HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Diese Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung
eines orientierten Siliziumstahlblechs mit verbesserten
magnetischen Eigenschaften, und insbesondere auf ein verbessertes
Kaltwalzverfahren, das Verbesserungen der produktivität und der
magnetischen Eigenschaften des Blechs ermöglicht.
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Von den magnetischen Eigenschaften orientierter
Siliziumstahlbleche sind eine hohe magnetische Flußdichte und geringe
Kernverluste wichtig. Jüngste Fortschritte bei den
Herstellungsverfahren haben ermöglicht, daß man beispielweise ein Stahlblech
mit einer magnetischen Flußdichte B&sub8; von 1,92 T (Wert bei einer
Magnetisierungskraft von 800 A/m) mit Bezug auf eine Dicke von
0,23 mm erhalten kann, und daß man in industriellem Maßstab ein
verbessertes Produkt mit einer Kernverlusteigenschaft W17/50 von
0,90 w/kg (ein Wert bei vollständig magnetisiertem Zustand: 1,7
T bei 50Hz) herstellen kann.
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Ein Blech mit dieser verbesserten magnetischen Eigenschaft hat
einen kristallinen Aufbau bei der < 001> Richtungen, die einer
Achse der einfachen Magnetisierung des Eisens entsprechen,
einheitlich in Walzrichrichtung des Stahlbleches ausgerichtet
sind. Diese Struktur wird beim abschließenden Anlassen bei einem
Herstellungsvorgang eines orientierten Siliziumstahlbleches
ausgebildet, und zwar durch sekundäre Umkristallisierung, bei
der Kristallkörner mit einer (110) [001] Richtung, genannt die
Goss-Orientierung, mit Vorrang zu großen Kristallkörnern
vergrößert werden. Als Grundvoraussetzungen für ein ausreichendes
Anwachsen sekundär umkristallisierter Körner ist ein Hemmstoff,
der das Anwachsen der Kristallkörner begrenzt, die eine andere,
unerwünschte Richtung haben, als die (110) [001] Richtung beim
sekundären Umkristallisiervorgang, und die Bildung einer
primären umkristallisierten Struktur notig, die dazu geeignet
ist, sekundär umkristallisierte Körner der (100) [001] Richtung
zu entwickeln, wie dies hinreichend bekannt ist.
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Eine feine Ablagerung von Mns, MnSe, AlN oder dergleichen wird
für gewöhnlich als Hemmstoff verwendet. Auch die Verstärkung der
Hemmstoffwirkung durch den Zusatz einer
Korngrenzen-Trennkomponente, wie etwa Sb oder Sn, zum Hemmstoff ist durchgeführt
worden, wie es in den japanischen Patentveröffentlichung No. 51-
13469 und 54-32412 beschrieben ist.
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Andererseits wurden verschiedenartige Einrichtungen für
gewöhnlich bei den Schritten des Warm- und Kaltwalzens benutzt,
um eine geeignete primäre umkristallisierte Struktur
auszubilden. Beispielsweise wurde mit Bezug auf ein Kaltwalzverfahren
unter Verwendung von AlN als Hemmstoff erachtet, daß die
Verarbeitung von Stahl durch den thermischen Effekt beim Warmwalzen
oder Zwischentempern während des Kaltwalzens, wie es in den
japanischen Patentveröffentlichung No. 50-26493, 54-13846 oder
54-29182 beschrieben ist, besonders effektiv ist. Diese Technik
stützt sich auf die Idee, eine geeignete Struktur durch die
Nutzung des wechselseitigen Effektes zwischen den festen
Lösungen N und C und der Verschiebungen im Stahl auszubilden, so
daß der Mechanismus zur Verformung des Materials während dem
Walzen verändert wird.
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Die oben beschriebenen Verfahren nach Stand der Technik sind
jedoch von erheblichem Nachteil im Hinblick auf die
Produktivität und stellen nicht immer den Effekt sicher, daß man eine
verbesserte magnetische Eigenschaft mit Stabilität erhält. Es
ist beispielsweise aus technischen Gründen immer noch schwierig,
Warmwalzen in industriellem Maßstab durchzuführen. Im Bezug auf
das Zwischentempern ist es allgemein üblich, den Stahl in einem
aufgerollten Zustand einige Male mit einem
Eingerüst-Reversierwalzwerk wärmezubehandeln, da es sehr schwierig ist, den Stahl
einheitlich über seine gesamte Walzlänge wärmezubehandeln.
