DE3942621A1

DE3942621A1 - Magnetische stahlplatte zur verwendung als element zur magnetischen abschirmung und verfahren zu ihrer herstellung

Info

Publication number: DE3942621A1
Application number: DE3942621A
Authority: DE
Inventors: Ryuji Ogata; Naokazu Nakano; Shuichi Suzuki
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-12-22
Filing date: 1989-12-22
Publication date: 1990-07-05
Also published as: GB8929123D0; GB2226571B; KR900010033A; GB2226571A; KR930002533B1; US5019191A

Description

Die Erfindung betrifft magnetische Stahlplatten mit befriedigenden magnetischen Eigenschaften und außerdem Magnetplatten, die zur magnetischen Abschirmung magnetischer Streuflüsse verwendet werden können. Die Erfindung betrifft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung solcher Platten.

In den letzten Jahren sind viele Hochtechnologie-Geräte entwickelt worden, die sich eines starken Magnetfeldes bedienen. Ein typisches Gerät, bei dem sehr starke Magnetfelder verwendet werden, ist ein Gerät, das magnetische Resonanzen abbildet (nachfolgend als "MRI-Gerät" bezeichnet).

Während des Betriebs eines MRI-Geräts bilden sich große Mengen an magnetischen Streuflüssen. Da die magnetischen Streuflüsse die elektrischen Gerätschaften außerhalb des MRI-Geräts ungünstig beeinflussen können, ist es wichtig, die Umgebung von magnetischen Streuflüssen abzuschirmen. Dazu gibt es zwei Verfahren zur magnetischen Abschirmung. Bei dem einen wird das MRI-Gerät selbst mit Elementen zur magnetischen Abschirmung bedeckt, während bei dem anderen der Raum, in dem das MRI-Gerät installiert ist, mit Elementen zur magnetischen Abschirmung umgeben wird. Bei diesen Methoden bestehen die Abschirmungselemente normalerweise aus Stahlplatten mit einem hohen Grad an magnetischer Permeabilität. Solche Platten werden als Stahlplatten zur Abschirmung von magnetischen Streuflüssen bezeichnet und sie werden ebenfalls als Abdeckungs- und Strukturelemente für Großgeräte der wissenschaftlichen Forschung, wie für Zyklotrone, verwendet, um somit für die magnetische Abschirmung zu sorgen.

Daher müssen solche magnetischen Stähle befriedigende mechanische Eigenschaften aufweisen, so daß eine starke Nachfrage für ein Material besteht, das nicht nur gute mechanische Eigenschaften, sondern ebenfalls gute magnetische Eigenschaften, wie Permeabilität und magnetische Flußdichte, besitzt.

Bisher sind weichmagnetische Stahlplatten als Abschirmungselemente für Magnetflüsse verwendet worden. Die am meisten verwendeten Platten sind dünne Platten für den Gebrauch in Transformatoren. Die nach der JIS C 2504-Norm definierten Stahlplatten sind dünne Platten mit einer Dicke von 0,6 bis 4,5 mm. Die JIS C 2503-Norm definiert Stahlstangen mit einem Durchmesser von 1,0 bis 16 mm.

Es gibt auch Fälle, in denen man als magnetischen Stahl eine Stahlplatte, beispielsweise aus S10C-Stahl, welche nach der JIS G 4051-Norm als mechanische Stahlplatte mit Strukturkohlenstoff definiert wird, verwenden kann.

Weiterhin ist in der veröffentlichten ungeprüften japanischen Patentanmeldung Nr. 96 749/1985, der veröffentlichten geprüften japanischen Patentanmeldung Nr. 45 442/1988 und der veröffentlichten geprüften japanischen Patentanmeldung Nr. 45 443/1988 eine dicke Stahlplatte zur Verwendung bei direkter Strommagnetisierung beschrieben, welche eine ziemlich große Menge lösliches Al, z. B. 0,005 bis 1,00% lösliches Al und so wenig Si wie möglich enthält. Diese Stahlplatte ist aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt hergestellt worden, und mit Al desoxidiert bzw. reduziert worden.

Jedoch sind die magnetischen Eigenschaften dieser herkömmlichen magnetischen Stahlplatten nicht hinreichend für Platten zur Abschirmung von Streuflüssen, wie man sie beispielsweise in MRI-Geräten vorfindet.

(i) Weichmagnetische Stäbe und Platten, wie solche nach der JIS C 2503- und 2504-Norm definiert, sind zum Gebrauch in Form kleiner Teile bestimmt. Sie sind aber nicht für den Gebrauch als Strukturelemente bestimmt, und sie weisen nur schwache mechanische Eigenschaften auf. Wenn man daher eine solche Magnetplatte an ein MRI-Gerät anbringt, dann ist es notwendig, noch etwa zehn Stahlbleche aufzulaminieren, um somit eine hinreichende Steifigkeit zu erhalten. Dieses Herstellungsverfahren hat sich aufgrund der hohen Herstellungskosten und der geringen Qualität des laminierten Produkts als unpraktisch erwiesen.
(ii) Die Kohlenstoffstähle für mechanische und strukturelle Zwecke, die nach der JIS C 4051-Norm definiert sind, weisen eine maximale Permeabilität (μ _max) von 1800 oder weniger auf. Das beruht darauf, daß die magnetischen Eigenschaften für solche Materialien nur einen geringen Stellenwert haben.

