DE3232518A1 - Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektrostahlblech - Google Patents
Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektrostahlblechInfo
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Description
Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech oder -band (nachstehend
als "Elektrostahlblech" bezeichnet.
Beim üblichen sogenannten einstufigen Kaltwalzverfahren zur
Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech wird ein Siliciumstahl mit etwa 0,04 % Kohlenstoff, etwa 3 % Silicium
und Inhibitorelementen, wie Mangan, Schwefel, Aluminium und Stickstoff eingesetzt. In dem Verfahren wird eine kontinuierlich
gegossene Bramme des Siliciumstahls verwendet. Sofern der Gehalt an Kohlenstoff und Silicium unterhalb und
oberhalb der vorgenannten Werte liegt, erfolgt bei hoher Temperatur keine er-/'-Transformation. Eine kontinuierlich gegossene
Bramme wird auf eine Temperatur von 13000C oder höher erhitzt, um die Inhibitorelemente in einer festen Lösung
zu lösen. Anschließend wird warmgewalzt, das Band als Spule geglüht, kaltgewalzt, entkohlungsgeglüht, ein Glühseparator
angewendet und absatzweise geglüht. Das absatzweise Glühen bezweckt eine sekundäre Rekristallisation und Entschwefelung
und Entnitrifizierung des Siliciumstahlblechs. Eines der Merkmale
des üblichen einstufigen Kaltwalzverfahrens ist, daß
zwar et- y-Tx ans formation aufgrund der Zusammensetzung des
AusgangsStahles erfolgt, und daß sich eine einzige «/-Phase,
die für die sekundäre Rekristallisation unbedingt erforderlich ist, im Siliciumstahlblech bilden kann, das der sekundären
Rekristallisation unterworfen wird. Aufgrund des Entkohlungsglühens wird der Kohlenstoffgehalt von dem Ausgangswert
auf einen Wert vermindert, bei dem sich eine einzige Or-Phase bilden kann. Ein weiteres Merkmal des herkömmlichen
einstufigen Kaltwalzverfahrens ist, daß die Of- ^"-Transformation
eine wichtige Rolle bei der feinen Ausfällung und Dispergierung des Aluminiumnitrid-Inhibitors spielt, und bei
der Verfeinerung der Matrix des Stahlbandes vor der sekundären Rekristallisation. Das herkömmliche einstufige Kaltwalzverfahren
gestattet es, ein kornorientiertes Elektrostahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften
in der Walzrichtung herzustellen, es hat aber folgende Nachteile:
(1) Infolge der Zusammensetzung des AusgangsStahls erfolgt
die Ot- ^-Transformation bei einer Temperatur unterhalb
der sekundären Rekristallisationstemperatur. Es ist deshalb erforderlich, die Zusammensetzung des Stahls vor dem
absatzweisen Glühen zu ändern, so daß der Stahl eine
einzige Ctf-Phase hat.
einzige Ctf-Phase hat.
(2) Beim Ausgangsstahl, der etwa 0,04 % Kohlenstoff und etwa 3 % Silicium enthält, wird durch Zunahme des Siliciumgehaltes
der Wattverlust verbessert und die Menge an
/"-Phase vermindert. Der Kohlenstoffgehalt muß deshalb erhöht werden, um die Abnahme der Menge an /"-Phase zu kompensieren. Auf diese Weise wird sichergestellt, daß die Menge an Kohlenstoff, die für die vorstehend beschriebenen Merkmale erforderlich ist, auch vorliegt. Eine gleichzeitige Zunahme des Gehalts an Kohlenstoff und
Silicium verschlechtert synergistisch die Kaltwalzbarkeit des Stahls. Deshalb soll der Siliciumgehalt nicht hoch sein.
/"-Phase vermindert. Der Kohlenstoffgehalt muß deshalb erhöht werden, um die Abnahme der Menge an /"-Phase zu kompensieren. Auf diese Weise wird sichergestellt, daß die Menge an Kohlenstoff, die für die vorstehend beschriebenen Merkmale erforderlich ist, auch vorliegt. Eine gleichzeitige Zunahme des Gehalts an Kohlenstoff und
Silicium verschlechtert synergistisch die Kaltwalzbarkeit des Stahls. Deshalb soll der Siliciumgehalt nicht hoch sein.
(3) Da der Ausgangsstahl Kohlenstoff, Stickstoff und Schwefel in derartiger Menge enthält, daß,/sie im Endprodukt verbleiben,
dessen magnetische Eigenschaften ver-
werden
schlechtert'. Deshalb ist zum Abtrennen dieser Elemente
schlechtert'. Deshalb ist zum Abtrennen dieser Elemente
ein Reinigungsglühen erforderlich.
(4) Zur feinen Ausfällung und Dispergierung der Inhibitoren sind eine hohe Erhitzungstemperatur der kontinuierlich
gegossenen Bramme und ein Glühen des warmgewalzten Bandes bei hohen Temperaturen unbedingt erforderlich.
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] Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur
Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech zu entwickeln, bei dem mindestens einer der vorstehend erwähnten
Nachteile vermieden werden und bei dem kornorientiertes Elektrostahlblech erhalten wird, dessen magnetische Eigenschaften
besser sind als die beim herkömmlichen einstufigen Kaltwalzverfahren.