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Eine Technik zum Gebrauch eines Tandemwalzwerkes mit einer
Vielzahl
von Walzgerüsten zur Verbesserung der Produktivität findet
seit kurzem allgemein Verwendung. Das Walzen mit einem
Tandemwalzwerk erfordert im Gegensatz zum Walzen mit einem
Reversierwalzwerk die Übereinstimmung des Walzverhältnisses und der
Walzgeschwindigkeiten zwischen dem vorangehenden und dem
nachfolgenden Walzgerüst. Für gewöhnlich verursacht dies eine
Druckverformung durch Druck und nicht durch Zug. Der
Walzverformungsmechanismus dieser Walzart unterscheidet sich somit stark von denen
anderer, herkömmlicher Walzverfahren, und die Wirkung des
herkömmlichen Härtungsverfahrens ist daher unzureichend. In dieser
Situation ist das Tandemwalzen eines Siliziumstahlbleches mit
einer hohen magnetischen Flußdichte, das Al enthält, besonders
schwierig. Darüberhinaus wird die Produktionseffizienz aufgrund
der Eigenschaften beim Tandemwalzen beträchtlich verringert,
wenn das Tempern wiederholt ausgeführt wird, und es ist im
Hinblick auf die Verbesserung der Produktivität nicht
wünschenswert, das Tempern wie bei herkömmlichen Verfahren einige Male
auszuführen.
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EP-A-0372076 beschreibt den Gebrauch eines Hochgeschwindigkeits-
Tandemwalzwerkes, um das abschließende Kaltwalzen eines Bleches,
das man durch die Wärmebehandlung eines warmgewalzten Bleches
erhält, das Kaltwalzen und das Ausbilden von Rillen in dem
kaltgewalzten Blech durchzuführen, um die Oberflächenebenheit nach
dem abschließenden Walzen zu verbessern.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Im Hinblick auf die oben beschriebenen Probleme ist Ziel der
vorliegenden Erfindung, ein neuartiges Verfahren zur Herstellung
eines orientierten Siliziumstahlbleches mit Verbesserten
magnetischen Eigenschaften und Stabilität anzugeben, wenn ein
Tandemwalzwerk verwendet wird, um die Produktivität zu
verbessern.
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Wir haben verschiedene Arten zur Verbesserung der magnetischen
Eigenschaften von Siliziumstahlblechen mit Stabilität und einer
stark verbesserten Produktivität studiert. Wir haben ein
Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahlbleches
mit einer verbesserten magnetischen Eigenschaft durch
Tandemwalzen und einmaligem Tempern gefunden.
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Entsprechend der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur
Herstellung eines orientierten Siliziumstahlbleches durch
Wärmebehandlung eines warmgewalzten Bleches und durch Bearbeitung
diese Bleches mit einem Tandemwalzwerk vorgesehen, bei dem ein
warmgewalztes Stahlblech aus orientiertem Siliziumstahl mit
einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,10 % Al und 0,01 bis 0,04 %
Sn als Hemmstoffe und 0,03 bis 0,1 % C wärmebehandelt und
einoder zweimal kaltgewalzt wird, um eine Enddicke zu erreichen,
wobei bei der abschließenden Wärmebehandlung und dem
abschließenden Kaltwalzen allein das Verfahren folgende Schritte enthält:
Abschrecken des Stahlbleches von einer Temperatur von 900 bis
1100ºC auf eine Temperatur kleiner oder gleich 50ºC und
Wärmebehandlung des Stahlbleches bei 50 bis 150ºC für 30 sek bis 30
min, während eine Zugspannung von 5,0 bis 20 kg/mm² aufgewendet
wird; danach Kaltwalzen des Stahlbleches mit einer
Reduktionsrate von 35 bis 70 % in einem Tandemwalzwerk; Tempern des
Stahlbleches bei 200 bis 400ºC für 10 sek bis 10 min; und Zurichten
des Stahlbleches durch Kaltwalzen auf eine Enddicke.
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Die vorliegende Erfindung wird unter Bezugnahme auf die Versuche
beschrieben, die der Erläuterung dienen sollen und nicht den
Umfang der Erfindung begrenzen.
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Die beiden orientierten Siliziumstahlmaterialien, die in den
Versuchen verwendet werden, sind:
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Stahl A, mit 0,071% C, 3,25% Si, 0,072% Mn, 0,026% sol. Al,
0,022% Se, 0,0086% N und der Rest im wesentlichen Fe, und
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Stahl B mit einer Zusammensetzung ähnlich der von Stahl A mit
Zugabe von Sb, d.h. mit 0,070% C, 3,24% Si, 0,069% Mn, 0,026%
sol. Al, 0,022% Se, 0,0084% N, 0,027% Sb und der Rest im
wesentlichen Fe.
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Die Stähle A und B wurden nach Wiedererwärmen des Blockes bei
1440ºC auf eine Dicke von 2,2 mm warmgewalzt. Dann wurden sie
gebeizt, auf eine mittlere Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt und
einheitlich bei einer Temperatur von 1100ºC für 90 sek. durch
Zwischenanlassen gehalten und abgeschreckt, um AlN abzuscheiden.
Das Abschrecken wurde mit Feuchtigkeitskühlung von 950ºC auf
Raumtemperatur durchgeführt, mit einer Kühlungsgeschwindigkeit
von 50ºC/s.
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Als nächstes wurden die Stahlbleche zum Vergleich des
Tandemwalzverfahrens mit dem Sendzimir-Walzverfahren mit den folgenden
Walzvorgängen, die ein ein-, zwei-, oder dreimaliges Tempern
beinhalten, gewalzt, um ihre Dicke auf eine Enddicke von 0,23 mm
zu verringern.