Die in der veröffentlichten ungeprüften japanischen Patentanmeldung Nr. 06 740/1985 beschriebene magnetische Stahlplatte weist eine maximale Permeabilität (μ _max) auf, die sich über einen weiten Bereich von 12 850 bis 4260 erstreckt. Die Permeabilität dieses Stahls ist jedoch nicht hinreichend für einen Stahl, der als magnetische Stahlplatte zur Abschirmung von magnetischen Streuflüssen aus MRI- Geräten verwendet werden soll.

Gemäß den in den veröffentlichten geprüften japanischen Patentanmeldungen Nr. 45 442/1988 und Nr. 45 443/1988 beschriebenen Verfahren ist es möglich, die maximale Permeabilität (μ _max) einer Stahlplatte auf 2000 bis 5000 zu erhöhen. Jedoch ist dieser Permeabilitätsbereich immer noch nicht hinreichend für eine in einem MRI-Gerät zu verwendende Stahlplatte.

Demzufolge ist es nicht möglich, eine befriedigende magnetische Stahlplatte zur Verwendung als Element zur magnetischen Abschirmung in Geräten, wie beispielsweise MRI-Geräten, zu erhalten.

Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine magnetische Stahlplatte zur Verwendung als Element zur magnetischen Abschirmung und ein Verfahren zu ihrer Herstellung bereitzustellen, wobei die Stahlplatte nicht nur verbesserte magnetische Eigenschaften im Hinblick auf die Abschirmung magnetischer Streuflüsse, sondern ebenfalls gute mechanische Eigenschaften aufweist.

Es ist festgestellt worden, daß eine Stahlplatte mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, die mit Si desoxidiert bzw. reduziert worden ist, außerordentlich gute magnetische Eigenschaften im Vergleich zu Stahlplatten mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, welche mit Al desoxidiert worden sind und in der veröffentlichten ungeprüften japanischen Patentanmeldung Nr. 96 749/1985 beschrieben worden sind, aufweist.

Es ist demzufolge auch festgestellt worden, daß es zur Bereitstellung einer magnetischen Stahlplatte mit verbesserten magnetischen Eigenschaften wichtig ist, den Gehalt an Elementen, die den Entmagnetisierungsfaktor erhöhen, auf ein Mindestmaß herabzusetzen. Es ist ebenfalls wichtig, die Einheitlichkeit der magnetischen Eigenschaften in der Dickenrichtung der Stahlplatte zu erhöhen, und es ist weiterhin für den Stahl wichtig, außerordentlich grobe Kristallkörner aufzuweisen.

Elemente, die den Entmagnetisierungsfaktor erhöhen, schließen C, S, Cu, Cr und lösliches Al ein. Unter diesen Elementen übt lösliches Al einen großen Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften aus, so daß es wünschenswert ist, den Gehalt an löslichem Al auf ein Mindestmaß herabzusetzen. Auf der anderen Seite ist Si ein Beispiel für ein Element, daß die Permeabilität erhöhen kann und es ist möglich, die magnetischen Eigenschaften einer Stahlplatte in großem Ausmaß zu verbessern, wenn eine geeignete Menge Si hinzugefügt wird.

Fig. 1 stellt eine graphische Darstellung dar, die die Beziehung zwischen dem Gehalt an löslichem Al und der magnetischen Flußdichte bei 1 Oe (B₁) für Stähle mit im wesentlichen der gleichen Zusammensetzung außer der des löslichen Al erläutert. Es kann aus der graphischen Darstellung entnommen werden, daß der Gehalt an löslichem Al auf einen Wert von weniger als 0,005% beschränkt werden sollte, um somit die Beziehung B₁≧10 000 sicherzustellen. Die Stahlzusammensetzung von Fig. 1 beträgt C: 0,003%, Si: 0,60%, Mn: 0,09%, lösliches Al: 0,002 bis 0,021%, P: 0,006% und S: 0,005%.

Fig. 2 stellt eine graphische Darstellung dar, die das Verhältnis zwischen dem Gehalt an Si und der magnetischen Eigenschaften (B₁) als auch der Zugfestigkeit (TS) von Stählen mit im wesentlichen der gleichen Zusammensetzung mit Ausnahme der verschiedenen Mengen an Si erläutert. Es kann aus dieser graphischen Darstellung entnommen werden, daß der Gehalt an Si auf einen Wert größer als 0,30% begrenzt werden sollte, um somit die Beziehungen B₁≧10 000 und TS≧345 N/mm² (35 kgf/mm²) sicherzustellen. Die Stahlzusammensetzung beträgt C: 0,003%, Si: 0,009 bis 0,97%, Mn: 0,12%, lösliches Al: <0,003%, P: 0,006% und S: 0,006%.

Fig. 3 stellt eine graphische Darstellung dar, die das Verhältnis zwischen dem Gehalt an Si und den magnetischen Eigenschaften (B₁ und maximale Permeabilität) für Stähle mit im wesentlichen der gleiche Zusammensetzung mit Ausnahme der verschiedenen Mengen an Si erläutert. Es kann im wesentlichen die gleiche Tendenz wie aus Fig. 2 entnommen werden. Die Stahlzusammensetzung ist die gleiche wie für Fig. 2.

Um die Einheitlichkeit der magnetischen Eigenschaften sicherzustellen, ist es notwendig, den Gehalt an Elementen, die leicht nichtmetallische Einschlüsse bilden, als auch an Elementen, die leicht segregieren, herabzusetzen. Es ist ebenfalls hilfreich, die Größe der Kristallkröner in der Dickenrichtung der Stahlplatte so einheitlich wie möglich zu halten.