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, die Nachteile der bekannten Verfahren zu vermeiden, bei dem eine geeignete Dispergierung
der Inhibitoren unter Verwendung der α*-/•-Transformation
erreicht wird. Durch Verwendung von Ausgangsstahl, der keine «- f-Transformation aufweist, wird die sekundäre
Rekristallisation nach dem Warmwalzen erreicht.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu
.dem
entwickeln, bei/der Kohlenstoffgehalt des AusgangsStahls
sehr niedrig ist aufgrund der Entkohlung des geschmolzenen Stahls und bei dem die Entkohlung des Stahls, sobald er in
festem Zustand vorliegt, entweder entfällt oder vereinfacht wird.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu entwickeln, bei dem, selbst wenn der Siliciumgehalt erhöht
wird, die Kaltwalzbarkeit nicht verschlechtert ist.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu entwickeln, bei dem die Erhitzungstemperatur der Bramme auf
eine Temperatur unter 1300*^ vermindert ist.
Schließlich ist es eine Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zu entwickeln, bei dem das Reinigungsglühen entfällt
oder vereinfacht ist.
Es wurden diejenigen Bedingungen experimentell untersucht, bei denen sekundäre Rekristallisation erfolgt, selbst wenn
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der Kohlenstoffgehalt des Ausgangsmaterials extrem niedrig ist. Versuche, bei denen 3 % Silicium enthaltende Stahlbrammen
mit üblichem Kohlenstoffgehalt verwendet wurden, hatten folgendes ergeben:
Beim Entkohlen eines warmgewalzten Stahlblechs wird die sekundäre Rekristallisation erschwert gegenüber dem Entkohlen
eines kaltgewalzten Stahlblechs. Gelegentlich erfolgt sekundäre Rekristallisation selbst in Fällen, bei denen die Entkohlung
an einem warmgewalzten Stahlblech durchgeführt wird. JO Vor Beginn der Versuche wurde folgendes festgestellt:
(1) Kohlenstoff übt eine Eigenwirkung auf die sekundäre Rekristallisation
aus;
(2) Kohlenstoff neigt zur Bildung einer /"-Phase, die ebenfalls
eine Wirkung auf die sekundäre Rekristallisation ausübt.
Es wurde erkannt, daß man feststellen muß, ob (1) oder (2)
die sekundäre Rekristallisation erschwert in einem Fall, bei dem ein Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt als
Ausgangsmaterial verwendet wird. Es wurden auch die Bedingungen der sekundären Rekristallisation in einem Fall berücksichtigt,
bei dem ein Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt als Ausgangsmaterial verwendet wurde. Dabei
wurde folgendes festgestellt:
(1) Eine der Bedingungen ist, daß die Kerne der sekundären
Rekristallisationskörner im Stahl vorhanden sind und eine (011)/*1007 Orientierung aufweisen. Diese Bedingung
ist befriedigend selbst wenn Stahl mit extrem niedrigen Kohlenstoffgehalt als Ausgangsmaterial verwendet wird.
(2) Eine weitere Bedingung ist, daß der Krümmungsradius der Keime der sekundären Rekristallisationskörner befriedigend
größer ist als der Krümmungsradius der Matrixkörner.
(3) Eine weitere Bedingung ist, daß Inhibitoren im Stahl vorliegen. Die beiden letztgenannten Bedingungen sind
schwierig zu erreichen, wenn Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt als Ausgangsmaterial verwendet wird.
In den JP-OSen 58 332/1980 und 73 818/1980 ist beschrieben, wie die beiden vorgenannten, schwierig zu erreichenden Bedingungen
dennoch erfüllt werden können, so daß eine sekundäre Rekristallisation erfolgen kann. In diesen beiden Offenlegungsschriften
werden als Ausgangsmaterial Reineisenbrammen
Aluminium verwendet, denen Silicium und / einverleibt wird und
bei denen der Gehalt an anderen Elementen so stark wie möglich verringert ist. Ferner werden Brammen verwendet, die in
einem Stahlwerk hergestellt werden und die Verunreinigungen enthalten. Diese Brammen werden warmgewalzt. Der in den beiden
japanischen Offenlegungsschriften beschriebene Stand der Technik hat den Nachteil, daß gelegentlich schlechte sekundäre
Rekristallisation erfolgt.
Die vorliegende Erfindung beruht auf der Entdeckung, daß sich
die vorstehend erwähnten Nachteile vermeiden lassen und daß ein Endprodukt mit guter sekundärer Rekristallisationsorientierung
und hoher magnetischer Flußdichte erhalten werden kann, wenn man die sekundäre Rekristallisation durchführt
und gleichzeitig einen bestimmten Temperaturgradient parallel zur Blechoberfläche erzeugt. Dementsprechend ist das erfindungsgemäße
Verfahren dadurch gekennzeichnet, daß man eine Stahlbramme, die nicht mehr als 0,02 % Kohlenstoff, nicht
mehr als 5 % Silicium, nicht mehr als 0,015 % Schwefel,
0,01 bis 0,08 % säurelösliches Aluminium und nicht mehr als 0,01 % Stickstoff enthält, auf eine Temperatur von nicht mehr
als 12700C erhitzt, warmwalzt, das warmgewalzte Blech glüht,
danach einmal kaltwalzt und danach das erhaltene kaltgewalzte Blech einem primären Rekristallisationsglühen und anschließend
einem Hochtemperatur-Schlußglühen unterwirft, bei dem das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner
j unter einer Bedingung vervollständigt wird, bei der ein Temperaturgradient
von mindestens 2°C/cm parallel zur Blechoberfläche erzeugt wird.
Die Erfindung wird nachstehend näher erläutert.
Zunächst wird die Zusammensetzung der Stahlbramme bzw. des Stahlstranges beschrieben.