(A) Einmaliges Tempern
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Die Stahlbleche wurden jeweils durch dreifaches Reversierwalzen
mit einem Sendzimir-Walzwerk und durch Kaltwalzen mit einem
Tandemwalzwerk mit drei Gerüsten gewalzt, so daß ihre Dicke auf
0,60 mm verringert wurde, die Bleche wurden danach getempert und
mit den entsprechenden Walzwerken auf eine Enddicke von 0,23 mm
kaltgewalzt.
(B) Zweimaliges Tempern
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Die Stahlbleche wurden mit dem Sendzimir-Walzwerk und dem
Tandemwalzwerk auf 1,0 mm und dann auf 0,6 mm kaltgewalzt und
nach jedem Kaltwalzen getempert, und danach wurden die Bleche
auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
(C) Dreimaliges Tempern
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Die Stahlbleche wurden mit dem Sendzimir-Walzwerk und dem
Tandemwalzwerk auf 1,0 mm, 0,6 mm und 0,4 mm kaltgewalzt und
nach jedem Kaltwalzen getempert, und danach wurden die Bleche
auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
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Jeder Temperschritt wurde bei 200ºC für 2 Minuten durchgeführt.
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Danach wurden die Stahlbleche angelassen und bei 840ºC für zwei
Minuten in einer nassen Sauerstoffatmosphäre gefrischt, ein
Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf die
Stahlbleche aufgetragen, und die Stahlbleche wurden danach
abschließend angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf
diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 1 zeigt die
Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 1
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Wie in Tabelle 1 gezeigt wird, war die Wirkung zur Verbesserung
der magnetischen Eigenschaften
durch das Tandemwalzen geringer
als die im Falle des Sendzimir-Walzens, obwohl die Anzahl der
Temperschritte erhöht wurde.
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Es wird bemerkt, das beim Tandemwalzen die magnetischen
Eigenschaften nicht wesentlich verändert wurden, wenn die Anzahl der
Temperschritte erhöht wurde. Dieses Resultat zeigt, daß sich das
Werkstoffverformungsverhalten von jenem beim reversivartigen
Sendzimir-Walzen unterscheidet. Von einem anderen Blickwinkel
aus gesehen bietet dieses Ergebnis die Möglichkeit, daß die
magnetischen Eigenschaften durch einmaliges Tempern bei einem
Tandemwalzvorgang verbessert werden können.
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Stahl B, dem Sb als ein Hemmstoff-Verstärkungselement zugegeben
war, zeigte bessere magnetische Eigenschaften als die von Stahl
A, der kein Sb enthält, wenn er durch Sendzimir-Walzen
bearbeitet wird, zeigte jedoch schlechtere magnetische Eigenschaften,
wenn er durch Tandemwalzen bearbeitet wird. Experimente und
Untersuchungen wurden durchgeführt, um den Grund für dieses
Phänomen herauszufinden, und dabei wurde festgestellt, daß in
Stahl B, dem Sb zugegeben war, keine feinen Karbidabscheidungen
nach dem Zwischenanlassen ausgebildet wurden. Man geht davon
aus, daß Sb die Abscheidung von Karbiden begrenzt, wodurch diese
Phänomen verursacht wird.
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Mit Bezug auf ein orientiertes Siliziumstahlmaterial, in dem AlN
als Haupthemmstoff verwendet wird, wird allgemein angenommen,
daß das Abschrecken für die Abscheidung von AlN notwendig ist.
Abschrecken vergrößert den Anteil der festen Lösung C oder der
feinen Karbidabscheidung, was vorteilhaft bei der Verbesserung
der Struktur durch das Tempern während des Kaltwalzens ist.
Dieses war einer der Gründe, warum das Abschrecken unentbehrlich
war. Es wird angenommen, das im Stahl B, dem Sb zugesetzt ist,
keine feinen Karbidabscheidungen ausgebildet werden und C
beinahe vollständig als feste C-Lösung übrigbleibt.
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Während die Temperwirkung unabhängig von dem
Vorhandensein/Nichtvorhandensein des zugesetzten Sb beim Sendzimir-Walzen
konstant war, verschlechterten sich die magnetischen
Eigenschaften von Stahl B ohne feine Karbide im Fall des
Tandemwalzens. Diese Ergebnis legt nahe, daß beim Tandemwalzen die
feste C-Lösung eine geringere Wirkung zur Veränderung der
Verformungsart hat, daß aber die Abscheidung feiner Karbide eine
vorteilhafte Wirkung bei der Verstärkung der Temperwirkung hat.