Um die Kristallkörner in einen groben Zustand zu überführen, ist es außerdem wirkungsvoll, während des Warmbearbeitens Spannung auf die Kristallkörner auszuüben und den Stahl nach dem Warmbearbeiten auf eine Temperatur, die nicht höher als der Ac₁-Punkt ist, zu erhitzen.

Es ist weiterhin von den Erfindern festgestellt worden, daß es wirksam ist, die erhaltene Stahlplatte nach dem Gießen und Warmbearbeiten einer Hitzebehandlung bei einer Temperatur, die nicht niedriger als 700°C oder nicht niedriger als der Ac₃-Punkt ist, d. h. der Transformationstemperatur zu unterwerfen, um somit die Größe der Kristallkörner einzustellen, die durch die Deformation hervorgerufenen Spannungen zu beseitigen und die magnetischen Eigenschaften, wie die Permeabilität, ohne Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften zu verbessern.

Die vorliegende Erfindung betrifft somit eine magnetische Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, welche im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gew.-% besteht:

C: nicht mehr als 0,05%,
Si: mehr als 0,30%, aber nicht mehr als 1,50%,
Mn: nicht mehr als 0,50%,
lösliches Al: weniger als 0,005% und
Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen.

Vorzugsweise beträgt die Korngrößenzahl des Ferrits 0 (Null) oder weniger.

Die vorliegende Erfindung betrifft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man nach dem Warmbearbeiten eine Stahlplatte mit der oben genannten Zusammensetzung in einem Temperaturbereich von 700°C bis zum Ac₃-Punkt oder in einem Temperaturbereich, der höher als der Ac₃-Punkt ist, hitzebehandelt.

Die Dauer der Hitzebehandlung wird vorzugsweise durch die folgende Formel definiert:

(273 + T) (log K + 20) ≧ 22,9×10³

worin T die Temperatur (°C) der Hitzebehandlung, wobei T ≧700°C und K die Dauer des Erhitzens (h)(, wobei K≧t/25,4+0,1 bedeuten.

Die vorliegende Erfindung betrifft außerdem ein Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man einen Stahl mit der oben beschriebenen Zusammensetzung nach seinem Erhitzen auf den Ac₂-Punkt oder höher warmbearbeitet, die Warmbearbeitung mit einer Gesamtdickenverminderung von 20% oder mehr innerhalb eines Temperaturbereichs des Ar₁-Punkts oder niedrigeren Temperaturen beendet und nach dem Abkühlen die erhaltene Stahlplatte auf eine Temperatur von 850°C bis zum Ac₁-Punkt erhitzt.

Die Erfindung sei im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen erläutert. In den Zeichnungen zeigen.

Fig. 1 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Gehalt an löslichem Al und der magnetischen Flußdichte erläutert;

Fig. 2 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Gehalt an Si und der magnetischen Flußdichte in einem Magnetfeld von 1 Oe (B₁) als auch der Zugfestigkeit erläutert;

Fig. 3 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Gehalt an Si und der magnetischen Flußdichte sowohl der maximalen Permeabilität erläutert;

Fig. 4 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der magnetischen Flußdichte und der Korngrößenzahl des Ferrits erläutert; und

Fig. 5 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der maximalen Permeabilität und der Korngrößenzahl des Ferrits erläutert.

Die vorliegende Erfindung wird nun im einzelnen erläutert werden. In der Beschreibung bezieht sich die Prozentangabe (%) auf Gewichtsprozent, falls keine andere Definition gegeben wird.

Die Gründe für die oben genannten Begrenzungen der Bestandteile des Stahls werden im folgenden aufgeführt.

Kohlenstoff (C) erhöht in beträchtlichem Maße den Entmagnetisierungsfaktor des Stahls, so daß der Gehalt an C vorzugsweise so niedrig wie möglich gehalten werden sollte. Jedoch sind viele Schritte zur Verminderung des C-Gehalts notwendig, was allerdings zu einem Anstieg der Herstellungskosten führt. Demzufolge ist der C-Gehalt erfindungsgemäß auf einen Wert von nicht mehr als 0,05 beschränkt. Vorzugsweise beträgt er 0,01% oder weniger.

Silicium (Si) ist ein sehr wichtiges Element, mit dem man den angestrebten Zweck der vorliegenden Erfindung erreicht. Die Zugabe von Si beschleunigt die Orientierung der Kristallkörner und verbessert somit die magnetischen Eigenschaften. Si dient ebenfalls als Desoxidations- bzw. Reduktionsmittel. Für diese Zwecke ist der Si-Gehalt auf einen Wert von größer als 0,30% beschränkt. Jedoch führt die Einmischung einer überschüssigen Menge an Si zu einer Sprödigkeit des Metalls, so daß der erhaltene Stahl nicht als Stahlplatte für Strukturzwecke verwendet werden kann. Deshalb ist der Si-Gehalt auf einen Wert von größer als 0,30%, jedoch nicht größer als 1,50% beschränkt. Vorzugsweise beträgt der Si-Gehalt mehr als 0,30%, jedoch nicht mehr als 1,0%.

