DE3229256A1

DE3229256A1 - Kornorientiertes elektrostahlblech und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number: DE3229256A1
Application number: DE19823229256
Authority: DE
Inventors: Koichi Fujiwara; Kazutaka Himeji Hyogo Higashine; Tomohiko Sakai; Yoneo Yamada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1981-08-05
Filing date: 1982-08-05
Publication date: 1983-03-03
Also published as: JPS5842727A; BE894038A; DE3229256C2; GB2107350B; US4493739A; GB2107350A; JPS5948935B2; FR2511046A1; FR2511046B1

Description

Gegenstand der Erfindung ist ein kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech oder -band (nachstehend als "Elektro stahlblech" bezeichnet) mit gleichmäßigen magnetischen Eigen schaften, in dem die Kristalle eine hohe £ΐ1θΐ<ΟΟ1> -Orientierung aufweisen, so daß das Stahlblech leicht in Walzrichtung zu magnetisieren ist. Gegenstand der Erfindung ist ferner ein Verfahren zur Herstellung eines solchen kornorientierten Elektrostahlblechs.

Kornorientiertes Elektrostahlblech wird als weichmagnetisches Material hauptsächlich für Transformatorkerne und verschiedene elektrische Maschinen und Vorrichtungen verwendet. Im Hinblick auf die Knappheit der elektrischen Energie und die Notwendigkeit, Energie einzusparen, besteht in jüngerer Zeit ein zunehmendes Bedürfnis nach kornorientiertem Elektro stahlblech mit einem geringeren Wattverlust als derjenige von herkömmlichen kornorientierten Elektrostahlblechen.

In der US-PS 3 872 704 ist ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs beschrieben, bei dem hauptsächlich eine dispergierte Phase aus ausgeschiedenem MnS ausgenutzt wird. Nach dem dort beschriebenen Verfahren wird eine Siliciumstahlbramme während des Warmwalzens 30 bis 200 Sekunden auf einer Temperatur von 950 bis 1200⁰C gehalten, um das MnS in Form von feinen, gleichmäßig verteilten Teilchen mit hoher Verteilungsdichte auszuscheiden und dabei die magnetischen Eigenschaften des Endproduktes zu verbessern. Bei dieser Art von kornorientierten Elektrostahlblechen, bei denen die dispergierten Phasen aus ausgeschiedenem MnS bestehen, wird jedoch die sekundäre Rekristallisation unstabil, insbesondere bei einem hohen Dickenverminderungsverhältnis von über 60 % beim Kaltwalzen, wenn

ι das abschließende Kaltwalzen mit einem hohen Dickenverminderungsverhältnis von 50 bis 80 % durchgeführt wird, um den Wattverlust des Produktes durch Verminderung der Makro-Korngröße des Endprodukts weiter zu verbessern bei gleiehzeitiger Aufrechterhaltung der magnetischen Flußdichte des kornorientierten Elektrostahlblechs. Diese Erscheinung führt zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften des erhaltenen Produktes.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein kornorientier~ tes Elektrostahlblech bereitzustellen, das die vorstehend genannten Nachteile nicht aufweist, und verbesserte magnetische Eigenschaften, insbesondere im Hinblick auf den Wattverlust, aufweist und dabei gleichzeitig stabile Wattverlust-Eigenschaften über die gesamte Länge des augewickelten Produktes zeigt. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrostahlblechs mit gleichmäßigen magnetischen Eigenschaften aufgrund einer feinen Verteilung der Ausscheidungen zu schaffen. Diese Aufgaben werden durch die Erfindung gelöst.

Gegenstand der Erfindung ist demnach ein kornorientiertes Elektrostahlblech, das dadurch gekennzeichnet ist, daß es eine Dicke von 0,15 bis 0,50 mm aufweist, 2,0 bis 4,0 $> Si, 0,050 bis 0,090 % Mn und 0,02 bis 0,2 $ Cu enthält, einen Wattverlust W^a-q von höchstens etwa 1,19 W/kg und eine magnetische Flußdichte B₁₀ von mindestens etwa 1,86 Tesla über die gesamte Länge des aufgewickelten Blechs aufweist und daß es hergestellt wurde nach einem Verfahren, das eine Warmwalzstufe, in welcher die Ausgangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes derart gesteuert wird, daß sich die Temperatur des oberen Bereichs des warmgewalzten Stahlblechs im Bereich von 900 bis 1050⁰C und die Temperatur der mittleren und unteren Bereiche davon im Be-

reich von 950 bis 1150⁰C befindet, sowie eine zweistufige

.umfaßt.
Kaltwalzstufe/ wobei das abschließende Kaltwalzen des

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warmgewaltzen Stahlblechs mit einem Dickenverminderungsverhältnis von 50 bis 8o % durchgeführt wird.