Bei einem Siliciumgehalt über 5 % ist es schwierig, ein warmgewalztes
Blech kaltzuwalzen. Im erfindungsgemäßen Verfahren liegt der maximale Siliciumgehalt des Ausgangsstahls höher
als der herkömmliche Siliciumgehalt. Im erfindungsgemäßen Verfahren hat dieser hohe Siliciumgehalt keine Verschlechterung
der Kaltwalzbarkeit zur Folge, da der Kohlenstoffgehalt niedrig ist. Wenn der Siliciumgehalt 5 % übersteigt, wird
die Kaltwalzbarkeit dennoch schwierig. Der Kohlenstoffgehalt beträgt höchstens 0,02 %, da bei einem höheren Kohlenstoffgehalt
ein kornorientiertes Elektrostahlblech dazu neigt, schadhafte Bereiche aufzuweisen, bei denen keine sekundäre
Rekristallisation erfolgt. Der Gehalt an säurelöslichem
Aluminium liegt im Bereich von 0,010 bis 0,080 %. Andernfalls ist es nicht möglich sicherzustellen, daß der Anteil an
AlN, der für die sekundäre Rekristallisation erforderlich ist, als Dispersionsphase ausgefällt wird, mit dem Ergebnis, daß
eine hohe magnetische Flußdichte nicht erreicht werden kann. Stickstoff und säurelösliches Aluminium sind Elemente, die
AlN bilden. Wenn der Stickstoffgehalt über 0,01 % liegt, werden in der Stahlbramme Fehler erzeugt, was zur Folge hat,
daß die Ausbeute an warmgewalztem Blech vermindert ist.
Ein Schwefelgehalt von höchstens 0,015 % ist ein wichtiges
Merkmal des erfindungsgemäß eingesetzten Stahls.
Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnungen weiter erläutert.
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Die Figur 1 zeigt, welchen Einfluß der Schwefelgehalt eines
warmgewalzten Banden auf das Ausmaß der sekundären Rekristallisation und die magnetische Flußdichte Bfl ausübt;
Figur 2 zeigt, welchen Einfluß der Temperaturgradient, bei dem das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner vervollständigt
wird, einen Einfluß auf die magnetische Flußdichte Bg ausübt;
die Figuren 3A bis 3E sind Makrostruktur-Fotographien von kornorientierten Elektrostahlblechen.
Aus Figur 1 ist folgendes ersichtlich:
Wenn der Schwefelgehalt eines warmgewalzten Bleches einen Wert von 0,015 % überschreitet, liegt der Prozentsatz der
sekundären Rekristallisation unter 100 % und die magnetische Flußdichte B„ ist sehr niedrig, selbst wenn der Prozentsatz
der sekundären Rekristallisation 100 % beträgt. Demgegenüber kann bei einem Schwefelgehalt von höchstens 0,015 %, vorzugsweise
höchstens 0,002 % eine hohe magnetische Flußdichte erhalten werden.
Schwefel ist bei der Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech
eines der Elemente, das MnS bildet. Diese Verbindung muß in dispergierter Form ausgefällt werden, um eine
sekundäre Rekristallisation zu erreichen; vgl. JP-ASen 15 644/1965 und 25 250/1972. Erfindungsgemäß wurde
jedoch festgestellt, daß im erfindungsgemäßen Verfahren, bei dem die Stahlbramme auf niedrige Temperaturen erhitzt wird,
3^ der Schwefelgehalt geringer sein soll, um die magnetische
Flußdichte eines kornorientierten Elektrostahlbleches zu verbessern.
Die Figuren 3A bis 3E zeigen, welchen Einfluß der säurelösliehe
Aluminiumgehalt von 0,0005 %, 0,02 %, 0,04 %, 0,06 % bzw. 0,10 % von Stahlbrammen auf die sekundäre Rekrisfellisa-
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tion ausübt, wobei das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner
bei einem Temperaturgradient von 2°C/cm in der Querrichtung · von Stahlblech vervollständigt
wird.
Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung wird eine Stahlbramme
mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,003 bis 0,02 %, vorzugsweise von 0,003 bis 0,005 % eingesetzt.
Gemäß einer Ausführungsform beträgt der Schwefelgehalt der
Stahlbramme vorzugsweise nicht mehr als 0,005 %.
Nachstehend werden die verschiedenen Stufen des erfindungsgeraäßen
Verfahrens erläutert.
