DE69832313T2

DE69832313T2 - Nichtorientiertes elektromagnetisches Stahlblech und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69832313T2
Application number: DE69832313T
Authority: DE
Inventors: Yoshihiko Kawasaki-ku Oda; Nobuo Kawasaki-ku Yamagami; Akira Kawasaki-ku Hiura; Yasushi Kawasaki-ku Tanaka; Noritaka Kawasaki-ku Takahashi; Hideki Kawasaki-ku Matsuoka; Atsushi Kawasaki-ku Chino; Katsumi Kawasaki-ku Yamada; Shunji Kawasaki-ku Iizuka
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-03-18
Filing date: 1998-03-18
Publication date: 2006-08-24
Anticipated expiration: 2018-03-19
Also published as: DE69832313D1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech, das für elektrische Materialien, die für Elektrogeräte verwendet werden, vorteilhaft ist, und auf ein Verfahren zur Herstellung desselben.
2. Beschreibung des verwandten Stand der Technik
In den letzten Jahren wurden unter dem Gesichtspunkt der Energieersparnis von Elektrogeräten elektromagnetische Bleche mit niedrigem Eisenverlust gewünscht. Da ein Groberwerden von Kristallkörnern zur Senkung des Eisenverlusts wirksam ist, wird bei nicht-orientierten elektromagnetischen Blechen mittlerer und hoher Qualität, von denen insbesondere verlangt wird, dass sie niedrige Eisenverlustwerte haben, und die 1 bis 3% (Si + Al) enthalten, versucht, die Kristallkörner gröber zu machen, indem die Abschluss-Anlass-Temperatur bis zu 1000°C erhöht wird oder indem die Liniengeschwindigkeit zum Anlassen gesenkt wird, wodurch die Anlasszeit verlängert wird.
Für ein wünschenswertes Kornwachstum während des Abschluss-Anlassens ist es wirksam, den Gehalt an Verunreinigungen und Präzipitaten im Stahlblech zu verringern. Zu diesem Zweck wurden viele Ansätze durchgeführt, um Verunreinigungen und Präzipitate ungefährlich zu machen, speziell um den S-Gehalt zu verringern, um zu verhindern, dass MnS in Materialien hoher Qualität präzipitiert.
Die geprüfte Japanische Patentpublikation Nr. 56-22931 offenbart z.B. einen Kunstgriff zur Senkung des S-Gehalts und des O-Gehalts auf 50 ppm oder weniger bzw. 25 ppm oder weniger, um den Eisenverlust in dem Stahl, der 2,5 bis 3,5% Si und 0,3 bis 1,0% Al enthält, zu verringern.
Die geprüfte Japanische Patentpublikation Nr. 2-50190 offenbart auch einen Kunstgriff zur Senkung des S-Gehalts, O-Gehalts und N-Gehalts auf 15 ppm oder weniger, 20 ppm oder weniger bzw. 25 ppm oder weniger, um den Eisenverlust in dem Stahl zu senken, der 2,5 bis 3,5% Si und 0,25 bis 1,0% Al enthält.
Die ungeprüfte Japanische Patentpublikation Nr. 5-140647 offenbart außerdem einen Kunstgriff zur Senkung des S-Gehalts auf 30 ppm oder weniger und der Ti-, Zr-, Nb- und V-Gehalte auf 50 ppm oder weniger, um den Eisenverlust in dem Stahl zu senken, der 2,0 bis 4,0% Si und 0,10 bis 2,0% Al enthält.
Allerdings ist es die derzeitige Situation, dass der Eisenverlustwert des Stahlblechs hoher Qualität mit einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger in der Größenordnung von W_15/50 = 2,4 W/kg (bei einer Blechdicke von 0,5 mm) ist und dass keine Eisenverlustwerte unter diesem Wert erzielt wurden. Der Eisenverlust scheint in einfacher Weise mehr und mehr gesenkt zu werden, wenn der MnS-Gehalt verringert wird, was mit einer Abnahme des S-Gehalts einhergeht, um das Kristallkornwachstum zu erleichtern. Allerdings liegt der Eisenverlustwert, der oben beschrieben wurde, tatsächlich in seiner Grenze, da eine Abnahme des Eisenverlusts infolge eines reduzierten S-Gehalts bei einem S-Gehalt von etwa 10 ppm gesättigt sein wird.
DE 28 48 867 offenbart nicht-orientierte Bleche, die durch einen maximalen Schwefelgehalt von 0,007 Gew.-% charakterisiert sind, und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Zusammenfassung der Erfindung
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines elektromagnetischen Blechs mit niedrigem Eisenverlust und eines Verfahrens zur Herstellung desselben.
Zur Lösung der Aufgabe stellt die vorliegende Erfindung ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech bereit, bestehend aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 4,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Mn, 1,5 Gew.-% oder weniger Al und 0,001 Gew.-% oder weniger S, zumindest einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
In der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt. Der Gehalt an Ti als unvermeidliche Verunreinigung ist wünschenswerter Weise 0,005 Gew.-% oder weniger.
Das wenigstens eine Element ist vorzugsweise ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,001 bis 0,005 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,01 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,002 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,002 Gew.-% Te.
Die bevorzugten Ausführungsformen des nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gemäß der vorliegenden Erfindung sind wie folgt:
Bevorzugte Ausführungsform 1:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger, der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Sb und Sn und der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew. oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 2:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger; der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Sb; und der Sb-Gehalt ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,005 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 3:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger, der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Sn, und der Sn-Gehalt ist 0,002 bis 0,1 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,01 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 4:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger, der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Se und Te, und der Gehalt an Se + Te ist 0,0005 bis 0,01 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt an Se + Te 0,0005 bis 0,002 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 5:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger, der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Se, und der Se-Gehalt ist 0,0005 bis 0,01 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Se-Gehalt 0,0005 bis 0,002 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 6:
Der Si-Gehalt ist 4 Gew.-% oder weniger, der Mn-Gehalt ist 0,05 bis 1 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, das zumindest eine Element ist Te, und der Te-Gehalt ist 0,0005 bis 0,01 Gew.-%. Es ist bevorzugt, dass der Te-Gehalt 0,0005 bis 0,002 Gew.-% ist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 7:
Der Si-Gehalt ist 1,5 bis 3 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 3,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sb und Sn, der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% ist. Es ist wünschenswert, dass das elektromagnetische Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm aufweist. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 8:
Der Si-Gehalt ist 1,5 bis 3 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 3,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sb, der Sb-Gehalt ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Es ist bevorzugt, dass der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,005 Gew.-% ist.
Es ist wünschenswert, dass das elektromagnetische Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm hat. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 9:
Der Si-Gehalt ist 1,5 bis 3 Gew.-%, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 3,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sn, der Sn-Gehalt ist 0,002 bis 0,1 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Es ist bevorzugt, dass der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,01 Gew.-% ist. Es ist bevorzugt, dass das elektromagnetische Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm hat. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 10:
Der Si-Gehalt ist mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1,5 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 4,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sb und Sn, der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 11:
sDer Si-Gehalt ist mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1,5 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 4,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sb, der Sb-Gehalt ist 0,001 bis 0,05 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 12:
Der Si-Gehalt ist mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger, der Al-Gehalt ist 0,1 bis 1,5 Gew.-%, der Gehalt an Si + Al ist 4,5 Gew.-% oder weniger, das zumindest eine Element ist Sn, der Sn-Gehalt ist 0,002 bis 0,1 Gew.-%, und die Blechdicke ist 0,1 bis 0,35 mm. Der S-Gehalt ist vorzugsweise 0,0005 Gew.-% oder weniger.
Ferner stellt die vorliegende Erfindung ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech bereit, bestehend im Wesentlichen aus:
4 Gew.-% oder weniger Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen; und
300 ppm oder weniger Nitrid innerhalb eines Bereichs von 30 μm ab der Oberfläche des Blechs nach einem Abschluss-Anlassen ("finish-annealing").
Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs dar, umfassend die Schritte:

(a) Herstellen einer Platte bestehend aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 4 Gew.-% oder weniger Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 1,5 Gew.-% oder weniger Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, zumindest einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te, und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen;
(b) Heißwalzen der Platte unter Bildung eines heißgewalzten Blechs;
(c) Kaltwalzen des heißgewalzten Blechs unter Bildung eines kaltgewalzten Blechs und
(d) Abschluß-Anlassen ("finish-annealing") des kaltgewalzten Blechs.

In dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung kann das zumindest eine Element aus der Gruppe, bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb und 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn, ausgewählt werden.
Oder das zumindest eine Element kann aus der Gruppe, bestehend aus 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te ausgewählt sein.
In dem Verfahren zur Herstellung des nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gemäß der vorliegenden Erfindung sind bevorzugte Ausführungsformen wie folgt:
Bevorzugte Ausführungsform 1:
Die Platte besteht aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1 bis 4 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% oder weniger Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Das Abschluss-Anlassen umfasst Erhitzen des kaltgewalzten Blechs bei einer Aufheizrate von 40°C/s oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 2:
Die Platte besteht aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,03 bis 0,15 Gew.-% P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1 bis 3,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Das Abschluss-Anlassen umfasst kontinuierliches Erhitzen des kaltgewalzten Stahls in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr für eine Zeit von 30 s bis 5 min.
Bevorzugte Ausführungsform 3:
Die Platte besteht aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, weniger als 1,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% oder weniger Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Das Abschluss-Anlassen umfasst kontinuierliches Erhitzen des kaltgewalzten Blechs in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr für eine Zeit von 30 s bis 5 min.
Bevorzugte Ausführungsform 4:
Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst weiterhin den Schritt des Erhitzens bzw. Anlassens des heißgewalzten Blechs.
Die Platte besteht aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1,5 bis 4 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% oder weniger Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Das Anlassen des heißgewalzten Blechs umfasst Erhitzen des heißgewalzten Blechs in einer gemischten Atmosphäre aus Wasserstoff und Stickstoff bei einer Aufheizrate von 40°C/s oder weniger.
Bevorzugte Ausführungsform 5:
Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst außerdem den Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs.
Die Platte besteht aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,15 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1,5 bis 3,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% oder weniger Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Das Anlassen des heißgewalzten Blechs umfasst Erhitzen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 60% oder mehr über 1 bis 6 Stunden.
Bevorzugte Ausführungsform 6:
Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst außerdem den Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs.
Das Anlassen des heißgewalzten Blechs umfasst Erhitzen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr für 1 bis 5 Minuten.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
2 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
3 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
4 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
5 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem magnetischen Anlassen angibt.
6 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem magnetischen Anlassen angibt.
7 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem magnetischen Anlassen angibt.
8 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem magnetischen Anlassen angibt.
9 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Ti-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
10 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
11 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Se-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
12 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen in einem Stahlblech mit einer Dicke von 0,5 mm anzeigt.
13 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen in einem Blech mit einer Dicke von 0,35 mm angibt.
14 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
15 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
16 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
17 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen in einem Blech mit einer Dicke von 0,5 mm angibt.
18 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen in einem Blech mit einer Dicke von 0,35 mm angibt.
19 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen den S- und Sb-Gehalten und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
20 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
21 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
22 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem mittleren Kristallkorndurchmesser und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
23 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
24 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen den S- und Sb-Gehalten und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
25 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
26 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
27 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
28 ist ein Graph, der den Nitridgehalt innerhalb eines Bereichs von 30 μm ab der Stahloberfläche und magnetische Charakteristika nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
29 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
30 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
31 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Aufheizrate beim Abschluss-Anlassen und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
32 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
33 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der "Soaking"-Zeit bzw. Durchglühzeit für das Abschluss-Anlassen und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
34 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
35 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Durchglühzeit für das Abschluss-Anlassen und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
36 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
37 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Aufheizrate beim Erhitzen des heißgewalzten Blechs und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
38 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
39 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
40 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der "Soaking"-Zeit zum Anlassen eines heißgewalzten Blechs und dem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen angibt.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Ausführungsform 1:
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform ist, dass die Bildung von Nitriden unterdrückt werden kann, indem (Sb + Sn/2) in einer Menge von 0,001 bis 0,05 Gew.-% enthalten ist, wodurch der Eisenverlust gesenkt wird, und zwar auf der Basis der neuen Entdeckung, dass der Eisenverlust reduziert werden kann, selbst wenn der S-Gehalt auf eine Spurenmenge von 10 ppm oder weniger reduziert wird, da deutliche Nitridschichten an dem Oberflächenbereich, der eine Spurenmenge an S enthält, gebildet werden.
Folglich kann das vorstehend genannte Problem durch ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech gelöst werden, bestehend aus, in Gew.-%, 0,005% oder weniger C, 0,2% oder weniger P, 0,005% (einschließlich Null) oder weniger N, 4% oder weniger Si, 0,05 bis 1,0% Mn und 1,5% oder weniger Al zusätzlich zu 0,001% (einschließlich Null) S und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem wesentlichen Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Wenn der Gehalt an (Sb + Sn/2) auf den Bereich von 0,001 bis 0,005% eingestellt ist, kann der Eisenverlust deutlich verringert werden.
In der folgenden Beschreibung beziehen sich "%" und "ppm", die die Zusammensetzung des Stahls angeben, auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm".
(Verfahren der Erfindung und der Grund für die Begrenzung der Gehalte an S, Sb und Sn)
Zur Untersuchung des Effekts von S auf den Eisenverlust haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung einen Stahl mit der Zusammensetzung 0,0025% C, 2,85% Si, 0,20% Mn, 0,010% P, 0,31% Al und 0,0021% N bei einer Änderung des S-Gehalts von einer Spurenmenge bis 15 ppm im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden geglüht ("annealed"), worauf ein Kaltwalzen zu einer Blechdicke von 0,5 mm folgte. Das kaltgewalzte Blech wurde einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute unterworfen. Die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust-Wert W_15/50 der so erhaltenen Probe ist in 1 gezeigt (das Symbol x in 1). Magnetische Messungen wurden unter Verwendung des 25 cm-Epstein-Verfahrens durchgeführt.
1 zeigt, dass ein hoher Grad der Abnahme des Eisenverlusts erreicht wird, wenn der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger eingestellt wird, was anzeigt, dass ein kritischer Punkt um einen S-Gehalt von 10 ppm ist. Der Grund dafür ist, dass Körner durch Verringerung des S-Gehalts gut entwickelt sind. Daher wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger begrenzt.
Wenn der S-Gehalt allerdings unter 10 ppm gesenkt ist, wird die Abnahmegeschwindigkeit des Eisenverlusts so langsam, dass, selbst wenn eine Spurenmenge von Sn enthalten ist, der Eisenverlust nicht 2,4 W/kg oder weniger gemacht werden kann.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben angenommen, dass der Grund dafür, dass die Abnahme beim Eisenverlust in dem Material mit extrem niedrigem S-Gehalt abnimmt, auf unbekannten Gründen beruhen könnte und haben seine Textur unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Die Resultate zeigten, dass deutliche Nitridschichten an der Oberflächenschicht des Stahlblechs in dem Bereich mit einem Sn-Gehalt von 10 ppm oder weniger beobachtet wurden. Dagegen wurden wenig Nitridschichten in dem Bereich mit einem S-Gehalt von mehr als 10 ppm gefunden.
Der Grund für eine Beschleunigung der Nitridbildungsreaktion bei Abnahme im S-Gehalt kann wie folgt sein: Da S leicht an der Oberflächenschicht und an den Korngrenzen konzentriert wird, unterdrückt es eine Absorption von Stickstoff an der Oberflächenschicht des Blechs aus der Atmosphäre im S-Gehaltsbereich von mehr als 10 ppm, wodurch die Bildung von Nitridschichten verhindert wird. Im S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger ist andererseits der präventive Effekt für eine Stickstoffabsorption durch S so verschlechtert, dass Nitridschichten auf der Oberflächenschicht des Blechs gebildet werden.
Die Forscher vermuteten, dass die an der Oberfläche gebildete Nitridschicht ein Kristallkornwachstum verhindern könnte, wodurch eine Abnahme des Eisenverlustes unterdrückt würde.
Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass die Bildung der Nitridschicht unterdrückt werden könnte, während das Kristallkornwachstum begünstigt wird, und zwar unter Abnahme des Eisenverlusts, indem einige andere Elemente als S, die die Absorption von Stickstoff unterdrücken, enthalten sind. Als Resultat kollektiver Studien über diese Elemente wurde festgestellt, dass Sb wirksam ist.
Proben, die hergestellt wurden, indem die vorstehend genannte Probe, die mit dem Symbol x bezeichnet wurde, 40 ppm Sb enthalten gelassen wurde, wurden unter denselben Bedingungen getestet. Die Resultate sind in 1 mit dem Symbol o angegeben. Der Effekt von Sb zur Senkung des Eisenverlusts wird beschrieben. Obgleich der Eisenverlust nicht auf einen Wert in der Größenordnung von 0,02 bis 0,4 W/kg gesenkt werden konnte, indem Sb in der Probe, die mehr als 10 ppm S enthielt, enthalten gelassen wurde, wurde der Wert um etwa 0,2 W/kg im S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger reduziert, was den Eisenverlust verringernden Effekt, wenn der S-Gehalt klein ist, deutlich zeigt. Außerdem wurden in dieser Probe ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet. Dieses Resultat legt nahe, dass Sb an der Oberfläche des Blechs unter Unterdrückung einer Stickstoffabsorption konzentriert war, als Folge war der Eisenverlust verringert, da das Kornwachstum nicht gestört wurde.
Zum Zwecke der Untersuchung des optimalen Sb-Gehalts wurde ein Stahl mit einer unterschiedlichen Zusammensetzung aus 0,0026% C, 2,70% Si, 0,20% Mn, 0,020% P, 0,30% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit variierendem Gehalt an Sb von Spurenmenge bis 70 ppm im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre von 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden einem Anlassen unterzogen. Dann wurde das heißgewalzte Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, worauf ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute folgte. Die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und W_15/50 ist in 2 gezeigt.
2 zeigt, dass der Eisenverlust in dem Sb-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger verringert ist, wodurch ein Eisenverlustwert W_15/50 von 2,25 bis 2,35 W/kg erreicht wird, der bei herkömmlichen elektromagnetischen Blechen noch niemals erreicht worden ist. Wenn Sb weiter bis zu einem Sb-Gehalt von mehr als 50 ppm zugegeben wird, wird der Eisenverlust allerdings wieder erhöht. Allerdings bleibt die Zunahme von W_15/50 im Bereich von 2,25 bis 2,35 W/kg bis zu einem Sb-Gehalt von 700 ppm, ein Level, der bei herkömmlichen elektromagnetischen Blechen niemals erreicht wurde.
Um den Grund für die Eisenverlustzunahme in dem Sb-Gehaltsbereich von mehr als 50 ppm zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass, obgleich keine Textur von feinen Oberflächenkörnern beobachtet wurde, der mittlere Kristallkorndurchmesser etwas größer zu sein schien. Da Sb die Tendenz hat, sich an Korngrenzen abzuscheiden, wird angenommen, obgleich es nicht sicher ist, dass Kornwachstum durch einen Korngrenzenwiderstandseffekt von Sb unterdrückt wird.
Aus den obigen Gründen ist der Sb-Gehalt auf den Bereich von 10 ppm oder mehr beschränkt, unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm oder weniger. Allerdings ist es vorteilhaft, den Sb-Gehalt unter 50 ppm zu beschränken, wobei der Bereich von 20 bis 40 ppm aus dem oben beschriebenen Grund bevorzugter ist.
Unter der Annahme, dass derselbe Effekt durch Zugabe verschiedener Elemente erreicht werden könnte, führten die Forscher ein Experiment durch, das sich auf den Effekt von Sn konzentrierte.
Um den Effekt von S auf den Eisenverlust wie in den vorangehenden Experimenten zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0020% C, 2,85% Si, 0,18% Mn, 0,01% P, 0,30% Al, 0,0018% N und 0,0020% Ti mit variierendem Gehalt an S von einer Spurenmenge bis 15 ppm im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre von 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden angelassen. Dann wurde das Stahlblech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, anschließend folgte ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute. Die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und W_15/50 ist in 3 gezeigt (das Symbol x in 3). Die magnetische Messung wurde unter Verwendung der 25 cm-Epstein-Methode durchgeführt.
Aus 3 kann bestätigt werden, dass ein hoher Grad der Verringerung des Eisenverlustes bei einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger erreicht wird, was anzeigt, dass ein kritischer Punkt beim S-Gehalt bei etwa 10 ppm liegt. Die Abnahme beim Eisenverlust wird langsam, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, und der Eisenverlustwert kann nicht unter 2,4 W/kg gesenkt werden, selbst dann nicht, wenn eine Spurenmenge an S enthalten ist.
Proben, die hergestellt wurden, indem die vorherige Probe, die mit einem Symbol x gekennzeichnet ist, 60 ppm Sb enthalten gelassen wurde, wurden unter denselben Bedingungen getestet. Die Resultate sind in 3 mit dem Symbol o dargestellt. Der Effekt von Sn zur Senkung des Eisenverlustes wird erläutert. Während der Eisenverlust um nur 0,02 bis 0,04 W/kg abnimmt, wenn Sn der Probe mit einem S-Gehaltsbereich von nicht mehr als 10 ppm zugesetzt wird, war der Eisenverlust um etwa 0,2 W/kg im S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger verringert, was anzeigt, dass der Effekt von Sn zur Senkung des Eisenverlustes offensichtlich wird, wenn der S-Gehalt gering ist. Bei dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet. Dies bedeutet, dass Sn an der Oberfläche des Blechs durch Unterdrückung einer Stickstoffabsorption konzentriert ist; folglich war das Kristallkornwachstum nicht gestört, wodurch der Eisenverlust abnahm.
Um den optimalen Gehalt an Sn zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0025% C, 2,72% Si, 0,20% Mn, 0,020% P, 0,30% Al, 0,0002% S, 0,0020% N und 0,0010% Ti mit einem variierenden Gehalt an Sn von einer Spurenmenge bis 1400 ppm im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre von 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden angelassen. Dann wurde das Stahlblech zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, worauf ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute folgte. Die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt und W_15/50 ist in 4 gezeigt.
4 beweist, dass der Eisenverlust im Sn-Gehaltsbereich von 20 ppm oder mehr verringert ist, wodurch W_15/50 = 2,25 bis 2,35 W/kg erreicht wird; dies ist ein Level, der bei herkömmlichen elektromagnetischen Stählen niemals erreicht wurde. Während der Eisenverlust wieder ansteigt, wenn der Sn-Gehalt mehr als 100 ppm ist, kann der Wert von W_15/50 = 2,25 bis 2,35 W/kg, ein Wert der bei herkömmlichen elektromagnetischen Stählen niemals erreicht wurde, im Sn-Gehaltsbereich bis zu wenigstens 1400 ppm erreicht werden.
Um den Grund für die Eisenverlustzunahme in der Sn-Gehaltsregion von mehr als 100 ppm zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Die Resultate zeigten, dass, obgleich keine Oberflächenkorntextur beobachtet wurde, der mittlere Kristallkorndurchmesser etwas kleiner war. Da Sn die Tendenz hat, sich an Korngrenzen abzuscheiden, wird angenommen, obgleich dies nicht sicher ist, dass das Kornwachstum durch einen Korngrenzenwiderstandseffekt von Sn unterdrückt wird. Auch in dieser Probe wurden keine Nitridschichten beobachtet, und zwar ungeachtet des S-Gehalts, was der Unterdrückung der Stickstoffabsorption durch das konzentrierte Sn an der Oberflächenschicht des Bleches zugeschrieben werden kann.
Aus den obigen Gründen ist der Sn-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf den Bereich von 20 ppm oder mehr und unter wirtschaftlichem Gesichtspunkt von 1000 ppm oder weniger beschränkt. Allerdings ist es vorteilhaft, den Sn-Gehalt aus dem oben beschriebenen Grund unter 100 ppm zu beschränken, wobei der Bereich von 40 bis 80 ppm bevorzugter ist.
Die vorgenannten Resultate können auf das elektromagnetische Stahlblech hoher Qualität, das eine hohe Konzentration an Si enthält, d.h. 1% oder mehr Si, angewendet werden. In der Erwartung, dass der Eisenverlust durch dasselbe Verfahren wie oben beschrieben im elektromagnetischen Blech niedriger Qualität, das 1% oder weniger Si enthält, verringert sein könnte, haben wir das folgende Experiment durchgeführt.
Ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 0,21% Si, 0,55% Mn, 0,10% P, 0,27% Al und 0,001% N bei einer Änderung des S-Gehalts von einer Spurenmenge bis 15 ppm, wurde im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech kaltgewalzt und in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 750°C für 1 Minute einem Abschluss-Anlassen unterzogen, worauf ein magnetisches Anlassen in 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden folgte.
5 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt und dem Eisenverlust W_15/50 der erhaltenen Probe (das Symbol x in der Figur). Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks durchgeführt.
5 zeigt, dass der Eisenverlust W_15/50 4,3 W/kg oder weniger wird, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, was anzeigt, dass der Eisenverlust stark verringert ist. Wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wird andererseits die Abnahmegeschwindigkeit des Eisenverlustes langsam und erreicht schließlich nur einen Eisenverlustwert von 4,2 W/kg, selbst wenn der S-Gehalt weiter abgenommen hat. Dieselbe Tendenz wird beobachtet, wenn der S-Gehalt mehr als 1% ist.
Eine Probe, die 40 ppm Sb zusätzlich zu den Probenkomponenten, die vorher durch das Symbol x gekennzeichnet worden war, enthielt, wurde unter denselben Bedingungen wie oben beschrieben getestet. Die Resultate sind in 5 durch das Symbol o gezeigt.
Der Effekt von Sb zur Verringerung des Eisenverlustes wird nachfolgend erläutert. Während der Eisenverlust nur um 0,02 bis 0,04 W/kg verringert wird, indem Sb in die Probe mit einer S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm gegeben wird, wird der Eisenverlust um 0,20 W/kg verringert, indem Sb in die Probe mit einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger gegeben wird, was klar einen Eisenverlust senkenden Effekt von Sb anzeigt, wenn der S-Gehalt klein ist. In dieser Probe wurde ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschicht beobachtet, was als Resultat des konzentrierten Sb an der Oberfläche des Blechs unter Unterdrückung der Absorption von Stickstoff angesehen wird.
Zum Zweck der Untersuchung des Effektes eines optimalen Sb-Gehalts wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 0,20% Si, 0,50% Mn, 0,120% P, 0,25% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit einer Änderung des Sb-Gehalts von einer Spur bis zu 700 ppm im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Säurewaschen nach einem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt und einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 750°C für 1 Minute unterworfen, wonach ein magnetisches Anlassen in 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden folgte.