Gegenstand der Erfindung ist ferner ein Verfahren zur Herstellung des genannten kornorientierten Elektrostahlblechs mit niedrigem Wattverlust, bei dem eine Siliciumstahlbramme mit einem Gehalt von höchstens 0,085 Gewichtsprozent C, 2,0 bis 4,0 Gewichtsprozent Si, 0,050 bis 0,090 Gewichtsprozent Mn und 0,010 bis Ο,ΟβΟ Gewichtsprozent S warmgewalzt, kaltge« walzt und schlußgeglüht wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Siliciumstahlbramme zusätzlich 0,02 bis 0,2 Gewichtsprozent Cu enthält, die Ausgangstemperatur des abschließenden WarmwäLzschrittes derart gesteuert wird, daß die Temperatur im oberen Bereich des warmgewalzten Blechs i_m Bereich von 900 bis 1050°C und die Temperatur der mittleren und unteren Bereiche davon im Bereich von 950 bis 1150⁰C liegt und das abschließende Kaltwalzen mit einem Dickenverminderungsverhältnis von 50 bis 80 # durchgeführt wird.

zur Verbesserung des Wattverlustes eines kornorientierten Elektrostahlblechs ist es erforderlich, seine magnetische Plußdichte zu erhöhen und den Makrokorn-Durchmesser des Endprodukts zu vermindern und dabei die erhöhte magnetische Plußdichte beizubehalten. Um dies zu erreichen, muß der abschließende Kaltwalzschritt mit hohem Kaltwalz-Dickenverminderungsverhältnis von 50 bis 80 % durchgeführt werden. Im Fall eines Siliciumstahl, in dem die dispergierten Phasen aus ausgeschiedenem MnS allein bestehen, kann ein abschließendes Kaltwalz-Dickenverminderungsverhältnis von βθ % oder mehr jedoch eine !Instabilität der sekundären Rekristallisation beim Schlußglühen verursachen. Dieser Nachteil ist vermutlich auf die Tatsache zurückzuführen, daß die aus ausgeschiedenem MnS bestehenden dispergierten Phasen schwach sind. Es wurden deshalb verschiedene Untersuchungen zur Überwindung des genannten Nachteils durchgeführt. Dabei wurde festgestellt, daß bei Verwendung eines Siliciumstahls mit

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ι einer bestimmten Menge Kupfer eine Stabilisierung der sekundären Rekristallisation auch bei hohem abschließenden Kaltwalz-Dickenverrainderungsverhältnis von 50 bis 80 %, insbesondere von 60 bis 80 %, erreicht werden kann« Auf der Grundlage dieser Entdeckung wurde ein kornorientiertes Elektrostahlblech nach den in der JP-OS 4-8-69720 (1973) beschriebenen Warmwalzbedingungen hergestellt. Das dabei erhaltene Stahlblech weist erheblich verbesserte magnetische Eigenschaften auf. Jedoch ist in dem unter den genannten Warmwalzbedingungen hergestellten kornorientierten Elektrostahlblech die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die gesamte Länge der erhaltenen Spule noch unbefriedigend. Die mittleren und unteren Bereiche der warmgewalzten Spule in Längsrichtung weisen eine gröbere Makrokorngröße als der obere Bereich auf. Im Endprodukt zeigen diese Bereiche auch eine geringere magnetische Plußdichte als der obere Bereich. Die Verbesserung der magnetischen Eigenschaften in den mittleren und unteren Bereichen ist somit nicht erheblich, da die magnetischen Eigenschaften der Spule in ihrer Längsrichtung ungleichmäßig sind. Zur Bestimmung der Gründe für die Ungleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften wurde der Ausscheidungszustand der aus ausgeschiedenem CUgS bestehenden dispergierten Phasen im warmgewalzten Blech mit Hilfe eines Elektronenmikroskops

²⁵ geprüft.

