DE69020015T2

DE69020015T2 - Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flussdichte und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.

Info

Publication number: DE69020015T2
Application number: DE69020015T
Authority: DE
Inventors: Yukio C O Nippon Steel Tomita; Ryota C O Nippon Steel Yamaba
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-03-16
Filing date: 1990-03-14
Publication date: 1995-09-21
Anticipated expiration: 2010-03-15
Also published as: DE69020015D1; EP0388776B1; EP0388776A1; US5037493A

Description

Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Mit dem Fortschritt der Elementarteilchenforschung und der medizinischen Instrumente in jüngster Zeit besteht ein Bedarf, die Leistung von Geräten zu verbessern, die Magnete, die in großen Stukturen eingesetzt werden, verwenden. Es gibt ebenfalls einen Bedarf an als Magnete in Gleichstromanlagen und als Abschirmung gegen magnetische Felder zu verwendenden Materialien, die eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld aufweisen. Die weitere Zunahme der Größe der Strukturen hat ebenfalls eine Nachfrage nach Stahl hervorgebracht, in dem die magnetischen Eigenschaften eine geringe Schwankung aufweisen, und insbesondere nach Stahlblechen mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Zahlreiche Elektrostahlbleche mit guter magnetischer Flußdichte sind bereitgestellt worden, insbesondere Siliziumstahlblech und elektrisches Flußstahlblech. Hinsichtlich ihrer Verwendung als Strukturbauteil haben Probleme mit der Fließbandherstellung und Festigkeit solcher Materialien es jedoch notwendig gemacht, Grobstahlbleche zu verwenden. Unter den Elektrostahlblechen, die bislang hergestellt worden sind, ist dasjenige, das Reineisenkomponenten verwendet, wie in der JP-B 60(1985)-96749.
Jedoch haben die zunehmende Größe und Leistung der betreffenden Geräte eine starke Nachfrage nach Stahlmaterialien mit besseren magnetischen Eigenschaften mit sich gebracht, insbesondere mit einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von beispielsweise 80 A/m. Mit den bekannten Stahlmaterialien ist es nicht möglich, stabil eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m zu erhalten. Außerdem wird das praktische Problem der Schwankung in den magnetischen Eigenschaften des Stahls nicht angesprochen, insbesondere in bezug auf die Gleichförmigkeit der magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
In der Anmeldung Nr. 07/368.031 (EP-Anmeldung Nr. 89111463.9, EP-A-0 349 853) schlugen die vorliegenden Erfinder ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte vor.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hohem spezifischem Widerstand, hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit niedriger Koerzitiv-kraft, hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit einer Zugfestigkeit von mindestens 40 kgf/mm², hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit guter maschineller Bearbeitbarkeit, hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung.
Die Aufgaben und Merkmale der vorliegenden Erfindung werden ersichtlicher aus einer Betrachtung der folgenden detaillierten Beschreibung, vorgenommen in Verbindung mit den beiliegenden Zeichnungen; es zeigen:
Figur 1 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Reduktionsverhältnis bei 800ºC oder darunter und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m bzw. der Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung zeigt;
Figur 2 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m zeigt;
Figur 3 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Größe der Hohlraumdefekte und der Temperatur der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug und der magnetischen Flußdichte bei 80 A/m zeigt;
Figur 4 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Zugfestigkeit und dem spezifischen Widerstand zeigt;
Figur 5 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Nickelgehalt und der Koerzitivkraft zeigt;
Figur 6 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Titangehalt und der Zugfestigkeit zeigt; und
Figur 7 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Phosphorgehalt und der maschinellen Bearbeitbarkeit zeigt.