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Beim Erhitzen einer Stahlbramme bzw. eines Stahlstranges auf eine Temperatur von oberhalb 12700C neigen die Kristallkörner
des Stahls zur Vergröberung. Dies hat zur Folge, daß die Metallstruktur des warmgewalzten Bleches, insbesondere
die Textur und die Gleichmäßigkeit der Kristallkörner unbefriedigend wird. Es werden im kornorientierten Elektrostahlblech
kontinuierliche Streifen in der Walzrichtung erzeugt. Wenn eine Stahlbramme bzw. ein Stahlstrang auf eine
Temperatur von oberhalb 12700C erhitzt wird, erfolgt auch
die Bildung von geschmolzener Schlacke und Fehlern auf der Stahlbramme. Deshalb ist im erfindungsgemäßen Verfahren die
Erhitzungstemperatur der Stahlbramme höchstens 12700C. Bei
einer Erhitzungstemperatur der Stahlbramme bzw. des Stahlstranges
auf weniger als 10500C ist die Durchsatzkraft für das kontinuierliche Warmwalzen sehr hoch und die Gestalt
des warmgewalzten Bleches wird schlecht. Deshalb beträgt die Erhitzungstemperatur der Stahlbramme bzw. des
Stahlstranges vorzugsweise mindestens 10500C. Eine Erhitzungstemperatur
von höchstens 12700C ist wirksam zur Ver-
^5 hinderung der Kornvergröberung der Stahlbramme und zur
Verfeinerung und zur Erzeugung gleichmäßiger primärer Rekristallisationskörner. Dies hat zur Folge, daß sich keine
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Streifen bilden. Die Wirksamkeit dieser Erhitzungstemperatur ist besonders bemerkenswert im erfindungsgemäßen Verfahren,
bei dem das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner vervollständigt wird unter einer Bedingung, bei der ein Temperaturgradient
von mindestens 2°C/cm parallel zur Blechoberfläche erzeugt wird. Wenn die Metallstruktur, insbesondere
die Textur und die Gleichmäßigkeit der Kristallkörner in Teilen von warmgewalztem und dann kaltgewalztem Band dazu
neigt, im Endprodukt Streifen zu bilden, hört das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner in diesen Bereichen
auf, so daß, selbst wenn der vorgenannte Temperaturgradient in diesen Bereichen erzeugt wird, die sekundären Rekristallisationskörner
nicht die primären Rekristallisationskörner verbrauchen können, die an die sekundären Rekristallisationskörner
über diese Bereiche angrenzen.
Nach dem Warmwalzen einer Stahlbramme bzw. eines Stahlstranges wird das Glühen so durchgeführt, daß die Metallstruktur
und die Verteilung der Fällung in der Querrichtung und der Längsrichtung des warmgewalzten Bandes homogenisiert wird.
Kontinuierliches Glühen eines warmgewalzten Bandes wird dem Kastenglühen vorgezogen im Hinblick auf die Gleichmäßigkeit
in der Querrichtung und Längsrichtung des Bandes sowie im Hinblick auf die Abbeizbarkeit des Zunders, der nach dem
Glühen des warmgewalzten Bandes durch Beizen entfernt wird. Das Glühen des warmgewalzten Bandes wird vorzugsweise bei
einer Temperatur von 750 bis 10500C während eines kurzen
Zeitraumes durchgeführt. Sofern die Glühtemperatur oberhalb 1050°C liegt, erfolgt unerwünschtes Vergröbern der Kristallkörner.
Sofern sie unterhalb 7500C liegt, ist es schwierig, die Metallstruktur und die Verteilung der Fällung in der
Querrichtung und Längsrichtung des warmgewalzten Bandes zu homogenisieren.
im erfindungsgemäßen Verfahren wird das warmgewalzte und
anschließend geglühte Blech einmal bei einem Walzdickenver-
minderungsverhältnis von vorzugsweise 80 % kaltgewalzt. Das erhaltene kaltgewalzte Blech wird zur primären Rekristallisation
geglüht, so daß später ein Glühseparator auf der Blechoberfläche angewendet werden kann und weiterhin so, daß eine
Entkohlung erhalten wird, die notwendig ist, wenn der Kohlenstoffgehalt nicht weniger als 0,003 % beträgt. Zum Entkohlungsglühen
kann ein Kastenglühen oder kontinuierliches Glühen angewendet werden. Das kontinuierliche Glühen ist bevorzugt,
weil hierdurch die Metallstruktur homogenisiert werden kann. Die kontinuierlichen Glühbedingungen sind von herkömmlicher
Art und die Glühtemperatur kann von 800 bis 9000C betragen.
Anschließend wird ein Glühseparator auf ein primär rekristal- ^5 lisationsgeglühtes Stahlblech aufgebracht und dieses Stahlblech
wird sodann laminiert und dem Hochtemperaturfertigglühen unterworfen. Während des Hochtemperatur-Fertigglühens
wird das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner unter einer Bedingung vervollständigt, bei der ein Teraperaturgradient
von mindestens 2°C/cm parallel zur Blechoberfläche erzeugt wird. Die Bedeutung dieses Temperaturgradienten
ist aus Figur 2 ersichtlich.
Vier Stahlschmelzen mit 0,003 % Kohlenstoff, 3,2 % Silicium, 0,10 % Mangan, 0,003 % Schwefel, 0,0080 % Stickstoff und
0,028 bis 0,036 % säurelöslichem Aluminium werden kontinuierlich gegossen. Es werden vier Stahlstränge erhalten. Die
Stahlstränge werden auf 11800C erhitzt, warmgewalzt und sodann
bei einer Temperatur von 5500C aufgespult. Die erhalte-
nen 2,3 mm dicken warmgewalzten Stahlbleche werden kontinuierlich geglüht. Dabei werden sie 1,5 Minuten bei 10500C
durchgewärmt. Die warmgewalzten Bleche werden einmal auf eine Dicke von 0,30 mm kalt heruntergewalzt und anschließend
1 Minute in trockenem Wasserstoff bei 8500C einem primären
Rekristallisationsglühen unterworfen. Ein Glühseparator aus Magnesiumoxid wird auf die primär rekristallisationsgeglüh-
ten Bleche aufgebracht. Sodann werden die Bleche in Abschnitte zerschnitten. Die Abschnitte werden laminiert und dann
in einen 1 m langen Ofen gegeben, der in drei Zonen unterteilt ist. Die laminierten Abschnitte werden bei einer Temperatursteigerungsgeschwindigkeit
von 20°/Std. erhitzt. Die Temperatur der drei getrennten Zonen des Ofens wurde derartig
gesteuert, daß ein Temperaturgradient von 0°C/cm, 1°C/cm, 2°C/cm, 5°C/cm bzw. 7°C/cm in einer Richtung senkrecht
zur Walzrichtung erzeugt wird. Nach dem Erhitzen der !0 laminierten Abschnitte bei der vorgenannten Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit
wird das Reinigungsglühen bei einer Temperatur von 12000C während 10 Stunden in Wasserstoffatmosphäre
durchgeführt. Die magnetische Flußdichte BQ der
erhaltenen Fertigprodukte ist in Figur 2 angegeben. Aus Figur 2 ist ersichtlich, daß bei einem Temperaturgradienten
von mindestens 2°C/cm die magnetische Flußdichte Bg mehr
als 1,94 Tesla beträgt. Mit zunehmendem Temperaturgradienten
steigt die magnetische Flußdichte Bg an.