6 zeigt die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 6 ist zu erkennen, dass der Eisenverlust in der Sb-Region von 10 ppm oder mehr abnimmt, wodurch ein Eisenverlustwert W_15/50 von 4,0 W/kg oder weniger erreicht wird. Wenn allerdings Sb weiter bis zu einem Sb-Gehalt von mehr als 50 ppm zugesetzt wird, nimmt der Eisenverlust langsam mit Erhöhung des Sb-Gehalts ab.
Der Eisenverlust bleibt besser als solche des Stahl ohne Sb, selbst wenn der Sb-Gehalt bis zu 700 ppm erhöht wird.
Unter Berücksichtigung der oben beschriebenen Resultate sollte der Sb-Gehalt 10 ppm oder mehr sein, wobei seine Obergrenze unter dem wirtschaftlichen Gesichtspunkt 500 ppm ist. In Anbetracht des Eisenverlustes ist der Gehalt wünschenswerter Weise 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger bei einem wünschenswerten Bereich von 20 bis 40 ppm.
Die Forscher erwarteten, denselben Effekt durch Zusetzen von Sn wie im Fall des Zusatzes von Sb im magnetischen Blech niedriger Qualität mit einem Si-Gehalt von 1% oder weniger zu erhalten. Daher wurde das folgende Experiment durchgeführt.
Um den Effekt des S-Gehalts auf den Eisenverlust zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0020% C, 0,25% Si, 0,55% Mn, 0,11% P, 0,25% Al und 0,0018% N mit einer Änderung des S-Gehalts von einer Spur bis 15 ppm im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt und einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 750°C für 1 Minute unterzogen, gefolgt von einem magnetischen Anlassen in 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden.
7 zeigt die Relation zwischen dem S-Gehalt in der erhaltenen Probe und dem Eisenverlustwert W_15/50 (das Symbol x in der Figur). Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks durchgeführt.
Aus 7 ist zu ersehen, dass, während der Eisenverlust W_15/50 stark auf 4,3 W/kg wie in der vorangehenden Probe im S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger reduziert ist, die Abnahme beim Eisenverlust langsam wird, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wobei er nur bis 4,2 W/kg reicht, selbst wenn der S-Gehalt weiter gesenkt wird.
Eine Probe, die 80 ppm Sn zusätzlich zu den Probenkomponenten, die vorher durch ein Symbol x gekennzeichnet waren, enthielt, wurde unter denselben Bedingungen wie oben beschrieben getestet. Die Resultate sind in 7 durch das Symbol o gezeigt. Der Effekt von Sn zur Senkung des Eisenverlust wird nun beschrieben. Während der Eisenverlust nur um 0,02 bis 0,04 W/kg durch Zugabe von Sn in der Probe mit einem S-Gehalt von mehr als 10 ppm gesenkt wird, wird der Eisenverlust um 0,20 bis 0,30 W/kg gesenkt, indem Sn der Probe mit einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger zugesetzt wird, wodurch der den Eisenverlust verringernde Effekt von Sb, wenn der S-Gehalt klein ist, klar gezeigt wird. In dieser Probe wurde ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschicht beobachtet, was als Resultat von konzentriertem Sn an der Oberflächenschicht des Blechs unter Unterdrückung einer Absorption von Stickstoff angesehen wird.
Zum Zwecke der Untersuchung des optimalen Sn-Gehalts wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0021% C, 0,25% Si, 0,52% Mn, 0,100% P, 0,26% Al, 0,0003% S und 0,0015% N mit einer Änderung des Sn-Gehalts von einer Spurenmenge bis 1300 ppm im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt und in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 750°C für 1 Minute einem Abschluss-Anlassen unterzogen, gefolgt von einem magnetischen Anlassen in 100% N₂ bei 750°C für 3 Stunden.
8 zeigt die Relation zwischen dem Sn-Gehalt in der so erhaltenen Probe und W_15/50.
8 legt nahe, dass der Eisenverlust in dem Sn-Gehaltsbereich von 20 ppm oder mehr abnimmt, wobei ein Eisenverlustwert W_15/50 von 4,0 W/kg oder weniger erreicht wird. Wenn Sn weiter bis zu einem Sn-Gehalt von mehr als 100 ppm zugegeben wird, nimmt allerdings der Eisenverlust wieder langsam zu.
Der Eisenverlust bleibt besser als der eines Stahls ohne Sn, selbst wenn Sn bis zu 1300 ppm enthalten ist.
Aus den oben genannten Gründen wird die Obergrenze des Sn-Gehalts mit 1000 ppm bestimmt, und unter wirtschaftlichem Gesichtspunkt wird die Obergrenze auf 500 ppm begrenzt. Allerdings ist es vorteilhaft, den Sn-Gehalt unter 100 ppm zu begrenzen, wobei der Bereich von 40 bis 80 ppm bevorzugter ist, um einen niedrigen Eisenverlustwert zu erhalten.
Die Differenz der Effekte auf den Eisenverlust bei Sn und Sb kann wie folgt verstanden werden.
Da Sn einen kleineren Sedimentationskoeffizienten als Sb hat, wird ein Sn-Gehalt gefordert, der das etwa 2-Fache des Gehalts an Sn ist. Folglich wird der Eisenverlust durch Zugabe von 20 ppm oder mehr an Sn verringert. Andererseits ist auch die Zusatzmenge von Sn, die den Eisenverlust durch den Widerstandseffekt infolge der Korngrenzensedimentation von Sn ansteigen lässt, das etwa 2-Fache der Menge an Sb, da es Sn einen kleineren Sedimentationskoeffizienten als Sb hat.
Wie vorher beschrieben wurde, ist der Mechanismus, durch welchen die Nitridbildung unterdrückt wird, zwischen Sb und Sn identisch.
Folglich weist eine gleichzeitige Zugabe von Sb und Sn eine Suppressionswirkung für die Nitridbildung auf. Allerdings wird für Sn die zweifache Menge der Menge an Sb benötigt, um denselben Effekt wie Sb zu zeigen.
In der vorliegenden Erfindung werden Sb und Sn in derselben Gruppe klassifiziert und die Menge an (Sb + Sn/2) ist auf den Bereich von 0,001 bis 0,05% begrenzt. Der bevorzugtere Bereich für (Sb + Sn/2) ist auf den Bereich von 0,001 bis 0,005% beschränkt.
(Der Grund, warum die anderen anderen Komponenten limitiert werden)
Der Grund, warum die anderen Komponenten limitiert werden, wird im Folgenden beschrieben.
C: Der Gehalt an C ist wegen des Problems der magnetischen Alterung auf 0,005% oder weniger begrenzt.
P: Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzeigenschaften des Blechs erforderlich ist, ist sein Gehalt auf 0,2% oder weniger begrenzt, da ein Zusatz von mehr als 0,2% das Blech brüchig macht.
N: Da eine große Menge an N eine Menge an AlN präzipitieren lässt, was den Eisenverlust erhöht, ist sein Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Si: Obgleich Si ein essentielles Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, neigt die magnetische Flussdichte dazu, mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abzunehmen, wenn sein Gehalt 4,0% übersteigt. Daher ist die Obergrenze für seinen Gehalt 4,0%.
Mn: Mehr als 0,05% Mn sind notwendig, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da allerdings die magnetische Flussdichte bei einem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert ist, wird sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% begrenzt.
Al: Obgleich Al wie Si ein essentielles Element für die Erhöhung des Eigenwiderstands ist, bewirkt eine Menge von über 1,5% eine Abnahme bei der magnetischen Flussdichte zusammen mit der Abnahme bei der Sättigung der magnetischen Flussdichte. Daher ist die Obergrenze 1,5%. Die Untergrenze ist 0,1%, da, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist, die Korngröße von AlN so fein wird, dass das Kornwachstum verschlechtert wird.
(Herstellungsverfahren)
Zur Herstellung des nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung herkömmliche Verfahren angewendet werden, vorausgesetzt, dass die beanspruchte Zusammensetzung eingehalten wird. Der in einem Konverter geläuterte geschmolzene Stahl wird entgast, um ihn auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, worauf er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen wird. Die Endbehandlungstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, sondern zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs kann ein normaler Temperaturbereich angewendet werden. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist, obgleich er nicht verboten ist, nicht essentiell. Nach Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem Zwischenglühen, das dazwischen geschaltet ist, kann das Stahlblech einem Abschluss-Anlassen unterzogen werden.
Beispiel
(Beispiel 1)
Durch Verwendung eines Stahls mit einem Si-Gehalt von 1% oder weniger, wie in Tabelle gezeigt, wurde der Stahl einem Gießen nach Einstellung desselben auf eine gegebene Zusammensetzung durch Anwenden einer Entgasungsbehandlung nach Läutern im Konverter unterzogen. Der Stahl wurde nach Erhitzen der Platten für 1 Stunde bei einer Temperatur von 1160°C zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt. Die Endbehandlungstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen waren 800°C bzw. 670°C. Dann wurde dieses heißgewalzte Blech mit einer Säurelösung gewaschen und nach einem Kaltwalzen zu einer Blechdicke von 0,5 mm wurde das Blech einem Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ unter Abschluss-Anlassbedingungen, wie sie in Tabelle 1 gezeigt sind, unterworfen. Abschließend wurde ein magnetisches Anlassen in einer Atmosphäre von 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden auf das Blech angewendet.
Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks ((L + C)/2) durchgeführt. Die magnetischen Charakteristika (Eisenverlust W_15/50 und die magnetische Flussdichte B₅₀) sind zusammen in Tabelle 1 aufgeführt.
Nr. 1 bis Nr. 17 in Tabelle 1 sind erfindungsgemäße Beispiele, in denen der Si-Gehalt in der Größenordnung 0,25% liegt. Nr. 22 bis Nr. 27 sind die erfindungsgemäßen Beispiele, in denen der Si-Gehalt in der Größenordnung von 0,75% liegt. Der Eisenverlust W_15/50 ist in jedem Beispiel weit geringer als der Wert von 4,2 W/kg, das ein Level ist, der in herkömmlichen Blechen als schwierig zu erreichen angesehen wird. Die Werte sind 3,94 bis 4,05 W/kg und 3,36 bis 3,45 W/kg in den Proben, die Si in der Größenordnung von 0,25% bzw. 0,75% enthalten.
Die magnetische Flussdichte B₅₀ zeigt einen hohen Level von 1,76 T und 1,73 T in den Stählen mit einem Si-Gehalt in der Größenordnung von 0,25% bzw. 0,75%.
Andererseits liegen die Gehalte an S und (Sb + Sn/2) in der Probe von Nr. 18 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Der S-Gehalt in Nr. 19 und Nr. 20 und der (Sb + Sn/2)-Gehalt in Nr. 21 liegen auch außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Folglich ist der Eisenverlust W_15/50 in allen Fällen hoch.
Sowohl der Gehalt an S als auch an (Sb + Sn/2) in der Probe Nr. 28, die einen Si-Level von 75% hat, liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Der S-Gehalt in der Probe Nr. 29 und der (Sb + Sn/2)-Gehalt in der Probe Nr. 30 liegen ebenfalls außerhalb des Bereichs der Erfindung. Folglich ist ihr Eisenverlust W_15/50 höher als der der erfindungsgemäßen Proben, die denselben Level des Si-Gehalts haben.
Wie aus diesen Beispielen und Vergleichsbeispielen klar wird, kann ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Stahlblech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust nach dem magnetischen Anlassen bzw. magnetischen Ausglühen ohne Abnahme der magnetischen Flussdichte erhalten werden, wenn die Zusammensetzung des Stahlblechs auf die S- und (Sb + Sn/2)-Gehaltslevel gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der Erfindung kontrolliert wird.
(Beispiel 2)
Ein Stahl wurde in einem Konverter geläutert, gefolgt von einem Entgasen, und dann einem Gießen nach Einstellung auf vorgeschriebene Zusammensetzungen, die in 2 und 3 dargestellt sind, unterzogen. Die Platte wurde für 1 Stunde auf 1200°C erhitzt und zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt, wodurch ein Stahlblech erhalten wurde, das 1% Si enthielt. Die Endbearbeitungstemperatur des Heißwalzens war 800°C. Die "Coiling"-Temperaturen des Heißwalzens waren 650°C und 550°C für die Stahlbleche Nr. 31 bis 40 bzw. Nr. 41 bis 72. Die Bleche Nr. 41 bis Nr. 72 wurden unter den in Tabelle 2 und Tabelle 3 angegebenen Bedingungen heißgewalzt. Die Atmosphäre zum Anlassen des heißgewalzten Blechs waren 75 H₂–25% N₂. Das heißgewalzte Blech wurde mit einer Säurelösung gewaschen und dann zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, schließlich einem Abschluss-Anlassen unter den in Tabelle 2 und 3 gezeigten Bedingungen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ unterworfen.
Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks ((L + C)/2) durchgeführt. Die magnetischen Eigenschaften (Eisenverlust W_15/50 und magnetische Flussdichte B₅₀) jedes Stahlblechs sind auch in Tabelle 2 und Tabelle 3 gezeigt.
Von den in Tabelle 2 gezeigten Blechen waren die Si-Gehalte von Nr. 31 bis Nr. 40 auf einem Level von 1,05%, während die Si-Gehalte von Nr. 41 bis Nr. 48 auf einem Level von 1,85 waren. Die Eisenverlustwerte der Bleche Nr. 31 bis Nr. 37 und Nr. 41 bis Nr. 46 gemäß der vorliegenden Erfindung mit den oben beschriebenen Si-Leveln waren niedriger als die Eisenverlustwerte des Stahlblechs, das nicht zur vorliegenden Erfindung gehört. Die S- und (Sb + Sn/2)-Gehalte der Bleche Nr. 38 und Nr. 47, der S-Gehalt des Stahlblechs Nr. 39 und der (Sb + Sn/2)-Gehalt der Bleche Nr. 40 und Nr. 48 waren außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, zeigten einen höheren Eisenverlust W_15/50 als die Bleche mit den selben Si-Leveln.
Tabelle 3 zeigt die experimentellen Resultate der Stähle mit Si-Leveln von 2,5 bis 3,0%, deren Gehalte identisch mit denen in Tabelle 2 sind. Nr. 49 bis 63 entsprechen den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung, die niedrigere Eisenverlust-Werte zeigen als die anderen Stähle. Die S- und (Sb + Sn/2)-Gehalte von Nr. 64, der S-Gehalt der Nr. 65 und der (Sb + Sn)-Gehalt von Nr. 66 und Nr. 67 lagen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, zeigten höhere Eisenverlustwerte W_15/50 als die Stähle der vorliegenden Erfindung mit demselben Si-Level.
Da der Stahl Nr. 68 einen höheren Level an C als der Level der vorliegenden Erfindung enthält, hat er nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern beinhaltet auch das Problem der magnetischen Alterung.
Da der Mn-Gehalt des Stahls Nr. 69 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, hat er nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern auch eine niedrigere magnetische Flussdichte B₅₀.
Der Eisenverlust W_15/50 des Stahls Nr. 70 ist erniedrigt, während die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig ist, da der Al-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.
Da der N-Gehalt von Nr. 71 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, wird der Eisenverlust W_15/50 hoch.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 auf einen niedrigeren Level gedrückt ist, wird seine magnetische Flussdichte B₅₀ klein, da der Si-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.
Wenn der Si-Gehalt über 1% ist und innerhalb der Si-Level gemäß der vorliegenden Erfindung liegt, bleibt der Eisenverlustwert des Stahlblechs niedrig, ohne dass die magnetische Flussdichte verringert ist, vorausgesetzt, dass die Gehalte an anderen Komponenten innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Zum Zwecke der Untersuchung der stabilen Produktivität des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0025% C, 2,85% Si, 0,20% Mn, 0,01% P, 0,31% Al, 0,0021% N, 0,0003% S und 40 ppm Sb geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen. Das heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre von 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht bzw. angelassen. Dann wurde das heißgewalzte Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute. Das Resultat gibt an, dass die Eisenverlustwerte zwischen 2,2 bis 2,6 W/kg breit verteilt waren.
Um die Gründe für das obige Resultat zu untersuchen, wurde eine dünne Folie aus der Probe nach dem Abschluss-Anlassen hergestellt, um sie durch ein TEM zu betrachten. Während bei der Probe mit geringem Eisenverlust keine feinen Präzipitate beobachtet wurden, wurden TiN-Körner mit einer Korngröße von etwa 50 nm in der Probe mit hohem Eisenverlust beobachtet. Dieses Resultat zeigt, dass die Ursache für die Dispersion beim Eisenverlust in der Präzipitation von feinen TiN-Körnern liegen könnte.
Um den Effekt von Ti auf das Kornwachstum zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0015% C, 2,87% Si, 0,20% Mn, 0,01% P, 0,31% Al, 0,0021% N, 0,0003% S und 40 ppm Sb mit einer variierenden Menge an Ti im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden einem Ausglühen bzw. Anlassen unterworfen. Nach einem Kaltenwalzen zu einer Blechdicke von 0,5 mm wurde das Blech einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 25% H₂–75% N₂ bei 900°C für 1 Minute unterworfen. 9 zeigt die Beziehung zwischen dem Ti-Gehalt in der Probe und dem Eisenverlust W_15/50 nach dem Abschluss-Anlassen.
Es kann aus 9 erkannt werden, dass der Eisenverlust W_15/50 2,35 W/kg oder weniger wird, wenn der Ti-Gehalt 50 ppm oder weniger ist, was anzeigt, dass Stähle mit einem stabilen Eisenverlust erhalten werden können.
Folglich wird der Ti-Gehalt auf 50 ppm oder weniger, bevorzugter auf 20 ppm oder weniger, limitiert.
Tabelle 4
Ausführungsform 2:
Der kritische Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist der, dass in Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, der Eisenverlust des nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs in großem Umfang reduziert werden kann, indem entweder Se oder Te oder beide in einem Bereich der Gesamtkonzentration von 0,0005 bis 0,01% enthalten sind.
Das vorstehende Problem kann durch ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit einem niedrigen Eisenverlust gelöst werden, das dadurch charakterisiert ist, dass es in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 4,0% oder weniger Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S und 0,0005 bis 0,01% wenigstens eines Elements, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se und Te, und einen Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält.
Ein niedriger Eisenverlustwert kann erhalten werden, indem der Gehalt an dem wenigstens einen Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Se und Te, auf 0,0005 bis 0,002% begrenzt wird.
(Verfahren der Erfindung)
Die Forscher der vorliegenden Erfindung untersuchten die genauen Gründen für die Inhibierung der Eisenverlustabnahme in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält. Aus dem Resultat wurde klar, dass erkennbare Nitridschichten an der Oberflächenschicht des Stahls gebildet wurden, was anzeigt, dass diese Nitridschicht eine Verringerung des Eisenverlustes stört.
Folglich haben die Forscher das Verfahren zur weiteren Verringerung des Eisenverlustes durch Unterdrücken der Nitridbildung intensiv untersucht, wobei sie feststellten, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, in großem Umfang durch Zugabe wenigstens eines Elements, das aus der Gruppe, bestehend aus Se und Te, ausgewählt wird, in einer Menge von 0,0005 bis 0,01% gesenkt werden kann.
(Der Grund, warum die Gehalte an S, Se und Te begrenzt werden)
Die vorliegende Erfindung wird unter Bezugnahme auf die experimentellen Resultate detaillierter beschrieben.
Zur Untersuchung des Effektes von S auf den Eisenverlust wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0025% C, 2,85% Si, 0,20% Mn, 0,01% P und 0,31% Al mit einer variierenden Menge an S von einer Spur bis 15 ppm im Labor geschmolzen, anschließend nach dem Heißwalzen mit einer Säurelösung gewaschen. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden angelassen bzw. geglüht. Das Blech wurde dann zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 1 Minute.
10 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 (das Symbol x in der Figur). Aus 10 ist zu ersehen, dass eine große Abnahme beim Eisenverlust, d.h. W_15/50 = 2,5 W/kg, erzielt wurde, wenn der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger eingestellt wurde. Der Grund ist, dass die Körner sich durch Verringerung des S-Gehalts gut entwickeln konnten.
Aus dem obigen Grund wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger, wünschenswerter Weise auf 5 ppm oder weniger, limitiert.
Wenn allerdings der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger verringert wurde, wird die Verringerungsrate des Eisenverlustes so langsam, dass ihr Wert schließlich nur 2,4 W/kg erreicht, selbst wenn der S-Gehalt weiter gesenkt wird.
Die Forscher gehen davon aus, dass der Grund, warum die Abnahme des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, inhibiert ist, andere unbekannte Ursachen als MnS haben kann und beobachteten das Gewebe unter einem optischen Mikroskop unter Feststellung deutlicher Nitridschichten an der Stahloberflächenschicht im S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger. Dagegen wurden die Nitridschichten in der Probe mit dem S-Gehalt von mehr als 10 ppm selten gefunden. Es wird angenommen, dass diese Nitridschicht zur Zeit des Ausglühens bzw. Anlassens gebildet wird und führten ein Abschluss-Anlassen des heißgewalzten Blechs in einer Stickstoffatmosphäre durch.
Der Grund, warum die Nitrid-Bildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts beschleunigt wird, kann der folgende sein:
Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und den Korngrenzen konzentriert werden kann, ist die S-Konzentration an der Oberfläche des Blechs im S-Gehaltsbereich von mehr als 10 ppm hoch, wodurch die Absorption von Stickstoff zur Zeit des Anlassens und des Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs unterdrückt wird. Der unterdrückende Effekt für die Stickstoffabsorption durch S ist andererseits auf den S-Gehaltsbereich von 10 ppm oder weniger reduziert.
Die Forscher gehen davon aus, dass die vorstechende Nitridschicht in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, das Kristalkornwachstum an der Oberflächenschicht des Blechs behindern könnte, wodurch eine Abnahme beim Eisenverlust unterdrückt wird. Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass der Eisenverlust in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, weiter verringert werden könnte, wenn Elemente, die fähig sind, die Stickstoffabsorption zu unterdrücken und nicht fähig sind, das Kornwachstum in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, zu inhibieren, in dem Material vorliegen gelassen werden. Als Resultat intensiver Studien stellten wir fest, dass eine Spurenmenge an Se wirksam ist.
Die Probe, in der 10 ppm Se zusätzlich zu den Komponenten der vorherigen Probe, die durch das Symbol x gekennzeichnet ist, zugesetzt wurde, wurde unter denselben Bedingungen, wie sie oben beschrieben wurden, getestet. Die Resultate sind in 10 gezeigt. Nachfolgend wird der Effekt von Se zur Senkung des Eisenverlusts erläutert. Während der Eisenverlust nur um 0,02 bis 0,04 W/kg durch Zusatz von Se in der Probe, die mehr als 10 ppm S enthält, verringert wird, wird der Eisenverlust um etwa 0,20 W/kg durch Zusatz von Se in der Probe, die 10 ppm oder weniger S enthält, verringert. Demnach wird der Effekt von Se zur Senkung des Eisenverlustes deutlich, wenn der S-Gehalt klein ist.
In dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet. Der Grund ist, dass Se an der Oberflächenschicht des Blechs unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption konzentriert ist.
Um die optimale Menge des Se-Zusatzes zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,70% Si, 0,20% Mn, 0,020% P, 0,30% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit einer variierenden Konzentration an Se im Bereich von Spurenmenge bis 130 ppm im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre aus 75% H₂–15% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Dann wurde das Blech zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 1 Minute.
11 zeigt die Beziehung zwischen dem Se-Gehalt und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 11 wird klar, dass der Eisenverlust im Bereich einer Se-Zugabe von 5 ppm oder mehr abnimmt, wobei ein W_15/50-Wert von 2,25 W/kg erreicht wird, was ein Wert ist, der bei dem herkömmlichen elektromagnetischen Blech mit einem (Si + Al)-Gehalt von 3 bis 3,5% niemals erreicht wurde. Es wird auch klar, dass der Eisenverlust beginnt, wieder anzuzeigen, wenn Se bis zu einem Gehalt von mehr als 20 ppm weiter zugesetzt wird.
Zum Zweck der Untersuchung des Grundes, warum der Eisenverlust in dem Bereich von Se > 20 ppm erhöht ist, wurde die Probe unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass, obgleich keine feinkörnige Textur in der Oberflächenschicht gefunden wurde, die mittlere Kristallkorngröße etwas kleiner war. Der Grund ist, wenn er auch nicht sicher ist, dass das Kornwachstum in Folge eines Korngrenzenwiderstandseffekts von Se verschlechtert war, da Se sich leicht an den Korngrenzen absetzt.
Wenn Se bis zu 130 ppm zugesetzt wird, ist der Eisenverlust-Wert niedriger als der Wert des Stahls, der kein Se enthält. Folglich wird der Se-Gehalt auf 5 ppm oder mehr eingestellt, und seine Obergrenze wird unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten mit 100 ppm definiert. Der wünschenswerte Gehalt ist 5 ppm oder mehr und 20 ppm oder weniger, um den Eisenverlustwert niedrig zu halten.
Derselbe Effekt zur Verringerung des Eisenverlustes wurde auch beobachtet, wenn Te zugesetzt wurde. Daher ist die Zusatzmenge von Te, wie bei Se, auf 5 ppm oder mehr begrenzt, wobei die Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten 100 ppm ist. Der wünschenswerte Gehalt ist 5 ppm oder mehr und 20 ppm oder weniger, um den Eisenverlustwert niedrig zu halten.
Ähnliche Effekte einer gleichzeitigen Zugabe von Se und Te wurden auch bestätigt. Folglich wurde die kombinierte Zugabemenge an Se und Te auf 5 ppm oder mehr begrenzt, wobei die Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten 100 ppm ist. Der wünschenswerte Gehalt ist 5 ppm oder mehr und 20 ppm oder weniger, um den Eisenverlust niedrig zu halten.
(Der Grund, warum die Gehalte an deren anderen Komponenten begrenzt werden)
Der Grund wird nachfolgend beschrieben.
C: Der C-Gehalt wurde wegen der magnetischen Alterung auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Si: Obgleich Si ein wirksames Element zur Verstärkung des Eigenwiderstands ist, wird die magnetische Flussdichte mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert, wenn der Gehalt 4,0% übersteigt. Daher wurde die Obergrenze mit 4,0% festgelegt.
Mn: Obgleich 0,05% oder mehr Mn zur Verhinderung der Rotsprödigkeit beim Heißwalzen erforderlich ist, wird die magnetische Flussdichte verringert, wenn der Gehalt 1,0% oder mehr ist. Folglich ist der Mn-Gehalt auf den Bereich von 0,05 bis 1,0% begrenzt.
P: P ist ein essentielles Element zur Verbesserung der Stanzeigenschaften. Da allerdings das Blech brüchig wird, wenn Mn über 0,2% zugesetzt wird, ist der Gehalt auf 0,2% oder weniger begrenzt.