Nach dem Verfahren der Erfindung kann nicht nur ein kornorientiertes Elektrostahlblech mit der üblichen Dicke von 0,28 bis 0,50 mm (11 mil) hergestellt werden, sondern es können auch kornorientierte Bleche mit einer Dicke von 0,25 mm (9 mil) oder 0,15 mm (6 mil) erhalten werden.

Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnung weiter

erläutert.

35

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Die Figuren IA bis C und 2A bis C sind Elektronenmikroskop-Aufnahmen, die den Ausscheidungszustand der aus ausgeschiedenem CUgS bestehenden dispergierten Phasen im oberen (Fig. IA und 2A), mittleren (Fig. IB und 2B) und unteren (Fig. IC und 2C) Bereich des warmgewalzten Blechs zeigen, das nach einem herkömmlichen Verfahren bzw. nach dem Verfahren der Erfindung erhalten wurde. Fig. 3 zeigt den Temperaturbereich, innerhalb dessen die Ausgangstemperatur der abschließenden Warmwalzstufe im Verfahren der Erfindung eingestellt werden soll.

Als Ergebnis der Prüfung des Ausscheidungszustandes der aus ausgeschiedenem CUgS bestehenden dispergierten Phasen im warmgewalzten Blech wurde festgestellt, daß kein großer Unterschied in der Gesamtmenge der ausgeschiedenen Sulfide in den drei Bereichen der warmgewalzten Spule besteht, daß aber die CUgS-Teilchen in den mittleren und unteren Bereichen der warmgewalzten Spule eine Neigung zur Aggregation

besitzen; vgl. Fig. IA und B. 20

Im Hinblick auf diese Beobachtung wurden verschiedene Untersuchungen zur Steuerung der Größe und Verteilung der ausgeschiedenen CUpS-Teilchen im Siliciumstahlblech durchgeführt. Damit konnte ein Verfahren geschaffen werden, mit dem Elektrostahlblech mit hoher magnetischer Flußdichte in hoher Ausbeute und Stabilität hergestellt werden kann, indem bestimmte Warmwalzbedingungen angewendet werden. Im Verfahren der Erfindung wird die Ausgangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes derart kontrolliert, daß die Temperatur im oberen Bereich des Stahlblechs im Bereich von 900 bis 1050⁰C und die Temperatur der mittleren und unteren Bereiche davon im Bereich von 950 bis 1150°C liegt. Dies führt zu dem Ergebnis, daß die Größe der im Stahlblech ausgeschiedenen Cu_oS-Teilchen über die gesamte Länge des warm-

or C-

gewalzten Bleches gleichmäßig ist. Der Begriff "Ausgangstemperatur" bezeichnet die Temperatur beim Verlassen (Ausgang) des abschließenden Warmwalzschrittes.

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-δι Vorzugsweise wird die Temperatur des Silieiumstahls über die ganze Länge des Stabs vor dem Durchführen des abschließenden Warmwalzens auf 1100⁰C eingestellt, um die Größe der im Stahlblech ausgeschiedenen MnS-Teilchen zu steuern, wäh~ rend gleichzeitig eine Temperatur gesichert wird, die sich zur Steuerung der folgenden Ausscheidung der CUgS-Teilchen eignet.

Die Elektronenmikroskop-Aufnahmen der Pig. 2A, 2B und 2C zeigen den gleichmäßigen Zustand der aus CUpS bestehenden ausgeschiedenen dispergierten Phase im oberen, mittleren und unteren Bereich des Stahlblechs, das unter Anwendung des vorstehend beschriebenen besonderen Walmwalzens hergestellt

wurde. 15

Die Grenzen der Herstellungsbedingungen im Verfahren der Erfindung werden nachstehend erläutert.

Bei einem Kohlenstoffgehalt des Silieiumstahls über 0,085 % werden nicht nur die magnetischen Eigenschaften des erhaltenen Produktes unbefriedigend, sondern es ist auch lange Zeit zum Entkohlungsglühen erforderlich, was vom wirtschaftlichen Standpunkt nachteilig ist. Der maximale Kohlenstoffgehalt ist deshalb auf 0,085 % begrenzt. 25

Silicium ist ein wirksames Element zur Erniedrigung des Wattverlusts von kornorientiertem Elektrostahlblech. Bei einem Siliciumgehalt unter 2,0 % ist seine den Wattverlust vermindernde Wirkung unbefriedigend. Andererseits kann ein

30

zu hoher Siliciumgehalt Rißbildung beim Kaltwalzen des Stahlblechs verursachen und erschwert deshalb das Kaltwalzen. Der maximale Siliciumgehalt im Siliciumstahl beträgt deshalb 4,0 #.