Mangan (Mn) ist ein Element, das nicht in großen Mengen vorhanden sein sollte, da es, wie der Kohlenstoff, die Magnetisierung ungünstig beeinflußt. Wenn man allerdings eine dicke Stahlplatte als Strukturelement verwendet, dann ist es notwendig, nicht nur befriedigende magnetische Eigenschaften vorliegen zu haben, sondern ebenfalls ein minimales Ausmaß an mechanischer Festigkeit. Deshalb ist die obere Grenze des Mn-Gehalts auf einen Wert von 0,50% bestimmt worden.

Aluminium (Al) ist ein außerordentlich wichtiges Element zur Erreichung des Ziels der vorliegenden Erfindung. Al erhöht den Entmagnetisierungsfaktor und es bildet in Kombination mit N im Stahl Aluminiumnitride, die die Bildung einer gemischten Kornstruktur beschleunigen. Es ist daher wünschenswert, den Al-Gehalt zu vermindern. Wenn der Gehalt an löslichem Aluminium 0,005% oder mehr beträgt, dann sind sowohl die maximale Permeabilität als auch die magnetische Flußdichte in einem Magnetfeld von 1 Oe herabgesetzt, so daß keine befriedigenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden. Der Gehalt an löslichem Al ist deshalb erfindungsgemäß auf einen Wert von weniger als 0,005% beschränkt.

P und S sind als Verunreinigungen inbegriffen. Sowohl P als auch S bilden schnell nicht-metallische Einschlüsse im Stahl, so daß es wünschenswert ist, den Gehalt an P und S zu vermindern. Da dieses jedoch sehr kostspielig ist, ist es erfindungsgemäß wünschenswert, daß der P-Gehalt auf einen Wert von 0,10% oder weniger und der S-Gehalt auf einen Wert von 0,01% oder weniger definiert wird.

Schließlich kann ein weiteres zusätzliches Element der Gruppe Cr, Mo, Cu, N und Sauerstoff in dem oben beschriebenen erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein. Um allerdings befriedigende magnetische Eigenschaften zu erreichen, ist es wünschenswert, daß der Gehalt dieser Elemente so niedrig wie möglich gehalten wird.

Da solche Elemente, wie Cr, Mo, Cu und N den Entmagnetisierungsfaktor erhöhen und, wie bereits oben ausgeführt, Stickstoff insbesondere leicht mit Al unter Bildung von Nitriden, die die Verfeinerung der Kristallkörner beschleunigen, reagiert, ist es wünschenswert, daß der Gehalt dieser Elemente auf ein Mindestmaß herabgesetzt wird. Dies ist ebenfalls wünschenswert im Hinblick auf die Vermeidung der Segregation der hinzugegebenen Elemente. Da es allerdings unmöglich ist, die Kontamination von Cr, Mo und Cu aus Schamottesteinen während des Schmelzens und Reinigens zu verhindern, ist es ziemlich schwierig, den Gehalt dieser Elemente auf einen außerordentlich niedrigen Bereich zu vermindern. Daher können Cr in einer Menge von 0,20% oder weniger, Mo in einer Menge von 0,02% oder weniger, Cu in einer Menge von 0,10% oder weniger und N in einer Menge von 0,01% oder weniger vorhanden sein.

Im Stahl enthaltener Sauerstoff bildet schnell nicht-metallische Einschlüsse, die segregieren und somit die Bewegung der magnetischen Blockwände verhindert. Je größer also der Sauerstoffgehalt ist, um so größer ist die Koerzitivkraft, wobei die Gefahr besteht, daß die magnetischen Eigenschaften verringert werden. Es ist also wünschenswert, den Sauerstoffgehalt so niedrig wie möglich zu halten, d. h. auf 0,003% oder weniger.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist die Korngrößenzahl des Ferrits auf Null oder weniger beschränkt. Wenn die Zahl größer als Null ist, d. h., wenn die Körner feiner sind, dann werden sowohl die maximale Permeabilität (μ _max) als auch die magnetische Flußdichte (B₁) herabgesetzt, so daß befriedigende magnetische Eigenschaften nicht erhalten werden können.

Es ist erfindungsgemäß wünschenswert, daß die Korngrößenzahl des Ferrits mit dem Intercept-Verfahren, das gemäß der JIS G 0552-Norm definiert ist, bestimmt wird, worin die Anzahl der durch jedes Segment einer Linie geschnittenen Ferritkörner bestimmt wird und diese Zahl in die Zahl der Ferritkörner innerhalb eines 25×25 mm-Bereichs im Blickfeld umgewandelt wird, wenn die Vergrößerung ×100 beträgt. Erfindungsgemäß sind die Ferritkörner in großem Ausmaß grobkörnig. Es braucht nicht gesagt zu werden, daß für diesen Zweck ein Vergleichsverfahren durchgeführt werden kann. Bei der Durchführung des Vergleichsverfahrens ist es wünschenswert, daß die Korngrößenzahl des Ferrits auf Null oder weniger beschränkt wird.

Die erfindungsgemäße magnetische Stahlplatte besitzt sehr befriedigende magnetische Eigenschaften. Von den magnetischen Eigenschaften, die eine magnetische Stahlplatte zur Abschirmung von magnetischen Streuflüssen besitzen sollte, sind die maximale Permeabilität (μ _max) und die magnetische Flußdichte kritisch. Es ist mittlerweise bei hochtechnologischen Gerätschaften notwendig, daß der minimale Wert für die maximale Permeabilität (μ _max) 10 000 oder größer, vorzugsweise 30 000 oder größer, beträgt, währenddem die magnetische Flußdichte (B₁) in einem Magnetfeld von 1 Oe 10 000 oder größer, vorzugsweise 14 000 oder größer, betragen muß. Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen magnetischen Stahlplatte übertreffen diese Erfordernisse leicht.