N: Wenn N in einer großen Menge enthalten ist, wird eine Menge an AlN unter Erhöhung des Eisenverlustes präzipitiert. Daher wird der Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Al: Während Al zur Erhöhung des Eigenwiderstands essentiell ist, bewirkt ein Gehalt von mehr als 1,0%, dass die magnetische Flussdichte mit der Verringerung der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt. Daher wurde die Obergrenze mit 1,0% festgelegt. Die Untergrenze wurde mit 0,1% festgelegt, da feine AlN-Körner unter Verschlechterung des Kristallkornwachstum gebildet werden, wenn der Gehalt weniger als 0,1% ist.
(Herstellungsverfahren)
Herkömmliche Verfahren zur Herstellung des nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung angewendet werden, vorausgesetzt, die Gehalte von S, Se und Te sind in einem gegebenen Bereich. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung eingestellt zu werden, worauf er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen wird. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen ist nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, sie kann aber in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist, obgleich es nicht verboten ist, nicht essentiell. Nach Formung des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch ein Kaltwalzen oder durch zweimaliges oder mehrmaliges Kaltwalzen mit einem dazwischen geschalteten Ausglühen bzw. Anlassen, wird das Stahlblech einem Abschluss-Anlassen unterworfen.
Beispiel
Es wurde ein in Tabelle 5 aufgelisteter Stahl verwendet, der Stahl wurde einem Gießen nach Einstellung auf eine gegebene Zusammensetzung durch Anwendung einer Entgasungsbehandlung nach Läutern im Konverter unterworfen. Der Stahl wurde nach Erhitzen der Platte bei einer Temperatur von 1200°C für 1 Stunde zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt. Die Abschlusstemperatur des heißgewalzten Stahls war 800°C, während die "Coiling"-Temperatur für das Blech Nr. 1 bis Nr. 6 800°C und für die anderen Bleche 550°C war. Ausglühbehandlungen bzw. Anlassbehandlungen des heißgewalzten Blechs unter den in Tabelle 6 aufgelisteten Bedingungen wurden auf die Stahlbleche Nr. 7 bis 35 angewendet. Die Bleche wurden zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, anschließend unter den in Tabelle 6 aufgelisteten Bedingungen für ein Abschluss-Anlassen einem Anlassen unterworfen. Die Bleche mit den selben Nummern in Tabelle 5 und 6 entsprechen demselben Blech. Die Atmosphäre des Anlassens bzw. Ausglühens des heißgewalzten Blechs und die Atmosphäre des Abschluss-Anlassens warne 75% H₂–25% N₂ bzw. 10% H₂–90% N₂.
Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung von 25 cm-Epstein-Teststücken gemessen. Die magnetischen Eigenschaften jedes Stahlblechs sind auch in Tabelle 6 angegeben.
Die Si-Level der Proben Nr. 1 bis Nr. 6, Nr. 7 bis 11 und Nr. 12 bis 35 sind 1,0 bis 1,1%, 1,8 bis 1,9% bzw. 2,7 bis 3,0% (mit einer geringen Anzahl von Ausnahmen). Wenn die Proben mit demselben Level des Si-Gehalts miteinander verglichen werden, wird es klar, dass das Blech gemäß der Erfindung einen geringeren Eisenverlust W_15/50 als die Vergleichsstähle hat.
Die obigen Resultate zeigen, dass ein Blech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust nach dem Abschnitt-Anlassen erhalten werden kann, wenn die Gehalte an S, Se und Se in der Zusammensetzung des Blechs gemäß der vorliegenden Erfindung kontrolliert werden.
Die S- und (Se + Te)-Gehalte im Blech Nr. 4, der S-Gehalt im Blech Nr. 5 und der (Se + Te)-Gehalt im Stahl Nr. 6 liegen alle außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Daher sind ihre Eisenverlustwerte W_15/50 hoch.
In ähnlicher Weise sind die S- und (Se + Te)-Gehalte im Blech Nr. 10, der (Se + Te)-Gehalt im Blech Nr. 11 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, was hohe Eisenverlustwerte W_15/50 anzeigt.
Darüber hinaus liegen die S- und (Se + Te)-Gehalte im Blech Nr. 27, der S-Gehalt im Blech Nr. 28 und der (Se + Te)-Gehalt im Blech Nr. 29 und 30 alle außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Daher sind ihre Eisenverlustwerte W_15/50 hoch.
Das Blech Nr. 31 hat ein Problem bei der magnetischen Alterung, da der C-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Das Blech Nr. 32 hat einen niedrigen Eisenverlust W_15/50, allerdings ist die magnetische Flussdichte klein, da der Si-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Die magnetische Flussdichte B₅₀ des Blechs Nr. 33 ist klein, da der Mn-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Das Blech Nr. 34 hat einen niedrigen Eisenverlust W_15/50, allerdings ist die magnetische Flussdichte klein, da der Al-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Das Blech Nr. 35 hat einen großen Eisenverlust W_15/50, da der N-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Tabelle 5
Ausführungsform 3
Der kritische Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist es, ein elektromagnetisches Blech mit einer hohen magnetischen Flussdichte und einem geringen Eisenverlust in einem weiten Frequenzbereich, der bei Motoren von Elektroautos verlangt wird, zu erhalten, indem die Dicke eines Blechs, in dem der S-Gehalt auf 0,001% oder weniger eingestellt ist, und eine gegebene Menge an Sb oder Sn zugesetzt ist, auf 0,1 bis 0,35 mm eingestellt wird.
Das oben beschriebene Problem kann durch ein elektromagnetisches Blech mit einer Dicke von 0,1 bis 0,35 mm gelöst werden, das in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,0% Si, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N und 0,1 bis 1,0% Al, 3,5% oder weniger (Si + Al), 0,001% oder weniger S (einschließlich Null) und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält.
Außerdem können niedrigere Eisenverlustwerte auch erhalten werden, indem der (Sb + Sn/2)-Gehalt auf den Bereich von 0,001 bis 0,005% begrenzt wird.
In der folgenden Beschreibung bezieht sich "%" bei Darstellung der Zusammensetzung des Stahls auf "Gew.-%" und "ppm" bezieht sich auf "Gew.-ppm".
(Verfahren der Erfindung)
Um den Effekt des S-Gehalts auf den Eisenverlust zu untersuchen, schmolzen die Forscher der vorliegenden Erfindung zuerst einen Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,80% Si, 0,21% Mn, 0,01% P, 0,32% Al und 0,0015% N mit einer variierenden Menge an S von einer Spurenmengen bis 15 ppm im Labor im Vakuum, gefolgt von einem Ausglühen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden nach einem Heißwalzen und Waschen mit einer Säurelösung.
Anschließend wurde dieses heißgewalzte und ausgeglühte bzw. angelassene Blech zu einer Blechdicke von 0,5 und 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten. Die magnetischen Eigenschaften wurden durch ein 25 cm-Epstein-Verfahren gemessen.
Da in einem Elektroauto bei einer Niederfrequenzregion von etwa 50 Hz ein hohes Drehmoment erforderlich ist, wird das Blech mit etwa 1,5 T magnetisiert. Bei einer Hochfrequenzregion von etwa 400 Hz ist kein so hohes Drehmoment erforderlich, so dass das Blech mit etwa 1,0 T magnetisiert werden kann. Daher wurde der Eisenverlust W_15/50, wenn das Blech auf 1,5 T magnetisiert war, bei einer Frequenz von 50 Hz beurteilt, während der Eisenverlust W_15/50 wenn auf 1,0 T magnetisiert wurde, zur Beurteilung bei einer Frequenz von 400 Hz verwendet wurde. 12 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt eines Materials mit einer Dicke von 0,5 mm und dem Eisenverlust W_15/50.
12 zeigt, dass der Eisenverlust W_15/50 bei 50 Hz in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm stark verringert ist, wenn der S-Gehalt weniger als 10 ppm ist.
Der Eisenverlust W_15/50 bei 400 Hz ist dagegen stark erhöht, wenn der S-Gehalt erniedrigt ist. Um den Grund für diese Eisenverluständerungen, die mit der Abnahme des S-Gehalts verbunden sind, zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigt, dass die Kristallkörner gröber waren, wenn der S-Gehalt 0,001% oder weniger war. Der Grund ist wahrscheinlich, dass der Gehalt an MnS im Stahl vermindert war.
Aus dieser Texturänderung kann die Abhängigkeit des Eisenverlusts bei Frequenzen von 50 Hz und 400 Hz vom S-Gehalt wie folgt verstanden werden:
Im Allgemeinen wird der Eisenverlust in zwei Kategorien Hystereseverlust und Wirbelstromverlust eingeteilt. Es ist bekannt, dass der Hystereseverlust verringert wird, während der Wirbelstromverlust erhöht wird, wenn der Kristallkorndurchmesser zunimmt. Da der Hystereseverlust bei einer Frequenz von 50 Hz ein beherrschender Faktor ist, wird eine Abnahme beim S-Gehalt und ein damit verbundenes Groberwerden von Kristallkörnern eine Abnahme beim Hystereseverlust bewirken, wodurch der Eisenverlust verringert wird. Da allerdings der Wirbelstromverlust bei einer Frequenz von 400 Hz vorherrschend ist, wird der Wirbelstromverlust durch Senkung des S-Gehalts und ein damit verbundenes Groberwerden von Kristallkörnern unter Erhöhung des Eisenverlustes erhöht.
Aus den obigen Diskussionen kann geschlossen werden, dass, obgleich eine Verringerung des S-Gehalts in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm zur Verringerung des Eisenverlustes in Regionen niedriger Frequenz wirksam ist, hat sie einen umgekehrten Effekt zur Verringerung des Eisenverlustes bei Regionen hoher Frequenz.
13 zeigt die Relation zwischen dem S-Gehalt in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm und dem Eisenverlust. Die Figur zeigt, dass der Eisenverlust W_15/50 des Materials mit einer Dicke von 0,35 mm bei einer Frequenz von 50 Hz wie in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm stark verringert ist, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist.
Anders als bei dem Resultat in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm ist allerdings der Eisenverlust W_15/50 bei 400 Hz auch verringert, wenn der S-Gehalt gesenkt ist. Der Grund dafür ist, da der Wirbelstromverlust in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm im Vergleich zu dem des Materials mit einer Dicke von 0,5 mm in Folge der reduzierten Blechdicke stark verringert ist, eine Verringerung des Hystereseverlustes als Resultat des Groberwerdens der Kristallkorngröße eine Verringerung des Gesamteisenverlusts bewirkt.
In den obigen Diskussionen wird klar gemacht, dass eine Verringerung des S-Gehalts in dem Blech mit einer Dicke von 0,35 mm es möglich macht, dass der Eisenverlust in den Regionen mit hoher bis niedriger Frequenz reduziert wird. Folglich werden der S-Gehalt und die Blechdicke auf 10 ppm oder weniger bzw. 0,35 mm oder weniger beschränkt.
Eine Reduzierung des Eisenverlustes in Hoch- bis Niederfrequenzregionen bei Abnahme des S-Gehalts wurde noch deutlicher, wenn die Blechdicke bei dem elektromagnetischen Blech mit einer Dicke von 0,35 mm oder weniger dünner wurde. Wenn allerdings die Blechdicke weniger als 0,1 mm ist, wird die Anwendung eines Kaltwalzens schwierig, verbunden mit einer Belastung für Kunden durch viel Arbeit zum Laminieren der Bleche. Folglich wird die Filmdicke in der vorliegenden Erfindung auf 0,1 mm oder mehr begrenzt.
Das Verfahren, wie der Eisenverlust in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm weiter verringert werden kann, wurde weiter untersucht.
Zur Senkung des Eisenverlustes ist es üblicherweise effektiv, den Si- und Al-Gehalt zu erhöhen, um den Eigenwiderstand zu erhöhen. Bei Motoren von Elektroautos sind allerdings Zunahmen beim Si-Gehalt und Al-Gehalt nicht wünschenswert, da dann eine Abnahme beim Drehmoment verursacht wird. Daher wurden einige andere Verfahren als Erhöhung der Si- und Al-Gehalte untersucht.
Wie in 13 gezeigt ist, wird die Abnahmegeschwindigkeit des Eisenverlustes verlangsamt, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wobei schließlich ein Eisenverlustlevel von 2,3 W/kg bei W_15/50 und 18,5 W/kg bei W_10/400 erreicht wird.
Unter der Annahme, dass eine Verringerung des Eisenverlustes in einem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, durch bestimmte unbekannte andere Faktoren als MnS inhibiert werden könnte, beobachteten die Forscher der vorliegenden Erfindung die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop. Das Resultat zeigte, dass an der Oberflächenschicht des Stahls in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger deutliche Nitridschichten gefunden wurden, wohingegen wenig Nitridschichten in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm gebildet wurden. Es wird angenommen, dass diese Nitridschicht während des Ausglühens und Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs gebildet wird.
Der Grund, warum die Nitridbildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts beschleunigt wurde, kann der folgende sein: Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an den Korngrenzen konzentriert werden kann, unterdrückt konzentriertes S an der Oberfläche des Blechs eine Absorption von Stickstoff während des Anlassens in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger kann allerdings der Unterdrückungseffekt für die Stickstoffabsorption in Folge des Vorliegens von S verringert sein.
Die Forscher nahmen an, dass die Nitridschicht, die in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, merklich gebildet wird, eine Abnahme des Eisenverlustes hemmen kann. Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass ein Zusatz von Elementen, der fähig ist, die Absorption von Stickstoff zu unterdrücken und die Körner nicht stört, sich gut zu entwickeln, es möglich machen könnte, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, weiter verringert wird. Nach kollektiven Studien stellten wir fest, dass der Zusatz von Sb und Sn wirksam ist.
Die Testresultate, die durch Zugeben von 40 ppm Sb in die Probe erhalten wurden, die in 14 und 13 dargestellt sind, werden im Folgenden beschrieben. Der Effekt der Verringerung des Eisenverlustes von Sb wird erläutert. Während die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 nur um 0,02 bis 0,04 W/kg bzw. 0,2 bis 0,3 W/kg durch Zugabe von Sb in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm abnehmen, wurden die Werte um 0,20 bis 0,30 W/kg und 1,5 W/kg bei W_15/50 bzw. W_10/400 durch den Zusatz von Sb in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger verringert, was einen klaren Verringerungseffekt von Sb für den Eisenverlust zeigt, wenn der S-Gehalt niedrig ist. In dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet, und zwar vermutlich infolge des konzentrierten Sb an der Oberflächenschicht des Blechs unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption.
Die obigen Resultate zeigen klar, dass ein hohes Maß der Verringerung beim Eisenverlust in einer weiten Frequenzregion möglich gemacht wird, ohne dass eine Verringerung bei der magnetischen Flussdichte bewirkt wird, indem Sb in das Material mit einer Blechdicke von 0,35 mm, das eine Spurenmenge an S enthält, gegeben wird.
Um die optimale Menge des Zusatzes an Sb zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,75% Si, 0,30% Mn, 0,02% P, 0,35% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spurenmenge bis 700 ppm im Labor im Vakuum geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, worauf ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten folgte. 15 zeigt die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 und W_10/400.
Aus 15 kann gesehen werden, dass der Eisenverlust in der Region des Sb-Zusatzes von 10 ppm oder mehr abnimmt, wobei die W_15/50- und W_10/400-Werte von 2,0 W/kg bzw. 17 W/kg erreicht werden. Wenn allerdings der Sb-Gehalt durch Zugabe von mehr Sb auf mehr als 50 ppm erhöht wurde, nimmt der Eisenverlust mit der Zunahme des Sb-Gehalts langsam ab.
Zum Zwecke der Untersuchung des Grundes für die Erhöhung des Eisenverlustes in der Sb-Gehaltsregion von mehr als 50 ppm, wurde die Textur unter einem optischen Mikroskop untersucht. Das Resultat zeigte, dass, obgleich an der Oberfläche keine Nitridschichten gefunden wurden, der Kristallkorndurchmesser etwas klein wurde. Obgleich die genauen Gründe nicht klar sind, könnte das Kornwachstum durch einen Korngrenzenwiderstandseffekt von Sb behindert werden, da Sb ein Element ist, das leicht an den Korngrenzen abgeschieden werden kann.
Selbst wenn Sb bis zu 700 ppm zugesetzt wird, wird im Vergleich zu dem Stahl ohne Sb ein niedrigerer Eisenverlustwert erhalten. Nach diesen Resultaten wurde der Sb-Gehalt als 10 ppm definiert und seine Obergrenze wurde unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Unter Berücksichtigung der Eisenverlustwerte sollte der Gehalt 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger, bevorzugter 20 ppm oder mehr und 40 ppm oder weniger sein.
Da auch Sn wie Sb ein Element ist, das leicht an Korngrenzen abgeschieden wird, kann derselbe Effekt zur Unterdrückung der Nitridbildung erwartet werden. Um die optimale Zusatzmenge an Sn zu untersuchen, wurde im Labor unter Vakuum ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0020% C, 2,85% Si, 0,31% Mn, 0,02% P, 0,30% Al, 0,0003% S und 0,0015% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spurenmenge bis 1400 ppm geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden angelassen bzw. ausgeglüht. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, worauf ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten folgte.
16 zeigt die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 und W_10/400.
Aus 16 ist zu verstehen, dass der Eisenverlust in der Region eines Sn-Zusatzes von 20 ppm abnimmt, wobei W_15/50 und W_10/400 von 2,0 W/kg bzw. 17 W/kg erreicht werden. Wenn der Sn-Gehalt außerdem auf 100 ppm oder mehr ansteigt, nimmt der Eisenverlust allmählich mit Zunahme des Sn-Gehalts zu. Allerdings bleibt der Eisenverlust im Vergleich zu einem Stahl ohne Sn niedrig, selbst wenn Sn bis zu 1400 ppm zugesetzt wird.
Die Differenz des Effektes auf den Eisenverlust durch Sn und Sb kann wie folgt verstanden werden.
Da Sn einen kleineren Segregationskoeffizienten als Sb hat, wird etwa die zweifache Menge an Sn im Vergleich zu Sb zur Unterdrückung der Nitridbildung durch Oberflächensegregation von Sn benötigt. Daher wird der Eisenverlust durch den Zusatz von Sn mit 20 ppm oder mehr verringert. Die erforderliche Zusatzmenge, durch die der Eisenverlust infolge eines Widerstandseffektes durch Sn-Segregation an den Korngrenzen zuzunehmen beginnt, ist auch die zweifache der Sb-Menge, da Sn einen kleineren Segregationskoeffizient als Sb hat. Dementsprechend erlaubt ein Zusatz von 100 ppm oder mehr an Sn, dass der Eisenverlust langsam zunimmt.
Aus den obigen Tatsachen wird der Sn-Gehalt mit 20 ppm oder mehr bestimmt und seine Obergrenze wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 1000 ppm begrenzt. Im Hinblick auf den Eisenverlust ist der wünschenswerte Gehalt 20 ppm oder mehr und 100 ppm oder weniger, bevorzugter 30 ppm oder mehr und 90 ppm oder weniger.
Wie vorstehend diskutiert wurde, sind die Mechanismen von Sb und Sn zur Unterdrückung der Nitridbildung identisch. Daher macht ein gleichzeitiger Zusatz von Sb und Sn es möglich, einen ähnlichen Unterdrückungseffekt für die Nitridbildung zu erhalten. Allerdings sollte Sn in der zweifachen Menge der Menge von Sb zugegeben werden, um zuzulassen, dass Sn denselben Grad der Wirkung wie Sb zeigt. Folglich sollte die Menge an (Sb + Sn/2) 0,001% oder mehr und 0,05% oder weniger, stärker erwünscht 0,001% oder mehr und 0,005% oder weniger sein, wenn Sb und Sn gleichzeitig zugesetzt werden.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten begrenzt werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
Der C-Gehalt wurde wegen der magnetischen Alterung auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Da Si ein wirksames Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, wird es in einer Menge von 1,5% oder mehr zugesetzt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wurde andererseits auf 3,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 3,0% übersteigt.
Es sind mehr als 0,05% Mn notwendig, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da allerdings die magnetische Flussdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,5% oder mehr verringert wird, wurde sein Bereich auf 0,05 bis 1,5% begrenzt.
Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzeigenschaften des Blechs erforderlich ist, wurde sein Gehalt auf 0,2% oder weniger limitiert, da ein Zusatz von mehr als 0,2% das Blech brüchig macht.
Da eine große Menge an N eine Menge an AlN präzipitieren lässt, wenn die AlN-Körner gröber werden, können sich die Körner nicht gut entwickeln und der Eisenverlust nimmt zu. Daher wurde sein Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Feine AlN-Körner, die durch Zugabe einer Spurenmenge an Al gebildet werden, zeigen die Tendenz, dass die magnetischen Eigenschaften verschlechtert sind. Daher sollte seine Untergrenze 0,1% oder weniger sein, um die AlN-Körner grober zu machen. Andererseits wird die Obergrenze auf 1,0% oder weniger festgelegt, da die magnetische Flussdichte bei einem Al-Gehalt von 1,0 oder mehr verringert ist. Wenn allerdings die Menge an (Si + Al) 3,5% übersteigt, wird die magnetische Flussdichte zusammen mit der Verstärkung des Magnetisierungsstroms verringert, so dass der Wert von (S + Al) auf 3,5% oder weniger begrenzt ist.
(Herstellungsverfahren)
Es können herkömmliche Verfahren zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs in der vorliegenden Erfindung angewendet werden, vorausgesetzt die Gehalte an S, Sb und Sn liegen in einem gegebenen Bereich. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um die vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, danach wird er einem Gießen und einem Heißwalzen unterzogen. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, können aber in einem üblichen Bereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Ein Ausglühen bzw. Anlassen nach dem Heißwalzen ist, obgleich es nicht verboten ist, nicht essentiell. Nach Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zweimaliges oder mehrmaliges Kaltwalzen mit einem dazwischen geschalteten Glühen wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterworfen.
Ein Stahl, wie er in Tabelle 7 angegeben ist, wurde nach Einstellung auf eine gegebene Zusammensetzung durch Anwendung einer Entgasungsbehandlung nach Läuterung im Konverter einem Gießen unterzogen. Der Stahl wurde zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt, nachdem die Platte für 1 Stunde auf eine Temperatur von 1150°C erhitzt worden war. Die Endbearbeitungstemperatur und die "Coiling"-Temperatur waren 750°C und 610°C. Dann wurde dieses heißgewalzte Blech mit einer Säurelösung gewaschen, anschließend einem Heißwalzen und einem Anlassen unter den in Tabelle 7 angegebenen Bedingungen unterworfen. Die Atmosphäre des Heißwalzens und Anlassens war 75% H₂–25% N₂. Dann wurde das Blech zu einer Dicke von 0,1 bis 0,5 mm kaltgewalzt und schließlich einem Anlassen unter den Bedingungen des Abschluss-Anlassens, die in Tabelle 8 und Tabelle 9 angegeben sind, unterzogen. Die Atmosphäre für das Abschluss-Anlassen war 10% H₂–90% N₂.
Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks ((L + C)/2) durchgeführt. Die magnetischen Charakteristika jedes Blechs sind in Tabelle 7 bis Tabelle 9 zusammengestellt. Die angefügten Blechnummern sind in beiden Tabellen gleich.
Die Bleche Nr. 7 bis 13, Nr. 15 bis 21 und Nr. 24 bis 27 in Tabelle 7 bis Tabelle 9 sind die Bleche gemäß der vorliegenden Erfindung. Es wird deutlich, dass die Eisenverlustwerte W_15/50, W_10/400 und W_5/1k in all diesen Blechen niedriger sind und dass die magnetischen Flussdichte B₅₀ in all diesen Blechen höher ist, wenn man mit den anderen Blechen vergleicht.
Im Blech Nr. 1 ist dagegen der Eisenverlust sehr hoch, da der Gehalt an S und (Sb + Sn) und die Blechdicke außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Der Eisenverlust im Blech Nr. 2 ist auch sehr hoch, da der Wert für (Sb + Sn) und die Blechdicke außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen.
Da die Blechdicke im Blech Nr. 3 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, ist der Eisenverlust W_15/50 niedrig, während W_10/400 und W_5/1k hoch sind.
Die Gehalte an S und (Sb + Sn) in den Blechen Nr. 4 und Nr. 22, der S-Gehalt im Blech Nr. 5 und der (Sb + Sn)-Gehalt in den Blechen Nr. 6, Nr. 14 und Nr. 23 liegen außerhalb des Bereichs der Erfindung. Daher ist der Eisenverlust W_15/50 hoch.
Die Gehalte an (Si + Al) und (Sb + Sn) im Blech Nr. 28 liegen außerhalb des Bereichs der Erfindung, so dass die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig ist.
Da die Gehalte an Si und (Si + Al) im Blech Nr. 29 und der (Si + Al)-Gehalt im Blech Nr. 30 jeweils außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, ist der Eisenverlust niedrig, allerdings ist auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig.
Der Al-Gehalt im Blech Nr. 31 liegt außerhalb der Untergrenze der vorliegenden Erfindung, wodurch der Eisenverlust hoch ist und die magnetische Flussdichte niedrig ist.
Der Al-Gehalt liegt über der Obergrenze und der (Si + Al)-Gehalt liegt außerhalb des Bereichs der Erfindung, so dass die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig ist.
Im Blech Nr. 33 ist der Eisenverlust groß, da sein Al-Gehalt unter der Untergrenze der vorliegenden Erfindung liegt, während die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig ist, da der Mn-Gehalt im Blech Nr. 34 über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung liegt.
Der C-Gehalt im Blech Nr. 35 liegt außerhalb des Bereichs der Erfindung, so dass der Eisenverlust hoch ist, und zwar neben einem Problem der magnetischen Alterung.
Da der N-Gehalt des Blechs Nr. 36 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, ist der Eisenverlust hoch.
Tabelle 7
Ausführungsform 4
Der wesentliche Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist es, ein elektromagnetisches Blech mit einer hohen magnetischen Flussdichte und niedrigem Eisenverlust in einem weiten Frequenzbereich, der in Elektroautomotoren erforderlich ist, zu erhalten, indem die Dicke eines Blechs, in welchem der S-Gehalt auf 0,001% oder weniger eingestellt ist und eine gegebene Menge an Sb oder Sn zugesetzt ist, auf 0,1 bis 0,35 mm eingestellt wird.
Das oben beschriebene Problem kann durch ein elektromagnetisches Blech mit einer Dicke von 0,1 bis 0,35 mm und einem mittleren Kristallkorndurchmesser im Blech von 70 bis 200 μm gelöst werden, das, in Gew.-%, 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,0% Si, 0,05 bis 1,5% Gew.-% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 3,5% oder weniger (Si + Al), 0,001% oder weniger S (einschließlich Null) und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält.