Der Magnetisierungsprozeß zur Erhöhung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld besteht darin, entmagnetisierten Stahl in ein Magnetfeld zu stellen und die Orientierung der magnetischen Domänen durch Erhöhung der Stärke des Magnetfelds zu ändern, so daß Domänen, die im wesentlichen in Richtung des Magnetfelds orientiert sind, das Übergewicht bekommen, in andere Domänen eindringen und mit diesen verschmelzen. Das bedeutet, die Domänenwände werden verschoben. Wenn das Magnetfeld weiter verstärkt wird und das Verschieben der Domänenwände abgeschlossen ist, ist die magnetische Orientierung aller Domänen geändert. In diesem Magnetisierungsprozeß bestimmt die Leichtigkeit, mit der die Domänenwände verschoben werden können, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld. Das heißt, um eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erhalten, müssen Hindernisse für die Verschiebung der Domänenwand so weit wie möglich verringert werden.
In dieser Hinsicht ist ein wichtiges Verfahren vom Stand der Technik die Vergröberung der Größe der Körner gewesen, die ein Hindernis für die Verschiebung der Domänewände bilden (siehe JP-A-60-96749). Die Erfinder fanden heraus, daß sich nur auf die Kornvergröberung zu verlassen, es schwierig macht, Stahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und insbesondere mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung zu erhalten, wobei die Schwierigkeit durch die Vermischung der Korngrößen verursacht wird, die sich aus der während des Walzprozesses auftretenden ungleichmäßigen Spannungsverteilung und Temperaturverteilung ergibt. Um dieses Problem zu lösen, perfektionierten die Erfinder ein Herstellungsverfahren, bei dem die Korngröße für eine Gleichförmigkeit in der Dickerichtung leicht grob gemacht wird (Korngrößenzahl 1 bis 4) und diese Korngröße in der Dickerichtung gleichmäßig gemacht wird.
Versuche zeigten, daß das Erwärmen des Blechs bei einer verhältnismäßig niedrigen Temperatur die erwärmten τ-Körner in der Dickerichtung orientierte und das zusätzliche Leichtwalzen bei 800ºC das Kornwachstum förderte. Das Ergebnis war, daß leicht grobe Körner mit einer einheitlichen Größe in der Dickerichtung erzielt wurden. Das durch das Leichtwalzen bei oder unterhalb 800ºC eingebrachte kristalline Gefüge orientiert die Domänen aus und erleichtert die Verschiebung der Domänenwände, was die magnetischen Eigenschaften verbessert.
Figur 1 zeigt die Beziehung zwischen (0,005 Si - 0,06 Mn - 0,015 Al)-Stahl, der bei 800ºC oder weniger gewalzt wurde, magnetischer Flußdichte bei 80 A/m und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung. Die Wärmetemperatur betrug 1050ºC.
Ein Reduktionsverhältnis von 10 - 35% lieferte eine hohe magnetische Flußdichte und eine gleichförmige magnetische Flußdichte in der Dickerichtung des Stahlblechs.
Von den Erfindern durchgeführte detaillierte Untersuchungen in bezug auf Faktoren, die innere Spannungen verursachen, und in bezug auf den Mechanismus der Hohlraumdefekte ermöglichten ihnen, eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erreichen.
Da AlN die Verschiebung von Domänenwänden verhindert, sollte es verringert werden, vorzugsweise durch Verringerung von Stickstoff und Aluminium, insbesondere von nicht lösbarem Aluminium (auf Al < 0.005%).
Kohlenstoff muß verringert werden, um innere Spannungen zu verringern. Figur 2 zeigt, daß mit Zunahme des Kohlenstoffgehalts die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m sinkt. Für die Proben wurde (0,01 Si - 0,1 Mn - 0,01 Al)-Stahl verwendet.
Was die Wirkung von Hohlraumdefekten betrifft, wurde herausgefunden, daß es eine große Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften gab, wenn die Hohlraumdefekte 100 Mikrometer oder mehr maßen. Es wurde ebenfalls herausgefunden, daß ein Walzformfaktor A von 0,6 oder mehr erforderlich ist, um diese 100 Mikrometer oder mehr messenden, schädlichen Hohlraumdefekte zu beseitigen.
Dies unter der Voraussetzung, daß
A = (2 [R(h&sub1;-h&sub0;]))/(h&sub1;+h&sub0;)
mit
A; Walzformfaktor
h&sub1; : Blechdicke (mm) an der Eintrittsseite
h&sub0;: Blechdicke (mm) an der Austrittsseite
R: Radius (mm) der Walzwalze.
Wie von Fig. 3 gezeigt, ist die Anwesenheit von Wasserstoff im Stahl schädlich, und es wurde entdeckt, daß die magnetischen Eigenschaften durch Anwendung einer Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug sehr verbessert werden können.
Figur 3 zeigt, daß durch Anwendung eines Walzens mit hohem Formfaktor, um die Größe der Hohlraumdefekte auf weniger als 100 Mikrometer zu verringern, und durch Verringerung des Wasserstoffgehalts im Stahl mittels einer Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld deutlich erhöht werden konnte. Für die Proben wurde (0,007 C - 0,01 Si - 0,1 Mn)-Stahl verwendet.
Somit weist die vorliegende Erfindung die folgenden Schritte auf:
Herstellen einer Stahlbramme bestehend aus bis zu 0,01 Gewichtsprozent Kohlenstoff, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Mangan, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Phosphor, bis zu 0,010 Gewichtsprozent Schwefel, bis zu 0,05 Gewichtsprozent Chrom, bis zu 0,01 Gewichtsprozent Molybdän, bis zu 0,01 Gewichtsprozent Kupfer, bis zu 0,004 Gewichtsprozent Stickstoff, bis zu 0.005 Gewichtsprozent Sauerstoff und bis zu 0,0002 Gewichtsprozent Wasserstoff, und einem oder mehreren Desoxidationsmitteln, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus bis zu 4,0 Gewichtsprozent Silizium, 0,005 bis 0,40 Gewichtsprozent Aluminium und 0,0005 bis 0,01 Gewichtsprozent Kalzium, und wahlweise einem Element ausgewählt aus bis zu 2,0 Gewichtsprozent Nickel und bis zu 0,20 Gewichtsprozent Titan, wobei der Rest Eisen ist, abgesehen von Verunreinigungen;
Erwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 950 bis 1150ºC, ausgenommen 1150ºC;
Durchführen mindestens eines Warmwalzens bei einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 bei einer Fertigwalztemperatur von mindestens 800ºC;
anschließendes Warmwalzen bei einer Temperatur von bis zu 800ºC und einem Reduktionsverhältnis von 10 bis 35 Prozent, um ein Stahlblech zu erhalten;
wahlweise Anwendung einer Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug bei zwischen 600 und 750ºC für Stahlbleche mit einer Blechstärke von 50 mm oder mehr;
Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder Normalisieren bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC, je nach Bedarf;
Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder Normalisieren bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC für warmgewalztes Stahlblech mit einer Blechstärke von weniger als 50 mm;
wobei das Warmwalzen unter Verwendung eines Walzwerks mit einem Radius R (mm) ausgeführt wird und wobei das Stahlblech eine Eintrittsdicke h&sub1; (mm) und eine Austrittsblechdicke h&sub0; (mm) hat, die wie folgt mit dem Walzformfaktor A des Warmwalzens in Beziehung steht:
A = (2 [R(h&sub1;-h&sub0;]))/(h&sub1;+h&sub0;)
In dieser Erfindung ist der Stahl vorzugsweise hochreiner Stahl mit bis zu 0,01 Prozent Kohlenstoff, bis zu 0,02 Prozent Silizium, bis zu 0,20 Prozent Mangan, bis zu 0,010 Prozent Schwefel, bis zu 0,05 Prozent Chrom, bis zu 0,01 Prozent Molybdän, bis zu 0,01 Prozent Kupfer, bis zu 0,004 Prozent Stickstoff, bis zu 0.005 Prozent Sauerstoff und bis zu 0,0002 Prozent Wasserstoff und mit einem Desoxidationsmittel, ausgewählt aus 0,005 bis 0,40 Prozent Aluminium und 0,0005 bis 0,01 Prozent Kalzium, wobei der Rest Eisen ist.
Die Gründe für die Begrenzung der Komponenten in dem in bezug auf die vorliegende Erfindung erwähnten hochreinen Stahl wird nun erklärt.
Kohlenstoff vergrößert die inneren Spannungen im Stahl und ist das für die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, insbesondere der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld am meisten verantwortliche Element, und somit hilft die Minimierung des Kohlenstoffgehalts, ein Absinken der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verhindern. Auch verringert die Erniedrigung des Kohlenstoffgehalts das magnetische Altern des Stahls, und verlängert dabei die Zeitspanne, in der der Stahl seine guten magnetischen Eigenschaften beibehält. Daher wird Kohlenstoff auf maximal 0,010 Prozent begrenzt. Wie in Figur 2 gezeigt ist, kann durch Verringerung des Kohlenstoffgehalts auf 0,005 Prozent oder weniger eine noch höhere magnetische Flußdichte erzielt werden.
Wenig Silizium und Mangan sind für die Erzielung einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld wünschenswert; wenig Mangan ist ebenfalls für die Verringerung der MnS-Einschlüsse wünschenswert. Deshalb wird bis 0,02 Prozent als Grenze für Silizium und bis zu 0,20 Prozent für Mangan angegeben. Um MnS-Einschlüsse zu verringern, ist ein Mangangehalt von nicht mehr als 0,10 Prozent bevorzugt.
Schwefel und Sauerstoff erzeugen nichtmetallische Einschlüsse im Stahl und blockieren die Verschiebung der Wände der magnetischen Domänen. Je höher der Mengenanteil dieser Elemente, umso deutlicher die Verschlechterung der magnetischen Flußdichte. Deshalb wurde eine obere Grenze von 0,010 Prozent für Schwefel und 0,005 Prozent für Sauerstoff angegeben.
Wegen der ungünstigen Wirkung, die Chrom, Molybdän und Kupfer auf die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld haben, werden die Mengenanteile dieser Elemente so niedrig wie möglich gehalten, während ein anderer Grund für die Minimierung dieser Elemente ist, den Segregationsgrad zu verringern. Demgemäß wurde eine obere Grenze von 0,05 Prozent für Chrom, 0,01 Prozent für Molybdän und 0,01 Prozent für Kupfer angegeben.