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Dann wurden verschiedene Verfahren zur Ausbildung feiner
Karbidabscheidungen untersucht. Zunächst wurden die Stähle A und B
unter den Kühlbedingungen (a), (b), (c), (d) und (e), gezeigt in
Tabelle 2, gekühlt, danach auf eine Dicke von 0,6 mm mit einem
Dreigerüst-Tandemwalzwerk gewalzt, bei 300ºC für zwei Minuten in
einem Durchgangsofen getempert und auf eine Enddicke von 0,23 mm
kaltgewalzt. Sie wurden danach Angelassen und bei 840ºC für zwei
Minuten in einer nassen Sauerstoffatmosphäre gefrischt, ein
Anlaßseparator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf die
Stahlbleche aufgetragen, und die Stahlbleche wurden danach
abschließend angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf
diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 2 zeigt die
Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 2
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(a) Abschrecken von 950ºC auf 400ºC bei 50C/s, gefolgt von
natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
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(b) Abschrecken von 950ºC auf 300ºC bei 50C/s, gefolgt von
natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
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(c) Abschrecken von 950ºC auf 200ºC bei 50C/s, gefolgt von
natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
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(d) Abschrecken von 950ºC auf 100ºC bei 50C/s, gefolgt von
natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
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(e) Abschrecken von 950ºC auf Raumtemperatur bei 50C/s, gefolgt
von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
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Entsprechend der in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse, wird C an
Kristallkörnergrenzen angelagert und Karbide werden nicht als
Kristallkörner abgelagert, wenn die Kühlungsendtemperatur größer
oder gleich 400ºC ist. Als die Kühlungsendtemperatur reduziert
wurde, erhöhte sich die Tendenz der Karbide, sich fein
abzuscheiden. Bei Stahl B jedoch, dem Sb zugesetzt wurde, wurde das
feine Abscheiden der Karbide wieder gestoppt, als er auf eine
Temperatur nicht höher als 100ºC abgeschreckt wurden. In Stahl B
wurden die Karbide bei einer Kühlungstemperatur von 200 bis
300ºC fein abgeschieden, obwohl ihre Dichte gering war. Es wird
angenommen, daß es sich bei diesem Phänomen um Temperablagerung
handelt, die durch die Hitze verursacht wird, die nach
Beendigung des Abschreckens im Material übrig bleibt.
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Nach dem Abschrecken wurden die Bleche in einem
Temperaturbereich von 50 bis 400ºC weiterbearbeitet, um Karbide
abzuscheiden. Man erhielt jedoch keine Karbidabscheidungen, die
kleiner waren als 500 Å (1Å = 10&supmin;&sup4; µm). Die Experimente wurden
weitergeführt, um dieses Phänomen zu untersuchen, und es wurde
herausgefunden, daß sehr feine Karbidabscheidungen ausgebildet
werden, wenn eine Zugspannung während der Abscheidungsbehandlung
angewendet wird.
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Der Einfluß der Karbidablagerung auf die magnetischen
Eigenschaften wurde dann durch Abschrecken des Stahls unter jenen
Umständen, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, und durch
Ausführen der Abscheidungsbehandlungen mit Anwendung einer
Zugspannung in Übereinstimmung mit den Zuständen (f), (g), (h), (i)
und (j) untersucht.
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Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse der magnetischen Eigenschaften
der Stahlbleche, die so bearbeitet wurden, wie auch die
Karbidabscheidungsform vor dem Kaltwalzen.
Tabelle 3
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Kühlungszustand: Abschrecken von 950ºC auf Raumtemperatur bei
60ºC/s
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(f) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit
Anwendung einer Zugspannung von 0,2 kg/mm² nach dem Abschrecken
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(g) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit
Anwendung einer Zugspannung von 0,5 kg/mm² nach dem Abschrecken
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(h) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit
Anwendung einer Zugspannung von 2,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
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(i) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit
Anwendung einer Zugspannung von 5,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
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(j) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit
Anwendung einer Zugspannung von 10,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
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Es wurde herausgefunden, daß man mit Bezugnahme auf den Stahl B
feine Karbidabscheidungen mit einer Größe kleiner als 300 Å
erhalten kann, indem man das Stahlblech auf Raumtemperatur
abkühlt und danach die Abscheidungsbehandlung mit Anwendung
einer Zugspannung größer oder gleich 0,5 kg/mm² ausführt, und
daß es dadurch möglich ist, verbesserte magnetische
Eigenschaften zu erhalten, wie dies aus Tabelle 3 deutlich wird. Da bei
Stahl A Karbide von etwa 500 Å vor der Abscheidungsbehandlung
abgeschieden werden, kann man danach feinere Abscheidungen nicht
erhalten, und umgekehrt werden die Karbidabscheidungen grob, was
zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führt.
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Ebenso wurde herausgefunden, das sogar bei Stahl B solche feinen
Karbidabscheidungen so grob werden, daß kein Verbesserungseffekt
der magnetischen Eigenschaften nachweisbar ist, wenn die
Abscheidungstemperatur mit Anwendung einer Zugspannung höher als
150ºC ist.
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Der Grund für dieses Phänomen ist nicht klar, aber man nimmt an,
daß es schwierig ist, Karbide in Koexistenz mit Sb auszubilden,
und daß feine Karbidabscheidungen solange nicht ausgebildet
werden, bis das Stahlblech bei einer niedrigen Temperatur, die
nicht höher als 150ºC ist, behandelt wird, während es in oben
beschriebener Weise gezogen wird.
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Ein Phänomen dieser Art konnte nicht erwartet werden und wurde
vor der vorliegenden Erfindung nicht vorgeschlagen.