Als nächstes wird nun ein Verfahren zur Herstellung der erfindungsgemäßen magnetischen Stahlplatte zur Abschirmung von magnetischen Streuflüssen beschrieben.

Das Schmelzen und Raffinieren können entweder mit einem Konverter oder einem elektrischen Ofen durchgeführt werden. Falls notwendig, kann mit einem Gießlöffel oder durch Entgasen im Vakuum gereinigt werden, um so weiterhin Elemente, wie C, Al, Cr, Mo, Cu und N, zu entfernen, die den Entmagnetisierungsfaktor beträchtlich erhöhen. Um die Bildung nicht-metallischer Einschlüsse als auch deren Segregation auf ein Mindestmaß zu bringen, werden die Elemente P und S ebenfalls entfernt. Durch die Zugabe von Si kann Sauerstoff ebenfalls entfernt werden.

Man unterwirft die erhaltenen Brammen dann einer Warmbearbeitung. Eine Vorbehandlung oder andere spezielle Behandlungen für die Warmbearbeitung sind nicht immer notwendig. Die Warmbehandlung kann entweder durch Walzen mit einem Walzwerk oder durch Schmieden mit einer Schmiedemaschine ausgeführt werden.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung erhitzt man den Stahl vor der Warmbearbeitung auf eine Temperatur, die höher als der Ac₃-Punkt und vorzugsweise höher als der Ac₃-Punkt, aber niedriger als 1200°C ist. Bei dem Erhitzen auf eine Temperatur, die höher als der Ac₃-Punkt ist, wird die Stahlstruktur zu einer einheitlichen austenitischen Struktur, mit der man keine Warmbearbeitung ausführen kann. Während des Warmbearbeitens erniedrigt sich die Stahltemperatur, so daß der Stahl eine austenitisch-ferritische Dualphase bildet. Während des Warmbearbeitens werden gleichförmige Spannungen ausgeübt, so daß die gewünschte gemischte Kornstruktur erhalten wird, wenn der Stahl der später beschriebenen Rekristallisation unterworfen wird. Deshalb besteht die einzige notwendige Begrenzung im Hinblick auf die Temperatur des Erhitzens darin, daß die Temperatur des Erhitzens des Brammenstahls den Ac₃-Punkt oder höhere Temperaturen beträgt. Obwohl eine obere Grenze bei der Temperatur des Erhitzens nicht vorgeschrieben ist, beträgt die obere Grenze vom Blickpunkt der Praktikabilität aus vorzugsweise 1200°C, weil ansonsten die Gefahr besteht, daß die Geräte oder Teile davon, wie die feuerfeste Verkleidung des Ofens, zerstört werden, wenn die Temperatur des Erhitzens höher als 1200°C ist.

Nach dem Erhitzen des Brammenstahls auf eine Temperatur, die oberhalb des Ac₃-Punkt liegt, führt man die Warmbearbeitung unter Bildung einer gewünschten Form oder Gestalt aus. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung führt man die Warmbearbeitung in einer Weise durch, daß die Dickenverminderung innerhalb eines Temperaturbereichs, der nicht über den Ar₁-Punkt hinausgeht, 20% oder mehr beträgt. Die Dickenverminderung innerhalb eines Temperaturbereichs, der nicht über den Ar₁-Punkt hinausgeht, wird nach der folgenden Gleichung bestimmt, worin Δ h die Differenz zwischen der Anfangsdicke der Platte und der Enddicke der Platte am Endpunkt und Δ h α die Differenz zwischen der Dicke der Platte am Ar₁-Punkt und der Dicke am Endpunkt bedeuten:

Der Grund, daß der Temperaturbereich nicht den Ar₁-Punkt überschreiten darf, liegt darin, daß eine einzige Ferritphase hergestellt wird, so daß die gleiche Menge Streß gleichförmig auf jedes Ferritkorn ausgeübt werden kann.

Die Dickenverminderung ist deshalb auf 20% oder mehr bestimmt worden, um sicherzustellen, daß Spannungen auf die Ferritkörner in der Mitte der Dicke der Platte ausgeübt werden können. Aus diesem Blickwinkel ist es so, daß es um so besser ist, je größer die Dickenverminderung ist. Wenn allerdings die Dickenverminderung innerhalb eines Temperaturbereichs, der nicht über den Ar₁-Punkt hinausgeht, 70% oder mehr beträgt, dann erhöht sich die Dickenverminderung innerhalb eines niedrigen Temperaturbereichs, was zu einer Überlastung der Vorrichtungen, wie des Walzwerks, führt. Somit kommt die Gefahr einer vorzeitigen Beschädigung oder eines vorzeitigen Ausfalls der Vorrichtungen auf. Es ist demzufolge wünschenswert, daß die Dickenverminderung innerhalb eines Temperaturbereichs, der über den Ar₁-Punkt nicht hinausgeht, 70% oder weniger beträgt. Hinsichtlich der Gleichförmigkeit der Spannungen, die auf die ferritischen Kristallkörner ausgeübt wird, ist es nicht notwendig, eine untere Grenze bezüglich der Temperatur während des Warmbearbeitens, d. h. der Beendigungtemperatur des Warmbearbeitens, festzusetzen. Wenn allerdings die Warmbearbeitung bei einer Temperatur, die niedriger als 650°C ist, fortgeführt wird, wird das Walzwerk überlastet, so daß die Abnutzung der Bestandteile, wie der Walzen, beschleunigt wird. Es ist daher wünschenswert, daß die untere Grenze der Temperatur beim Warmbearbeiten auf 650°C bestimmt ist.