35

Mangan, Schwefel und Kupfer sind für die Ausscheidung von Inhibitoren notwendige Elemente. Sie bilden disperglerte

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Phasen, die für das Wachstum der sekundären Rekristallisationskörner wichtig sind. Wenn der Gehalt an Mangan, Schwefel oder Kupfer unter 0,030 %, 0,010 % bzw. 0,020 % liegt, ist die absolute Menge an MhS und CUgS, die als dispergierte Phasen ausgeschieden werden, unbefriedigend. Dies führt dazu, daß eine ausreichende sekundäre Rekristallisation nicht stattfindet. Im Hinblick auf Mangan und Schwefel kann bei einem Mangangehalt über 0,090 # und einem Schwefelgehalt über O,o6o % eine ausreichende Menge zum Ausscheiden von MnS und CUpS als dispergierte Ausscheidungsphasen im Siliciumstahl nicht erreicht werden, da in diesem Fall Mangan und Schwefel nicht in ausreichendem Maße in Form einer festen Lösung in der Stahlmatrix bei den üblichen Temperaturen (1200 bis l400°C), auf die die Siliciumstahlbramme erhitzt wird, gelöst werden. Als Folge davon kann eine ausreichende sekundäre Rekristallisation nicht erfolgen. Auch der maximale Kupfergehalt im Siliciumstahl soll auf 0,2 % begrenzt werden, da bei einem Kupfergehalt über 0,2 % der Wirkungsgrad der Bearbeitung des Siliciumstahls in den Stufen des Entzunderns und entkohlenden Glühens verschlechtert ist. Als Ergebnis dieser Feststellungen soll der Gehalt an Mangan, Schwefel und Kupfer im Siliciumstahl auf die Bereiche von 0,030 bis 0,090 %, 0,010 bis Ο,θ6θ % bzw. 0,02 bis 0,2 % begrenzt werden.

Eine Siliciumstahlschmelze mit einem Gehalt an den vorstehend genannten Elementen in den erwähnten Bereichen wird in üblicher Weise zu einer Bramme gegossen oder durch Stranggießen zu einer Bramme oder einem Block verarbeitet. Die Bramme oder der Block werden auf eine Temperatur von 1200 bis l400°C erhitzt. Das besondere Warmwalzen nach dem Verfahren der Erfindung wird nachstehend beschrieben.

Wenn die Ausgangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes im oberen Bereich des Stahlblechs 1050°C übersteigt, wird der Ausscheidungsgrad der Sulfide leicht unbefriedi-

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gend, so daß die sekundäre Rekristallisation unstabil wird. Liegt die Temperatur im oberen Bereich dagegen unter 90O⁰C, dann erfolgt Aggregation der CUgS-Teilchen, was auch einen Nachteil darstellt. Wenn die Temperatur der mittleren und

c O

unteren Bereiche des Stahlblechs unter 950 C liegt, aggregieren die ausgeschiedenen CUgS-Teilchen in derartigem Ausmaß, daß ihre Inhibitorwirkung drastisch vermindert wird. Es findet dann eine Vergröberung der Makrokörner im Produkt statt,und es entstehen Streifen. Wenn die Temperatur in den mittleren und unteren Bereichen andererseits über II50 C liegt, dann ist die Ausscheidung von Cu₂S so unzureichend, daß das Endprodukt verschlechterte magnetische Eigenschaften und anomales magnetisches Verhalten zeigt. Im Verfahren der Erfindung soll deshalb die Eingangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes Im Bereich von 1100 bis 1250^oC und die Ausgangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes im Bereich von 900 bis 1050, vorzugsweise von 950 bis 1000⁰C, im oberen Bereich des Stahlblechs sowie von 950 bis II50, vorzugsweise von 1000 bis 1100⁰C, in seinen mittleren und unteren Bereichen liegen.