Aluminium und Kalzium werden als Desoxidationsmittel verwendet. Dafür ist ein Minimum von 0,005 Prozent Aluminium erforderlich. Da zuviel Aluminium Einschlüsse hervorruft, die die Qualität des Stahls verschlechtern, wird eine obere Grenze von 0,040 Prozent angegeben. Noch vorzugsweiser sollte die Aluminiummenge 0,020 Prozent nicht überschreiten, um AlN zu verringern, das die Verschiebung der Domänenwände verhindert. Wenn Al < 0,005 Prozent ist, kann anstelle von Aluminium Kalzium als Desoxidationsmittel verwendet werden. Dafür wird mindestens 0,0005 Prozent Kalzium zugesetzt, während eine obere Grenze von 0,01 Prozent angegeben wird, da mehr die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verschlechtern wird.
Da Stickstoff innere Spannungen im Stahl vergrößert und in Form von AlN eine Verfeinerung der Größe der Körner bewirkt, was eine Verschlechterung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verursacht, wurde eine obere Grenze von 0,004 Prozent angegeben.
Um zu verhindern, daß Wasserstoff eine ungünstige Wirkung auf die magnetischen Eigenschaften hat, und zur Verhinderung der Ausschmelzung von Hohlraumdefekten wurde eine obere Grenze von 0,0002 Prozent Wasserstoff angegeben.
Das Verfahren zur Herstellung des Stahls wird nun beschrieben. Der Stahl wird vor dem Walzen auf eine Temperatur von 1150ºC erwärmt. Der Grund für die Angabe einer oberen Grenze von 1150ºC ist, daß die Überschreitung dieser Temperatur einen hohen Grad an Größenschwankungen unter den erwärmten Körnern in Dickerichtung erzeugen wird, der nach Beendigung des Walzens bleiben wird, wobei eine Ungleichförmigkeit der Körner erzeugt wird. Eine Wärmetemperatur unterhalb 950ºC wird den Widerstand gegen eine Walzverformung und damit die Walzlast erhöhen, die für die Erzielung eines hohen Walzformfaktors zur Beseitigung der Hohlraumdefekte verwendet wird, wie unten beschrieben wird.
Hinsichtlich des Warmwalzens wird der Erstarrungsvorgang immer Anlaß zu Hohlraumdefekten geben, obgleich die Größe der Defekte variieren kann. Walzen muß verwendet werden, um solche Hohlraumdefekte zu beseitigen, somit spielt das Warmwalzen eine wichtige Rolle. Ein wirksames Mittel ist, den Grad der Verformung pro Warmwalzen zu vergrößern, so daß sich die Verformung bis zum Inneren des Stahlblechs erstreckt. Anwenden eines Walzens mit hohem Formfaktor, das mindestens einen Gang bei einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 einschließt, so daß die Größe der Hohlraumdefekte nicht größer als 100 Mikrometer wird, dient der Erzielung der gewünschten magnetischen Eigenschaften. Die Beseitigung von Hohlraumdefekten im Walzprozeß unter Verwendung dieses Walzens mit hohem Formfaktor verstärkt deutlich die Wirkung des Wasserstoffentzugs in der anschließenden Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug.
Ein anschließendes Walzen bei einer Temperatur von bis 800ºC dient der Erzielung eines gleichförmigen Kornwachstums in der Dickerichtung, und das resultierende kristalline Gefüge erzeugt eine Orientierung der Domänen, die die Verschiebung der Domänenwände in einem schwachen Magnetfeld erleichtert und die Gleichförmigkeit der magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung verbessert. Wie in Fig. 1 gezeigt, ist ein Reduktionsverhältnis von mindestens 10 Prozent bei 800ºC erforderlich, um eine Erhöhung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erreichen. Ein Reduktionsverhältnis von 35 Prozent bei bis zu 800ºC wird als obere Grenze angegeben, da ein Reduktionsverhältnis über 35 Prozent eine große Zunahme der Schwankung der magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung verursachen wird.
Nach dem Warmwalzen wird auf Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr eine Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug angewendet, um die Größe der Körner zu vergröbern und innere Spannungen zu beseitigen. Wasserstoff verteilt sich nicht ohne weiteres in Stahlblech mit einer Dicke von 50 mm oder mehr, was Hohlraumdefekte hervorruft und, zusammen mit der Wirkung des Wasserstoffs selbst, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verschlechtert.
Aus diesem Grund wird eine Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug angewendet. Wenn jedoch die Temperatur der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug unterhalb von 600ºC liegt, ist die Wirkung des Wasserstoffentzugs gering, während wenn die Temperatur 750ºC überschreitet, teilweise eine Umwandlung einsetzt. Deshalb wird ein Temperaturbereich von 600 bis 750ºC angegeben. Nach mehreren Studien bezüglich der Dauer des Wasserstoffentzugs, wurde eine Zeit von [0,6(t-50)+6) als geeignet gefunden (hier steht t für die Dicke des Blechs).