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Beim oben beschriebenen Tandemwalzen wird die Temperwirkung
zwischen den Kaltwalzschritten erhöht, und man kann verbesserte
magnetische Eigenschaften erhalten, wenn mit Bezug auf die Form
von C die Karbidabscheidungen feiner sind, das bedeutet, wenn
sie eine Größe von kleiner oder gleich 300 Å haben, und wenn sie
in einer größeren Dichte abgeschieden werden. Es hat sich
bestätigt, daß die Zugabe von Sb, das Abschrecken des
Stahlblechs auf Raumtemperatur und die Bearbeitung des Stahlblechs
durch Abscheidung bei einer Temperatur von 50 bis 150ºC mit
Anwendung einer Zugspannung größer oder gleich 0,5 kg/mm², ein
Stahlblech mit verbesserten magnetischen Eigenschaften im
Vergleich zu vorhergehenden Blechen erzeugt, die durch
Tandemwalzen hergestellt werden. Dies wurde als unmöglich erachtet,
wenn das Tempern nur einmal durchgeführt wird. Der Grund für
diese Wirkung ist nicht klar, aber die folgende Erklärung kann
gegeben werden.
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Beim Vergleich der Struktur eines Sendzimir-gewalzten Bleches
und eines tandemgewalzten Bleches nach dem Frischen zeigte das
tandemgewalzte Blech einen Anstieg der {111} < uvw> Komponente,
während das Sendzimir-gewalzte Blech {111} < 112> als
Hauptkomponente hatte. Es wird angenommen, daß beim Sendzimir-Walzen
die Einflüsse der festen Lösung C und der feinen
Karbidabscheidungen auf das Werkstückverformungsverhalten die gleichen
Wirkungen mit Bezug auf das Tempern zwischen den
Kaltwalzschritten haben, und daß beim Tandemwalzen die Existenz der feinen
Karbidablagerungen verursacht, daß sich das
Werkstückverformungsverhalten während der Werkstückverformung ändert und den
Aggregatzustand vorteilhaft von {111} < uvw> zu {111} < 112>
beeinflußt.
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Zwischenanlassen des Materials, das AlN als Hemmstoff enthält,
wird für gewöhnlich bei 1100ºC durchgeführt. Wenn die
Temperatur, bei der das Abschrecken begonnen wird (auch beabsichtigt,
um AlN abzulagern), sehr hoch ist, neigt ein Teil des Materials,
das durch γ-Transformation während des Anlassens verändert
wurde, in perlitischer Struktur zu bleiben, um im wesentlichen
die feste Lösung C oder feine Karbidabscheidungen zu reduzieren.
Es ist daher nicht wünschenswert, die Temperatur zu Beginn des
Abschreckens stark zu erhöhen.
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Das Material des orientierten Siliziumbleches hat vorzugsweise
die folgende Zusammensetzung:
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C: 0,03 bis 0,10 %
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C ist unerläßlich, um die Kristallstruktur durch
Phasentransformation während dem Warmwalzen gleichförmig zu machen. Die
gewünschte gleichformende Wirkung kann nicht erreicht werden,
wenn der C-Gehalt sehr gering ist, andererseits ist Zeitraum für
den nachfolgenden Frischungsschritt sehr lang, wenn der C-Gehalt
sehr groß ist. Es ist daher vorzuziehen, den C-Gehalt auf 0,03
bis 0,10 % einzustellen.
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Si: 2,5 bis 4,0 %
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-Der elektrische Widerstand wird verringert, so daß die
gewünschte Kernverlusteigenschaft nicht erreicht werden kann,
wenn der Si-Gehalt sehr gering ist, andererseits ist es
schwierig, ein Kaltwalzen durchzuführen, wenn der Si-Gehalt sehr
groß ist. Es ist daher vorzuziehen, den Si-Gehalt auf 2,5 bis
4,0 % einzustellen.
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Al: 0,01 bis 0,10 %, N: 0,0030 bis 0,020 %
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Al und N spielen eine wichtige Rolle als hemmstoffbildende
Elemente. Bestimmte Mengen dieser Elemente sind erforderlich.
Wenn diese Mengen jedoch extrem sind, ist es schwierig feine
Abscheidungen auszubilden. Es ist daher vorzuziehen, den Gehalt
von Al und N auf 0,01 bis 0,10 % bzw, 0,0030 bis 0,020 %
einzustellen. Am besten ist ein Al-Gehalt von 0,01 bis 0,05 %.
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In diesem Fall können S und/oder Se als hemmstoffbildende
Elemente vorhanden sein.
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S und/oder Se: 0,01 bis 0,04 %; Mn: 0,05 bis 0,15 %
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In diesem Fall sind die Hemmstoffe im wesentlichen MnS und/oder
MnSe. Der geeignete Bereich von S oder Se zur feinen Abscheidung
von MnS oder MnSe ist 0,01 bis 0,04 % bei der Verwendung von
einem oder beiden Stoffen von S und Se. Wenn der Mn-Anteil sehr
groß ist, kann Mn nicht in Lösung gehalten werden. Es ist
vorzuziehen, den Mn-Anteil in einem Bereich von 0,05 bis 0,15 %
einzustellen.