Außerdem können niedrigere Eisenverlustwerte auch erhalten werden, indem der Gehalt an (Sb + Sn/2) auf den Bereich von 0,001 bis 0,005% begrenzt wird.
In der folgenden Beschreibung beziehen sich "%" und "ppm" bei der Darstellung der Zusammensetzung des Stahls auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm", wenn nichts Anderes angegeben ist.
(Verfahren der Erfindung)
Um den Effekt des S-Gehalts auf den Eisenverlust zu untersuchen, haben die Forscher der vorliegenden Erfindung zuerst einen Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,80% Si, 0,21% Mn, 0,01% P, 0,32% Al und 0,0015% N mit variierender Menge an S von einer Spurenmenge bis 15 ppm im Labor im Vakuum geschmolzen, gefolgt von einem Anlassen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden nach einem Heißwalzen und Waschen mit einer Säurelösung.
Anschließend wurde dieses heißgewalzte und ausgeglühte Blech zu einem Blechdicke von 0,5 und 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten. Die magnetischen Eigenschaften wurden durch ein 25 cm-Epstein-Verfahren gemessen.
Da üblicherweise in der Niederfrequenzregion von ungefähr 50 Hz in einem Elektroauto ein hohes Drehmoment erforderlich ist, wird das Blech auf etwa 1,5 T magnetisiert. Andererseits ist in einem Hochfrequenzbereich von etwa 400 Hz kein so hohes Drehmoment erforderlich, so dass das Blech mit etwa 1,0 T magnetisiert werden kann. Daher wurde der Eisenverlust W_15/50, wenn das Blech auf 1,5 T magnetisiert war, bei einer Frequenz von 50 Hz beurteilt, während der Eisenverlust W_15/50, wenn auf 1,0 T magnetisiert war, zur Beurteilung bei einer Frequenz von 400 Hz verwendet wurde. 17 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt eines Materials mit einer Dicke von 0,5 mm und dem Eisenverlust W_15/50 und W_10/400.
17 gibt an, dass der Eisenverlust W_15/50 bei 50 Hz in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm stark verringert ist, wenn der S-Gehalt weniger als 10 ppm ist.
Dagegen ist der Eisenverlust W_15/50 bei 400 Hz stark erhöht, wenn der S-Gehalt verringert ist. Um den Grund für diese Eisenverluständerungen, die mit der Abnahme des S-Gehalts einhergehen, zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass Kristallkörner bis etwa 100 μm grob waren, wenn der S-Gehalt 0,001% oder darunter war. Der Grund ist wahrscheinlich der, dass der Gehalt an MnS im Stahl verringert worden war.
Aus dieser Texturänderung kann die S-Gehalts-Abhängigkeit vom Eisenverlust bei Frequenzen von 40 Hz und 400 Hz wie folgt verstanden werden:
Im Allgemeinen wird der Eisenverlust in zwei Kategorien, Hystereseverlust und Wirbelstromverlust, klassifiziert. Es ist bekannt, dass der Hystereseverlust abnimmt, während der Wirbelstromverlust ansteigt, wenn der Kristallkorndurchmesser vergrößert wird. Da der Hystereseverlust ein Hauptfaktor für den Eisenverlust bei einer Frequenz von 50 Hz ist, wird eine Abnahme beim S-Gehalt und das damit einhergehende Groberwerden von Kristallkörnern eine Abnahme bei Hystereseverlust bewirken, wodurch der Eisenverlust verringert wird. Da der Wirbelstromverlust ein Hauptfaktor für den Eisenverlust bei einer Frequenz von 400 Hz ist, wird der Wirbelstromverlust infolge der Abnahme des S-Gehalts und des einhergehenden Groberwerdens von Kristallkörnern unter Erhöhung des Eisenverlustes erhöht.
Aus den obigen Diskussionen kann geschlossen werden, dass, obgleich eine Abnahme des S-Gehalts in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm zur Senkung des Eisenverlustes in Niederfrequenzregionen effektiv ist, sie einen umgekehrten Effekt zur Verringerung des Eisenverlustes in Hochfrequenzregionen hat.
18 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm und dem Eisenverlust. 18 zeigt, dass der Eisenverlust W_15/50 des Materials mit einer Dicke von 0,35 mm bei einer Frequenz von 50 Hz, wie in dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm, stark verringert ist, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist.
Im Unterschied zu dem Resultat mit dem Material mit einer Dicke von 0,5 mm ist allerdings der Eisenverlust W_15/50 bei 400 Hz auch verringert, wenn der S-Gehalt verringert ist. Der Grund ist, dass, da der Wirbelstromverlust in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm im Vergleich zu dem des Materials mit einer Dicke von 0,5 mm infolge der verringerten Blechdicke stark verringert ist, eine Reduktion des Hystereseverlustes als Resultat des Groberwerdens von Kristallkörnern eine Abnahme beim Gesamteisenverlust bewirkt.
Aus den obigen Diskussionen wird klar, dass eine Verringerung des S-Gehalts in dem Blech mit einer Dicke von 0,35 mm eine Verringerung des Eisenverlustes in Hoch- bis Niederfrequenzregionen ermöglicht. Folglich der S-Gehalt und die Blechdicke auf 10 ppm oder weniger bzw. 0,35 mm oder weniger begrenzt.
Eine Verringerung des Eisenverlustes in den Hoch- bis Niederfrequenzbereichen mit einer Abnahme des S-Gehalts war deutlicher, wenn die Blechdicke beim elektromagnetischen Blech mit einer Dicke von 0,35 mm oder weniger dünner wurde. Wenn allerdings die Blechdicke weniger als 0,1 mm ist, wird die Anwendung eines Kaltwalzens schwierig, verbunden mit der Belastung von Kunden durch viel Arbeit zur Laminierung der Stahlbleche. Folglich ist die Filmdicke in der vorliegenden Erfindung auf 0,1 mm oder mehr begrenzt.
Das Verfahren, wie der Eisenverlust in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm weiter verringert werden kann, wurde weiter untersucht.
Zur Verringerung des Eisenverlustes ist es üblicherweise wirksam, den Si- und Al-Gehalt zu erhöhen, um den Eigenwiderstand zu erhöhen. Allerdings sind Zunahmen beim Si-Gehalt und Al-Gehalt in Motoren von Elektroautos nicht wünschenswert, da eine Drehmomentverringerung verursacht wird. Daher wurden andere Verfahren als Erhöhung der Si- und Al-Gehalte untersucht.
Wie in 18 gezeigt ist, wird die Abnahmegeschwindigkeit des Eisenverlustes verlangsamt, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wobei er schließlich einen Eisenverlustlevel von 2,3 W/kg bei W_15/50 und 18,5 W/kg bei W_10/400 erreicht.
Unter der Annahme, dass eine Verringerung des Eisenverlustes in einem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, durch einige andere unbekannte Faktoren als MnS inhibiert werden könnte, beobachteten die Forscher der vorliegenden Erfindung die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop. Das Resultat zeigte, dass in der Oberflächenschicht des Stahls der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger erkennbare Nitridschichten gefunden wurden, wohingegen wenig Nitridschichten in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm gefunden wurden. Es wird angenommen, dass diese Nitridschicht während des Anlassens und Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs gebildet wurde.
Der Grund, warum die Nitridbildungsreaktion mit der Abnahme des S-Gehalts beschleunigt wurde, kann wie folgt sein: Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, unterdrückt konzentriertes S an der Oberfläche des Blechs die Absorption von Stickstoff während des Ausglühens bzw. Anlassens in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger kann andererseits der Unterdrückungseffekt für eine Stickstoffabsorption durch das Vorliegen von S verringert sein.
Die Forscher gingen davon aus, dass die vorstehende Nitridschicht, die in dem Material, das eine Spurenmenge von S enthält, in merklichem Ausmaß gebildet wird, verhindern kann, dass der Eisenverlust abnimmt. Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass ein Zusatz von Elementen, die fähig sind, die Absorption von Stickstoff zu unterdrücken, und die die gute Entwicklung von Körnern nicht stören, den Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, weiter verringern könnte. Nach umfangreichen Studien stellten wir fest, dass der Zusatz von Sb und Sn wirksam ist.
Die Probe, die durch Zusatz von 40 ppm Sb in die Probe, die in 18 gezeigt ist, hergestellt wurde, wurde unter denselben Bedingungen getestet und die Resultate sind in 19 gezeigt. Der Effekt zur Verringerung des Eisenverlustes von Sb wird wie folgt festgestellt. Während die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 sich nur um 0,02 bis 0,04 W/kg bzw. 0,2 bis 0,3 W/kg verringern, wenn Sb in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm zugesetzt wird, verringerten sich die Werte um 0,20 bis 0,30 W/kg bzw. 1,5 W/kg für W_15/50 bzw. W_10/400 durch den Zusatz von Sb in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger, was einen offensichtlichen Eisenverlustverringerungseffekt von Sb zeigt, wenn der S-Gehalt niedrig ist. In dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet, vermutlich infolge des konzentrierten Sb an der Oberflächenschicht des Blechs unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption.
Die obigen Resultate zeigen klar, dass ein großes Ausmaß der Verringerung beim Eisenverlust in einem weiten Frequenzbereich möglich gemacht wird, ohne dass eine Abnahme bei der magnetischen Flussdichte verursacht wird, indem Sb in das Material mit einer Blechdicke von 0,35 mm, das eine Spurenmenge an S enthält, gegeben wird.
Um die optimale Menge eines Sb-Zusatzes zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,75% Si, 0,30% Mn, 0,02% P, 0,35% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spur bis 700 ppm im Vakuum im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten. 20 zeigt die Relation zwischen dem Sb-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 und W_10/400.
Aus 20 kann gesehen werden, dass der Eisenverlust in der Region der Sb-Zugabe von 10 ppm oder mehr abnimmt, wodurch Werte für W_15/50 und W_10/400 von 2,0 W/kg bzw. 17 W/kg erreicht werden. Wenn der Sb-Gehalt auf mehr als 50 ppm erhöht wurde, indem weiteres Sb zugesetzt wurde, nimmt allerdings der Eisenverlust langsam mit der Erhöhung des Sb-Gehalts ab.
Zum Zwecke der Untersuchung des Grunds für die Eisenverlustzunahme in der Sb-Gehaltsregion von mehr als 50 ppm wurde die Textur unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass, obgleich an der Oberfläche keine Nitridschichten gefunden wurden, der Kristallkorndurchmesser etwas klein wurde. Obgleich die genauen Gründen nicht klar sind, könnte das Kornwachstum durch einen Korngrenzenwiderstandseffekt von Sb behindert werden, da Sb ein Element ist, das leicht an Korngrenzen abgeschieden werden kann.
Selbst wenn Sb mit bis zu 700 ppm zugesetzt wird, wird im Vergleich zu dem Stahl ohne Sb ein niedrigerer Eisenverlustwert erhalten.
Nach diesen Resultaten wurde der Sb-Gehalt auf 10 ppm definiert und seine Obergrenze wurde aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Unter Berücksichtigung der Eisenverlustwerte sollte der Gehalt 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger, wünschenswerter 20 ppm oder mehr und 40 ppm oder weniger sein.
Da Sn wie Sb auch ein Element ist, das leicht an Korngrenzen abgeschieden wird, kann derselbe Effekt zur Unterdrückung einer Nitridbildung erwartet werden. Um die optimale Zugabemenge an Sn zu untersuchen, wurde im Labor ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0020% C, 2,85% Si, 0,31% Mn, 0,02% P, 0,30% Al, 0,0003% S und 0,0015% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spur bis 1400 ppm im Vakuum geschmolzen, gefolgt durch Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten.
21 zeigt die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 und W_10/400.
Aus 21 ist zu verstehen, dass der Eisenverlust in der Region des Sn-Zusatzes von 20 ppm abnimmt, wobei er W_15/50 und W_10/400 von 2,0 W/kg bzw. 17 W/kg erreicht. Wenn der Sn-Gehalt weiter auf 100 ppm oder mehr erhöht wird, ist zu sehen, dass der Eisenverlust allmählich mit Anstieg des Sn-Gehalts zunimmt. Allerdings bleibt der Eisenverlust im Vergleich zu einem Stahl ohne Sn niedrig, selbst wenn Sn bis zu 1400 ppm zugesetzt wird.
Die Differenz des Effektes auf den Eisenverlust durch Sn und Sb kann wie folgt verstanden werden.
Da Sn einen kleineren Segregationskoeffizienten als Sb hat, wird etwa das Zweifache an Sn im Vergleich zu Sb benötigt, um eine Nitridbildung durch Oberflächensegregation von Sn zu unterdrücken. Daher wird der Eisenverlust durch den Zusatz von Sn von 20 ppm oder mehr verringert. Die erforderliche Zugabemenge, durch die der Eisenverlust infolge eines Widerstandseffektes durch Segregation von Sn an den Korngrenzen anzusteigen beginnt, ist auch etwa das Zweifache des Sb-Gehalts, da Sn einen kleineren Segregationskoeffizienten als Sb hat. Folglich erlaubt der Zusatz von 100 ppm oder mehr an Sn, dass der Eisenverlust langsam ansteigt.
Aufgrund der obigen Fakten wird der Sn-Gehalt auf 20 ppm oder mehr festgelegt und seine Obergrenze wird unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten mit 1000 ppm definiert. Unter Berücksichtigung des Eisenverlustes ist der wünschenswerte Gehalt 20 ppm oder mehr und 100 ppm oder weniger, bevorzugter 30 ppm oder mehr und 90 ppm oder weniger.
Wie vorher diskutiert wurde, sind die Mechanismen von Sb und Sn zur Unterdrückung der Nitridbildung identisch. Daher macht ein gleichzeitiger Zusatz von Sb und Sn es möglich, auch einen ähnlichen Unterdrückungseffekt für die Nitridbildung zu erhalten. Allerdings sollte Sn in der zweifachen Menge der Menge an Sb zugesetzt werden, damit Sn denselben Wirkungsgrad wie Sb zeigen kann. Folglich sollte die Menge an (Sb + Sn/2) 0,001% oder mehr und 0,05% oder weniger, wünschenswerter 0,001% oder mehr und 0,005% oder weniger sein, wenn Sb und Sn gleichzeitig zugesetzt werden.
Um den optischen Korndurchmesser des Stahls, der ein Zusammensetzungssystem gemäß der vorliegenden Erfindung hat, zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 2,65% Si, 0,18% Mn, 0,01% P, 0,30% Al, 0,0004% S, 0,0015% N und 0,004% Sb im Vakuum geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Das heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre aus 75 H₂–25% N₂ für 3 Stunden bei 830°C ausgeglüht, worauf ein Kaltwalzen zu einer Dicke von 0,35 mm folgte. Durch Anwendung eines Abschluss-Walzens in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 705 bis 1100°C für 2 Minuten können die Kristallkörner nach dem Abschluss-Walzen stark verändert werden.
22 zeigt die Beziehung zwischen dem mittleren Kristallkorndurchmesser und dem Eisenverlust W_15/50 und W10/400. Aus 22 kann verstanden werden, dass der Eisenverlustwert W_15/50 bei einer Frequenz von 50 Hz schnell erhöht wird, wenn der mittlere Korndurchmesser weniger als 70 μm ist, während der Eisenverlustwert W_10/400 bei einer Frequenz von 400 Hz schnell erhöht wird, wenn der mittlere Korndurchmesser 200 μm übersteigt. Nach diesem Resultat wird der mittlere Kristallkorndurchmesser des Blechs auf 70 bis 200 μm in der vorliegenden Erfindung begrenzt. Es ist bevorzugter, den mittleren Kristallkorndurchmesser auf 100 bis 180 μm zu begrenzen.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden)
Nachfolgend wird der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten begrenzt werden sollten, beschrieben.
Der C-Gehalt wurde wegen der magnetischen Alterung auf 0,005% oder weniger limitiert.
Da Si ein effektives Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, wird es in einer Menge von 1,5% oder mehr zugesetzt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wurde andererseits auf 3,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 3,0% übersteigt.
Um eine Rotbrüchigkeit während des Heißwalzens zu verhindern, sind mehr als 0,05% Mn notwendig. Da die magnetische Flussdichte allerdings bei dem Mn-Gehalt von 1,5% oder mehr verringert wird, ist sein Bereich auf 0,05 bis 1,5% beschränkt.
Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzeigenschaften des Blechs erforderlich ist, wurde sein Gehalt auf 0,2% oder weniger begrenzt, da ein Zusatz von mehr als 0,2% das Blech brüchig macht.
Da eine große Menge an N eine Menge an AlN präzipieren lässt, wenn AlN-Körner größer werden, können sich die Körner nicht gut entwickeln und der Eigenverlust nimmt zu. Daher wurde sein Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Feine AlN-Körner, die während des Zusatzes einer Spurenmenge an Al gebildet werden, zeigen die Tendenz, die magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern. Daher sollte seine Grenze 0,1% oder weniger sein, um die AlN-Körner grober zu machen. Die Obergrenze wird dagegen auf 1,0% oder weniger festgelegt, da die magnetische Flussdichte bei einem Al-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert wird. Wenn allerdings die Menge an (Si + Al) 3,5% übersteigt, nimmt die magnetische Flussdichte mit Ansteigen des Magnetisierungsstroms ab, so dass der Wert von (Si + Al) auf 3,5% oder weniger begrenzt wird.
(Herstellungsverfahren)
Herkömmliche Verfahren zur Produktion des elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung angewendet werden, vorausgesetzt, dass die Gehalt an S, Sb und Sn in einem gegebenen Bereich sind. Der in einem Konverter geläuterte Stahl wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, worauf er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen wird. Die Abschluss-Anlasstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, allerdings kann die Temperatur in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Ein Anlassen bzw. Ausglühen nach dem Heißwalzen ist, obgleich nicht verboten, nicht essentiell. Nach Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Anlassen, wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterworfen. Der in der vorliegenden Erfindung vorgeschriebene Kristallkorndurchmesser kann erreicht werden, indem die Temperatur des Abschluss-Anlassens variiert wird.
Beispiel
Ein in Tabelle 10 angegebener Stahl wurde nach Einstellung desselben auf eine gegebene Zusammensetzung durch Anwendung einer Entgasungsbehandlung nach Läutern im Konverter geschmolzen. Der Stahl wurde zu einer Blechdicke von 2,0 mm nach Erhitzen der Platte bei einer Temperatur von 1150°C für 1 Stunde heißgewalzt. Die Abschlusstemperatur und die "Coiling"-Temperatur waren 750°C bzw. 610°C. Dann wurde dieses heißgewalzte Blech mit einer Säurelösung gewaschen, gefolgt von einem Heißwalzen und Anlassen unter den in Tabelle 11 und Tabelle 12 angegebenen Bedingungen. Die Atmosphäre des Heißwalzens und des Anlassens war 75% H₂–25% N₂. Dann wurde das Blech zu einer Dicke von 0,1 bis 0,5 mm kaltgewalzt und schließlich unter den in Tabelle 11 und Tabelle 12 angegebenen Abschluss-Anlass-Bedingungen einem Anlassen bzw. Ausglühen unterworfen. Die Atmosphäre für das Abschluss-Anlassen war 10% H₂–90% N₂.
Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks ((L + C)/2) durchgeführt. Die magnetischen Charakteristika jedes Blechs sind in Tabelle 10 bis 12 zusammen aufgelistet. Die angefügten Blechnummern sind in Tabelle 10 bis 12 gleich.
Wie in Tabelle 10 bis 12 zu sehen ist, ist die Dicke der Bleche Nr. 1 bis 31, Nr. 32 bis Nr. 35 und Nr. 36 bis Nr. 38 0,35 mm, 0,20 mm bzw. 0,50 mm. Wenn die Stahlbleche, die dieselbe Dicke von 0,35 mm haben, miteinander verglichen werden, haben alle Bleche Nr. 1 bis Nr. 16 in den Beispielen der vorliegenden Erfindung niedrige Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400.
Dagegen hat das Blech Nr. 17 einen Kristallkorndurchmesser, der unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt, so dass der Wert für W_15/50 im Vergleich zu den Werten des erfindungsgemäßen Stahls höher wird. Da der Kristallkorndurchmesser im Blech Nr. 18 über dem Kristallkorndurchmesser des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, ist der Eisenverlustwert W_10/400 im Vergleich zu den Werten des erfindungsgemäßen Stahls höher.
Die S- und (Sb + Sn/2)-Gehalte im Blech Nr. 19 liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass beide Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 hoch sind. Im Blech Nr. 20 sind die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 hoch, da der (Sb + Sn/2)-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt. Beide Werte, (Sb + Sn/2)-Gehalt und Kristallkorndurchmesser, liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, wodurch die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 hoch sind.
Die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 wie auch die magnetische Flussdichte B₅₀ ist im Blech Nr. 22 klein, da die (Si + Al)- und (Sb + Sn/2)-Gehalte außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Das Blech Nr. 23 hat hohe Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400, da der Si-Gehalt unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt. Da die Si- und (Si + Al)-Gehalte im Blech Nr. 24 über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegen, sind die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 niedrig, aber die magnetische Flussdichte B₅₀ ist klein. Das Blech Nr. 25 hat auch niedrige Eisenverlustwerte wie W_15/50 und W_10/400, aber eine kleine magnetische Flussdichte B₅₀, da der (Si + Al)-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Das Blech Nr. 26 hat nicht nur hohe Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400, sondern auch eine kleine magnetische Flussdichte B₅₀, da der Al-Gehalt und der Kristallkorndurchmesser außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind. Beide, der Al-Gehalt und der (Si + Al)-Gehalt liegen im Blech Nr. 27 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 niedrig sind, die magnetische Flussdichte B₅₀ aber klein ist. Das Blech Nr. 28 hat hohe Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400, da der Kristallkorndurchmesser außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist. Das Blech hat auch ein Problem der Rotbrüchigkeit während des Heißwalzens, da sein Mn-Gehalt unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt. Die magnetische Flussdichte B₅₀ im Blech Nr. 29 ist klein, da der Mn-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Der Kristallkorndurchmesser des Blechs Nr. 30 liegt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, dadurch sind die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 hoch. Dieses Blech hat das Problem der magnetischen Alterung, da der C-Gehalt auch außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt. Die Eisenverlustwerte W_15/50 und WT10/400 des Blechs Nr. 31 sind hoch, da der N-Gehalt und der Kristallkorndurchmesser außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Für die Bleche mit einer Dicke von 0,20 mm haben das Blech Nr. 32 und 33 gemäß der vorliegenden Erfindung niedrigere Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400, wenn man Vergleich mit den Vergleichsblechen Nr. 34 und Nr. 35 anstellt. Die S- und (Sb + Sn/2)-Gehalte im Blech Nr. 35 liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass die Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400 hoch werden.
Alle Bleche Nr. 36 bis 38, die eine Dicke von 0,5 mm haben, haben hohe Eisenverlustwerte W_15/50 und W_10/400.
Tabelle 10
Ausführungsform 5
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist es, den S-Gehalt in einem elektromagnetischen Blech mit einer vorgeschriebenen Zusammensetzung und einer Blechdicke von 0,1 bis 0,35 mm zusammen mit einer Verringerung des Hochfrequenzeisenverlustes durch Zugabe von Sb und Sn zu reduzieren.
Das oben beschriebene Problem kann durch ein elektromagnetisches Stahlblech mit einer Dicke von 0,1 bis 0,35 mm und einem niedrigen Eisenverlust in der Hochfrequenzregion gelöst werden, das in Gew.-% 0,005% oder weniger C, mehr als 3,0% und 4,5% oder weniger Si, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger N, 0,1 bis 1,5% Al, 4,5% oder weniger Si + Al, 0,001% oder weniger S und 0,001 bis 0,05% Sb + Sn/2 mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält.
Außerdem können auch niedrigere Verlustwerte erhalten werden, indem der (Sb + Sn/2)-Gehalt auf den Bereich von 0,001 bis 0,005% beschränkt wird.
In der Beschreibung der vorliegenden Erfindung beziehen sich "%" und "ppm", die die Zusammensetzung des Blechs darstellen, auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm", wenn nichts Anderes angegeben ist.
(Der Grund, warum der S-Gehalt limitiert ist)
Um den Effekt des S-Gehalts auf den Eisenverlust zu untersuchen, schmolzen die Forscher der vorliegenden Erfindung zuerst einen Stahl mit der Zusammensetzung 0,0015% C, 3,51% Si, 0,18% Mn, 0,01% P, 0,50% Al und 0,0020% N mit einer variierenden Menge an S von einer Spurenmenge bis 40 ppm im Labor im Vakuum, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen.
Das heißgewalzte Blech wurde dann in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht, zu einer Blechdicke von 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 950°C für 2 Minuten. Die magnetischen Eigenschaften wurden durch ein 25 cm-Epstein-Verfahren gemessen. Der Eisenverlust wurde durch W_10/400 beurteilt, da elektrische Geräte, die in einer Hochfrequenzregion von etwa 400 Hz betrieben werden, bis etwa 1,0 T magnetisiert werden können.
Die Beziehung zwischen dem S-Gehalt des Materials mit einer Dicke von 0,35 mm und dem Eisenverlust ist in 23 gezeigt. Aus 23 kann erkannt werden, dass der Eisenverlust W_10/400 bei einer Frequenz von 400 Hz in dem Material mit einer Dicke von 0,35 mm stark verringert ist, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist. Um den Grund für diese Eisenverluständerung infolge der Abnahme des C-Gehalts zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass Kristallkörner grober waren, wenn der S-Gehalt 0,001% oder weniger war. Der Grund ist wahrscheinlich, dass sich der MnS-Gehalt im Stahl verringert hat.
Es ist allgemein anerkannt, dass der Eisenverlust bei hohen Frequenzen erhöht ist, wenn die Kristallkörner im elektromagnetischen Stahl mit einer Dicke von 0,5 mm grober sind. Im vorliegenden Experiment hat sich dagegen der Eisenverlust in Hochfrequenzregionen mit einem Groberwerden der Kristallkörner verringert. Diese Tatsache kann so verstanden werden, dass der Wirbelstromverlust im Stahlblech mit einer Dicke von 0,35 mm im Vergleich zu dem von Stahlblech mit 0,5 mm Dicke stark verringert war, da eine Abnahme beim Hystereseverlust infolge des Groberwerdens bei den Kristallkörnern wirksam zur Verringerung des Eisenverlustes in Hochfrequenzregionen beiträgt, selbst wenn die Frequenz 400 Hz ist.
Aus den vorangehenden Diskussionen kann geschlossen werden, dass eine Verringerung des S-Gehalts im Blech mit einer Dicke von 0,35 mm zur Verringerung des Eisenverlustes bei hohen Frequenzen wirksam ist. Folglich wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger begrenzt.