Der Stahl wird geglüht, um die Größe der Körner zu vergröbern und innere Spannungen zu beseitigen. Eine Temperatur unterhalb 750ºC wird keine Kornvergröberung erzeugen, während wenn die Temperatur 950ºC überschreitet, die Gleichförmigkeit der Körner in der Dickerichtung des Stahlblechs nicht aufrechterhalten werden kann. Deshalb wurde ein Glühtemperaturbereich von 750 bis 950ºC angegeben.
Das Normalisieren wird ausgeführt, um die Körner in der Dickerichtung des Stahlblechs anzugleichen und innere Spannungen zu beseitigen. Jedoch kann mit einer Ac&sub3;-Temperatur von unterhalb 910ºC oder überhalb 1000ºC die Gleichförmigkeit der Körner in der Dickerichtung des Stahlblechs nicht aufrechterhalten werden, somit wurde ein Bereich von 910 bis 1000ºC für die Normalisierungstemperatur angegeben.
Die Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug, die auf ein Stahlblech mit einer Blechdicke von 50 mm oder mehr angewendet wurde, kann auch für das Glühen oder Normalisieren verwendet werden. Da sich Wasserstoff ohne weiteres in Stahlblech, das weniger als 50 mm dick ist, verteilt, ist bei einem solchen Blech nur Glühen oder Normalisieren erforderlich, keine Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug.
Silizium wird nun mit Bezug auf ein anderes Beispiel der vorliegenden Erfindung diskutiert. Wie in Figur 4 gezeigt, ist Silizium notwendig, um dem Stahl einen hohen spezifischen Widerstand und eine hohe Zugfestigkeit zu verleihen. Ein Bereich von 1,0 bis 4,0 Prozent wird als die zuzusetzende Menge an Silizium angegeben, weil über 4,0 Prozent die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verringern wird. Ob Aluminium zugesetzt wird oder kein Aluminium vorhanden ist (d.h. Al < 0,005%), die Zugabe von Silizium desoxidiert den Stahl und hilft, den spezifischen Widerstand und die Zugfestigkeit des Stahls zu erhöhen. Der Stahl wird durch die Zugabe von Silizium, zusammen mit entweder Aluminium oder Kalzium in einer bestimmten Menge, desoxidiert.
Nickel ist ein wirksames Element zur Verringerung der Koerzitivkraft, ohne die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verringern. Mindestens 0,1 Prozent Nickel ist erforderlich, um die Koerzitivkraft zu verringern. Ein Gehalt von mehr als 2,0 Prozent Nickel erzeugt eine Zunahme der Koerzitivkraft und verringert die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld, deshalb wurde ein Bereich von 0,1 bis 2,0 Prozent angegeben. Dieser Bereich ist auch wünschenswert, da er die Zunahme der Festigkeit des Stahls ermöglicht, ohne seine magnetischen Eigenschaften zu vermindern. Figur 5 zeigt, daß Nickel eine optimale Wirkung mit (0,008 C - 0,15 Mn - 0,010 Al)-Stahl hat.
Bei dieser Erfindung kann auch Titan zugesetzt werden. Titan als Desoxidationsmittel da zu verwenden, wo kein Aluminium zugesetzt ist, erhöht die Zugfestigkeit des Stahls auf 40 kgf/mm² oder mehr, ohne die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verringern. Figur 6 zeigt, daß Titan eine optimale Wirkung mit (0,007 C - 0,10 Mn - 0,015 Al) Stahl hat. Die Verwendung von Titan als Desoxidationsmittel und zur Erzielung einer Zugfestigkeit von 40 kgf/mm² oder mehr erfordert eine zugesetzte Menge von mindestens 0,04 Prozent. Da jedoch die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verringert wird, wenn mehr als 0,20 Prozent Titan vorhanden ist, wird ein Bereich von 0,04 bis 0,20 Prozent angegeben.
Das Zusetzen von Phosphor ist sehr wirkungsvoll zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit, insbesondere zur Verringerung der Oberflächenrauhigkeit nach dem maschinellen Bearbeiten. Maschinelle Bearbeitbarkeit ist in Figur 7 gezeigt. Mit Bezug auf Figur 7 wurde ein 10 Meter langer (0,006 C - 0,09 Mn - 0,20 Al)-Stahl maschinell bearbeitet. Eine Oberflächenrauhigkeit in der Größenordnung von 10 Mikrometer wird als normal bezeichnet (durch Δ angezeigt), eine Rauhigkeit in der Größenordnung von 5 Mikrometer wird als gut bezeichnet (mit O angezeigt) und eine Rauhigkeit in der Größenordnung von 1 Mikrometer wird als sehr gut bezeichnet (mit angezeigt). Ein 12-mm Fingerfräser (zweischneidig) wurde verwendet.
Aus der Abbildung ist zu erkennen, daß das Zusetzen von mindestens 0,02 Prozent Phosphor eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit erzeugt, mit einer 0berflächenrauhigkeit, die 5 Mikrometer nicht überschreitet. Phosphor verringert den Werkzeugverschleiß und verbessert die maschinelle Bearbeitbarkeit, wenn mindestens 0,02 Prozent zugesetzt wird, wie von Figur 7 gezeigt ist. Eine obere Grenze von 0,20 Prozent wird angegeben, da mehr als dies zuzusetzen, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld verringert.