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Sb: 0,01 bis 0,04 %
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Sb ist nach vorliegender Erfindung ein wichtiges Element. Die
feine Karbidabscheidung kann nicht gesteuert werden, wenn der
Sb-Anteil sehr gering ist, andererseits werden
Oberflächendefekte des Produktes vermehrt, wenn der Sb-Anteil sehr groß
ist. Sb wird daher im Bereich von 0,01 bis 0,04 % zugesetzt.
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Hemmstoff-Verstärkungselemente, wie etwa Cu, Sn, B, Ge und
dergleichen können, anders als die oben erwähnten Elemente, je
nach Wunsch zugesetzt werden, um die magnetischen Eigenschaften
zu verbessern. Der Anteil dieser Elemente wird auf allgemein
bekannte Bereiche eingestellt. Um Oberflächendefekte aufgrund
von heißer Versprödung zu verhindern, wird ein Zusatz von Mo mit
0,005 bis 0,020 % bevorzugt.
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Es wird ein allgemein bekanntes Verfahren für den
Herstellungsablauf dieses orientierten Siliziumstahlmaterials angewendet.
Ein dabei hergestellter Barren oder Block wird umgewalzt und in
Übereinstimmung mit der gewünschten Größe ausgebildet und danach
erhitzt und warmgewalzt. Nach dem Warmwalzen wird das Stahlband
wärmebehandelt und zusätzlich ein- oder zweimal auf eine
Enddicke kaltgewalzt.
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Beim Kühlen während des Anlaßschrittes vor dem letzten
Kaltwalzen ist ein Abschrecken von 900ºC auf die niedrigste
Temperatur erforderlich, um AlN gleichförmig abzuscheiden. Wenn
jedoch die Abschreck-Ausgangstemperatur sehr hoch ist, neigt die
γ-Phase dazu, in perlitischer Struktur zu bleiben. Die
Abschreck-Ausgangstemperatur wird deshalb auf 900 bis 1100ºC
eingestellt.
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Wenn die Kühlungsgeschwindigkeit sehr niedrig ist, wird AlN
nicht gleichförmig abgeschieden, und die Abscheidung von Körnern
an Korngrenzen findet ebenfalls statt. Wenn die
Kühlungsgeschwindigkeit sehr groß ist, wird das Ausmaß der verbleibenden
perlitischen Struktur vergrößert, oder ein Defekt der
Stahlblechgestalt wird leicht verursacht. Es ist vorzuziehen, die
Kühlunggeschwindigkeit auf 20 bis 100ºC/s einzustellen.
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Es ist wichtig die Kühlungsendtemperatur auf einen Bereich
einzustellen, bei dem die Karbide während der Kühlung nicht fein
abgeschieden werden. Wenn Sb wie bei der vorliegenden Erfindung
enthalten ist, ist es notwendig, diese Temperatur auf 50ºC oder
niedriger einzustellen.
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Wenn die Temperatur für die nachfolgende Behandlung zur feinen
Karbidabscheidung sehr niedrig ist, werden feine
Karbidabscheidungen nicht ausgebildet, wenn jedoch die
Behandlungstemperatur sehr hoch ist, werden die Karbide nicht fein
ausgebildet und die Dichte derselben wird verringert.
Entsprechend der vorliegenden Erfindung ist die Behandlungstemperatur
daher auf einen Bereich von 50 bis 150ºC begrenzt. Wenn die
Abscheidungs-Behandlungszeit zu kurz ist, werden Abscheidungen
nicht ausreichend ausgebildet, wenn jedoch die Abscheidungs-
Behandlungszeit lang ist, wird die Produktivität vermindert. Die
Abscheidungs-Behandlungszeit wird daher auf 30 sek. bis 30 min.
eingestellt. Bei einer Kühlung in einer Oxidationsatmosphäre
kann die Abscheidungsbehandlung zusammen mit dem Beizen
ausgeführt werden. Bei der Abscheidungsbehandlung ist die
Wirkung, Karbide fein abzuscheiden unzureichend, wenn die
angewendete Zugspannung kleiner ist als 0,5 kg/mm². Es ist daher
notwendig, die angewendete Zugspannung auf 0,5 kg/mm² oder
größer einzustellen. Die Zugspannung kann durch Verwendung einer
Zugwalze oder dergleichen auf den Stahlstreifen einwirken. Wenn
die angewendete Zugspannung extrem ist, wird die Werkzeuggröße
beträchtlich vergrößert. Es ist daher vorzuziehen, die
Zugspannung auf 20kg/mm² oder kleiner einzustellen.