(Der Grund, warum die Blechdicke limitiert ist)
Eine Verringerung beim Hochfrequenz-Eisenverlust, der mit dem reduzierten S-Gehalt einhergeht, wurde im elektromagnetischen Blech mit einer Dicke von 0,35 mm oder weniger bewiesen, wenn die Blechdicke dünner wurde. Da allerdings das Kaltwalzen bei dem Blech mit einer Dicke von 0,1 mm oder weniger, verbunden mit einer Belastung von Kunden mit viel Arbeit zum Laminieren der Stahlbleche, schwierig würde, wurde die Blechdicke in der vorliegenden Erfindung auf 0,1 bis 0,35 mm festgelegt.
Die Verfahren zur Verringerung des Hochfrequenzeisenverlustes wurden weiter untersucht.
(Der Grund, warum die Sb- und Sn-Gehalte limitiert sind)
Eine Zunahme der Si- und Al-Gehalte unter Erhöhung des Eigenwiderstands ist üblicherweise zur Verringerung des Hochfrequenzeisenverlustes wirksam. Wenn allerdings der Gehalt an Si + Al über 4,5% liegt, wird ein Kaltwalzen schwierig, da das Blech brüchig wird, so dass lediglich unter Verwendung der Verfahren zur Erhöhung der Si- und Al-Gehalte schnell der Grenze zur Senkung des Eisenverlustes entgegen gewirkt wird. Daher suchten die Forscher der vorliegenden Erfindung nach einigen Verfahren zur Senkung des Eisenverlustes durch Zugabe ziemlich unterschiedlicher Elemente in die Komponente.
Wie in 23 zu sehen ist, weist der Eisenverlust eine leichte Abnahme auf, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wobei schließlich ein Eisenverlust von nur etwa 16,5 W/kg erreicht wird, vorausgesetzt, dass der S-Gehalt weiter reduziert wird.
Basierend auf der Idee der Erfinder, dass eine Abnahme des Eisenverlustes in dem Material mit einer Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger durch einige andere unbekannte Faktoren als MnS behindert werden könnte, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet, wodurch an der Stahloberflächenschicht in dem Bereich des S-Gehalts von 10 ppm oder weniger deutliche Nitridschichten gefunden wurden. Die Nitridschicht war in der S-Gehaltsregion von weniger als 10 ppm selten. Diese Nitridschicht könnte während des Anlassens bzw. Ausglühens des heißgewalzten Blechs und während des Abschluss-Anlassens gebildet werden.
Der Grund für eine Beschleunigung der Nitridbildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts wird wie folgt angenommen. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, wird es an der Blechoberfläche in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption während des Anlassens konzentriert. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger kann andererseits der Unterdrückungseffekt für die Stickstoffabsorption, die S zugeschrieben wird, verschlechtert sein.
Die Forscher erwarteten, dass die Nitridschicht, die vornehmlich in dem Material mit einer Spurenmenge an S gebildet wird, bei der Reduzierung des Eisenverlustes stören könnte. Basierend auf diesem Konzept hatten die Forscher die Idee, dass der Eisenverlust weiter verringert werden könnte, wenn einige Elemente, die fähig sind, die Stickstoffabsorption zu unterdrücken und nicht verhindern, dass sich die Kristallkörner gut entwickeln, zugesetzt werden. Durch intensive Studien fanden die Forscher, dass ein Zusatz von Sb und Sn effektiv ist.
Die Probe, die durch Zugeben von 40 ppm Sb zu der in 23 gezeigten Probe hergestellt worden war, wurde unter den selben Bedingungen wie die in den vorstehenden Beispielen getestet. Die Resultate sind in 24 gezeigt. Nachfolgend wird der Effekt zur Verringerung des Eisenverlustes erläutert. Obgleich der Eisenverlust nur um etwa 0,2 bis 0,3 W/kg in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm durch Zusatz von Sb verringert wird, wird der Wert um 1,0 W/kg durch Zusatz von Sb verringert, was einen beachtlichen Effekt von Sb auf die Verringerung des Eisenverlustes anzeigt, wenn der S-Gehalt klein ist. In dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet. Diese Resultate legen nahe, dass Sb in der Oberflächenschicht des Blechs unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption, konzentriert ist.
Die obigen Diskussionen zeigen, dass ein Zusatz von Sb in dem Material mit einer Spurenmenge an S bei einer Blechdicke von 0,35 mm es klar möglich macht, den Eisenverlust in Hochfrequenzregionen stark zu verringern.
Um die optimale Zugabemenge an Sb zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0023% C, 3,51% Si, 0,30% Mn, 0,02% P, 0,50% Al, 0,0004% S und 0,0015% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spur bis 700 ppm im Vakuum im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen folgte. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre von 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden angelassen. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, worauf ein Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 950°C für 2 Minuten folgte.
25 zeigt die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_10/400. Aus 25 kann verstanden werden, dass der Eisenverlust in der Sb-Gehaltsregion von 20 ppm abnimmt, wobei W_10/400 15,5 W/kg erreicht. Wenn der Sb-Gehalt weiter auf 50 ppm oder mehr erhöht wird, nimmt der Eisenverlust allmählich mit Anstieg des Sb-Gehalts zu.
Um den Grund für die Eisenverlustzunahme in der Sb-Gehaltsregion von 50 ppm oder mehr zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet, wobei festgestellt wurde, dass, obgleich keine Nitridschichten festgestellt wurden, der mittlere Kristallkorndurchmesser etwas kleiner geworden war. Der Grund ist wahrscheinlich, obgleich dies nicht sicher ist, dass die Körner infolge des Korngrenzenwiderstandseffektes von Sb nicht gut wachsen konnten.
Allerdings bleibt der Eisenverlust des Blechs im Vergleich zu dem Bleich, das kein Sb enthält, niedrig, selbst wenn Sb in einer Menge von 700 ppm zugesetzt wird.
Aus diesen Resultaten wurde der Sb-Gehalt mit 10 ppm definiert und seine Obergrenze wurde unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Unter Berücksichtigung der Eisenverlustwerte sollte der Gehalt 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger, erwünschter 20 ppm oder mehr und 40 ppm oder weniger sein.
Da Sn wie Sb auch ein Element ist, das leicht an Korngrenzen segregieren kann, kann derselbe Effekt für eine Unterdrückung der Nitridbildung erwartet werden. Um die optimale Zugabemenge an Sn zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0020% C, 3,00% Si, 0,20% Mn, 0,02% P, 1,05% Al, 0,0003% S und 0,0015% N mit einer variierenden Menge an Sn von einer Spurenmenge bis 1400 ppm im Vakuum im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen. Anschließend wurde dieses heißgewalzte Blech in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Das Blech wurde zu einer Dicke von 0,35 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss- Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ bei 950°C für 2 Minuten.
26 zeigt die Beziehung zwischen dem Sn-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_10/400. Aus 26 ist zu verstehen, dass der Eisenverlust in der Sn-Gehaltsregion von 20 ppm oder mehr abnimmt, wobei ein Eisenverlustwert W_10/400 von 5,5 W/kg erreicht wird. Wenn der Sn-Gehalt weiter auf mehr als 100 ppm erhöht wird, steigt allerdings der Eisenverlust allmählich mit Zunahme des Sn-Gehalts an. Allerdings bleibt der Eisenverlust niedriger als der des Stahls ohne Sn, selbst wenn Sn in einer Konzentration von 1400 ppm zugesetzt wird.
Der Unterschied des Effektes zwischen Sn und Sb kann wie folgt erkannt werden.
Da Sn einen kleineren Segregationskoeffizienten als Sb hat, wird die etwa zweifache Menge an Sn im Vergleich zu Sb zur Unterdrückung einer Nitridbildung durch Oberflächensegregation von Sn benötigt. Daher wird der Eisenverlust durch Zusatz von Sn mit 20 ppm oder mehr verringert. Die erforderliche Zusatzmenge, durch welche der Eisenverlust infolge eines Widerstandseffekts durch Segregation von Sn an den Korngrenzen zuzunehmen beginnt, ist auch die etwa zweifache Menge des Sb-Gehalts, da Sn einen kleineren Segregationskoeffizienten als Sb hat. Folglich erlaubt ein Zusatz von 100 ppm oder mehr an Sn, dass der Eisenverlust langsam ansteigt.
Aus den oben beschriebenen Fakten wird der Sn-Gehalt mit 20 ppm oder mehr festgelegt, wobei die Obergrenze in Anbetracht der wirtschaftlichen Leistungsfähigkeit 1000 ppm ist. Im Hinblick auf den Eisenverlust ist der Gehalt wünschenswerter Weise 20 ppm oder mehr und 100 ppm oder weniger und bevorzugter 30 ppm oder mehr und 90 ppm oder weniger.
Wie vorher diskutiert wurde, ist der Mechanismus von Sb und Sn zur Unterdrückung der Nitridbildung identisch. Daher macht ein gleichzeitiger Zusatz von Sb und Sn es auch möglich, einen ähnlichen Unterdrückungseffekt für die Nitridbildung zu erhalten. Allerdings sollte Sn in einer zweimal so großen Menge wie die Menge an Sb zugesetzt werden, um es zu ermöglichen, dass Sn den selben Effekt wie Sb zeigt. Folglich sollte die Menge an (Sb + Sn/2) 0,001% oder mehr und 0,05% oder weniger, erwünschter 0,001% oder mehr und 0,005% oder weniger sein, wenn Sb und Sn gleichzeitig zugesetzt werden.
(Der Grund, warum der Gehalt der anderen Elemente limitiert ist)
Der C-Gehalt ist infolge des Problems der magnetischen Alterung auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Da Si ein effektives Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, wird es in einer Menge von mehr als 3% zugesetzt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wurde andererseits auf 4,5% begrenzt, da ein Kaltwalzen schwierig wird, wenn sein Gehalt mehr als 4,5% ist.
Mehr als 0,05% Mn werden benötigt, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu vermeiden. Da allerdings die magnetische Flussdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,5% oder mehr verringert wird, wurde sein Bereich auf 0,05 bis 1,5% begrenzt.
Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzeigenschaften des Blechs erforderlich ist, wurde sein Gehalt auf 0,2% oder weniger begrenzt, da eine Zugabe von mehr als 0,2% das Blech brüchig macht.
Da eine große Menge an N eine große Menge an AlN präzipitieren lässt, können Körner, wenn A.N-Körner grober sind, sich nicht gut entwickeln, und der Eisenverlust steigt. Daher wurde sein Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Feine AlN-Körner, die durch Zugeben einer Spurenmenge an Al gebildet wurden, tendieren dazu, die magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern. Daher sollte seine Untergrenze 0,1% oder weniger sein, um die AlN-Körner grober zu machen. Die Obergrenze wird andererseits auf 1,5% oder weniger festgelegt, da die magnetische Flussdichte bei einem Al-Gehalt von 1,5% oder mehr abnimmt.
Wenn die Menge an (Si + Al) 4,5% übersteigt, wird das Kaltwalzen so schwierig, dass die Obergrenze auf 4,5% eingestellt wird.
(Herstellungsverfahren)
Herkömmliche Verfahren zur Produktion des elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung angewendet werden, vorausgesetzt, dass die Gehalt an S, Sb und Sn sowie der Gehalt der vorgeschriebenen Elemente in einem gegebenen Bereich liegen. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, darauf folgt ein Unterwerfen einem Gießen und einem Heißwalzen. Die Abschlusstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, können aber in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung von herkömmlichem elektromagnetischem Blech liegen. Ein Ausglühen bzw. Anlassen nach dem Heißwalzen ist nicht essentiell, wenn auch nicht verboten. Nach Formung des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehrere Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Ausglühen wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterworfen.
Beispiel
Es wurde ein in Tabelle 13 gezeigter Stahl verwendet, der Stahl wurde nach Einstellung auf eine gegebene Zusammensetzung durch Anwendung einer Entgasungsbehandlung nach Läutern im Konverter einem Gießen unterzogen. Der Stahl wurde nach Erhitzen der Platte bei einer Temperatur von 1150°C für 1 Stunde zu einer Dicke von 2,0 mm heißgewalzt. Die Abschlusstemperatur und die "Coiling"-Temperatur waren 750°C bzw. 610°C. Dann wurde dieses heißgewalzte Blech mit einer Säurelösung gewaschen, gefolgt von einem Heißwalzen unter einem Anlassen unter den in Tabelle 14 und Tabelle 15 angegebenen Bedingungen. Dann wurde das Blech zu einer Dicke von 0,1 bis 0,5 mm kaltgewalzt und schließlich einem Abschluss-Anlassen unter den in Tabelle 14 und 15 angegebenen Bedingungen des Abschluss-Anlassens unterworfen. Die Nummern in Tabelle 13, Tabelle 14 und Tabelle 15 bezeichnen die Blech-Nummer, die unter den Tabellen gleich ist.
Die magnetische Messung wurde unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks durchgeführt. Die magnetischen Charakteristika jedes Blechs sind in Tabelle 14 und Tabelle 15 zusammen aufgelistet. Die Atmosphäre des Anlassens des kaltgewalzten Blechs war 75% H₂–25% N₂, während die des Abschluss-Anlassens 75/10% H₂–90/5% N₂ war.
Die Blechnummer 1 bis 16 entsprechen dem Blech des erfindungsgemäßen Beispiels. In diesen Beispielen sind beide Eisenverlustwerte, W_10/400 und W_5/lk kleiner als die entsprechenden Werte in den Vergleichsbeispielen, die dieselbe Blechdicke haben.
In dem Vergleichsbeispiel hat das Blech Nr. 17 einen sehr großen Eisenverlust, da die S- und (Sb + Sn)-Gehalte außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Der Eisenverlust in Blech Nr. 18 ist sehr groß, da der (Sb + Sn)-Gehalt und die Blechdicke außerhalb des Bereichs der Erfindung sind.
Der Eisenverlust in Blech Nr. 19 ist auch groß, da seine Blechdicke außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.
Die S- und (Sb; Sn)-Gehalte in den Blechen Nr. 20 und Nr. 24 liegen außerhalb des Bereichs der Erfindung, wodurch ihre Eisenverlustwerte größer als die des Blechs gemäß der vorliegenden Erfindung sind.
Die Bleche Nr. 22, Nr. 23 und Nr. 25 haben auch den (Sb + Sn)-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass ihre Eisenverlustewerte größer als die der Bleche gemäß der vorliegenden Erfindung sind, die dieselbe Blechdicke haben.
Der Eisenverlust des Blechs Nr. 26 ist wegen seines Si-Gehalts außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung groß.
Die Si- und (Si + Al)-Gehalte des Blechs Nr. 27 liegen über dem Bereich der vorliegenden Erfindung. Daher konnte der Stahl nicht als kommerzielles Produkt bearbeitet werden, da das Blech während des Walzprozesses brach.
Das Blech Nr. 28 hat einen niedrigeren Al-Gehalt als der Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust groß ist.
Obgleich der Eisenverlust im Blech Nr. 29 klein ist, ist die magnetische Flussdichte B₅₀ auch klein, da die Al- und (Si + Al)-Gehalte über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegen.
Das Blech Nr. 30 hat einen großen Eisenverlust, da der Mn-Gehalt unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt. Andererseits ist der Eisenverlust klein, aber die magnetische Flussdichte ist in Stahl Nr. 31 auch klein, da der Mn-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Das Blech Nr. 32 hat außer dem Problem der magnetischen Alterung einen hohen Verlust, da der C-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Das Blech Nr. 33 hat einen N-Gehalt, der über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt, so dass der Eisenverlust groß ist.
Tabelle 13
Ausführungsform 6
Der entsche idende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit niedrigem Eisenverlust zu erhalten, indem die Menge des Nitrids an der Oberfläche des Blechs auf eine Spurenmenge nach dem Abschluss-Anlassen unterdrückt wird, und zwar auf der Basis der neuen Entdeckung, dass, selbst wenn der S-Gehalt auf eine Spurenmenge von 10 ppm oder weniger begrenzt ist, der Eisenverlust nicht reduziert wird, da eine beachtliche Nitridschicht im Oberflächenbereich in dem Zusammensetzungsbereich, der eine Spurenmenge an S enthält, gebildet wird.
Der obige Zweck kann durch ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech erreicht werden, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% 4,0% oder weniger C, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,1 bis 1,0% Al und 0,001% S (einschließlich Null) mit einem beachtlichen Rest an Fe enthält, wobei der Nitridgehalt innerhalb eines Bereichs von 30 μm ab der Oberfläche des Stahls nach dem Abschluss-Anlassen 300 ppm oder weniger ist.
(Verfahren der Erfindung und der Grund, warum die Gehalte an S und Nitrid begrenzt werden)
Um den Effekt von 5 auf den Eisenverlust zu untersuchen, haben die Forscher der vorliegenden Erfindung einen Stahl mit der Zusammensetzung 0,0025% C, 2,75% Si, 0,20% Mn, 0,010% P, 0,31% Al und 0,0018% N mit einem variierenden Gehalt an S von einer Spur bis 15 ppm im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach dem Heißwalzen. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend in einer Atmosphäre aus 75% H₂–25% N₂ bei 830°C für 3 Stunden ausgeglüht. Dann wurde das Blech zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 900°C für 2 Minuten. Die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der Probe und dem Eisenverlust W_15/50 ist in 27 gezeigt (das Symbol x in 27). Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Verfahrens gemessen.
Aus 27 wird klar, dass ein hoher Grad der Abnahme beim Eisenverlust (W_15/50 = 2,5 W/kg) mit einem kritischen Punkt bei etwa S = 10 ppm erreicht wurde, wenn der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger eingestellt wurde. Der Grund ist, dass Körner gut entwickelt werden, wenn der S-Gehalt verringert war. Auf der Basis dieses Resultats wird der S-Gehalt auf einen Bereich von 10 ppm oder weniger und 5 ppm oder mehr begrenzt.
Allerdings wird die Abnahmegeschwindigkeit des Eisenverlustes langsam, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, was es unmöglich macht, den Eisenverlust unter 2,4 W/kg zu reduzieren.
Unter der Annahme, dass eine Verringerung des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, durch einige andere unbekannte Faktoren als MnS inhibiert werden könnte, betrachteten die Forscher der vorliegenden Erfindung die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop, wobei sie deutliche Nitridschichten an der Oberfläche des Blechs in der Region des S-Gehalts von 10 ppm oder weniger fanden. Dagegen wurden wenig Nitrid-Schichten in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm gefunden. Diese Nitridschichten können wahrscheinlich während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens, das in einer Nitrid-bildenden Atmosphäre durchgeführt wird, gebildet werden.
Der Grund, warum die Nitridbildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts beschleunigt wird, wird wie folgt angenommen. Da S ein Element ist, das an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert werden kann, wird S an der Oberfläche des Stahls in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm konzentriert, wodurch eine Stickstoffabsorption aus der Atmosphäre an der Oberfläche des Blechs während des Anlassens des heißgepressten Blechs oder während des Abschluss-Anlassens unterdrückt wird. Entsprechend kann wenig Nitridschicht gebildet werden, oder sie kann überhaupt nicht gebildet werden. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger wird andererseits der die Stickstoffabsorption unterdrückende Effekt in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger so verringert, dass an der Stahloberfläche einige Nitridschichten gebildet werden.
Die Forscher nahmen an, dass die Nitridschicht, die in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger deutlich gebildet wird, verhindern könnte, dass Kristallkörner an der Oberfläche des Blechs sich gut entwickeln, wodurch eine Abnahme des Eisenverlustes unterdrückt wird.
Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, gesenkt werden könnte, wenn die Nitridschicht an der Oberfläche des Blechs auf einen gegebenen Bereich kontrolliert werden könnte.
28 zeigt die Beziehung zwischen der Menge des Nitrids innerhalb eines Bereichs von 30 μm ab der Oberfläche des Blechs und W_15/50. Die Nitride bestanden aus AlN, Si₃N₄ und TiN. Der Bereich von 30 μm ab der Stahloberfläche wurde beschrieben, da 80 bis 90% der Nitride innerhalb dieses Bereichs vorlagen und sie im tieferen Bereich selten gefunden werden konnten. Daher wäre es zur Beurteilung des Eisenverlusts ausreichend, die Menge des Nitrids innerhalb des Bereichs von 30 μm ab der Stahloberfläche zu bestimmen.
28 zeigt, dass der Eisenverlust verringert wird, wenn der Nitridgehalt innerhalb von 30 μm ab der Stahloberfläche 300 ppm oder weniger ist, wobei der Eisenverlustwert W_15/50 = 2,25 W/kg erreicht wird.
Nach dem obigen Resultat wird der Nitridgehalt innerhalb des Bereichs von 30 μm ab der Stahloberfläche in der vorliegenden Erfindung auf 300 ppm oder weniger limitiert.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Elementen limitiert werden)
sDer Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird im Folgenden beschrieben.
Si: Obergleich Si ein effektives Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Bleches ist, wird die Obergrenze des Si-Gehalts auf 4,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 4,0% übersteigt.
Mn: Mehr als 0,05% Mn werden benötigt, um eine Rotbrüchigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da die magnetische Verlustdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr abnimmt, ist sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% beschränkt.
Al: Obgleich Al wie Si ein zur Verstärkung des Eigenwiderstands effektives Element ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 1,0% übersteigt. Die Untergrenze wird mit 0,1% festgelegt, da AlN-Körner für die Körner zu fein werden, um gut entwickelt zu sein, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist.
(Herstellungsverfahren)
Zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung herkömmliche Verfahren angewendet werden, vorausgesetzt, dass der S-Gehalt und der Nitridgehalt an der Oberflächenschicht des Blechs in einem gegebenen Bereich sind. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um ihn auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, dann wird er einem Gießen und einem Heißwalzen unterzogen. Die Endbearbeitungstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, es kann sich aber um einen normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Stahlblechs handeln. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist nicht essentiell, obgleich es nicht verboten ist. Nach Formung des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Ausglühen wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterworfen.
Das Verfahren zur Einstellung des Nitridgehalts an der Oberfläche des Blechs in einem gegebenen Bereich sollte nicht spezifisch definiert werden.
Ausführungsform 7
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit einem geringen Eisenverlust zu erhalten, indem die Gehalte an S, Sb und Sn innerhalb eines gegebenen Bereichs zusammen mit einer Optimierung der Bedingungen des Abschluss-Anlassens begrenzt werden.
Der Zweck kann durch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs erreicht werden, das dadurch gekennzeichnet ist, dass eine Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,0 bis 4,0% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger S und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem wesentlichen Rest an Fe enthält, nach einem Heißwalzen kaltgewalzt wird, wodurch ein Abschlusswalzen bei einer Heizrate von 40°C/s oder weniger folgt. Die Aufheizgeschwindigkeit, so wie sie hier verwendet wird, bezieht sich auf eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von Raumtemperatur bis zur "Soaking"-Temperatur. Ein bevorzugteres Resultat wird durch Begrenzen des Gehalts an (Sb + Sn/2) auf einen Bereich von 0,001 bis 0,005% erhalten werden.
Der Ausdruck "einen wesentlichen Rest an Fe", wie er hierin verwendet wird, bedeutet, dass der Stahl, dem eine Spurenmenge an anderen Elementen als unvermeidbare Verunreinigungen in einem Bereich zugesetzt werden, der den Effekt der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt, innerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung liegt.
(Verfahren der Erfindung und der Grund, warum die Gehalte an S, Sb und Sn und die Bedingungen des Abschluss-Anlassens begrenzt werden)
Die Forscher der vorliegenden Erfinder führten eine detaillierte Untersuchung der Faktoren zur Inhibierung der Eisenverlustverringerung in dem Material, das eine Spurenmenge an S von –10 ppm oder weniger enthält, durch.
Um den Effekt von S auf den Eisenverlust zu untersuchen, wurde zuerst ein Stahl, der 0,0025% C, 1,65% Si, 0,20% Mn, 0,01% P, 0,31% Al und 0,0021% N mit einer variierenden Menge an S von einer Spurenmenge bis 15 ppm enthielt, im Labor geschmolzen. Die Platte wurde heißgewalzt und in einer Atmosphäre aus 100% N₂ bei 950°C für 3 min ausgeglüht bzw. angelassen, gefolgt von einem Kaltwalzen zu einer Dicke von 0,5 mm nach Waschen mit einer Säurelösung. Das anschließende Abschluss-Anlassen wurde in einer Atmosphäre des Anlassens von 10% H₂–90% N₂ bei einer Heizrate von 20°C/s und einer Durchglühtemperatur von 93°C für 2 min durchgeführt. Der Ausdruck Heizgeschwindigkeit, wie er hierin verwendet wird, bezieht sich auf eine mittlere Heizgeschwindigkeit ab Raumtemperatur bis zur "Soaking"-Temperatur.
29 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 (das Symbol x in der Figur). Die magnetischen Eigenschaften wurden durch ein 25 cm-Epstein-Verfahren gemessen. Aus 24 kann gesehen werden, dass ein hohes Maß der Verringerung des Eisenverlustes auftritt, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wodurch ein Material mit W_15/50 = 3,2 W/kg erhalten wird. Der Grund ist, dass die Körner durch Verringerung des S-Gehalts gut wachsen gelassen wurden. Aus diesem Grund wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger limitiert.
Allerdings wird die Abnahmerate des Eisenverlusts langsam, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, was es unmöglich macht, den Eisenverlust unter 3,1 W/kg zu reduzieren.
Unter der Annahme, dass eine Verringerung des Eisenverlusts in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, durch einige andere unbekannte Faktoren als MnS inhibiert werden könnte, betrachteten die Forscher der vorliegenden Erfindung die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop, wobei sie deutliche Nitridschichten an der Oberfläche des Blechs in der Region des S-Gehalts von 10 ppm oder weniger feststellen. Dagegen wurden wenig Nitridschichten in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm gefunden. Diese Nitridschichten können wahrscheinlich während des Ausglühens bzw. Anlassens des heißgewalzten Blechs und während des Abschluss-Anlassens, das in einer Nitrid-bildenden Atmosphäre durchgeführt wird, gebildet werden.
Der Grund, warum die Nitridbildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts beschleunigt wurde, wird wie folgt angenommen. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, wird S an der Oberfläche des Stahls in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm konzentriert, wodurch eine Stickstoffabsorption aus der Oberfläche an der Oberfläche des Blechs während des Abschluss-Anlassens supprimiert wird. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger, ist dagegen der die Stickstoffabsorption unterdrückende Effekt in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger verringert.