Für das Ausüben von gleichförmig starken Spannungen auf die ferritischen Kristallkörner ist es bevorzugt, daß man sich dabei eines herkömmlichen Walzverfahrens unter Anwendung eines hohen Streckungsverhältnisses bedient.

Die Dicke der erfindungsgemäßen magnetischen Stahlplatte ist nicht begrenzt, aber sie beträgt im allgemeinen mindestens 20 mm, da sie als Strukturplatte verwendet werden soll.

Nach der Warmbearbeitung führt man eine Hitzebehandlung durch, um weiterhin die Kristallkörner zu ordnen und die bei der Warmbearbeitung erzeugten Spannungen zu entfernen, womit die magnetischen Eigenschaften, wie die Permeabilität und Flußdichte, verbessert werden.

Die warmbearbeitete Stahlplatte kann auch direkt hitzebehandelt werden; falls es allerdings notwendig ist, kann sie zur Entfernung des Wasserstoffs auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Zur sorgfältigen Entfernung des Wasserstoffs ist es wünschenswert, die warmbearbeitete Platte auf eine Temperatur von 300°C oder weniger abzukühlen. Durch das Abkühlen auf diesen niedrigen Bereich ist es möglich, ausreichend Zeit zur Entfernung des Wasserstoffs sicherzustellen.

In der nächsten Stufe wird die Stahlplatte hitzebehandelt, damit die Körner orientiert und die Spannungen entfernt werden. Insbesondere kann noch geglüht werden, um somit die magnetischen Eigenschaften weiterhin wirksam zu verbessern. Es ist wünschenswert, daß die Glühtemperatur auf eine Temperatur von nicht niedriger als 850°, aber nicht höher als der Ac₁-Punkt beschränkt wird, damit eine rekristallisierte Texturstruktur mit gut gewachsenen Ferritkörnern gebildet wird. Wenn die Stahlplatte auf eine Temperatur, die höher als der Ac₁-Punkt ist, erhitzt wird, dann ändert sich die einmal gebildete rekristallisierte Textur in eine transformierte Texturstruktur mit einer bemerkenswerten Verminderung der magnetischen Eigenschaften. Andererseits ist eine Temperatur, die niedriger als 850°C ist, nicht hoch genug, um eine ausreichende Energiemenge zur Beschleunigung des Wachstums der Ferritkörner zur Verfügung zu stellen.

Es ist während des Glühens bevorzugt, daß die Stahlplatte während eines Zeitraums von t/25 Stunden oder länger (t : Dicke des Endprodukts in mm) erhitzt wird, um somit die Stahlplatte bis in die Mitte ihrer Dicke gleichförmig zu erhitzen. Es ist im allgemeinen bevorzugt, daß die Glühbehandlung bei einer Temperatur von 880°C während etwa einer Stunde durchgeführt wird.

Nach der Glühbehandlung kann die Stahlplatte durch natürliches Abkühlen, Luftkühlung, langsame Kühlung, Wasserkühlung, Abschrecken und dergleichen abgekühlt werden, wobei im wesentlichen keine Veränderungen des Endprodukts zu verzeichnen sind. Erfindungsgemäß gibt es keine Beschränkung hinsichtlich des Abkühlungsschritts.

Gemäß einer anderen bevorzugten Ausführungsform der Erfindung erhitzt man die warmbearbeitete Stahlplatte bei einer Temperatur von 700° oder höher während eines gegebenen Zeitraums, wobei man befriedigende magnetische als auch mechanische Eigenschaften erhält.

Bei dieser Ausführungsform ist die Länge der Dauer des Erhitzens (K) durch die folgende Formel bestimmt:

K ≧ (t/25.4 + 0,1)
(273 + T) (log K + 20) ≧ 22,9×10³

worin T für die Temperatur beim Erhitzen (°C) steht.

Wenn die Stahlplatte gemäß dieser Ausführungsform auf eine Temperatur, die nicht höher als der Ac₃-Punkt ist, erhitzt wird, dann weist die erhaltene Struktur eine rekristallisierte Textur auf, und das Kornwachstum wird unter Vergrößerung der magnetischen Bereiche beschleunigt, wobei eine bemerkenswerte Verbesserung hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften herbeigeführt wird.

Jedoch kommt es bei dieser Ausführungsform zu einem leichten Abfall der mechanischen Eigenschaften, einschließlich der Härte, jedoch ist ein solcher Abfall, wenn dieses Verfahren durchgeführt wird, tolerierbar.

Wenn die Stahlplatte anderenfalls auf eine Temperatur, die höher als der Ac₃-Punkt ist, während der oben definierten Dauer (K) erhitzt wird, dann weist die erhaltene Struktur eine transformierte Textur mit gereinigten Kristallkörnern auf. Die magnetischen Eigenschaften sind leicht herabgesetzt, jedoch können die mechanischen Eigenschaften in bemerkenswerter Weise verbessert werden. Daher kann eine relativ hohe Temperatur des Erhitzens, die höher als der Ac₃- Punkt ist, angewendet werden, wenn die mechanischen Eigenschaften ganz besonders wichtig sind.