Beispiel 1

Tabelle 1 listet die Herstellungsbedingungen, Ferritkorngröße, magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung hochreiner Elektrostahlbleche auf. Stähle 1 bis 11 sind Stähle der Erfindung und Stähle 12 bis 31 Vergleichsstähle.
Stähle 1 bis 6, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt wurden, wiesen eine hohe magnetische Flußdichte und geringe Schwankung in der Dickerichtung auf. Im Vergleich zu Stahl 1 zeigten Stahl 2 mit weniger Kohlenstoff, Stähle 3 und 4 mit weniger Mangan, Stahl 5 mit weniger Aluminium und Stahl 6 mit Kalziumzusatz und ohne Aluminiumzusatz bessere magnetische Eigenschaften. Stähle 7 bis 9, die auf eine Dicke von 500 mm gefertigt wurden, Stahl 10, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt wurde, und Stahl 11, der auf eine Dicke von 6 mm gefertigt wurde, wiesen alle eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickerichtung auf.
Als Ergebnis der Überschreitung der oberen Grenze für Kohlenstoff in Stahl 12, Silizium in Stahl 13, Mangan in Stahl 14, Schwefel in Stahl 15, Chrom in Stahl 16, Molybdän in Stahl 17, Kupfer in Stahl 18, Aluminium in Stahl 19, Stickstoff in Stahl 20, Sauerstoff in Stahl 21 und Wasserstoff in Stahl 22 wiesen alle diese Stähle schlechtere magnetische Eigenschaften auf. Stahl 23 zeigte eine große Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung wegen des Überschreitens der oberen Grenze für die Wärmetemperatur. Stahl 24 zeigte ebenfalls eine große Schwankung in der Dickerichtung, da die Wärmetemperatur unter der unteren Grenze lag, was einen maximalen Formfaktor erzeugte, der zu niedrig war, somit eine niedrige magnetische Flußdichte. Stahl 25 zeigte eine niedrige magnetische Flußdichte, die sich aus einem zu niedrigen Reduktionsverhältnis bei 800ºC oder darunter ergab, während Stahl 26 eine große Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung als Ergebnis eines zu hohen Reduktionsverhältnisses bei 800ºC oder darunter aufwies. Eine niedrige magnetische Flußdichte und eine große Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung wies Stahl 27 auf, da der maximale Formfaktor zu gering war, Stahl 28, weil die Temperatur zum Wasserstoffentzug zu niedrig war, Stahl 29, weil die Glühtemperatur zu niedrig war, Stahl 30, weil die Normalisierungstemperatur zu niedrig war und Stahl 31, weil kein Wasserstoffentzug erfolgte. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung (Gew.%) Erfindung Vergleich In Nr. 6 ist 0,005% Ca enthalten. Tabelle 1 (Fortsetzung) Wärmetemperatur (ºC) Reduktion bei unter 800ºC Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Temp. der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungs temp. (ºC) Dicke (mm) Grösse der Hohlraumdefekte (u) Ferritkorn Nr. Magnet. Flussdichte (bei 80 A/m) Schwankung der magnet. Flussdichte in der Dickerichtung (%) Erfindung Vergleich

Beispiel 2

Tabelle 2 listet die Herstellungsbedingungen, Ferritkorngröße, magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung elektrischer Siliziumstahlbleche auf. Stähle 32 bis 43 sind Stähle der Erfindung und Stähle 44 und 45 sind Vergleichsstähle.
Stähle 32 bis 36, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt wurden, wiesen eine hohe magnetische Flußdichte und eine geringe Schwankung in der Dickerichtung auf, und hatten auch einen hohen spezifischen Widerstand. Im Vergleich zu Stahl 32 zeigten Stahl 33 mit weniger Kohlenstoff, Stähle 34 und 35 mit weniger Mangan, Stahl 36 mit weniger Aluminium, Stahl 37 mit Kalziumzusatz und ohne Aluminiumzusatz, Stahl 38 mit Silizium als Desoxidationsmittel und ohne Aluminium- oder Kalziumzusatz bessere magnestische Eigenschaften. Stähle 39 bis 41, die auf eine Dicke von 500 mm gefertigt wurden, Stahl 42, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt wurde, Stahl 43, der auf eine Dicke von 6 mm gefertigt wurde, wiesen alle eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickerichtung zusammen mit einem hohen spezifischen Widerstand auf. Wenig Silizium in Stahl 44 ergab einen niedrigen spezifischen Widerstand, während zu viel Silizium schlechte magnetische Eigenschaften in Stahl 45 ergab. Tabelle 2 Chemische Zusammensetzung (Gew.%) Erfindung Vergleich In Nr. 7 ist 0,008% Ca enthalten. Tabelle 2 (Fortsetzung) Wärmetemperatur (ºC) Reduktion bei unter 800ºC Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Temp. der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungs temp. (ºC) Dicke (mm) Grösse der Hohlraumdefekte (u) Ferritkorn Nr. Magnet. Flussdichte (bei 80 A/m) Schwankung der magnet. Flussdichte in der Dickerichtung (%) Spezifischer Widerstand (uΩ cm) Erfindung Vergleich