Fig. j5 zeigt den Temperaturbereich, innerhalb dessen die Ausgangstemperatur einzustellen ist. Eine Aussangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes, die in dem in Fig.

gezeigten Bereich liegt, kann durch Steuerung des Entzunderns oder durch Einstellung der Umdrehungszahl der Walzen beim Grobwalzen oder Endwalzen erreicht werden. Wenn die Eingangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes über 1250^oC beträgt, zeigt sich eine Neigung zu unbefriedigen-

der Sulfidausscheidung, so daß die sekundäre Rekristallisation unstabil wird und das Endprodukt anomal grobe Körner enthält, die während der Stufe des Aufheizens der Bramme entstanden sind. Liegt die Eingangstemperatur des

abschließenden Warmwalzschrittes dagegen unter 1100⁰C, dann 35

aggregieren die ausgeschiedenen Sulfidteilchen in solchem Ausmaß, daß ihre Inhibitor-Wirkung drastisch vermindert

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r "" " 3223256~ι

- Ii -

wird. Dies führt zu unstabiler sekundärer Rekristallisation.

Nachstehend wird noch die Kaltwalzstufe des Verfahrens der Erfindung beschrieben. Das Kaltwalzen wird nach einem üblichen doppelten Kaltwalzverfahren durchgeführt, das ein erstes Kaltwalzen, Zwischenglühen und ein zweites Kaltwalzen einschließt, nach dem Entkohlungs- und Schlußglühen durchgeführt werden.

Der in der Erfindung verwendete Siliciumstahl muß als notwendige Legierungselemente Mangan, Schwefel und Kupfer in den vorstehend bezeichneten Mengen enthalten. Ferner kann der Stahl Spurenmengen von Zinn zum Zweck der Verminderung der Korngröße der Kristalle enthalten, wodurch ein weiter verminderter Wattverlust im Endprodukt erreicht wird. Der Zinngehalt beträgt vorzugsweise höchstens 0,10 %.

Durch eine Verminderung des Phosphorgehalts im Siliciumstahl auf ein besonders niedriges Maß kann die Menge an Phosphor-Einschlüssen vermindert werden, so daß ein besonders günstiger Ausscheidungszustand der dispergierten Phasen erreicht wird, der eine wirksame Verbesserung der magnetischen Flußdichte und Verminderung des Wattverlustes im Endprodukt zur Folge hat. Zur Verminderung der Menge der Einschlüsse vom Phosphor-Typ und um damit die vorstehend genannten Ergebnisse zu erreichen, darf der Phosphorgehalt höchstens 0,01 % betragen. Bei einem Phosphorgehalt über 0,01 % können die genannten günstigen Eigenschaften kaum erreicht werden.

Die Beispiele erläutern die Erfindung.

Beispiel 1

Es werden drei Arten von Siliciumstahlschmelzen mit den in nachstehender Tabelle I angegebenen Zusammensetzungen hergestellt. Die Schmelzen werden sodann zu Brammen mit

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r ι

- 12 -

ι einer Dicke von 250 mm stranggegossen. Die erhaltenen Brammen werden auf eine Temperatur von 1200 bis 14OO°C erhitzt und hierauf unter den in Tabelle I angegebenen Bedingungen warmgewalzt, wobei eine Spule aus warmgewalztem Band mit einer Dicke von 2,5 mm erhalten wird. Das warmgewalzte Band wird dann einem zweistufigem Kaltwalzen mit Zwischenglühen unterzogen, das bei einer Temperatur von 850⁰C 5 Minuten lang durchgeführt wird. Beim zweistufigen Kaltwalzen wird die zweite Stufe mit einem Kaltwalz-Dlckenverminderungsverhältnis von 65 % ausgeführt. Es werden Stahlbänder mit einer Enddicke von 0,30 mm erhalten. Die Stahlbänder werden hierauf in feuchtem Wasserstoff bei einer Temperatur von 8²K)⁰C 3 Minuten lang entkohlungsgeglüht. Die entkohlten Stahlbänder werden schließlich 20 Stunden bei einer Temperatur von 1170⁰C in Wasserstoffatmosphäre schlußgeglüht. Die erhaltenen Endprodukte zeigen die in Tabelle II aufgeführten Eigenschaft en.