Obwohl die sekundäre Rekristallisation durch Erhöhung des Temperaturgradienten stabilisiert wird, nimmt die Breite
der 180° magnetischen Bereiche im Hinblick auf das starke Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner zu. Dies
hat zur Folge, daß der Wattverlust erhöht ist. Wenn die Unterteilung der 180° magnetischen Bereiche mittels einer
bekannten mechanischen Methode oder durch Bestrahlung mit einem Laserstrahl durchgeführt wird, kann ein hoher Temperaturgradientwert
ausgewählt werden, um die sekundäre Rekristallisation zu stabilisieren und auf diese Weise eine
hohe magnetische Flußdichte B0 zu erhalten. Wenn die vorge-
nannte Unterteilungsmethode nicht durchgeführt wird, wird der Temperaturgradient so eingestellt, daß der niedrigste
Wattverlust erreicht wird. Aus diesen Gründen ist der höchste Wert für den Temperaturgradient/nicht angegeben.
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Die Richtung eines Stahlblechs, in welchem der Temperaturgradient
parallel zur Blechoberfläche erzeugt wird, kann entweder die Querrichtung oder die Längsrichtung
oder eine nicht spezifizierte Mehrzahl von Richtungen sein. Sofern ein Temperaturgradient von mindestens 2°C/cm an der
Grenze zwischen den primären und sekundären rekristallisierten Bereichen eines Stahlblechs erzeugt wird, kann der Temperaturgradient
in einem Hochtemperatur-Schlußglühofen konstant sein oder in der Richtung des Temperaturgradienten
variiert werden.
Seit kurzem ist aufgrund der Entwicklung des kontinuierlichen Gießens die Produktivität einer kontinuierlichen Gießvorrichtung
verbessert, so daß sie vergleichbar ist mit der eines kontinuierlichen Warmwalzwerkes. Deshalb kann
eine kontinuierliche Gießvorrichtung unmittelbar kombiniert werden mit einem kontinuierlichen Warmwalzwerk und kontinuierliche
Stahlstränge können unmittelbar und ohne Verzögerung in ein kontinuierliches Warmwalzwerk gegeben werden.
Da eine hohe magnetische Flußdichte auch erhalten wird, wenn die Erhitzungstemperatur eines Stahlstranges bzw. einer
Stahlbramme niedrig ist, d.h. nicht mehr als 12700C beträgt,
können die nachstehend erwähnten vorteilhaften Warmwalzmethoden zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech
verwendet werden. Eine dieser vorteilhaften Warmwalzmethoden besteht darin, einen Stahlstrang unmittelbar
unter Ausnutzung seiner Eigenwärme warmzuwalzen und dadurch das Abkühlen des Stahlstranges zu vermeiden, was
ein Wiedererhitzen des Stahlstranges erforderlich machen würde. Eine andere Warmwalzmethode besteht darin, einen
Stahlstrang bzw. eine Stahlbramme in einen Ofen zu geben und dort nur in dem Ausmaß zu erhitzen, daß die Temperaturverteilung
des Stahlstranges homogenisiert ist. Nachdem die Temperatur, insbesondere die Oberflächentemperatur des
Stahlstranges schwach vermindert ist wird der Stahlstrang
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I t · ·
in einen Wärmerekuperativofen oder einen Erhitzungsofen für übliche Kohlenstoffstähle gegeben, um die Temperaturverteilung
in dem Stahlstrang bzw. der Stahlbramme kurze Zeit zu homogenisieren. Anschließend wird der Stahlstrang warmgewalzt.
5
Diese Arten von Warmwalzen werden häufig durchgeführt bei üblichen Kohlenstoffstählen, sie können jedoch nicht zur
Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech verwendet werden, da ein Hochtemperatur-Erhitzungsofen speziell für
eine Stahlbramme bzw. einen Stahlstrang vorgesehen werden muß, die als Ausgangsmaterial für kornorientiertes Elektrostahlblech
verwendet wird und die auf hohe Temperatur während einer langen Zeit erhitzt wird. Eine kontinuierliche Gießvorrichtung
kann deshalb nicht unmittelbar mit einem kontinuierlichen Warmwalzwerk zur Herstellung von kornorientiertem
Elektrostahlblech kombiniert werden. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich ein kornorientiertes Elektrostahlblech
bei Kosten warmwalzen, die ebenso niedrig sind und mit ebenso hoher Produktivität wie bei herkömmlichen
Kohlenstoffstählen.