Die Forscher nahmen an, dass die Nitridschicht, die deutlich in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger gebildet wird, verhindern könnte, dass sich Kristallkörner an der Oberfläche des Blechs bilden, wodurch eine Abnahme des Eisenverlustes unterdrückt wird. Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, weiter verringert werden könnte, wenn einige Elemente, die fähig sind, die Stickstoffabsorption zu unterdrücken und nicht verhindern, dass sich Kristallkörner gut in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, zugesetzt werden könnten. Durch intensive Studien fanden die Forscher, dass der Zusatz einer Spurenmenge an Sb wirksam ist.
Die Probe, die durch Zusetzen von 40 ppm Sb zu der vorher beschriebenen Probe, die mit einem Symbol x gekennzeichnet ist, hergestellt worden war, wurde unter den selben Bedingungen getestet, und die Resultate sind in 29 mit dem Symbol o dargestellt. Der Effekt der Eisenverlustverringerung durch Sb wird beschrieben. Während der Eisenverlustwert nur um 0,02 bis 0,04 W/kg abnimmt, wenn Sb in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm zugesetzt wird, nimmt der Wert um 0,20 W/kg durch Zugabe von Sb in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger ab, was einen offensichtlichen den Eisenverlust verringernden Effekt von Sb zeigt, wenn der S-Gehalt niedrig ist. Es wurden keinerlei Nitridschichten in dieser Probe, ungeachtet des S-Gehalts, beobachtet, und zwar wahrscheinlich infolge von konzentriertem Sb an der Oberfläche des Blechs während des Erhitzungsprozesses im Abschluss-Anlassen unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption.
Um die optimale Zugabemenge von Sb zu untersuchen, wurde im Labor ein Stahl geschmolzen, der 0,0026% C, 1,60% Si, 0,20% Mn, 0,020% P, 0,30% Al, 0,0004% S und 0,0020% N mit einer variierenden Menge an Sb von einer Spurenmenge bis 130 ppm enthielt. Die Platte wurde heißgewalzt und in einer Atmosphäre aus 100% N₂ bei 950°C für 3 min einem Anlassen unterzogen, gefolgt von einem Kaltwalzen zu einer Dicke von 0,5 mm nach Waschen mit einer Säurelösung. Das anschließende Abschluss-Anlassen wurde in einer Atmosphäre des Anlassens aus 10% H₂–90% N₂ bei einer Aufheizrate von 20°C/s und einer "Soaking"-Temperatur von 93°C für 2 min.
30 zeigt die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust W_15/50. Es kann verstanden werden, dass der Eisenverlust in der Sb-Gehaltsregion von 10 ppm oder mehr verringert ist. Allerdings wird der Eisenverlust wieder verringert, wenn Sb weiter zu einem Sb-Gehalt von mehr als 50 ppm zugesetzt wird.
Es wurde eine Betrachtung mit einem optischen Mikroskop durchgeführt, um den Grund der Eisenverlustzunahme in der Sb-Gehaltsregion von mehr als 50 ppm zu untersuchen. Das Resultat zeigte, dass, obgleich keine Textur einer feinkörnigen Oberflächenschicht beobachtet wurde, der mittlere Kristallkorndurchmesser etwas kleiner gemacht war. Da Sb ein Element ist, das sich leicht an Korngrenzen abscheidet, konnten Körner, obgleich es nicht sicher ist, infolge des Korngrenzenwiderstandseffekts von Sb nicht gut entwickelt werden.
Allerdings bleibt der Eisenverlust im Vergleich zu dem Stahl Sb niedrig, selbst wenn Sb bis zu einer Konzentration von 700 ppm zugesetzt wird. Nach den obigen Resultaten wird der Sb-Gehalt auf 10 ppm oder mehr festgelegt, wobei seine Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten 500 ppm ist.
Es wurde derselbe den Eisenverlust verringernde Effekt wie bei Sb auch beobachtet, wenn Sn, in ähnlicher Weise ein Element, das leicht an der Oberfläche segregiert, in einer Konzentration von 20 ppm oder mehr zugesetzt wurde. Allerdings wird im Vergleich zu dem Stahl ohne Sn ein niedrigerer Eisenverlust aufrecht erhalten, selbst wenn Sn bis zu 1400 ppm zugesetzt wird. Dementsprechend wird der Sn-Gehalt auf 20 ppm oder mehr festgelegt, wobei die Obergrenze aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten 1000 ppm ist. Im Hinblick auf den Eisenverlust ist sein Gehalt auf die Region von 20 ppm oder mehr und 100 ppm oder weniger begrenzt.
Wenn Sb und Sn gleichzeitig zugesetzt wurden, wurde der Eisenverlust in der Region des (Sb + Sn/2)-Gehalts von 10 ppm oder mehr verringert, und zwar mit einer wesentlichen Zunahme des Eisenverlustes, wenn 50 ppm oder mehr (Sb + Sn/2) zugesetzt wurden.
Ein niedrigerer Eisenverlustwert im Vergleich zu dem des Blechs ohne Sb und Sn wurde bei einem (Sb + Sn/2)-Level von 700 ppm oder weniger erreicht. Folglich wurde der (Sb + Sn/2)-Gehalt bei der gleichzeitigen Zugabe von Sb und Sn auf 10 ppm oder mehr festgelegt, und seine Obergrenze wurde aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Im Hinblick auf den Eisenverlust ist die wünschenswerte Konzentration 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger.
Um die optimalen Bedingungen des Abschluss-Anlassens zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 1,62% Si, 0,20% Mn, 0,010% P, 0,0004% S, 0,0020% N und 0,004% Sb im Vakuum im Labor geschmolzen. Nach einem Heißwalzen wurde das Blech in einer Atmosphäre aus 100% H₂ bei 950°C für 5 min ausgeglüht bzw. angelassen, gefolgt von einem Kaltwalzen zu einer Dicke von 0,5 mm nach einem Säurewaschen. Das Abschluss-Anlassen wurde durch verschiedentliches Verändern der Aufheizgeschwindigkeit bis zu einer Temperatur von 930°C geändert, und das Blech wurde nach 2 min "Soaking" in der Luft gekühlt. Die Atmosphäre des Abschluss-Anlassens war 10% H₂–90% N₂.
31 zeigt die Beziehung zwischen der Aufheizrate beim Abschluss-Anlassen und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 31 wird deutlich, dass der Eisenverlust im Bereich der Heizrate von mehr als 40°C/s ansteigt. Eine Beobachtung der Textur dieser Probe zeigte, dass eine Nitridbildung an der Oberflächenschicht des Blechs in der Probe beobachtet wurde, die mit einer Aufheizrate von mehr als 40°C/s bemerkt wurde, obgleich Sb zugesetzt worden war.
Das oben beschriebene Phänomen kann dadurch erklärt werden, dass der die Nitridbildung unterdrückende Effekt von Sb zur Verhinderung der Nitridbildung nicht vollständig gezeigt werden konnte, wenn die Aufheizrate hoch war, da das Blech eine Atmosphäre hoher Temperatur ausgesetzt wurde, bevor Sb sich an der Oberfläche des Stahls abgesetzt hatte, wenn die Heizgeschwindigkeit hoch war. Folglich wird die Heizgeschwindigkeit beim Abschluss-Anlassen mit 40°C/s oder weniger, wünschenswerter Weise 25°C/s oder weniger im Hinblick auf den Eisenverlust festgelegt.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Elementen limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
C: Da C das Problem der magnetischen Alterung involviert, wird sein Gehalt auf 0,005% oder weniger limitiert.
Si: Da Si ein zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs wirksames Element ist, wird 1,0% oder mehr an Si zugesetzt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wird auf 4,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert wird, wenn sein Gehalt 4,0% übersteigt.
Mn: Obgleich 0,05% oder mehr Mn zur Verhinderung der Rotbrüchigkeit während des Heißwalzens erforderlich ist, wurde sein Gehalt auf 0,05 bis 1,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte bei einem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert wird.
P: Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzanwendbarkeit des Blechs essentiell ist, wurde sein Gehalt auf 0,2% oder weniger limitiert, da ein Zusatz von über 0,2% das Blech brüchig macht.
N: Da die magnetische Flussdichte bei einem größeren N-Gehalt verringert ist, ist sein Bereich auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Al: Obgleich Al wie Si ein für die Erhöhung des Eigenwiderstands effektives Element ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert wird, wenn sein Gehalt 1,0 übersteigt. Die Untergrenze wird mit 0,1% bestimmt, da AlN- Körner zu fein werden als dass sich die Körner gut entwickeln könnten, wenn der Al-Gehalt kleiner als 0,1% ist.
(Herstellungsverfahren)
Zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung herkömmliche Verfahren angewendet werden, vorausgesetzt, dass die Gehalte an S, Sb und Sn und die Aufheizrate beim Abschluss-Anlassen in einem gegebenen Bereich sind. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, gefolgt von einem Unterwerfen einem Gießen und Heißwalzen. Die Endbehandlungstemperatur und die "Coiling"-Temperatur beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, es kann sich aber um einen üblichen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs handeln. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist nicht essentiell, obgleich nicht verboten. Nach Waschen mit einer Säurelösung und Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Glühen bzw. Anlassen wird das Stahlblech einem Abschluss-Anlassen bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 40°C/s oder weniger unterworfen.
Beispiel
Der in 19 gezeigte Stahl wurde verwendet und der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert worden war, wird zur Einstellung auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung entgast, anschließend einem Gießen und Heißwalzen unterzogen. Nach Erhitzen der Platte bei 1140°C für 1 Stunde wurde das Blech zu einer Blechdicke von 2,3 mm heißgewalzt. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens für das heißgewalzte Blech war 800°C. Die "Coiling"-Temperatur war 610°C bei einem Anlassen bzw. Ausglühen des heißgewalzten Blechs unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen. Nach Waschen mit einer Säurelösung und Kaltwalzen wurde das Blech einem Abschluss-Anlassen unter den in 17 gezeigten Bedingungen unterworfen. Die Atmosphäre des Anlassens des heißgewalzten Blechs und die Atmosphäre des Abschluss-Anlassens waren 100% H₂ bzw. 10% H₂–90% N₂. Der Ausdruck "Heizrate", wie er in Tabelle 17 verwendet wird, bezieht sich auf die mittlere Aufheizrate bzw. Aufheizgeschwindigkeit von Raumtemperatur bis zur "Soaking"-Temperatur während des Abschluss-Anlassens. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen. Die magnetischen Charakteristika sind auch in Tabelle 17 aufgelistet. Die Nummern in Tabelle 16 und Tabelle 17 entsprechen einander.
Aus Tabelle 16 und Tabelle 17 ist zu verstehen, dass ein Blech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen bei dem Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten werden kann, in welchem die Komponente des Stahls auf die S-, Sb- und Sn-Gehalte der vorliegenden Erfindung kontrolliert wurden und die Aufheizrate bzw. -geschwindigkeit beim Abschluss-Anlassen auf den Bereich der vorliegenden eingestellt wurde.
Der Eisenverlust W_15/50 ist dagegen im Stahlblech Nr. 12 niedrig, da die Gehalte an S und (Sb + Sn/2) außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Die Bleche Nr. 14 und Nr. 15 haben niedrigere Eisenverlustwerte W_15/50 als die Bleche Nr. 12 und Nr. 13, aber im Vergleich zu dem der vorliegenden Erfindung höhere Eisenverlustwerte W_15/50, da die Aufheizrate beim Abschluss-Anlassen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist.
Das Blech Nr. 16 hat nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern involviert auch das Problem der magnetischen Alterung, da der C-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 niedrig ist, hat das Blech Nr. 17 eine niedrige magnetische Flussdichte B₅₀, da der Si-Gehalt den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt.
Da der Mn-Gehalt niedriger als der Bereich der vorliegenden Erfindung ist, ist der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 18 hoch. Im Blech Nr. 19 ist der Eisenverlust W_15/50 niedrig, aber die magnetische Flussdichte B₅₀ ist auch niedrig, da der Mn-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Der N-Gehalt im Blech Nr. 20 liegt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust W_15/50 hoch ist.
Der Al-Gehalt im Blech Nr. 21 liegt unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung, wodurch der Eisenverlust W_15/50 hoch ist. Im Blech Nr. 22 ist andererseits der Al-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung, wodurch der Eisenverlust W_15/50 niedrig ist und er außerdem eine niedrige magnetische Flussdichte B₅₀ hat.
Tabelle 16
Ausführungsform 8
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung besteht darin, den Eisenverlust eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, zu reduzieren, indem 0,03 bis 0,15% P oder wenigstens eines von Sb und Sn in einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) in einem Bereich von 0,001 bis 0,05% enthalten sind und die Temperatur des Anlassens während eines kontinuierlichen Endglühens und während der "Soaking"-Zeit kontrolliert wird.
Das erste Mittel zur Lösung des vorstehend genannten Problems umfasst ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs mit einem niedrigen Eisenverlust, gekennzeichnet durch die Schritte Heißwalzen einer Platte, umfassend in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S und 0,03 bis 0,15% P mit einem wesentlichen Rest an Fe; Formen eines Blechs mit einer gegebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehrere Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Ausglühen nach einem Anlassen bzw. Ausglühen des heißgewalzten Blechs, falls erforderlich; und Unterwerfen eines Abschluss-Anlassens in einer Atmosphäre mit einer H₂-Konzentration von 10% oder mehr für eine "Soaking"-Zeit von 30 Sekunden bis 5 Minuten.
Das zweite Mittel zur Lösung des vorstehend genannten Problems umfasst ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs mit geringem Eisenverlust, gekennzeichnet durch die Schritte: Heißwalzen einer Platte, umfassend in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S und wenigstens eines von Sb und Sn in einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) im Bereich von 0,001 bis 0,05% mit einem wesentlichen Rest an Fe; Formen eines Blechs mit einer gegebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Glühen nach einem Glühen bzw. Anlassen des heißgewalzten Blechs, falls erforderlich, und Unterwerfen einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre mit einer H₂-Konzentration von 10% oder mehr für eine "Soaking"-Zeit von 30 Sekunden bis 5 Minuten.
Das dritte Mittel zur Lösung des vorstehend genannten Problems umfasst ein Verfahren zur Produktion eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs mit niedrigem Eisenverlust, gekennzeichnet durch die Schritte Heißwalzen einer Platte, umfassend in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S, 0,03 bis 0,15% P und wenigstens eines von Sb und Sn in einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) in einem Bereich von 0,001 bis 0,05% mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen; Formen eines Blechs mit einer gegebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Glühen bzw. Anlassen nach einem Anlassen des heißgewalzten Blechs, wenn erforderlich; und Unterwerfen einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% oder mehr für eine "Soaking"-Zeit von 30 Sekunden bis 5 Minuten.
Das vierte Mittel zur Lösung des vorstehend genannten Problems umfasst ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech, das durch eines der ersten bis dritten Mittel produziert wurde, oder ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit einem niedrigen Eisenverlust, das identisch damit ist.
In den nachfolgenden Beschreibungen beziehen sich "%" und "ppm", die die Zusammensetzung des Stahls darstellen, auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm".
(Verfahren der Erfindung und der Grund, warum die Gehalte an S und die Bedingungen des Anlassens limitiert werden)
Die Forscher der vorliegenden Erfindung führten eine detaillierte Untersuchung über die Faktoren zur Reduzierung des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S in einem Bereich von 10 ppm oder weniger enthält, durch. Es wurde als Folge klar gemacht, dass beachtliche Nitridschichten an der Oberflächenschicht des Blechs mit einer Abnahme beim S-Gehalt beobachtet wurden und dass diese Nitridschicht verhinderte, dass der Eisenverlust reduziert wurde.
Die Forscher führten intensive Studien über Verfahren zur Unterdrückung der Nitridschichtbildung durch, um den Eisenverlust weiter zu reduzieren; dabei stellten sie fest, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, in großem Umfang reduziert werden kann, indem das Material 0,03 bis 0,15% P oder wenigstens eines von Sb und Sn in einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) in einem Bereich von 0,001 bis 0,05% enthalten gelassen wurde, und gleichzeitig die Atmosphäre des Anlassens während des kontinuierlichen Abschluss-Anlassens und der "Soaking"-Zeit kontrolliert wurde.
Die vorliegende Erfindung wird im Folgenden detaillierter anhand der experimentellen Resultate beschrieben werden.
Zum Zwecke der Untersuchung des Effektes des S-Gehalts auf den Eisenverlust wurden die Stähle mit den Zusammensetzungssystemen, die unten in (1), (2) und (3) angegeben werden, mit einer variierenden Konzentration von S im Bereich von einer Spurenmenge bis 15 ppm im Vakuum geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung. Die erhaltenen heißgewalzten Bleche wurden in einer Atmosphäre auf 75% H₂–15% N₂ bei 800°C für 3 Stunden angelassen. Anschließend wurde das Blech zu einer Dicke von 0,5 mm gewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen bei 900°C durch drei Kombinationsarten der Anlass-Atmosphäre und der "Soaking"-Temperatur.

(1) C: 0,0025%, Si: 1,85%, Mn: 0,20%, P: 0,040%, Al: 0,31%, N: 0,0018%
(2) C: 0,0025%, Si: 1,85%; Mn: 0,20%, P: 0,010%; Al: 0,31%, N: 0,0018%, Sn: 0,0050%
(3) C: 0,0025%, Si: 1,85%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,31%, N: 0,018%, Sb: 0,0040%

32 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 32 ist zu ersehen, dass der Eisenverlust stark reduziert ist, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist, wobei ein W_15/50-Wert von 2,5 W/kg erreicht wird. Der Grund ist, dass durch Verringerung des S-Gehalts Körner gut wachsen gelassen werden. Obgleich der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger begrenzt ist, ist der Gehalt wünschenswerter Weise 5 ppm oder weniger.
Es wurde allerdings klar gemacht, dass der Verringerungslevel des Eisenverlustes bei einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger in Abhängigkeit von der Kombination der Atmosphäre des Anlassens und der "Soaking"-Zeit differiert. Um die Gründe zu untersuchen, warum der Abnahmelevel des Eisenverlustes in Abhängigkeit von der Kombination der Atmosphäre des Anlassens und der "Soaking"-Zeit differiert, beobachteten die Forscher die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop. Die Resultate zeigten, dass deutliche Nitridschichten an der Oberflächenschicht des Blechs bei allen drei Komponentensystemen beobachtet wurden, wenn die Kombination 5% H₂/2 min "Soaking" und 15% H₂/20 s "Soaking" ist. Dagegen wurden in der Kombination 15% H₂/2 min "Soaking" wenig Nitridschichten festgestellt. Diese Nitridschicht scheint während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens gebildet zu werden.
Der Grund, warum ein unterschiedlicher Nitridbildungsmechanismus in Abhängigkeit von der Differenz des S-Gehalts auftrat, kann wie folgt verstanden werden. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, wurde S an der Stahloberfläche in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption während des Abschluss-Anlassens konzentriert. Andererseits wurde in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger der die Stickstoffabsorption unterdrückende Effekt verringert. Obgleich eine Verschlechterung dieses Unterdrückungseffektes versucht wurde, um durch Kontrolle der Gehalte an P oder Sn supplementiert zu werden, oder durch Änderung der Kombination der Anlass-Atmosphäre und der Bedingungen des Abschluss-Anlassens (Atmosphäre des Anlassens-"Soaking"-Zeit) gab es einige Unterschiede bei der die Stickstoffabsorption unterdrückenden Fähigkeit durch die Kombination Atmosphäre des Anlassens-"Soaking"-Zeit. Diese Resultate wurden angenommen, um etwas über den Eisenverlustlevel auszusagen.
Zum Zwecke der Untersuchung des optimalen Kombinationsbereichs Atmosphäre des Anlassens-"Soaking"-Zeit" wurden die Stähle mit den in (4), (5) und (6) unten angegebenen Zusammensetzungssystemen im Vakuum geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen. Die erhaltenen heißgewalzten Bleche wurden einem Anlassen in einer Atmosphäre aus 75% H₂–15% N₂ bei 800°C für 3 Stunden unterworfen. Anschließend wurde das Blech zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss- Anlassen bei 930°C, indem die Kombinationen Atmosphäre des Anlassens und "Soaking"-Temperatur variiert wurden.

(4) C: 0,0020%, Si: 1,87%, Mn: 0,20%, P: 0,040%, Al: 0,30%, S: 0,0003%, N: 0,0017%
(5) C: 0,0020%, Si: 1,87%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,31%, S: 0,0003%, N: 0,0017%, Sn: 0,0050%
(6) C: 0,020%, Si: 1,87%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,30%, S: 0,0003%, N: 0,0017%, Sb: 0,0040%

33 zeigt die Beziehung zwischen der Zeit für das Abschluss-Anlassen für jede H₂-Konzentration und den Eisen-Verlust W_15/50 für jede erhaltene Probe. Aus 33 wird deutlich, dass der Eisenverlust für jedes Zusammensetzungssystem in dem Bereich einer H₂-Konzentration von 10% oder mehr und der Ausgleichsglühzeit beim Abschluss-Anlassen von 30 Sekunden bis 5 Minuten verringert wird, wobei ein Eisenverlustwert W_15/50 von 2,5 W/kg erreicht wird. Nach diesem Resultat werden die H₂-Konzentration der Atmosphäre des kontinuierlichen Abschluss-Anlassens und die Zeit des Ausgleichglühens mit 10% oder mehr bzw. 30 Sekunden bis 5 Minuten definiert.
(Der Grund, warum die anderen Komponenten limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
C: Der C-Gehalt wird auf 0,005% oder weniger begrenzt, da das Element das Problem der magnetischen Alterung involviert.
Si: Da Si ein wirksames Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, wird seine Untergrenze mit 1,5% definiert. Die Obergrenze des Si-Gehalts wird auf 3,5% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert wird, wenn sein Gehalt 3,5% übersteigt.
Mn: Es ist mehr als 0,05% Mn notwendig, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da die magnetische Flussdichte allerdings bei dem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert ist, wird sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% begrenzt.
N: Der Gehalt an N wird auf 0,005% oder weniger limitiert, da eine Menge an AlN unter Erhöhung des Eisenverlusts präzipitiert, wenn eine große Menge an N enthalten ist.
Al: Obgleich Al wie Si ein effektives Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert wird, wenn sein Gehalt 1,0% übersteigt. Die Untergrenze wird mit 0,1% bestimmt, da AlN-Körner zu fein werden, als dass sich Körner gut entwickeln, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist.
P: Da P eine Stickstoffabsorption während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens unterdrücken kann, wird sein Gehalt mit 0,03% oder mehr bestimmt und die Obergrenze wird infolge des Problems der Kompatibilität mit dem Kaltwalzen auf 0,15% begrenzt.
Sb und Sn: Beide, Sb und Sn, sind wirksame Elemente für die Unterdrückung der Stickstoffabsorption während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens, und Sb hat einen zweimal so großen Effekt wie Sn. Folglich werden die Elemente in einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) im Bereich von 0,001% oder mehr enthalten gelassen. Die Obergrenze ist unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten 0,05%. Ein beliebiges der Elemente P, Sb und Sn können selektiv enthalten sein oder alle drei Elemente können zusammen enthalten sein.
(Herstellungsverfahren)
In der vorliegenden Erfindung können herkömmliche Verfahren zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs, ausgenommen die Bedingungen für das kontinuierliche Abschluss-Anlassen (Abschluss-Anlassen), angewendet werden, vorausgesetzt, die vorgeschriebenen Komponenten, einschließlich S, P, Sb und Sn, liegen in einem gegebenen Bereich. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, anschließend wird er einem Gießen und einem Heißwalzen unterworfen. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die Temperatur des Aufwickelns ("Coiling") beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, können aber in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist nicht essentiell, wenn auch nicht verboten. Ein kontinuierliches Abschluss-Anlassen wird nach Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Glühen angewendet.
Beispiel
Der in 18 gezeigte Stahl wurde verwendet und der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert worden war, wird zur Einstellung auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung entgast (die Zusammensetzung ist in Gew.-% ausgedrückt). Die Platte wurde nach Erhitzen der Platte bei einer Temperatur von 1160°C für 1 Stunde zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt, gefolgt von einem Gießen und Heißwalzen. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs war 800°C und die "Coiling"-Temperatur war 610°C. Das heißgewalzte Blech wurde unter den in Tabelle 19 angegebenen Bedingungen ausgeglüht bzw. einem Anlassen unterworfen. Das Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Anlassen durch die in Tabelle 19 angegebenen Bedingungen für das Abschluss-Anlassen. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen. Die magnetischen Charakteristika sind in Tabelle 19 zusammengestellt. Tabelle 18 und Tabelle 19 waren ursprünglich eine Tabelle, die Blechnummern in jeder Tabelle entsprechen einander.
Der Si-Gehalt in den Stahlblechen Nr. 1 bis Nr. 18 haben einen Level von 1,8%, während der Stahl der Bleche Nr. 19 bis Nr. 26 einen Level von 2,5% hat. Wenn Bleche mit demselben Si-Level miteinander verglichen werden, hat das Blech der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu dem Vergleichs-Blech einen niedrigen Eisenverlust W_15/50.
Die obigen Resultate zeigen, wenn die Gehalte an S, P und (Sb + Sn/2), die Zusatzmenge an einem dieser Elemente, die Atmosphäre des Anlassens während des kontinuierlichen Abschluss-Anlassens und die Zeit des Ausgleichglühens alle im Bereich der vorliegenden Erfindung liegen, ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen erhalten werden kann. Es wird auch nahegelegt, dass die magnetische Flussdichte B₅₀ in diesen nicht-orientierten elektromagnetischen Blechen nicht reduziert wurde.
Dagegen haben die Bleche Nr. 9 und 22 hohe Eisenverlustewerte W_15/50, da der S-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.
Die H₂-Konzentration während des Abschluss-Anlassens bei den Blechen Nr. 15 und 23 und die Zeit des Ausgleichsglühens während des Abschluss-Anlassens bei den Blechen Nr. 16, Nr. 17, Nr. 24 und Nr. 25 liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung; dadurch sind die Eisenverlustwerte W_15/50 hoch.
Das Blech Nr. 11 hat nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern beinhaltet auch ein Problem der magnetischen Alterung, da der C-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Da der Mn-Gehalt im Blech Nr. 12 den Bereich der vorliegenden Erfindung übersteigt, wird die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig.
Der Al-Gehalt im Blech Nr. 13 liegt unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust W_15/50 hoch ist.
Der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 14 ist hoch, da der N-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Die Eisenverlustewerte W_15/50 der Bleche Nr. 18 und 26 sind hoch, da die P-, Sn- und Sb-Gehalte außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen.
Obgleich der Eisenverlustwert W_15/50 niedrig kontrolliert wird, ist im Blech 27 auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, da der Si-Gehalt höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung ist.