Die vorliegende Erfindung wird nun nachfolgend in Verbindung mit den Beispielen, die nur der Erläuterung dienen, beschrieben.

Beispiel 1

Man stellt Stahlbrammen mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen her, indem man sie in einem Elektroofen schmilzt und raffiniert.

Man bringt die erhaltenen Stahlbrammen in die gewünschte Form und führt das Glühen unter Anwendung der in Tabelle 1 gezeigten Bedingungen durch.

Man stellt die Proben 1 bis 13 aus den geglühten Stählen her. Man bestimmt die maximale Permeabilität (μ _max) und die magnetische Flußdichte (B₁) der Proben in einem Magnetfeld von 1 Oe.

Die Testergebnisse sind ebenfalls der Tabelle 1 zu entnehmen.

Bei den Proben 1bis 3 ist der Si-Gehalt im Bereich von 0,37% bis 0,95% verändert, währenddessen die Stahlzusammensetzung gleich geblieben ist. Die Bedingungen der Hitzebehandlung sind für diese Proben im wesentlichen gleich. Die maximale Permeabilität beträgt 15 300 bis 17 600 und die magnetische Flußdichte 12 200 bis 14 000 (Gauß). Diese Werte sind doppelt so hoch oder noch höher als die nach dem Stand der Technik erhaltenen Werte. Diese Werte steigen mit steigendem Si-Gehalt.

Beispiel 2

Man erhält mit der Schmelzmethode unter Verwendung eines Elektroofens Stahlbrammen mit den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen. Aus diesen Stahlbrammen schneidet man Teststücke nach der JIS Nr. 5-Norm und erhält die Proben 1 bis 4. Die Stahlzusammensetzungen der Proben 1 bis 3 entsprechen denen der Tabelle 1. Die Testergebnisse sind ebenfalls der Tabelle 2 zu entnehmen.

Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, weisen die erfindungsgemäßen Proben 1 bis 3 im Vergleich zum Stand der Technik sehr viel höhere Werte im Hinblick auf die Streckgrenze (Y.P.), die Zugfestigkeit (T. S.) und die bei dem Charpy- Kerbschlagtest von den Testproben mit V-Kerbe absorbierte durchschnittliche Energie (vEo) auf. Die Zugfestigkeit (T.S.) für dicke weichmagnetische Stahlplatten sollte mehr als 245 N/mm² (25 kgf/mm²) betragen. Die erfindungsgemäßen Proben weisen Werte, die wesentlich höher als 245 N/mm² (25 kgf/mm²) sind, auf. Infolgedessen ist das erfindungsgemäße Material stark genug, um als Strukturelement für MRI-Geräte verwendet werden zu können.

Beispiel 3

Man erhitzt die Stähle A bis C mit den in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzungen und einer Dicke von 230 mm auf 1100 bis 1160°C, wie aus Tabelle 4 zu entnehmen ist und führt dann ein Heißwalzen durch.

Während des Heißwalzens stellt man die Dickenverminderung während eines Temperaturbereichs, der nicht über den Ar₁- Punkt hinausgeht, auf 0 bis 50% ein, beendet das Heißwalzen bei einer Temperatur von 760 bis 911°C, kühlt dann auf 150°C ab und erhält eine heißgewalzte Stahlplatte mit einer Dicke von 20 mm.

Man glüht die erhaltenen Stahlplatten durch Erhitzen auf 880°C und erhält die Proben 1 bis 36 der Tabelle 4.

Man bestimmt die Kristallkorngrößenzahl des Ferrits dieser Proben nach dem bereits erwähnten Intercept-Verfahren und bestimmt ebenfalls die Maximale Permeabilität (μ _max) und die magnetische Flußdichte (B₁).

Die Testergebnisse sind der Tabelle 4 zu entnehmen und das Verhältnis zwischen der Korngrößenzahl des Ferrits und μ _max ist in Fig. 4 erläutert. Die Beziehung zwischen der Korngrößenzahl des Ferrits und B₁ ist in Fig. 5 erläutert.

Wie aus Tabelle 4, Fig. 4 und Fig. 5 zu entnehmen ist, beträgt μ _max 30 000 oder mehr und B₁ 14 000 oder mehr, wie für die Proben 1 bis 8 gezeigt ist, wenn die Korngrößenzahl des Ferrits Null oder kleiner ist. Diese hohen Werte zeigen, daß das erfindungsgemäße Material ausgezeichente magnetische Eigenschaften aufweist.

Beispiel 4

Man erhitzt die Stahlbrammen mit den in Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzungen auf 1160°C und unterwirft sie dann einem Heißwalzen. Man führt das Heißwalzen aus mit der in Tabelle 5 gezeigten Dickenverminderung. Nach dem Beenden des Heißwalzens bei den in Tabelle 5 gezeigten Endtemperaturen kühlt man die erhaltenen heißgewalzten Stahlplatten auf die in Tabelle 5 gezeigten Temperaturen ab und stellt heißgewalzte Stahlplatten mit einer Dicke von 20 oder 80 mm her. Danach glüht man bei den in Tabelle 5 angegebenen Temperaturen des Erhitzens und Zeiträumen des Erhitzens und erhält nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur die Proben 1 bis 30.