Da der Siliciumgehalt eines kornorientierten Elektrostahlblechs hoch ist, ist die thermische Leitfähigkeit der Stahlbramme
bzw. des Stahlstranges niedrig. Beim Herunterkühlen
^5 einer Stahlbramme auf Raumtemperatur wird der Unterschied
zwischen der Temperatur an der Oberfläche und im Inneren der Stahlbramme aufgrund der niedrigen thermischen Leitfähigkeit
so groß, daß durch die erzeugten thermischen Spannungen Innenrisse gebildet werden. Da im erfindungsgemäßen Verfahren
dieses Abkühlen einer Stahlbramme vermieden wird, indem man unmittelbar eine kontinuierliche Gießvorrichtung mit einem
Warmwalzwerk kombiniert, läßt sich die Bildung von Innenrissen vermeiden und dementsprechend ist die Ausbeute an
warmgewalztem Stahlblech sehr hoch. Aus dem Vorstehenden ist ersichtlich, daß die niedrige Erhitzungstemperatur von kontinuierlich
gegossenen Stahlsträngen verschiedene Vorteile
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hat. Im erfindungsgemäßen Verfahren können nicht nur kontinuierlich
gegossene Stahlstränge sondern auch durch Vorwalzen erzeugte Stahlbrammen eingesetzt werden.
Mehrere Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Verfahrens
werden nachstehend beschrieben.
Die Entkohlung und die Entschwefelung von geschmolzenem Stahl wird so durchgeführt, daß der Kohlenstoffgehalt des
geschmolzenen Stahls höchstens 0,02 % und der Schwefelgehalt höchstens 0,015 % beträgt. Die Entkohlung kann durch
Vakuumentgasen, z.B. die RH- oder DH-Methode oder durch
die Argon-Sauerstoff-Blasmethode, z.B. die AOD-Methode erreicht werden.
Legierungselemente, wie Silicium, Aluminium und Mangan, werden der Stahlschmelze zugegeben, um die Stahlchemie einzustellen.
Sodann wird durch kontinuierliches Gießen ein Stahlstrang erhalten.
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Der erhaltene Stahlstrang wird bei Aufrechterhaltung einer hohen Temperatur warmgewalzt. Alternativ kann der Stahlstrang
abgekühlt und dann in einem Ofen auf 1050 bis 12700C erhitzt
und anschließend warmgewalzt werden. 25
Das Kaltwalzen wird entweder durch kontinuierliches Walzen oder Umkehrwalzen erreicht. Das primäre Rekristallisationsglühen
wird vorzugsweise in einem kontinuierlichen Glühofen und in einer feuchten, Wasserstoff enthaltenden Gasatmosphäre
durchgeführt. Das Hochtemperatur-Schlußglühen wird im Stahlblech mit den Teilen des Stahlbleches durchgeführt, die
voneinander mittels eines Glühseparators getrennt sind. Ein Glühseparator wird auf das erhaltene primäre rekristallisierte
kaltgewalzte Blech aufgetragen. Dieses Blech wird sodann fest aufgewickelt, und die Spule wird in einen Hochtemperatur-Schlußglühofen
gegeben, so daß die Querrichtung der
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Spule senkrecht angeordnet ist. Außerdem werden die äußeren und inneren Randoberflächen der Spule mit wärmeisolierendem
Material bedeckt, um eine Wärmeleitung in einer Richtung senkrecht zur Blechoberfläche der Spule zu verhindern. Sodann
wird die Spule entweder in Aufwärtsrichtung oder Abwärtsrichtung oder von beiden Richtungen während des Hochtemperatur-Schlußglühens
angewendet. Der vorstehend erwähnte Temperaturgradient wird durch aufeinanderfolgendes Entfernen
des wärmeisolierenden Materials und anschließendes Freilegen der inneren und äußeren Randoberflächen der Spule
innerhalb des Glühofens erzeugt. Nach Beendigung des Wachstums der sekundären Rekristallisationskörner bei einem Temperaturgradient
von mindestens 2°C/cm wird ein Reinigungsglühen bei einer Temperatur von 1000 bis 12500C angewendet.
Anschließend kann das kornorientierte elektromagnetische Stahlblech mit einem isolierenden Film überzogen und es kann
eine Unterteilung der 180° magnetischen Bereiche durchgeführt werden.
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich stabil eine hohe magnetische Flußdichte erreichen und deshalb eignet
sich das erfindungsgemäß hergestellte kornorientierte elektromagnetische Stahlblech besonders für den Kern von Transformatoren.
Die Beispiele erläutern die Erfindung.
Geschmolzener Stahl mit 3,1 % Silicium, 0,005 % Kohlenstoff, 0,08 % Mangan, 0,033 % säurelöslichem Aluminium, 0,008 %
Stickstoff und 0,005 % Schwefel wird kontinuierlich zu einem Stahlstrang gegossen. Der Stahlstrang wird auf 11800C erhitzt,
auf eine Dicke von 2,3 mm warm heruntergewalzt und bei einer Temperatur von 5500C aufgespult. Die erhaltene Spule
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wird kontinuierlich geglüht. Während dieser Zeit wird sie 1,5 Minuten bei 9500C durchgewärmt. Hierauf wird das warmgewalzte
Blech auf eine Stärke von 0,30 mm kalt heruntergewalzt. Anschließend wird das Blech 1,5 Minuten in feuchter
Wasserstoffatmosphäre bei 8500C dem primären Rekristallisationsglühen
unterworfen. Danach wird ein Glühseparator auf das Stahlblech aufgetragen. Anschließend wird das Stahlblech
getrocknet und in Abschnitte zerschnitten. Die Stahlabschnitte werden laminiert und sodann in einen 1 m langen, in drei
Zonen unterteilten Ofen gegeben. Die Stahlabschnitte werden bei einer Temperatursteigerungsgeschwindigkeit von 20°/Std.