Beispiel 3

Tabelle 3 listet die Herstellungsbedingungen, Ferritkorngröße, magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung Elektrostahlbleche mit Nickelzusatz auf. Stähle 46 bis 56 sind Stähle der Erfindung und Stähle 57 und 58 sind Vergleichsstähle.
Stähle 46 bis 51, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt wurden, wiesen eine hohe magnetische Flußdichte und geringe Schwankung in der Dickerichtung auf, und zeigten auch eine geringe Koerzitivität. Im Vergleich zu Stahl 46 zeigten Stahl 47 mit weniger Kohlenstoff, Stähle 48 und 49 mit weniger Managan, Stahl 50 mit weniger Aluminium, Stahl 51 mit Kalziumzusatz und ohne Aluminiumzusatz alle bessere magnetische Eigenschaften. Stähle 52 bis 54, die auf eine Dicke von 500 mm gefertigt wurden, Stahl 55, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt wurde, und Stahl 56, der auf eine Dicke von 6 mm gefertigt wurde, wiesen alle eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickerichtung zusammen mit einer niedrigen Koerzitivität auf. Wenig Nickel in Stahl 57 ergab eine hohe Koerzitivität, während zu viel Nickel in Stahl 58 eine geringe magnetische Flußdichte und hohe Koerzitivität ergab. Tabelle 3 Chemische Zusammensetzung (Gew.%) Erfindung Vergleich In Nr. 51 ist 0,005% Ca enthalten. Tabelle 3 (Fortsetzung) Wärmetemperatur (ºC) Reduktion bei unter 800ºC Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Temp. der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungs temp. (ºC) Dicke (mm) Grösse der Hohlraumdefekte (u) Ferritkorn Nr. Magnet. Flussdichte (bei 80 A/m) Schwankung der magnet. Flussdichte in der Dickerichtung (%) Koerzitivkraft (A/m) Erfindung Vergleich

Beispiel 4

Tabelle 4 listet die Herstellungsbedingungen, Ferritkorngröße, magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung Elektrostahlbleche mit Titanzusatz auf. Stähle 59 bis 69 sind Stähle der Erfindung und Stähle 70 und 71 sind Vergleichsstähle.
Stähle 59 bis 64, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt wurden, wiesen eine hohe magnetische Flußdichte und eine geringe Schwankung in der Dickerichtung auf und hatten auch eine hohe Zugfestigkeit. Im Vergleich zu Stahl 59 zeigten Stahl 60 mit weniger Kohlenstoff, Stähle 61 und 62 mit weniger Mangan, Stahl 63 mit weniger Aluminium, Stahl 64 mit Kalziumzusatz und ohne Aluminiumzusatz alle bessere magnetische Eigenschaften. Stähle 65 bis 67, die auf eine Dicke von 500 mm gefertigt wurden, Stahl 68, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt wurde, und Stahl 69, der auf eine Dicke von 6 mm gefertigt wurde, wiesen alle eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickerichtung zusammen mit einer hohen Zugfestigkeit auf.
Wenig Titan in Stahl 70 ergab eine geringe Zugfestigkeit, während zu viel Titan in Stahl 71 schlechte magnetische Eigenschaften ergab. Tabelle 4 Chemische Zusammensetzung (Gew.%) Erfindung Vergleich In Nr. 64 ist 0,005% Ca enthalten. Tabelle 4 (Fortsetzung) Wärmetemperatur (ºC) Reduktion bei unter 800ºC Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Temp. der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungs temp. (ºC) Dicke (mm) Grösse der Hohlraumdefekte (u) Ferritkorn Nr. Magnet. Flussdichte (bei 80 A/m) Schwankung der magnet. Flussdichte in der Dickerichtung (%) Zugfestigkeit (kgf/mm²) Erfindung Vergleich