Tabelle I

Zusammensetzung,

Si

VA

ISsI. Al Gesamt N

Ca

übliche Legierung

0,043

3,15

0,060

0,017 0,002 0,0025 Q_r01

Legierung gemäß Erfindung

0,043 3,15 0,060 0,026 0,002 0,0025 0,03

0,043

3,14

0,060

0,026

0,002

0_;0025

0,18

oben Temperatur

vor Beendigung Mitte des Warmwalzens, C unten

1170 1110 1070

1200 1150 1100

1170 1110 1070

1200 1150 UOO

Ausgangstempe- _oben ratur am Ende des Warmwalzens

Warmwalzbedin-Kunp;

unten

930 930 940 a*

980 1000 1020 b**

930

940

a*

980 1000 1020 b**

US-PS-3 872.704
Warmwalzbedingung gemäß Erfindung

Makro-
korn
des
Pro
dukts

übliche Le-

gut

Korngröße

Tabelle II

Magnetische Eigenschaften

⁵IO

h

Mitte

^7/50

⁸IO

unten

1

³IO

OO

gierung

dukts

^ViL7/50

NJ
CD
Jl

Bedingung

a*

Durchschnitt
von, oben. ^.7/50
Mitte u.Unten

,85T

28 W/kg

1,84 T

_r84_T

Legierung

gut

oben

1,30 W/kg

1

Ά

6_f0 1,24 W/kg

b**

,87

19

1,86

,87

Legierung

gut

1

h

1,18

1

B

8 1,18

a*

,86

26

1,85

,86

Legierung

gut

1

h

1,24

1

B

7,0 1,20

,87

18

1,86

,86 _t!
l

_ ■

1

1,18

7,6 1,17

1

* : Warmwalzen gemäß US-PS 3 872 704 ** : Warmwalzen gemäß Erfindung

r " π

- 15 -

¹ Beispiel 2

Eine Siliciumstahlschmelze mit einem Gehalt von 0,04j5 % C, 3,14 $> Si, Ο,ΟβΟ £ Mn, 0,026# S, 0,002 % lösliches Al, 0,0025 % Gesamtstickstoff und 0,l8 % Cu wird mit Ο,θ8 % Sn versetzt. Der erhaltene Stahl und der herkömmliche Stahl mit der in Tabelle I angegebenen Zusammensetzung werden zur Herstellung von Brammen mit einer Dicke von 250 mm stranggegossen. Die erhaltenen Brammen werden auf eine Temperatur von 1200 bis l400°C erhitzt und unter der Bedingung b) von Tabelle I warmgewalzt. Es werden Spulen aus warmgewalzten Bändern mit einer Dicke von 2,5 mm erhalten. Die warmgewalzten Bänder werden dann in zwei Stufen mit Zwischenglühen kaltgewalzt. Das Kaltwalzen wird J> Minuten bei einer Temperatur von 850⁰C durchgeführt. Dabei wird die zweite Kaltwalzstufe mit einem Dickenverminderungsverhältnis von 65 % durchgeführt. Es werden Stahlbänder mit einer Enddicke von 0,> mm erhalten. Diese Bänder werden 3 Minuten bei einer Temperatur von 84o°C in feuchtem Wasserstoff entkohlend geglüht. Schließlich werden die entkohlten Bänder 20 Stunden bei einer Temperatur von II70 C in Wasserstoffatmosphäre schlußgeglüht. Die erhaltenen Produkte zeigen die in Tabelle III angegebenen Eigenschaften.

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Tabelle III nj

co ro cn co

	Korngröße des Produkts	^7/50	oben	Magnetische Eigenschaften	unten	^7/50	⁸IO
	(ASTM Nr.) Durchschnitt	1,24 W/ks 1,16		Mitte	1,30 WAS 1 l_t16 1	,84 T ,86
	von oben, Mitte und unten ·		1,85 T 1,87	> ^7/50 ho
übliche Le gierung a* Legierung gemäß Er findung	6,0 8,0	1,28 WAS 1\|84 T 1,16 1,86

* : Warmwalzen gemäß-US-PS 5 872 704

ΟΛ
.

- 17 - ■" "