Tabelle 18
Tabelle 19
Ausführungsform 9
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist es, die Bildung von Nitriden zur Verringerung des Eisenverlustes zu unterdrücken, indem die Temperatur des Anlassens während des kontinuierlichen Abschluss-Anlassens und die "Soaking"-Zeit kontrolliert werden, was auf der neuen Feststellung basiert, dass der Eisenverlust nicht reduziert werden kann, selbst wenn der S-Gehalt auf eine Spurenmenge von 10 ppm oder weniger limitiert ist, da deutliche Nitridschichten an der Oberfläche in der Region, die eine Spurenmenge an S enthält, gebildet werden.
Das vorstehende Problem wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gelöst, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es die folgenden Schritte umfasst: Heißwalzen einer Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, weniger als 1,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al und 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält; Formen des heißgewalzten Blechs in ein Blech mit einer gegebenen Dicke durch einmaliges Kaltwalzen oder zweimaliges oder mehrmaliges Kaltwalzen, wobei ein Zwischenglühen nach dem Ausglühen des heißgewalzten Blechs zwischen geschaltet wird, wenn dies erforderlich ist; und Unterwerfen des kaltgewalzten Blechs einem kontinuierlichen Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre mit einer H₂-Konzentration von 10% oder mehr für eine "Soaking"-Zeit von 30 Sekunden bis 5 Minuten.
Das vorstehend genannte Problem wird auch durch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gelöst, das dadurch charakterisiert ist, dass es folgende Stufen umfasst: Heißwalzen einer Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, weniger als 1,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) S, 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem wesentlichen Rest an Fe enthält; Formen des heißgewalzten Blechs zu einem Blech mit einer gegebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit dazwischen geschaltetem Ausglühen nach Anlassen des heißgewalzten Blechs, wenn dies erforderlich ist; und Unterwerfen des kaltgewalzten Blechs einem kontinuierlichen Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre mit einer H₂-Konzentration von 10% oder mehr für eine Ausgleichsglühzeit (soaking time) von 30 Sekunden bis 5 Minuten.
In der folgenden Beschreibung bezieht sich "% der Stahlkomponente" und "ppm" auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm".
(Verfahren der Erfindung und der Grund, warum der S-Gehalt und die Bedingungen des Abschluss-Anlassens limitiert werden)
Verfahren der vorliegenden Erfindung werden im Folgenden detailliert beschrieben.
Um den Effekt von S auf den Eisenverlust zu untersuchen, wurde zuerst ein Stahl, der 0,0020% C, 0,25% Si, 0,55% Mn, 0,11% P, 0,25% Al, 0,0018% N und eine Spurenmenge an Sb mit einer variierenden Menge an S von einer Spur bis 15 ppm enthielt, im Labor geschmolzen, worauf ein Waschen mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen folgte. Das heißgewalzte Blech wurde dann zu einer Blechdicke von 0,5 mm kaltgewalzt, einem Abschluss-Anlassen bei 750°C mit drei Arten von Kombinationen Anlassatmosphäre bzw. Glühatmosphäre und Ausgleichsglühzeit bzw. "Soaking"-Zeit einem Abschluss-Anlassen unterzogen und für 2 Stunden einem magnetischen Glühen in einer Atmosphäre von 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden unterzogen.
34 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 nach dem magnetischen Glühen. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen.
Aus 34 wird deutlich, dass der Eisenverlust W_15/50 stark auf 4,2 W/kg reduziert ist, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist. Der Grund dafür ist, dass die Menge des präzipierten MnS durch Verringerung des S-Gehalts reduziert wird, wodurch die Ferritkörner gut entwickelt wurden. Nach diesem Resultat wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger begrenzt.
Es wurde allerdings auch klar gemacht, dass der Grad der Verringerung des Eisenverlustes bei einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger in Abhängigkeit von der Kombination Atmosphäre des Anlassens und Zeit des Ausgleichsglühens abhängt. Wie in 34 gezeigt ist, ist die Abnahme beim Eisenverlust bei dem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger bei der Kombination 15% H₂ – 1 Minute Ausgleichsglühen weitaus größer als bei der Kombination 5% H₂ – 20 Sekunden Ausgleichsglühen.
Zum Zwecke der Untersuchung der Ursache für die obigen Resultate beobachteten die Forscher die Textur des Stahls unter einem optischen Mikroskop. Deutliche Nitridschichten wurden an der Oberflächenschicht des Blechs bei der Kombination 5% H₂ – 1 Minute Ausgleichsglühen (Soaking) gefunden. Bei der Kombination 15% H₂ – 1 Minute Ausgleichsglühen wurden andererseits selten Nitridschichten gefunden. Folglich scheinen diese Nitridschichten durch das magnetische Ausgleichsglühen, das in einer Atmosphäre aus 100% N₂ durchgeführt wird, gebildet zu werden.
Der Grund, warum die Nitridbildungsreaktion verschiedene Aspekte zeigt, kann wie folgt erklärt werden. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, wurde S an der Oberfläche des Stahls in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm konzentriert; dadurch wurde die Stickstoffabsorption an der Oberfläche des Blechs während des magnetischen Glühens des heißgewalzten Blechs oder während des Abschluss-Anlassens unterdrückt. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger war der die Stickstoffabsorption unterdrückende Effekt in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger so verringert, dass die die verringerte Stickstoffabsorption unterdrückende Fähigkeit sich im Grad des Eisenverlustes widerspiegelte.
Um den Bereich der optimalen Kombination Atmosphäre des Ausglühens bzw. Anlassens und Zeit des Ausgleichsglühens bzw. Soaking zu untersuchen, wurde der Stahl mit der Zusammensetzung 0,0021% C, 0,25% Si, 0,52% Mn, 0,100% P, 0,26% Al und 0,0015% N und ein Stahl, der durch Zusetzen von 0,0040% Sb zu dem Stahl, der die gleiche Zusammensetzung hatte, gegeben wurden, zusammen im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Säurewaschen nach einem Heißwalzen. Dieses heißgewalzte Blech wurde anschließend zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt und unter Veränderung der Kombinationen von H₂-Konzentration und Zeit des Ausgleichsglühens einem Abschluss-Anlassen bei 750°C unterworfen, schließlich einem magnetischen Glühen in einer Atmosphäre aus 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden unterworfen.
35 zeigt die Beziehung zwischen Abschluss-Anlassen-Ausgleichsglühzeit bei jeder H₂-Konzentration für jede so erhaltene Probe und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 35 kann gesehen werden, dass der Eisenverlust im Bereich einer H₂-Konzentration von mehr als 10% und der Ausgleichsglühzeit beim Abschluss-Anlassen von 30 Sekunden bis 5 Minuten verringert war, wobei ein Eisenverlustwert W_15/50 von 4,0 W/kg oder weniger in jedem der Stähle, die Sb enthielten, oder nicht, erzielt wurde.
Es wurde auch klar, dass ein Zusatz von Sb und eine optimale Kombination der Glühatmosphäre und der Ausgleichsglühzeit den Eisenverlust weiter abnehmen lässt als bei dem Stahl, der kein Sb enthält.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Elementen limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
C: Da C ein Problem der magnetischen Alterung involviert, wurde sein Gehalt auf 0,0005% oder weniger limitiert.
Si: Während Si ein zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs wirksames Element ist, wird die Obergrenze des Si-Gehalts auf 1,5% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 1,5% oder mehr ist.
Mn: Es wird mehr als 0,05% Mn benötigt, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da die magnetische Flussdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert wird, wird allerdings sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% begrenzt.
P: Obgleich P ein Element ist, das für die Verbesserung der Stanzanwendbarkeit des Blechs essentiell ist, wird sein Gehalt auf 0,2% oder weniger beschränkt, da das Blech brüchig wird, wenn P in einer Menge über 0,2% zugesetzt wird.
N: Da eine Menge AlN präzipitiert, wenn der Al-Gehalt unter Erhöhung des Eisenverlustes groß ist, wird sein Bereich auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Al: Obgleich Al wie Si ein für die Erhöhung des Eigenwiderstands wirksames Element ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% begrenzt, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 1,0% übersteigt. Die Untergrenze wird mit 0,1% festgelegt, da AlN-Körner zu fein werden als dass sich die Körner gut entwickeln könnten, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist.
Sb + Sn/2: Obgleich beide Elemente, Sb und Sn, gleichermaßen zur wirksamen Unterdrückung der Nitridbildung dienen, ist Sb zweimal wirksamer als Sn. Obgleich ein Gehalt an (Sb + Sn/2) von 0,001% oder mehr bevorzugt ist, um die Nitridbildung während des magnetischen Glühens zu unterdrücken, wird seine Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Entweder Sb oder Sn wird enthalten gelassen, vorausgesetzt, dass (Sb + Sn/2) innerhalb des oben beschriebenen Bereichs bleibt.
(Produktionsverfahren)
Herkömmliche Verfahren zur Produktion des elektromagnetischen Blechs können in der vorliegenden Erfindung angewendet werden, vorausgesetzt, dass die Gehalte an S und vorgeschriebenen Komponenten in einem gegebenen Bereich sind. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um ihn auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, anschließend wird er einem Gießen und Kaltwalzen unterzogen. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die "Coiling"-Temperatur bzw. Ausgleichsglühtemperatur beim Heißwalzen ist nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, kann aber in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Ein Anlassen nach dem Heißwalzen ist nicht essentiell, obgleich es nicht verboten ist. Nach Formen des Stahls zu einem Blech mit einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Zwischenglühen wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterzogen.
Beispiel
Der in Tabelle 20 gezeigte Stahl wurde verwendet und der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert worden war, wurde entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, danach wurde er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen. Nach Erhitzen der Platte bei 1160°C für 1 Stunde wurde das Blech zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs war 800°C, und die Temperatur des Ausgleichsglühens war 670°C. Nach Waschen mit einer Säurelösung und Kaltwalzen dieses heißgewalzten Blechs zu einer Dicke von 0,5 mm wurde das Blech einem Abschluss-Anlassen unter den in Tabelle 20 angegebenen Bedingungen unterworfen, gefolgt von einem magnetischen Glühen in einer Atmosphäre aus 100% N₂ bei 750°C für 2 Stunden. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen. Die magnetischen Charakteristika sind ebenfalls in Tabelle 20 aufgelistet. Die in Tabelle 20 angegebene "Retentionszeit" bezieht sich auf "Soaking"-Zeit bzw. Zeit des Ausgleichsglühens.
Die Stahlbleche Nr. 1 bis Nr. 9 und Nr. 19 bis 24 entsprechen den Beispielen der vorliegenden Erfindung, die 0,25% an Si-Konzentration bzw. 0,75% an Si-Konzentration haben. Die Eisenverlustwerte W_15/50 sind weit niedriger als 4,2 W/kg, das eine Konzentration ist, die auf dem herkömmlichen Gebiet als schwierig zu erreichen angesehen wird, wobei sie 3,84 bis 4,00 W/kg in Stählen mit den Si-Konzentrationen in der Größenordnung von 0,25% und bis zu 3,30 bis 3,40 W/kg in Stählen mit den Si-Konzentrationen in der Größenordnung von 0,75 erreichen. Außerdem ist der Eisenverlust des Stahls, dem Sb zugesetzt wurde, im Vergleich zu dem Stahl, der kein Sb enthält, weiter verringert.
Die Stähle mit einer Si-Konzentration in der Größenordnung von 0,25% und der Stahl mit einer Si-Konzentration von 0,75% haben auch hohe magnetische Flussdichten B₅₀ von 1,76 T bzw. 1,73 T.
Das Blech Nr. 10 hat andererseits einen hohen Eisenverlust W_15/50, da der S-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist.
Kristallkörner können nicht gut entwickelt werden und der Eisenverlust W_15/50 wird in dem Blech Nr. 11 niedrig, da der Al-Gehalt niedriger ist als der Bereich der vorliegenden Erfindung.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 12 verringert ist, ist auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, da der Al-Gehalt höher ist als der Bereich der vorliegenden Erfindung.
Das Blech Nr. 13 hat nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern involviert auch das Problem der magnetischen Alterung infolge eines höheren C-Gehalts außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 14 erniedrigt ist, ist er noch höher als der des Stahls der vorliegenden Erfindung, hat aber einen niedrigen B₅₀, da der Mn-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist.
Das Blech Nr. 15 hat einen hohen Eisenverlust W_15/50, da N außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist.
Die H₂-Konzentration während des Abschluss-Anlassens des Blechs Nr. 16 und die Ausgleichsglühzeit während des Abschluss-Anlassens des Blechs Nr. 17 und Nr. 18 liegen jeweils außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass die Eisenverlustwerte W_15/50 hoch sind.
In den Blechen mit der Si-Konzentration von 0,75% ist der S-Gehalt des Blechs Nr. 25 außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust W_15/50 höher als der des Bleches der vorliegenden Erfindung mit derselben Si-Konzentration ist.
Da die H₂-Konzentration während des Abschluss-Anlassens des Blechs Nr. 26 und die Zeit des Ausgleichsglühens während des Abschluss-Anlassens des Blechs Nr. 27 und Nr. 28 jeweils außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, sind die Eisenverlustwerte W_15/50 hoch.
Da der Si-Gehalt im Blech Nr. 29 über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt, ist die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, obgleich der Eisenverlust W_15/50 in einem niedrigen Bereich kontrolliert wird.
Wie aus den vorangehenden Beispielen und Vergleichsbeispielen deutlich wird, kann ein nicht-orientiertes elektrostatisches Blech, das einen sehr niedrigen Eisenverlust nach dem magnetischen Glühen hat und nicht an einer Verringerung bei der magnetischen Flussdichte leidet, erhalten werden, indem die Konzentrationen an S und anderen vorgeschriebenen Komponenten in dem Stahl, die Atmosphäre während des kontinuierlichen Abschluss-Anlassens und die Ausgleichsglühzeit innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung eingestellt werden.
Ausführungsform 10
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech zu produzieren, das einen niedrigen Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen hat, indem der S-Gehalt und der Sb- und Sn-Gehalt auf eine gegebene Konzentration vorgeschrieben werden wie auch die Bedingungen des Anlassens des heißgewalzten Blechs geeignet eingestellt werden.
Das vorstehend genannte Problem kann durch Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gelöst werden, das die Schritte umfasst: Heißwalzen einer Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 4,0% Si, 0,5 bis 1,0% Mn, 0,2% oder weniger P, 0,005% oder weniger N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger S und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält, gefolgt von einem Anlassen und Formen zu einem nicht-orientierten elektromagnetischen Blech über ein Kaltwalzen und ein Abschluss-Anlassen, gekennzeichnet durch Kontrollieren der Aufheizrate des heißgewalzten Blechs, wobei das Anlassen in einer gemischten Atmosphäre auf Wasserstoff und Stickstoff bei 40°C/s oder weniger durchgeführt wird.
Eine Begrenzung des Gehalts an (Sb + Sn/2) auf einen Bereich von 0,001 bis 0,005% erlaubt es, dass der Eisenverlust eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs weiter verringert wird.
"Aufheizgeschwindigkeit bzw. Erhitzungsgeschwindigkeit während des Anlassens des heißgewalzten Blechs" bezieht sich auf eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von Raumtemperatur bis zu einer "Soaking"-Temperatur bzw. Temperatur des Ausgleichsglühens.
(Verfahren der Erfindung und Grund, warum die Gehalte an Si, Sb und Sn limitiert werden)
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten die Faktoren, die eine Verringerung des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, stören; dadurch wird klar gemacht, dass deutliche Nitridschichten an der Oberfläche des Blechs mit Abnahme des S-Gehalts auftraten, die verhindern, dass der Eisenverlust reduziert wird.
Durch intensive Studien über Verfahren zur Unterdrückung der Nitridbildung, um den Eisenverlust weiter zu reduzieren, fanden die Forscher, dass der Eisenverlust eines Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, deutlich reduziert werden konnte, indem Sb oder Sn in einer kombinierten Menge an (Sb + Sn/2) von 0,001 bis 0,05% zugegeben wurde und gleichzeitig die Bedingungen des Anlassens des heißgewalzten Blechs geeignet eingestellt wurden.
Um den Effekt von S auf den Eisenverlust zu untersuchen, wurde ein Stahl, der 0,0025% C, 1,65% Si, 0,20% Mn, 0,01% P, 0,31% Al und 0,0021% N mit einer variierenden Menge an S von einer Spurenmenge bis 15 ppm enthielt, im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung nach Heißwalzen. Das heißgewalzte Blech wurde unter den Bedingungen einer Atmosphäre des Anlassens von 75% H₂–25% N₂, einer Aufheizrate von 1°C/s und einer "Soaking"-Temperatur bzw. Ausgleichsglühtemperatur von 800°C für 3 Stunden angelassen. Die Aufheizgeschwindigkeit, wie sie hierin verwendet wird, bezieht sich auf eine mittlere Aufheizrate bzw. Aufheizgeschwindigkeit von Raumtemperatur bis zur Ausgleichsglühtemperatur (im Folgenden dasselbe). Das heißgewalzte Blech wurde dann zu einer Dicke 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ bei 930°C für 2 Minuten. 36 zeigt die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 (die Symbole x in der Figur). Die magnetischen Eigenschaften wurden durch einen 25 cm-Epstein-Test gemessen.
Aus 36 wird klar, dass der Eisenverlust stark abnimmt, wenn der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger eingestellt wird, wobei ein Eisenverlustwert von W_15/50 = 3,2 W/kg erreicht wird. Der Grund ist, dass die Körner durch Verringerung des S-Gehalts sich gut entwickeln können. Nach diesen Resultaten wird der S-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 10 ppm oder weniger limitiert.
Dagegen wird eine Verringerung beim Eisenverlust bei einem S-Gehalt von 10 ppm oder weniger langsam, wobei der Eisenverlust nur etwa 3,1 W/kg erreicht, selbst wenn der S-Gehalt weiter verringert wird.
Unter der Annahme, dass eine Verringerung des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, durch einige andere unbekannte Faktoren als MnS inhibiert werden könnte, betrachteten die Forscher der vorliegenden Erfindung die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop, wobei sich deutliche Nitridschichten an der Oberfläche des Blechs in der Region des S-Gehalts von 10 ppm oder weniger fanden. Dagegen wurden in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm wenig Nitridschichten gefunden. Diese Nitridschichten können vermutlich während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens, das in einer gemischten Atmosphäre aus Wasserstoff und Stickstoff durchgeführt wird, gebildet werden.
Der Grund für eine Beschleunigung der Nitridbildungsreaktion mit Abnahme des S-Gehalts kann wie folgt erklärt werden. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, wurde S an der Oberfläche des Stahls in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm konzentriert, wodurch eine Stickstoffabsorption an der Oberfläche des Blechs während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens unterdrückt wurde. In der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger wurde dagegen der die Stickstoffabsorption unterdrückende Effekt in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger so verringert, dass Nitridschichten gebildet wurden.
Die Forscher nahmen an, dass die Nitridschicht, die in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, deutlich gebildet wird, verhindern könnte, dass sich Kristallkörner an der Oberfläche des Blechs bilden, wodurch eine Abnahme des Eisenverlustes unterdrückt wird. Auf der Basis dieses Konzepts hatten die Forscher die Idee, dass der Eisenverlust des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, weiter verringert werden könnte, wenn Elemente zugesetzt werden könnten, die fähig sind, die Stickstoffabsorption zu unterdrücken und die Fähigkeit des Materials, das eine Spurenmenge an S enthält, nicht stören, Körner sich gut entwickeln zu lassen. Auf der Basis diese Konzepts stellten die Forscher in intensiven Studien fest, dass eine Spurenmenge an Sb wirksam ist.
Eine Probe, die durch Zusetzen von Sb in einer Konzentration von 40 ppm zu der vorstehenden Probe, die durch das Symbol gekennzeichnet war, hergestellt worden war, wurde unter denselben Bedingungen getestet. Die Resultate sind durch ein Symbol o in 36 gezeigt. Im Folgenden wird der Eisenverlust reduzierende Effekt von Sb beschrieben. Während der Eisenverlustwert nur um 0,02 bis 0,04 W/kg abnimmt, indem Sb in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm zugesetzt wird, wurde der Wert durch Zusatz von Sb in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger um etwa 0,2 bis 0,3 W/kg verringert, was einen deutlichen Effekt der Verringerung des Eisenverlustes von Sb zeigt, wenn der S-Gehalt niedrig ist. In dieser Probe wurden ungeachtet des S-Gehalts keine Nitridschichten beobachtet, wahrscheinlich infolge des konzentrierten Sb auf der Oberflächenschicht des Blechs während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens unter Unterdrückung der Stickstoffabsorption.
Die Resultate haben nahegelegt, dass eine Segregation von Sb vor dem Einsetzen der Nitridbildungsreaktion an der Oberfläche des Blechs notwendig ist, um eine Nitridbildung in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, zu unterdrücken.
Unter Beachtung des Erhitzungsprozesses, wenn eine Oberflächensegregation von Sb mit der Nitridbildungsreaktion konkurriert, studierten die Forscher die Beziehung zwischen der Aufheizrate während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und dem Eisenverlust. Eine Testprobe eines Stahls mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 1,62% Si, 0,20% Mn, 0,010% P, 0,30% Al, 0,0004% S, 0,0020% N und 0,004% Sb wurde im Vakuum im Labor geschmolzen. Die erhaltene Platte wurde mit einer Säurelösung nach einem Heißwalzen gewaschen, und das heißgewalzte Blech wurde einem Anlassen unterzogen. Die Bedingungen des Anlassens des heißgewalzten Blechs waren 75% H₂–25% N₂ und eine Ausgleichsglühtemperatur von 800°C für 3 Stunden bei einer variierenden Aufheizrate von 1 bis 50°C/s. Das Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt und einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ unterworfen.
37 zeigt die Beziehung zwischen der Aufheizrate während des Anlassens des so erhaltenen heißgewalzten Blechs und des Eisenverlustes W_15/40. Es kann verstanden werden, dass der Eisenverlust sich in der Region der Aufheizrate, die 40°C/s übersteigt, erhöht hatte. Eine Betrachtung der Textur dieser Materialien zeigte, dass an der Oberflächenschicht des Stahls in der Probe, die mit einer Aufheizrate von über 40°C/s erhitzt worden war, ungeachtet des Zusatzes von Sb, Nitride gebildet worden waren. Dies geschah wahrscheinlich, weil der die Nitridbildung unterdrückende Effekt nicht gut gezeigt werden konnte und die Nitride gebildet wurden, da das Blech einer Hochtemperatur-Nitridbildungs-Atmosphäre ausgesetzt wurde, und zwar vor einer Segregation von Sb an der Stahloberfläche, wenn die Heizgeschwindigkeit hoch ist. Aus diesen Faktoren wird die Aufheizgeschwindigkeit zum Anlassen des heißgewalzten Blechs mit 40°C/s oder weniger festgelegt, wobei unter Berücksichtigung des Eisenverlustes 10°C/s festgelegt wird.
Um die optimale Zugabemenge für Sb zu untersuchen, wurde ein Stahl mit der Zusammensetzung 0,0026% C, 1,60% Si, 0,20% Mn, 0,020% P, 0,30% Al, 0,0004% S, 0,0020% N mit einer variierenden Menge von Sb von Spurenmengen bis 600 ppm im Vakuum im Labor geschmolzen. Die erhaltene Platte wurde nach dem Heißwalzen mit einer Säurelösung gewaschen, und das heißgewalzte Blech wurde einem Anlassen unterzogen. Die Bedingungen des Anlassens des heißgewalzten Blechs waren eine Atmosphäre des Anlassens von 75% H₂–25% N₂, eine Aufheizrate von 1°C/s und eine Temperatur des Ausgleichsglühens von 800°C für 3 Stunden. Das Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt und wurde einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre aus 10% H₂–90% N₂ für 3 Minuten unterworfen.
38 zeigt die Beziehung zwischen dem Sb-Gehalt und dem Eisenverlust W_15/50. Aus 38 wird klar, dass der Eisenverlust in der Region des Sb-Gehalts von 10 ppm oder weniger verringert ist, zeigt auch, dass der Eisenverlust wieder erhöht ist, wenn der Sb-Gehalt auf mehr als 50 ppm erhöht wird, indem weiter Sb zugegeben wird.
Um den Grund für diese Eisenverlustzunahme in der Sb-Gehaltsregion von mehr als 50 ppm zu untersuchen, wurde die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop betrachtet. Das Resultat zeigte, dass, obgleich keine feine Korntextur an der Oberflächenschicht beobachtet wurde, der mittlere Kristalldurchmesser wenig kleiner geworden war. Da Sb ein Element ist, das leicht an den Korngrenzen segregiert, war, obgleich dies nicht sicher ist, die Fähigkeit, die Körner sich gut entwickeln zu lassen, infolge eines Korngrenzenwiderstandseffektes von Sb verschlechtert.
Allerdings bleibt der Eisenverlust im Vergleich zum Eisenverlust des Stahls, der kein Sb enthält, klein, selbst wenn Sb bis zu 600 ppm zugesetzt wird. Aus diesen Gründen wird der Sb-Gehalt auf 10 ppm oder mehr festgelegt, wobei seine Obergrenze aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten 500 ppm ist. In Anbetracht des Eisenverlustes ist der wünschenswerte Sb-Gehalt 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger.
Der den Eisenverlust verringernde Effekt, der oben beschrieben wurde, wurde auch beobachtet, wenn 20 ppm oder mehr Sn, ein Element des Oberflächensegregationstyps wie Sb, zugesetzt wurden. Der Eisenverlust war etwas erhöht, wenn 100 ppm oder mehr Sn zugesetzt wurden. Folglich wird der Sn-Gehalt auf 20 ppm oder mehr festgelegt, wobei die Obergrenze aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten 1000 ppm ist. Im Hinblick auf den Eisenverlust ist der Sn-Gehalt 20 ppm oder mehr und 100 ppm oder weniger.
Wenn Sb und Sn gleichzeitig zugesetzt wurden, nahm der Eisenverlust bei einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) von 10 ppm oder mehr ab, wobei eine geringe Zunahme beim Eisenverlust bei einer kombinierten Menge von (Sb + Sn/2) von 50 ppm oder mehr beobachtet wurde. Folglich wird der (Sb + Sn/2)-Gehalt auf 10 ppm oder mehr beim gleichzeitigen Zusatz von Sb und Sn festgelegt, wobei seine Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten 500 ppm oder weniger ist. Unter Berücksichtigung des Eisenverlustes ist der Gehalt wünschenswerter Weise 10 ppm oder mehr und 50 ppm oder weniger.
(Der Grund, warum die Gehalte an anderen Elementen limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
C: Da C das Problem der magnetischen Alterung beinhaltet, wird sein Gehalt auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Si: Da Si ein wirksames Element zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs ist, wird 1,0% oder mehr Si zugesetzt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wird auf 4,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit der Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte verringert wird, wenn sein Gehalt 4,0% übersteigt.