Beispiel 5

Tabelle 5 listet die Herstellungsbedingungen, Ferritkorngröße, magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und Schwankung der magnetischen Flußdichte in der Dickerichtung Elektrostahlbleche mit Phosphorzusatz auf. Stähle 72 bis 77 sind Stähle der Erfindung und Stähle 78 bis 80 sind Vergl eichsstähle.
Stähle 72 bis 74, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt wurden, wiesen eine hohe magnetische Flußdichte und geringe Schwankung in der Dickerichtung auf und hatten auch eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit. Im Vergleich zu Stahl 72 zeigten Stahl 73 mit weniger Kohlenstoff und Stahl 74 mit weniger Mangan jeweils bessere magnetische Eigenschaften. Stahl 75, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt wurde, Stahl 76, der auf eine Dicke von 6 mm gefertigt wurde, und Stahl 77, der auf eine Dicke von 10 mm gefertigt wurde, wiesen alle eine hohe magnetische Flußdichte mit geringer Schwankung in der Dickerichtung zusammen mit guter maschineller Bearbeitbarkeit auf.
Wenig Phosphor in Stahl 78 und 79 ergab schlechte maschinelle Bearbeitbarkeit, während zu viel Phosphor in Stahl 80 schlechte magnetische Eigenschaften ergab. Tabelle 5 Chemische Zusammensetzung (Gew.%) Erfindung Vergleich In Nr. 77 ist 0,006% Ca enthalten. Tabelle 5 (Fortsetzung) Wärmetemperatur (ºC) Reduktion bei unter 800ºC Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Temp. der Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug (ºC) Glühtemp. (ºC) Normalisierungs temp. (ºC) Dicke (mm) Grösse der Hohlraumdefekte (u) Ferritkorn Nr. Magnet. Flussdichte (bei 80 A/m) Schwankung der magnet. Flussdichte in der Dickerichtung (%) Maschinelle Bearbeitbarkeit Erfindung Vergleich

Claims

1. Verfahren zur Herstellung hochfester nichtorientierter Elektrostahlbleche mit hoher magnetischer Flußdichte und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung, das folgende Schritte aufweist:

Herstellen einer Stahlbramme bestehend aus bis zu 0,01 Gewichtsprozent Kohlenstoff, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Mangan, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Phosphor, bis zu 0,010 Gewichtsprozent Schwefel, bis zu 0,05 Gewichtsprozent Chrom, bis zu 0,01 Gewichtsprozent Molybdän, bis zu 0,01 Gewichtsprozent Kupfer, bis zu 0,004 Gewichtsprozent Stickstoff, bis zu 0.005 Gewichtsprozent Sauerstoff und bis zu 0,0002 Gewichtsprozent Wasserstoff, und einem oder mehreren Desoxidationsmitteln, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus bis zu 4,0 Gewichtsprozent Silizium, 0,005 bis 0,40 Gewichtsprozent Aluminium und 0,0005 bis 0,01 Gewichtsprozent Kalzium, und wahlweise einem Element ausgewählt aus bis zu 2,0 Gewichtsprozent Nickel und bis zu 0,20 Gewichtsprozent Titan, wobei der Rest Eisen ist, abgesehen von Verunreinigungen;

Erwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 950 bis 1150ºC, ausgenommen 1150ºC;

Durchführen mindestens eines Warmwalzens bei einem Walzformfaktor A von mindestens 0,6 bei einer Fertigwalztemperatur von mindestens 800ºC;

anschließendes Warmwalzen bei einer Temperatur von bis zu 800ºC und einem Reduktionsverhältnis von 10 bis 35 Prozent, um ein Stahlblech zu erhalten;

wahlweise Anwendung einer Wärmebehandlung zum Wasserstoffentzug bei zwischen 600 und 750ºC für Stahlbleche mit einer Blechstärke von 50 mm oder mehr;

Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder Normalisieren bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC, je nach Bedarf;

Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder Normalisieren bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC für warmgewalztes Stahlblech mit einer Blechdicke von weniger als 500 mm;

wobei das Warmwalzen unter Verwendung eines Walzwerks mit einem Radius R (mm) ausgeführt wird und wobei das Stahlblech eine Eintrittsdicke h&sub1; (mm) und eine Austrittsblechdicke h&sub0; (mm) hat, die wie folgt mit dem Walzformfaktor A des Warmwalzens in folgender Beziehung steht:

A = (2 [R(h&sub1;-h&sub0;]))/(h&sub1;+h&sub0;)

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Stahlbramme bis zu 0,02 Prozent Silizium aufweist.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem die Zusammensetzung des Stahls mindestens 0,1 Prozent Nickel enthält.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem die Zusammensetzung des Stahls mindestens 0,04 Prozent Titan enthält.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem die Zusammensetzung des Stahls mindestens 0,02 Prozent Phosphor enthält.

6. Hochfestes nichtorientiertes Elektrostahlblech mit einer hohen magnetischen Flußdichte und gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung, herstellbar mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5.