1 Beispiel. 3

Eine Silieiurastahlschmelze wird derart behandelt, daß sie 0,043 % C, 3,14 £ Si, 0,060 % Mn, 0,026 # S, 0,002 % lösliches Al, 0,0025 % Gesaratstickstoff und 0,18 % Cu enthält, und daß ihr Ehosphorgehalt auf das niedrige Maß von 0,006 % vermindert wird. Der erhaltene Siliciumstahl wird dann zu einer Bramme mit einer Dicke von 250 mm stranggegossen. Die erhaltene Bramme wird auf eine Temperatur von 1200 bis l400°C erhitzt und unter der Bedingung b) gemäß Tabelle I warmgewalzt. Es wird eine Spule aus warmgewalzten Band mit einer Dicke von 2,5 mm erhalten. Das warmgewalzte Band wird in zwei Stufen mit Zwischenglühen kaltgewalzt, und zwar in 3 Minuten bei einer Temperatur von 850⁰C. Die zweite Kaltwalzstufe wird mit einem Dickenverminderungsverhältnis von 65 % durchgeführt, wobei ein Stahlband mit einer Enddicke von 0,3 mm erhalten wird. Das Stahlband wird dann 3 Minuten bei einer Temperatur von 84O°C in feuchtem Wasserstoff entkohlend geglüht. Schließlich wird das entkohlte Stahlband 20 Stunden bei

²⁰ einer Temperatur von 1170⁰C in Wasserstoffatomosphäre

schlußgeglüht. Die Eigenschaften des erhaltenen Endprodukts sind in Tabelle IV aufgeführt.

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	oben	"1.7/50	ho	Tabelle IV	unten	"l7/50	ho	322925	OO
	.,16 WAg 1	,87 T		1,17 WAg 1	*87 T	CD	I
Korngröße des Produkts -			Magnetische Eigenschaften
(ASTM Nr.) Durchschnitt-		Mitte
v.on oben, Mitte und nnfcpn		^7/50 ho
Legierung gemäß Er- 3 ₀ j finduhg ^f		l_r16 WAg If87 T

Claims

" Kornorientiertes Elektrostahlblech und Verfahren zu seiner Herstellung " Patentansprüche

1. Kornorientiertes Elektrostahlblech, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Dicke von 0,15 bis 0,50 mm aufweist, 2,0 bis 4,0 % Si, 0,050 bis 0,090 $ Mn und 0,02 bis 0,2 % Cu enthält, einen Wattverlust von höchstens etwa 1,19 W/kg und eine magnetische Flußdichte B₁₀ von mindestens etwa 1,86 Tesla über die gesamte Länge des aufgewickelten Blechs aufweist und daß es hergestellt wurde nach einem Verfahren, das eine Warmwalzstufe, in welcher die Ausgangstemperatur des abschllessenden Warmwalzschrittes derart gesteuert wird, daß sich die Temperatur des oberen Bereichs des warmgewalzten Stahlblechs

im Bereich von 900 bis 105O⁰C und die Temperatur der mittleren und unteren Bereiche davon im Bereich von 950 bis II50 C befindet, sowie eine zweistufige Kaltwalzstufe umfaßt, wobei das abschließende Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs mit einem Dickenverminderungsverhältnis

ι von 50 bis 8o $ durchgeführt wird.

2. Verfahren zur Herstellung des kornorientierten Elektrostahlblechs gemäß Anspruch 1, wobei eine Siliciumstahlbramme mit einem Gehalt von höchstens 0,085 Gewichtsprozent C, 2,0 bis 4,0 Gewichtsprozent Si, 0,030 bis 0,090 Gewichtsprozent Mn und 0,010 bis Ο,ΟβΟ Gewichtsprozent S warmgewalzt, kaltgewalzt und schlußgeglüht wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Silieiumstahlbramme zusätzlich 0,02 bis 0,2 Gewichtsprozent Cu enthält, die Ausgangstemperatur des abschließenden VfermwaLzschrittes derart gesteuert wird, daß die Temperatur im oberen Bereich des warmgewalzten Blechs im Bereich von 900 bis 1050⁰C und die Temperatur der mittleren und unteren Bereiche davon im Bereich von 950 bis 1150⁰C liegt und das abschließende Kaltwalzen mit einem Dickenverminderungsverhältnis von 50 bis 80 % durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Eingangstemperatur des abschließenden Warmwalzschrittes

20 1100 bis 1250^oC beträgt.

4. Verfahren nach Anspruch 3* dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur im oberen Bereich des Blechs 950 bis 1000⁰C beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch 3* dadurch gekennzeichnet, daß die . Temperatur in den mittleren und unteren Berei-

■ chen des Blechs 1000 bis HOO⁰C betragt.

6. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Phosphorgehalt der Silieiumstahlbramme höchstens 0,010 Gewichtsprozent beträgt.

7. Verfahren nach Anspruch 2 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Silieiumstahlbramme höchstens 0,1 Gewichtsprozent Zinn enthält.

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