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Zum Zeitpunkt des Tandemwalzens vor dem abschließenden
Kaltwalzen wird das Stahlblech vor dem Tempern mit einer
Reduktionsrate von 35 bis 70 % gewalzt, und eine kurzzeitige
Wärmebehandlung wird zum Tempern in einem Temperaturberich von 200 bis
400ºC für 10 sek. bis 10 min. ausgeführt. Das Stahlblech wird
anschließend auf eine Enddicke kaltgewalzt. Das Kaltwalzen zum
Erreichen der Enddicke kann entweder durch Tandemwalzen oder
durch Sendzimir-Walzen erfolgen. Der Grund für die Einstellung
der Bedingungen beim abschließenden Kaltwalzen auf die oben
beschriebenen Bereiche ist, daß die Temperwirkung nicht
ausreichend ist, wenn die Reduktionsrate beim Tandemwalzen vor
dem Tempern außerhalb des oben erwähnten Bereiches liegt. Wenn
die Temperungsdauer und die Temperatur außerhalb der oben
beschriebenen Bereiche liegen, ist die Temperwirkung ebenfalls
ungenügend. Vorzugsweise wird eine ununterbrochene
Wärmebehandlung als Temperbehandlung durchgeführt, wobei das Stahlband
einheitlich in Längsrichtung verbessert wird. Wenn ein Stahl,
dem Sb zugesetzt wurde, durch Tandemwalzen gewalzt wird, kann
ein einmaliges Tempern dieser Art genügen.
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Wenn die Enddicke gering ist, wird ein gewöhnliches Anlassen bei
1100 bis 1200ºC und ein Zwischenkaltwalzen auf der Basis des
Sendzimir-Walzens oder des Tandemwalzens die erforderlichen Male
durchgeführt, und das Verfahren der vorliegenden Erfindung wird
beim Schritt des Zurichtens auf die endgültige Blechdicke
angewendet.
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Das gewalzte Stahlband wird mit einem bekannten Verfahren
angelassen und gefrischt, ein Anlaßseperator mit MgO als
Hauptbestandteil wird auf das Stahlband aufgetragen, und das
Stahlband wird aufgerollt und abschließend angelassen
unterzogen. Ein Isolierüberzug wird danach, wenn nötig, auf dem
Stahlband ausgebildet. Es erübrigt sich zu sagen, daß das
Stahlband weiterbearbeitet werden kann, um die Weißschen Bezirke
mit einem Laser-, einem Plasma-, einem Elektronenstrahl, oder
mit anderen Einrichtungen zu erzeugen.
Beispiel 1
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Geschmolzener Stahl zur Herstellung eines orientierten
Siliziumstahls mit 0,070 % C, 3,28 % Si, 0,074 % Mn, 0,002 % P,
0,025 % S, 0,025 % Sb, 0,024 % sol. Al, 0,0087 % N, 0,012 % Mo
und als Rest im wesentlichen Fe wurde vorbereitet und als Block
durch Strangguß ausgebildet. Der Block wurde durch
Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung bei 1420ºC für 20 Minuten
erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle warmgewalztes
Blech mit einer Dicke von 2,2 mm auszubilden. Das Stahlblech
wurde dann einheitlich zum Anlassen bei 1150ºC für 90 sek.
gehalten, schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf Raumtemperatur mit
einer Rate von 70ºC/s abgeschreckt, und einer
Karbidabscheidungsbehandlung in einem Heißwasserbad bei 85ºC für 5 min.
unterzogen, während es durch eine Zugspannung von 3,5 kg/mm²
gezogen wurde. Das Stahlblech wurde danach mit jeder der
Reduktionsraten aus Tabelle 4 tandemkaltgewalzt, in einem
Heißlufthärtungsofen bei 300ºC für 3 min. zum Tempern
wärmebehandelt und danach mit einem Tandemwalzwerk auf die Enddicke
von 0,30 mm kaltgewalzt.
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Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären
Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein
Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das
Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend
bei 1200ºC angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften des Stahlbleches, die man auf
diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 4 zeigt die
Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 4
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Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der
Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der
Reduktionsrate beim Kaltwalzen vor dem Tempern innerhalb des
Bereiches von 35 bis 70 % hergestellt wurden, besser sind als
jene von Vergleichsbeispielen, die unter Verwendung einer
Reduktionsrate außerhalb dieses Bereiches hergestellt wurden.
Beispiel 2
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Geschmolzender Stahl zur Ausbildung eines gestreckten
Siliziumstahls mit 0,072 % C, 3,32 % Si, 0,069 % Mn, 0,002 % P,
0,002 % S, 0,021 % Se, 0,025 % Sb, 0,024 % sol. Al, 0,07 % Cu,
0,0085 % N, 0,013 % Mo und als Rest im wesentlichen Fe wurde
vorbereitet und als und als Block durch Strangguß ausgebildet.
Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung bei
1420ºC für 20 Minuten erhitzt und danach warmgewalzt, um eine
Rolle warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,2 mm
auszubilden. Dann wurde das Stahlblech kaltgewalzt, so daß die
Dicke auf 1,5 mm reduziert wurde, bei 1100ºC für 60 sek.
zwischenangelassen, danach schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf
Raumtemperatur mit einer Rate von 50ºC/s abgeschreckt und einer
Karbidabscheidungsbehandlung in einem Heißwasserbad bei 100ºC
für 3 min. unterzogen, während es mit einer Zugspannung von 2,0
kg/mm² gezogen wurde. Das Stahlblech wurde danach mit einer
Reduktionsrate von 50 % tandemkaltgewalzt, zum Tempern in einem
Heißluft-Temperofen unter jeden der in Tabelle 5 gezeigten
Bedingungen wärmebehandelt und danach mit einem Tandemwalzwerk
auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
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Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären
Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein
Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das
Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend
bei 1200ºC angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften des Stahlbleches, die man auf
diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 5 zeigt die
Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 5
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Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der
Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellung
der Temperwärmebehandlungstemperatur auf einen Bereich von 200
bis 400ºC und der Temperzeit auf einen Bereich von etwa 10 sek.
bis 10 min. hergestellt sind, besser sind als jene von
Vergleichsbeispielen, die durch Einstellung der entsprechenden
Faktoren außerhalb dieser Bereiche hergestellt sind.