erhitzt. Während der Temperatursteigerung wird die Temperatur der drei Zonen des Ofens in derartiger Weise gesteuert,
daß der Temperaturgradient parallel zur Walzrichtung 5°C/cm in Teilen der Stahlabschnitte beträgt. Die Temperatur in diesen
Teilen liegt im sekundären Rekristallisationsbereich, d.h. bei 850 bis 100O0C. Unmittelbar nach Beendigung des
Wachstums der sekundären rekristallisierten Körner bei dem vorgenannten Temperaturgradienten wird ein Reinigungsglühen
bei einer Temperatur von 12000C während 20 Stunden in reinem
Wasserstoff durchgeführt. Die erhaltene magnetische Flußdichte B8 beträgt 1,98 Tesla.
Beispiel 2 25
Geschmolzener Stahl der nachstehend in Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wird kontinuierlich zu einem Stahlstrang
gegossen. Der Stahlstrang wird auf 118O0C erhitzt, auf eine
Dicke von 2,3 mm warm heruntergewalzt und bei 5500C aufgespult.
Sodann wird die Spule kontinuierlich geglüht. Während dieser Zeit wird sie 1,5 Minuten bei 9500C durchgewärmt.
Hierauf wird das Blech auf eine Dicke von 0,30 mm kalt heruntergewalzt. Anschließend wird das Blech 3 Minuten in feuchter
Wasserstoffatmosphäre bei 8500C dem primären Rekristallisationsglühen
unterworfen. Sodann wird ein Glühseparator auf das Blech aufgetragen, das danach getrocknet und in Ab-
schnitte zerschnitten wird. Die zerschnittenen Abschnitte werden laminiert und in einen 1 m langen/ in drei Zonen
unterteilten Ofen gegeben. Die Abschnitte werden unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 dem Hochteraperatur-Schlußglühen
unterworfen. In Tabelle I ist die erhaltene magnetische Flußdichte Bg angegeben.
Stahl Zusammensetzung, Gew.-% Magnetische
läsl. Si Mn S _. N
Flußdichte B0 (T)
(Erfindung) 0,003 3,20 0,090 0,005 0,035 0,0080 1,99
B
/„ , · u% °»°03 3»15 0*088 0,005 0,008 0,0085 1,87
(vergleich)
(Ver°ieich) °'003 3'20 °'090 °'003 °'095 °'0080 *'84
on /„ Di , u °»050 3,20 0,090 0,005 0,033 0,0085 1,57
c\j (vergleich)
Stahl A mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung hat eine hohe magnetische Plußdichte Bß. Die magnetische Flußdichte
der Stähle B und C, deren Aluminiumgehalt nicht innerhalb des angegebenen Bereichs liegt und des Stahls D, dessen
Kohlenstoffgehalt über dem Maximalgehalt liegt, sind niedrig.
L J
Leerseite
Claims (10)
1. Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlblech,
dadurch gekennzeichnet, daß man eine Stahlbramme mit einem Gehalt von
nicht mehr als 0,02 % Kohlenstoff, nicht mehr als 5 % Silicium, nicht mehr als 0,015 % Schwefel, 0,01 bis
0,08 % säurelöslichem Aluminium und nicht mehr als 0,01 % Stickstoff auf eine Temperatur von höchstens
12700C erhitzt, warmwalzt, anschließend das warmgewalzte
Band glüht, anschließend einmal kaltwalzt und sodann das erhaltene kaltgewalzte Band einem primären
Rekristallisationsglühen und anschließend einem Hochtemperatur-Fertigglühen
unterwirft, bei dem das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner unter einer
Bedingung vervollständigt wird, bei der ein Temperaturgradient von mindestens 2°C/cm parallel zur Bandoberfläche
erzeugt wird.
:2 J
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das heißgewalzte Band bei einer Temperatur von 750 bis
10500C weniger als 10 Minuten geglüht wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das Hochtemperatur-Schlußglühen in einem Stahlband
durchgeführt wird, wobei Teile des Stahlbandes voneinander durch einen Glühseparator «retrennt sind.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlbramme durch kontinuierliches Gießen hergestellt
worden ist und anschließend unmittelbar unter
Ausnutzung der Eigenwärme warmgewalzt wird.
Ausnutzung der Eigenwärme warmgewalzt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlbramme in einen Ofen gegeben und nur in dem
Ausmaße erhitzt wird, daß die Temperaturverteilung der Stahlbramme homogenisiert wird.
Ausmaße erhitzt wird, daß die Temperaturverteilung der Stahlbramme homogenisiert wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Stahlbramme mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,003
bis 0,02 % verwendet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß eine Stahlbramme mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,003
bis 0,005 % verwendet wird.
8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Stahlbramme mit einem Schwefelgehalt von nicht
mehr als 0,005 % verwendet wird.
9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Stahlbramme mit einem Schwefelgehalt von nicht
mehr als 0,002 % verwendet wird.
mm j ■·
1
10. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet,
daß beim Warmwalzen des warmgewalzten Bandes keine oc- f -Transformation erfolgt.
