti, V, Ni, Nb, Mo, wobei die einzelnen Gehalte dieser Elemente bis zu 0.05 % betragen,
    optional S: < 50 ppm P: 0.0003 % to 0.05 %
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    sowie auf mindestens einer Seite des Stahlkerns in vollflächigem Kontakt dazu eine Forsteritschicht, wobei die dem Stahlkern abgewandte Seite der Forsteritschicht in vollflächigem Kontakt mit einer Isolationsschicht steht, wobei mindestens eine Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts zur Domänenverfeinerung mit einem Laser behandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass die Differenz der Magnetostriktion, gemessen nach IEC 60404-17 (2021) mit einem Spiegel, zwischen der einen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts und der anderen Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts weniger als 1 dB(A) beträgt und wobei das kornorientierte Stahlflachprodukt einen Ummagnetisierungsverlust, gemessen nach IEC 60404-3 (2022) bei 50 Hz und 1,7 T und einem Konversionsfaktor von 0,925 nach IEC 60404-8-7 (2020), von höchstens 0,75 W/kg aufweist.
  13. Kornorientiertes Stahlflachprodukt nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass dieses eine Änderung des Ummagnetisierungsverlusts PL aufweist, für die gilt: P 1 − P 0 P 0 ⋅ 100 % = P L ≥ 7 % ,
    Figure imgb0006
     wobei P0 der Ummagnetisierungsverlust nach Laserbehandlung ist, P1 der Ummagnetisierungsverlust nach Glühbehandlung für 30 min bei 850°C ist und PL die Änderung des Ummagnetisierungsverlusts durch die Laserbehandlung darstellt, alles gemessen nach IEC 60404-8-7 (2020) bei 50 Hz und 1,7 T.
  14. Kornorientiertes Stahlflachprodukt nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Seite des kornorientierten Stahlflachprodukts, die zur Domänenverfeinerung mit einem Laser behandelt wurde, keine Vertiefungen entlang der Bereiche aufweist, die tiefer als 0,8 µm, bevorzugt tiefer als 0,3 µm, sind und der lokal gemessene Widerstand der Isolationsschichten nach IEC 60404-11 (2021) in den Bereichen, die mit einem Laser behandelt wurden, mindestens 50 Ωcm2 beträgt.
  15. Kornorientiertes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Differenz der Schichtdicken der Isolationsschichten der beiden Seiten des kornorientierten Stahlflachprodukts höchstens 25 % beträgt.
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