Beispiel 3
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Geschmolzener Stahl zur Herstellung von gestrecktem
Siliziumstahl mit 0,075 % C, 3,30 % Si, 0,071% Mn, 0,002 % P,
0,001 % S, 0,019 % Se, 0,025 % Sb, 0,027 % sol. Al, 0,07 % Cu,
0,0090 % N, 0,012 % Mo und und als Rest im wesentlichen Fe wurde
vorbereitet und als und als Block durch Strangguß ausgebildet.
Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung für 20
Minuten auf 1420ºC erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle
warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,2 mm auszubilden. Dann
wurde das Stahlblech kaltgewalzt, so daß die Dicke auf 1,5 mm
reduziert wurde, zum Zwischenanlassen für 60 sek. einheitlich
bei 1100ºC gehalten, danach schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf
Raumtemperatur mit einer Rate von 40ºC/s abgeschreckt und einer
Karbidabscheidungsbehandlung in einem Hydrochloridätzbad bei
80ºC unter jedem der in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen zum
Beizen unterzogen, wie auch durch eine Zugspannung von 1,5
kg/mm² gezogen. Das Stahlblech wurde danach mit einer
Reduktionsrate von 55% tandemkaltgewalzt, zum Tempern in einem
Heißluft-Temperofen bei 300ºC für 2 min. wärmebehandelt und
anschließend mit einem Reversierwalzwerk auf eine Enddicke von
0,23 kaltgewalzt.
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Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären
Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein
Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das
Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend
bei 1200ºC angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften, die man auf diese Weise erhält,
wurden gemessen. Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 6
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Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der
Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der
Abscheidungs-Behandlungstemperatur auf etwa 800ºC und der
Abscheidungs-Behandlungszeit auf einen Bereich von etwa 30
Sekunden bis 30 Minuten, während eine Zugsbeanspruchung von 1,5
kg/mm² angewendet wurde, besser sind als jene der
Vergleichsbeispiele, die durch Einstellen der entsprechenden Faktoren
außerhalb jener Bereiche hergestellt wurden.
Beispiel 4
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Geschmolzener Stahl zur Herstellung von gestrecktem
Siliziumstahl mit 0,072 % C, 3,33 % Si, 0,065 % Mn, 0,002 % P,
0,001 % S, 0,022 % Se, 0,027 % Sb, 0,026 % sol. Al, 0,07 % Cu,
0,0092 % N, 0,011 % Mo und als Rest im wesentlichen Fe wurde
vorbereitet und als Block durch Strangguß ausgebildet. Der Block
wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzen bei 1430ºC für 15
Minuten erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle
warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,0 mm auszubilden. Das
Stahlblech wurde dann kaltgewalzt, so daß die Dicke auf 1,2 mm
reduziert wurde, zwischenzeitlich bei 1150ºC für 60 Sekunden
angelassen, danach von der Abschreckausgangstemperatur in
Übereinstimmung mit jeder der in Tabelle 7 gezeigten Bedingungen
mit einer Rate von 60ºC/s auf Raumtemperatur abgeschreckt und
anschließend einer Karbidabscheidungsbehandlung in einem
Heißwasserbad bei 80ºC für 5 Minuten unterzogen, während es mit
einer Zugspannung von 4,5 kg/mm² gezogen wurde. Das Stahlblech
wurde danach mit einer Reduktionsrate von 50% tandemkaltgewalzt,
zum Tempern in einem Heißluft-Temperofen bei 300ºC für 2 Minuten
wärmebehandelt, und anschließend mit einem Reversierwalzwerk auf
eine Enddicke von 0,18 mm kaltgewalzt.
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Als nächstes wurde das Stahlblech bei 840ºC für 3 Minuten
gefrischt/zur primären Umkristallisierung angelassen, ein
Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das
Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend
bei 1200ºC angelassen.
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Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf
diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 7 zeigt die
Ergebnisse dieser Messung.
Tabelle 7
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Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der
Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der
Abschreck-Ausgangstemperatur in einen Bereich von etwa 900 bis
1100ºC hergestellt worden sind, besser sind als jene der
Vergleichsbeispiele, die durch Einstellung der entsprechenden
Faktoren außerhalb dieses Bereiches hergestellt wurden.
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Wie oben beschrieben, kann näch vorliegender Erfindung ein
orientiertes Siliziumstahlblech mit verbesserten magnetischen
Eigenschaften mit Stabilität hergestellt werden, auch wenn aus
Gründen der Produktivität das Tandemwalzen angewendet wird.