Mn: Es wurden mehr als 0,05% Mn benötigt, um die Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da allerdings die magnetische Flussdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert ist, wird sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% limitiert.
P: Obgleich P ein Element ist, das zur Verbesserung der Stanzanwendbarkeit des Blechs essentiell ist, wurde sein Gehalt auf 0,2% oder weniger limitiert, da ein Zusatz, der 0,2% übersteigt, das Blech brüchig macht.
N: Da eine Menge an AlN präzipitiert wird, wenn der N-Gehalt groß ist, was den Eisenverlust verringert, wird sein Bereich auf 0,005% oder weniger limitiert.
Al: Obgleich Al wie Si ein effektives Element zur Verstärkung des Eigenwiderstands ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit einer Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte, wenn sein Gehalt 1,0% übersteigt, abnimmt. Die Untergrenze wird mit 0,1% festgelegt, da AlN-Körner zu fein werden, als dass die Körner gut entwickelt würden, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist.
(Herstellungsverfahren)
In der vorliegenden Erfindung können herkömmliche Verfahren zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs angewendet werden, vorausgesetzt, dass die S-, Sb- und Sn-Gehalte wie auch die Gehalte an anderen vorgeschriebenen Komponenten in einem gegebenen Bereich liegen und die Aufheizrate beim Anlassen des heißgewalzten Blechs in dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird zur Einstellung auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung entgast, anschließend einem Gießen und Heißwalzen unterworfen.
Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die Temperatur des Ausgleichsglühens beim Heißwalzen sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, können aber in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs sein. Das heißgewalzte Blech wird anschließend mit einer Säurelösung gewaschen und heißgewalzt. Zum Anlassen bzw. Glühen kann entweder ein Chargenofen oder ein kontinuierlicher Glühofen verwendet werden, vorausgesetzt, dass die Aufheizrate des Anlassens des heißgewalzten Blechs innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt. Nach Formen des heißgewalzten Blechs zu einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Glühen wird das Blech einem Abschluss-Anlassen unterzogen.
Beispiel
Es wurde ein in Tabelle 21 gezeigter Stahl verwendet und der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert worden war, und entgast, um ihn auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, danach wurde er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen. Nach Erhitzen der Platte für 1 Stunde bei 1140°C wurde das Blech zu einer Blechdicke von 2,3 mm heißgewalzt. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs bei 800°C und die "Coiling"-Temperatur war 610°C. Nach dem Ausgleichsglühen wurde das heißgewalzte Blech mit einer Säurelösung gewaschen und unter den in Tabelle 21 angegebenen Bedingungen angelassen. Das angelassene Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen unter den in Tabelle 21 angegebenen Bedingungen. Die Atmosphäre des Anlassens des heißgewalzten Blechs und die Atmosphäre des Abschluss-Anlassens waren 75% H₂–25% N₂ bzw. 75% H₂–25% N₂. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen. Die magnetischen Charakteristika sind ebenfalls in Tabelle 21 aufgelistet.
Wie aus den Blechen Nr. 1 bis Nr. 13 der vorliegenden Erfindung in Tabelle 21 klar wird, kann ein Blech mit sehr niedrigem Eisenverlust nach dem Abschluss-Anlassen und einer hohen magnetischen Flussdichte erhalten werden, indem die vorgeschriebenen Blechkomponenten, einschließlich S, Sb und Sn, wie auch die Gehalte der anderen vorgeschriebenen Komponenten, auf die Gehalte der vorliegenden Erfindung kontrolliert werden und indem die Aufheizgeschwindigkeiten während des Anlassens des heißgewalzten Blechs auf den Bereich der vorliegenden Erfindung eingestellt wird.
Die Eisenverlustwerte W_15/50 in den Blechen Nr. 14 und Nr. 15 sind hoch, da die Gehalte an S und (Sb + Sn/2) in dem erstgenannten und der Gehalt an (Sb + Sn/2) in dem letztgenannten außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Da die Aufheizrate der Bleche Nr. 16 und Nr. 17 höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung ist, ist der Eisenverlust W_15/50 höher als der Wert des Stahls der vorliegenden Erfindung.
Der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 18 ist hoch, da der C-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 niedrig ist, ist im Blech Nr. 19 auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, da der Si-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung ist.
Da der Mn-Gehalt im Blech Nr. 20 niedriger als der Bereich der vorliegenden Erfindung ist, ist der Eisenverlust W_15/50 hoch.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 niedrig ist, ist im Blech Nr. 20 die magnetische Flussdichte B₅₀ auch niedrig, da der Mn-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung ist.
Der N-Gehalt liegt im Blech Nr. 22 über dem Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust W_15/50 hoch ist.
Der Eisenverlust W_15/50 ist im Blech Nr. 23 hoch, da der Al-Gehalt niedriger als der Bereich der vorliegenden Erfindung ist.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 24 niedrig ist, ist auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, da der Al-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Ausführungsform 11
Der entscheidende Punkt dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung besteht darin, den Eisenverlust eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs zu reduzieren, wobei das Material eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, indem 0,03 bis 0,15% P oder 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) enthalten gelassen werden und indem die Atmosphäre des Anlassens während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und die "Soaking"-Zeit bzw. Ausgleichsglühzeit kontrolliert werden.
Das vorstehend genannte Problem kann durch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gelöst werden, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es die folgenden Schritte umfasst: Heißwalzen einer Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001 oder weniger (einschließlich Null) an S und 0,03 bis 0,15% P mit einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält; Formen zu einer gegebenen Blechdicke durch einmaligen Kaltwalzen oder zweimaliges oder mehrmaliges Kaltwalzen durch Zwischenschalten eines Zwischenglühens nach Waschen mit einer Säurelösung und Anlassen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre, die 60% oder mehr enthält, für eine "Soaking"-Zeit von 1 bis 6 Stunden; und Unterwerfen des angelassenen Blechs einem Abschluss-Anlassen.
Das vorstehend genannte Problem kann auch durch ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs gelöst werden, das dadurch charakterisiert ist, dass es die folgenden Schritte umfasst: Heißwalzen einer Platte, die in Gew.-% 0,005% oder weniger C, 1,5 bis 3,5% Si, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005% oder weniger (einschließlich Null) N, 0,1 bis 1,0% Al, 0,001% oder weniger (einschließlich Null) an S, 0,003 bis 0,15% P und 0,001 bis 0,05% (Sb + Sn/2) mit einem wesentlichen Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen enthält; Formen zu einer gegebenen Blechdicke durch einen Kaltwalzvorgang oder zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit dazwischen geschaltetem Zwischenanlassen bzw. Zwischenglühen nach Waschen mit einer Säurelösung und Anlassen des heißgewalzten Blechs in einer Atmosphäre, die 60% oder mehr H₂ enthält, für eine Ausgleichsglühzeit von 1 bis 6 Stunden; und Unterwerfen des angelassenen Blechs einem Abschluss-Anlassen.
In den folgenden Beschreibungen bezieht sich "%" und "ppm", die die Zusammensetzung des Stahls angeben, auf "Gew.-%" bzw. "Gew.-ppm".
(Verfahren der Erfindung und der Grund, warum der S-Gehalt und die Bedingungen des Anlassens limitiert werden)
Die Forscher der vorliegenden Erfindung führten detaillierte Studien über die Faktoren durch, die eine Verringerung des Eisenverlustes in dem Material, das eine Spurenmenge an S von 10 ppm oder weniger enthält, inhibieren. Die Resultate zeigten klar, dass erkennbare Nitridschichten an der Oberfläche des Blechs mit Abnahme des S-Gehalts gefunden wurden und dass diese Nitridschichten eine Verringerung des Eisenverlustes inhibierten.
Dementsprechend fanden die Forscher durch die kollektiven Untersuchungen über Verfahren zur weiteren Reduzierung des Eisenverlustes, dass der Eisenverlust in dem Material, das eine Spurenmenge an S enthält, stark verringert werden könnte, in dem 0,03 bis 0,15% P oder (Sb + Sn/2) in einem Bereich von 0,001 bis 0,05% enthalten gelassen wurden und in dem die Atmosphäre des Auslassens und die "Soaking"-Zeit des heißgewalzten Blechs kontrolliert werden.
Die vorliegende Erfindung wird nun detaillierter anhand der experimentellen Resultate beschrieben.
Um den Effekt von S auf den Eisenverlust zu untersuchen, wurden zuerst Stähle mit den folgenden drei Zusammensetzungssystemen, die variierende Mengen an S von einer Spurenmenge bis 15 ppm enthielten, im Labor geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung. Das erhaltene heißgewalzte Blech wurde unter drei Kombinationsarten Atmosphäre des Anlassens und Zeit des Ausgleichsglühens bzw. "Soaking" einem Anlassen bzw. Glühen unterworfen, nämlich: 75% H₂/3 Stunden Soaking, 50% H₂/3 Stunden Soaking bzw. Ausgleichsglühen und 75% H₂/0,5 Stunden Ausgleichsglühen bei einer Temperatur des Anlassens bzw. Glühens von 800°C. Das angelassene Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂ 90% N₂ für 2 Minuten.

(1) C: 0,0025%, Si: 1,85%, Mn: 0,20%, P: 0,040%, Al: 0,31%, N: 0,018%
(2) C: 0,0025%, Si: 1,85%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,31%, N: 0,0018%, Sn: 0,0050%
(3) C: 0,0025%, Si: 1,85%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,31%, N: 0,0018%, Sb: 0,0040%

Die Beziehung zwischen dem S-Gehalt der so erhaltenen Probe und dem Eisenverlust W_15/50 ist in 39 gezeigt. Aus 39 wird klar, dass der Eisenverlust stark verringert wird, wenn der S-Gehalt 10 ppm oder weniger ist. Der Grund ist, dass die Körner durch Verringerung des S-Gehalts gut entwickelt werden. Entsprechend wird der S-Gehalt auf 10 ppm oder weniger, wünschenswerter Weise auf 5 ppm oder weniger festgelegt.
Es wurde allerdings gefunden, dass der Verringerungsgrad des Eisenverlustes in Abhängigkeit von der Kombination Atmosphäre des Anlassens und "Soaking"-Zeit bzw. Ausgleichsglühzeit differiert. Wie aus 39 deutlich wird, ist der Eisenverlust in der Kombination aus 75% H₂/3 Stunden Soaking weitaus geringer als in den Kombinationen 50% H₂/3 Stunden Soaking und 75% H₂/0,5 Stunden Soaking.
Zum Zweck der Untersuchung der obigen Gründe betrachteten die Forscher die Textur des Materials unter einem optischen Mikroskop, wobei sie deutliche Nitridschichten an der Oberflächenschicht des Blechs in allen drei Komponentensystemen fanden, wenn die Kombinationen 50% H₂/3 Stunden Soaking und 75% H₂/0,5 Stunden Soaking waren. Im Fall von 75% H₂/3 Stunden Soaking dagegen wurden selten Nitridschichten gefunden. Die Nitridschicht wurde wahrscheinlich während des Anlassens des heißgewalzten Blechs, das in einer Nitridbildungsatmosphäre durchgeführt wurde, gebildet.
Der Grund, warum verschiedene Nitridbildungsreaktionen bewirkt wurden, kann wie folgt erklärt werden. Da S ein Element ist, das leicht an der Oberfläche und an Korngrenzen konzentriert wird, unterdrückte konzentriertes S an der Oberfläche des Blechs eine Stickstoffabsorption während des Anlassens des heißgewalzten Blechs in der S-Gehaltsregion von mehr als 10 ppm. Der unterdrückende Effekt für die Stickstoffabsorption wurde andererseits in der S-Gehaltsregion von 10 ppm oder weniger verschlechtert. Obgleich versucht wurde, eine Verschlechterung dieses Unterdrückungseffekts durch Kontrolle der Gehalte an P oder Sn oder die Kombination des Sb-Gehalts und der Atmosphäre des Anlassens des heißgewalzten Blechs (Atmosphäre des Anlassens – Zeit des Ausgleichsglühens) wettzumachen, gab es durch die Kombination Atmosphäre des Anlassens – "Soaking"-Zeit bei der Fähigkeit zur Unterdrückung der Stickstoffabsorption. Es wurde angenommen, dass sich diese Resultate auf den Eisenverlustlevel auswirken.
Um die optimalen Kombinationen der Atmosphäre des Anlassens und der Zeit des Ausgleichsglühens bzw. der "Soaking"-Zeit zu untersuchen, wurden im Labor die folgenden Zusammensetzungssysteme geschmolzen, gefolgt von einem Waschen mit einer Säurelösung. Das erhaltene heißgewalzte Blech wurde durch Veränderung der Temperatur des Anlassens von 800°C einem Anlassen unterworfen. Das angelassene Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen in einer Atmosphäre von 10% H₂–90% N₂ für 2 Minuten.

(4) C: 0,0020%, Si: 1,87%, Mn: 0,20%, P: 0,040%, Al: 0,30%, S: 0,0003%, N: 0,0017%
(5) C: 0,0020%, Si: 1,87%, Mn: =,20%, P: 0,010%, Al: 0,30%, S: 0,0003%, N: 0,0017%, Sn: 0,0050%
(6) C: 0,0020%, Si: 1,87%, Mn: 0,20%, P: 0,010%, Al: 0,30%, S: 0,0003%, N: 0,0017%, Sb: 0,0040%

40 zeigt die Beziehung zwischen jeder "Soaking"-Zeit des heißgewalzten Blechs bei jeder H₂-Konzentration und des Eisenverlustes W_15/50 der so erhaltenen Proben.
Aus 40 ist zu ersehen, dass der Eisenverlust in der Region, in der die H₂-Konzentration 60% oder mehr ist, und die "Soaking"-Zeit während des Anlassens des heißgewalzten Blechs 1 bis 6 Stunden ist, in einem beliebigen der Zusammensetzungssysteme verringert, wobei ein Eisenverlustwert W_15/50 von 2,5 W/kg erreicht wird.
(Der Grund, warum die Gehalte der anderen Komponenten limitiert werden)
Der Grund, warum die Gehalte an anderen Komponenten limitiert werden sollten, wird nachfolgend beschrieben.
C: Da C ein Problem der magnetischen Alterung involviert, wird sein Gehalt auf 0,005% oder weniger limitiert.
N: Da eine Menge an AlN präzipitiert wird, wenn der N-Gehalt groß sit, was den Eisenverlust verringert, wird sein Bereich auf 0,005% oder weniger begrenzt.
Si: Da Si ein zur Erhöhung des Eigenwiderstands des Blechs effektives Element ist, wird seine Untergrenze auf 1,5% festgelegt. Die Obergrenze des Si-Gehalts wird auf 3,5% festgelegt, da die magnetische Flussdichte mit einer Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 3,5% übersteigt.
Mn: Es wird mehr als 0,05% Mn benötigt, um eine Rotsprödigkeit während des Heißwalzens zu verhindern. Da allerdings die magnetische Flussdichte bei dem Mn-Gehalt von 1,0% oder mehr verringert ist, wird sein Bereich auf 0,05 bis 1,0% limitiert.
Al: Obgleich Al wie Si ein zur Erhöhung des Eigenwiderstands effektives Element ist, wurde die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,0% limitiert, da die magnetische Flussdichte mit einer Abnahme der Sättigung der magnetischen Flussdichte abnimmt, wenn sein Gehalt 1,0% übersteigt. Die Untergrenze wird mit 1,0% festgelegt, da AlN-Körner zu fein werden, als dass sich die Körner gut entwickeln könnten, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% ist.
P: Der P-Gehalt wird mit 0,03% oder mehr festgelegt, um die Stickstoffabsorption während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und während des Abschluss-Anlassens zu unterdrücken, und im Hinblick auf das Problem der Kompatibilität mit dem Heißwalzen wird die Obergrenze auf 0,15% festgelegt. Wenn allerdings 0,001% oder mehr an (Sb + Sn/2) enthalten ist, ist die Untergrenze nicht definiert, während die Obergrenze 0,15% ist, und zwar unter Berücksichtigung der Kompatibilität mit dem Kaltwalzen, da Sb und Sn eine Stickstoffabsorption während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens unterdrücken.
Sb + Sn/2: Während Sb und Sn gleichermaßen zur effektiven Unterdrückung der Nitridbildung wirken, ist Sb zweimal so wirksam wie Sn. Daher wird ihr Gehalt durch (Sb + Sn/2) vorgeschrieben. Obgleich ein Gehalt von (Sb + Sn/2) von 0,001% oder mehr vorteilhaft ist, um die Nitridbildung während des Anlassens des heißgewalzten Blechs und des Abschluss-Anlassens zu unterdrücken, wird seine Obergrenze unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 500 ppm begrenzt. Sb oder Sn wird so enthalten gelassen, dass (Sb + Sn/2) innerhalb des oben beschriebenen Bereichs bleibt.
(Herstellungsverfahren)
In der vorliegenden Erfindung können herkömmliche Verfahren zur Herstellung des elektromagnetischen Blechs angewendet werden, vorausgesetzt, der Gehalt an S und vorgeschriebenen Komponenten ausgenommen, die Bedingungen des Anlassens des heißgewalzten Blechs, sind in einem gegebenen Bereich. Der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert wurde, wird entgast, um auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, anschließend wird er einem Gießen und Heißwalzen unterworfen. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens und die "Coiling"-Temperatur bzw. Temperatur des Ausgleichsglühens sind nicht notwendiger Weise vorgeschrieben, sondern können in einem normalen Temperaturbereich zur Herstellung eines herkömmlichen elektromagnetischen Blechs liegen. Das heißgewalzte Blech wird anschließend mit einer Säurelösung gewaschen und heißgewalzt. Nach Formen des heißgewalzten Blechs zu einer vorgeschriebenen Dicke durch einen Kaltwalzvorgang oder durch zwei oder mehr Kaltwalzvorgänge mit einem dazwischen geschalteten Anlassen bzw. Glühen wird das Stahlblech einem Abschluss-Anlassen unterworfen.
Beispiel
Es wurde der in Tabelle 22 gezeigte Stahl verwendet, und der geschmolzene Stahl, der in einem Konverter geläutert worden war, wurde entgast, um ihn auf eine vorgeschriebene Zusammensetzung einzustellen, anschließend wurde er einem Gießen und Heißwalzen unterzogen. Nach Erhitzen der Platte für 1 Stunde bei 1600°C wurde das Blech zu einer Blechdicke von 2,0 mm heißgewalzt. Die Temperatur des Abschluss-Anlassens des heißgewalzten Blechs war 800°C und die "Coiling"-Temperatur war 610°C, gefolgt von einem Anlassen des heißgewalzten Blechs unter den in Tabelle 22 aufgelisteten Bedingungen. Das angelassene Blech wurde dann zu einer Dicke von 0,5 mm kaltgewalzt, gefolgt von einem Abschluss-Anlassen unter den in Tabelle 22 gezeigten Bedingungen. Die magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines 25 cm-Epstein-Teststücks gemessen. Die magnetische Charakteristik jedes Blechs ist auch in Tabelle 2 gezeigt. Die "Soaking"-Zeit wird durch die "Anlass"-Zeit des heißgewalzten Blechs in Tabelle 22 angegeben.
In Tabelle 22 haben die Bleche Nr. 1 bis Nr. 17 eine Si-Konzentration in der Größenordnung von 1,8%, während die Bleche Nr. 18 bis Nr. 25 eine Si-Konzentration in der Größenordnung von 2,5% haben. Wenn die Bleche mit derselben Konzentration an Si-Gehalte miteinander verglichen werden, so haben die Stähle der vorliegenden Erfindung niedrigere Eisenverlustwerte.
Diese Fakten zeigen, dass ein nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech mit sehr niedrigem magnetischem Verlust erhalten werden konnte, selbst wenn der S-Gehalt, die Zusatzmenge eines von P, Sn oder Sb, die Atmosphäre des Anlassens des heißgewalzten Blechs und die "Soaking"-Zeit im Bereich der vorliegenden Erfindung liegen.
Die Bleche Nr. 8 und 21 haben andererseits einen hohen W_15/50, da der S-Gehalt außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist.
Da die H₂-Konzentration während des Anlassens des heißgewalzten Blechs bei den Blechen Nr. 14 und 22, die "Soaking"-Zeit bzw. Ausgleichsglühzeit während des Anlassens des heißgewalzten Blechs bei den Blechen Nr. 15, Nr. 16, Nr. 23 und Nr. 24 außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung liegen, wird der Eisenverlust W_15/50 hoch.
Das Blech Nr. 10 hat nicht nur einen hohen Eisenverlust W_15/50, sondern involviert auch das Problem der magnetischen Alterung, da der C-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Obgleich der Eisenverlust W_15/50 im Blech Nr. 11 niedrig ist, ist auch die magnetische Flussdichte B₅₀ niedrig, da der Mn-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt.
Das Blech Nr. 12 hat einen Al-Gehalt, der niedriger ist als der Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass der Eisenverlust W_15/50 hoch ist.
Der Eisenverlust W_15/50 ist in Blech Nr. 13 hoch, da der N-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung ist.
Da alle Gehalte, der für P, Sn und Sb, außerhalb des Bereichs der Erfindung im Blech Nr. 17 und Nr. 25 sind, ist der Eisenverlust W_15/50 hoch.
Das Blech Nr. 26 hat einen Si-Gehalt über dem Bereich der vorliegenden Erfindung, so dass die magnetische Flussdichte 850 trotz des hohen Eisenverlustes W_15/50 niedrig ist.
Der P-Gehalt des Blechs Nr. 9 war zu hoch, um zu einem kommerziellen Produkt geformt zu werden, da das Blech während des Kaltwalzen brach.

Claims

Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech, bestehend aus: 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 4,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Mn, 1,5 Gew.-% oder weniger Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, zumindest einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb und Sn ist und der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 3, worin der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 3, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb ist und der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 6, worin der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 6, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Sn ist und der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,1 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 9, worin der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 9, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Se und Te ist und der Gehalt an Se + Te 0,0005 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 12, worin der Gehalt an Se + Te 0,0005 bis 0,002 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 12, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Se ist und der Se-Gehalt 0,0005 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 15, worin der Se-Gehalt 0,0005 bis 0,002 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 15, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 4 Gew.-% oder weniger beträgt, der Mn-Gehalt 0,05 bis 1 Gew.-% beträgt, besagtes zumindest eine Element Te ist und der Te-Gehalt 0,0005 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 18, worin der Te-Gehalt 0,0005 bis 0,002 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 18, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin die unvermeidlichen Verunreinigungen 0,005 Gew.-% oder weniger Ti beinhalten.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin besagtes zumindest eine Element ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,005 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,01 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,002 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,002 Gew.-% Te.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 1,5 bis 3 Gew.-% beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 3,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb + Sn ist, der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 23, worin der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 23, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 23, worin besagtes nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm aufweist.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 1,5 bis 3 Gew.-% beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 3,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb ist, der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 27, worin der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 27, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 27, worin besagtes nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm aufweist.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt 1,5 bis 3 Gew.-% beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 3,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sn ist, der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,1 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 31, worin der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 31, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 31, worin besagtes nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech einen mittleren Kristallkorndurchmesser von 70 bis 200 μm aufweist.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1,5 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb und Sn ist, der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 35, worin der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 35, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1,5 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sb ist, der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,05 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs von 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 38, worin der Sb-Gehalt 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 38, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 1, worin der Si-Gehalt mehr als 3 Gew.-% und 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, der Al-Gehalt 0,1 bis 1,5 Gew.-% beträgt, der Gehalt an Si + Al 4,5 Gew.-% oder weniger beträgt, besagtes zumindest eine Element Sn ist, der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,1 Gew.-% beträgt und die Dicke des Blechs 0,1 bis 0,35 mm beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 41, worin der Sn-Gehalt 0,002 bis 0,01 Gew.-% beträgt.
Nicht-orientiertes elektromagnetisches Blech nach Anspruch 41, worin der S-Gehalt 0,0005 Gew.-% oder weniger beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines nicht-orientierten elektromagnetischen Blechs, umfassend die Schritte: (a) Herstellen einer Platte bestehend aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 4 Gew.-% oder weniger Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 1,5 Gew.-% oder weniger Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, zumindest einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb, 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn, 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te, und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen; (b) Heißwalzen der Platte unter Bildung eines heißgewalzten Blechs; (c) Kaltwalzen des heißgewalzten Blechs unter Bildung eines kaltgewalzten Blechs und (d) Abschluß-Anlassen ("finish-annealing") des kaltgewalzten Blechs.
Verfahren nach Anspruch 44, worin besagtes zumindest eine Element ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,001 bis 0,05 Gew.-% Sb und 0,002 bis 0,1 Gew.-% Sn.
Verfahren nach Anspruch 44, worin besagtes zumindest eine Element ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Se und 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Te.
Verfahren nach Anspruch 44, worin besagte Platte aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1 bis 4 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% an Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und worin besagtes Abschluß-Anlassen das Erhitzen des Blechs bei einer Aufheizrate von 40°C/s oder weniger umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 47, worin der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 44, worin besagte Platte aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,03 bis 0,15 Gew.-% P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1 bis 3,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% an Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und worin besagtes Abschluß-Anlassen ein kontinuierliches Anlassen in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr über eine Zeitdauer von 30 Sekunden bis 5 Minuten umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 44, worin besagte Platte aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, weniger als 1,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% an Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und worin besagtes Abschluß-Anlassen ein kontinuierliches Anlassen in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr über eine Zeitdauer von 30 Sekunden bis 5 Minuten umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 44, weiterhin umfassend den Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs.
Verfahren nach Anspruch 51, worin besagte Platte aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1,5 bis 4 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% an Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und worin der Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs das Erhitzen des heißgewalzten Blechs bei einer Aufheizrate von 40°C/s oder weniger in einer gemischten Atmosphäre aus Wasserstoff und Stickstoff umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 51, worin der Gehalt an Sb + 0,5 × Sn 0,001 bis 0,005 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 51, worin besagte Platte aus 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,15 Gew.-% oder weniger P, 0,005 Gew.-% oder weniger N, 1,5 bis 3,5 Gew.-% Si, 0,05 bis 1 Gew.-% Mn, 0,1 bis 1 Gew.-% Al, 0,001 Gew.-% oder weniger S, 0,001 bis 0,05 Gew.-% an Sb + 0,5 × Sn und einem Rest an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und worin der Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs das Erhitzen des heißgewalzten Blechs über 1 bis 6 Stunden in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 60% oder mehr umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 51, worin der Schritt des Anlassens des heißgewalzten Blechs das Erhitzen des heißgewalzten Blechs über 1 bis 5 Minuten in einer Atmosphäre mit einer Wasserstoffkonzentration von 10% oder mehr umfaßt.