L J
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4773948A (en) * | 1985-06-14 | 1988-09-27 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of producing silicon iron sheet having excellent soft magnetic properties |
JPS6240315A (ja) * | 1985-08-15 | 1987-02-21 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
JPH07122095B2 (ja) * | 1990-10-12 | 1995-12-25 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
USRE39482E1 (en) * | 1998-10-09 | 2007-02-06 | Jfe Steel Corporation | Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss |
US6309473B1 (en) * | 1998-10-09 | 2001-10-30 | Kawasaki Steel Corporation | Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss |
SI1752548T1 (sl) * | 2005-08-03 | 2016-09-30 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Metoda za proizvodnjo magnetnega zrnato usmerjenega jeklenega traku |
EP1752549B1 (de) * | 2005-08-03 | 2016-01-20 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroband |
ITRM20070218A1 (it) * | 2007-04-18 | 2008-10-19 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3287183A (en) * | 1964-06-22 | 1966-11-22 | Yawata Iron & Steel Co | Process for producing single-oriented silicon steel sheets having a high magnetic induction |
US3671337A (en) * | 1969-02-21 | 1972-06-20 | Nippon Steel Corp | Process for producing grain oriented electromagnetic steel sheets having excellent magnetic characteristics |
DE2251960B2 (de) * | 1971-10-22 | 1975-11-13 | Nippon Steel Corp., Tokio | Verfahren zum Herstellen von Elektroblech oder -band mit Goss-Textur |
DE2448890B2 (de) * | 1973-11-05 | 1977-12-15 | Vereinigte Österreichische Eisen- und Stahlwerke - Alpine Montan AG, Wien | Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten, siliziumlegierten elektroblechen |
JPS5558332A (en) * | 1978-10-25 | 1980-05-01 | Nippon Steel Corp | Production of anisotropic electrical sheet |
JPS5573818A (en) * | 1978-11-22 | 1980-06-03 | Nippon Steel Corp | Production of directional electromagnetic steel plate |
DE2903226C2 (de) * | 1979-01-29 | 1981-10-01 | WEF Wissenschaftliche Entwicklungsgesellschaft für Fertigungstechnik mbH, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechs mit Goss-Textur |
BE889099A (fr) * | 1980-06-04 | 1981-10-01 | Nippon Steel Corp | Procede de production de toles d'acier au silicium a grains orientes, et toles ainsi obtenues |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE1205573B (de) * | 1960-07-06 | 1965-11-25 | Mannesmann Ag | Verfahren zum Gluehen von Elektroblechen oder -baendern |
JPS5037009B2 (de) * | 1972-04-05 | 1975-11-29 | ||
US3990924A (en) * | 1972-08-01 | 1976-11-09 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet and strips having excellent characteristics |
JPS49119817A (de) * | 1973-03-20 | 1974-11-15 | ||
US3855019A (en) * | 1973-05-07 | 1974-12-17 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Processing for high permeability silicon steel comprising copper |
FR2228854A1 (en) * | 1973-05-07 | 1974-12-06 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Silicon steel with high magnetic permeability - prepd. by casting, hot-rolling, annealing and cooling |
JPS50139013A (de) * | 1974-04-27 | 1975-11-06 | ||
US3957546A (en) * | 1974-09-16 | 1976-05-18 | General Electric Company | Method of producing oriented silicon-iron sheet material with boron and nitrogen additions |
US3960616A (en) * | 1975-06-19 | 1976-06-01 | Armco Steel Corporation | Rare earth metal treated cold rolled, non-oriented silicon steel and method of making it |
JPS6059738B2 (ja) * | 1978-08-16 | 1985-12-26 | 日本電気株式会社 | 半導体装置の製造方法 |
JPS5548574A (en) * | 1978-09-27 | 1980-04-07 | Nagano Denshi Kogyo Kk | Polishing method |
JPS5941488B2 (ja) * | 1981-02-16 | 1984-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1981
- 1981-12-11 JP JP56198443A patent/JPS58100627A/ja active Granted
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1982
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Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3287183A (en) * | 1964-06-22 | 1966-11-22 | Yawata Iron & Steel Co | Process for producing single-oriented silicon steel sheets having a high magnetic induction |
US3671337A (en) * | 1969-02-21 | 1972-06-20 | Nippon Steel Corp | Process for producing grain oriented electromagnetic steel sheets having excellent magnetic characteristics |
DE2251960B2 (de) * | 1971-10-22 | 1975-11-13 | Nippon Steel Corp., Tokio | Verfahren zum Herstellen von Elektroblech oder -band mit Goss-Textur |
DE2448890B2 (de) * | 1973-11-05 | 1977-12-15 | Vereinigte Österreichische Eisen- und Stahlwerke - Alpine Montan AG, Wien | Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten, siliziumlegierten elektroblechen |
JPS5558332A (en) * | 1978-10-25 | 1980-05-01 | Nippon Steel Corp | Production of anisotropic electrical sheet |
JPS5573818A (en) * | 1978-11-22 | 1980-06-03 | Nippon Steel Corp | Production of directional electromagnetic steel plate |
DE2903226C2 (de) * | 1979-01-29 | 1981-10-01 | WEF Wissenschaftliche Entwicklungsgesellschaft für Fertigungstechnik mbH, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechs mit Goss-Textur |
BE889099A (fr) * | 1980-06-04 | 1981-10-01 | Nippon Steel Corp | Procede de production de toles d'acier au silicium a grains orientes, et toles ainsi obtenues |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR2518120A1 (fr) | 1983-06-17 |
US4592789A (en) | 1986-06-03 |
BE894243A (fr) | 1982-12-16 |
JPS58100627A (ja) | 1983-06-15 |
FR2518120B1 (fr) | 1988-07-01 |
DE3232518C2 (de) | 1989-02-02 |
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GB2114600A (en) | 1983-08-24 |
GB2114600B (en) | 1985-07-31 |
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