Man bestimmt von den erhaltenen Stahlplatten die folgenden Eigenschaften:

(i) Die Korngrößenzahl des Ferrits nach dem Intercept- Verfahren gemäß der JIJ G 0552-Norm,
(ii) die maximale Permeabilität (μ _max) und die magnetische Flußdichte (B₁ in Gauß) in einem Magnetfeld von 1 Oe und
(iii) die bei dem Charpy-Kerbschlagtest von den Testproben mit V-Kerbe absorbierte durchschnittliche Energie bei einer Temperatur von 0°C (vEo ^AVE in Nm (kgf · m) sowie die Zugfestigkeit TS in N/mm² (kgf/mm²).

Die Testergebnisse sind der Tabelle 5 zu entnehmen.

Beispiel 5

Man formt die Stahlbrammen mit den in Tabelle 6 gezeigten Zusammensetzungen zu Platten mit einer Dicke von 20 bis 160 mm. Man unterwirft die erhaltenen Stahlplatten dann einer Hitzebehandlung unter den in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen und stellt somit die dicken Stahlplatten der Proben 1 bis 21 her. Man bestimmt für jede Probe die maximale Permeabilität und die magnetische Flußdichte in einem Magnetfeld von 1 Oe (B₁ in Gauß).

Die Ergebnisse sind der Tabelle 6 zu entnehmen.

Die Bezeichnung "Berechnung" beinhaltet die Werte, die durch Berechnung der linken Seite folgender Formel erhalten werden:

(273 + T) (log K + 20) ≧ 22,9×10³

worin K = t/25,4 + 0,1.

Dieses gilt auch für die Tabellen 7 und 8.

Beispiel 6

In diesem Beispiel werden Stahlbrammen mit den in Tabelle 7 gezeigten Zusammensetzungen in der gleichen Weise wie in Beispiel 5 unter Bildung warmbearbeiteter Stahlplatten mit einer Dicke von 20 bis 160 mm warmbearbeitet. Man unterwirft die erhaltenen Stahlplatten einer Hitzebehandlung unter den in Tabelle 7 gezeigten Bedingungen.

Die magnetischen und mechanischen Eigenschaften der in dieser Weise hergestellten erfindungsgemäßen Proben sind der Tabelle 7 zu entnehmen.

Tabelle 8 zeigt experimentelle Daten von Vergleichsproben mit Stahlzusammensetzungen, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegen.

Probe 1 aus Tabelle 8 besitzt einen Kohlenstoffgehalt, der höher als der der vorliegenden Erfindung ist. Die maximale Permeabilität und die magnetische Flußdichte sind herabgesetzt.

Probe 2 aus Tabelle 8 zeigt die Wichtigkeit der Anwesenheit von Si. Sein Si-Gehalt ist niedriger als der der vorliegenden Erfindung. Sowohl die maximale Permeabilität als auch die magnetische Flußdichte sind erniedrigt.

Probe 3 aus Tabelle 8 weist einen Al-Gehalt auf, der höher als der der vorliegenden Erfindung ist. Die maximale Permeabilität und die magnetische Flußdichte sind in großem Ausmaß herabgesetzt.

Probe 4 aus Tabelle 8 weist einen Mn-Gehalt auf, der höher als der der vorliegenden Erfindung ist. Sowohl die maximale Permeabilität als auch die magnetische Flußdichte sind erniedrigt.

Tabelle 1

Tabelle 2

Claims

1. Magnetische Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, bestehend im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gewichtsprozent:
C: nicht mehr als 0,05%,
Si: mehr als 0,30%, aber nicht mehr als 1,50%,
Mn: nicht mehr als 0,50%,
lösliches Al: weniger als 0,005% und
Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen.

2. Magnetische Stahlplatte nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Korngrößenzahl des Ferrits 0 (Null) oder weniger beträgt.

3. Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Stahl auf den Ac₃-Punkt oder höhere Temperaturen erhitzt, wobei der Stahl im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gewichtsprozent besteht:
C: nicht mehr als 0,05%,
Si: mehr als 0,30%, aber nicht mehr als 1,50%,
Mn: nicht mehr als 0,50%,
lösliches Al: weniger als 0,005% und
Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen;
den erhitzten Stahl unter Bildung einer Stahlplatte warmbearbeitet und dann nach der Warmbearbeitung die Stahlplatte bei einer Temperatur von 700°C oder höher hitzbehandelt.

4. Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Stahlplatte nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Dauer der Hitzebehandlung bei einer Temperatur von 700°C oder höher durch folgende Formel (273 + T) (log K + 20) ≧ 22,9×10³definiert ist, worin
T die Temperatur (°C) des Erhitzens, wobei T ≧ 700°C und K die Dauer des Erhitzens (h), wobei K ≧ t/25,4 + 0,1 bedeuten.

5. Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Stahlplatte zur Abschirmung von Magnetflüssen, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Stahl auf den Ac₃-Punkt oder höhere Temperaturen erhitzt, wobei der Stahl im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gewichtsprozent besteht:
C: nicht mehr als 0,05%m
Si: mehr als 0,30%, aber nicht mehr als 1,50%,
Mn: nicht mehr als 0,50%,
lösliches Al: weniger als 0,005% und
Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen;
den erhitzten Stahl unter Bildung einer Stahlplatte warmbearbeitet, die Warmbearbeitung mit einer Gesamtverminderung von 20% oder mehr innerhalb eines Temperaturbereichs, der nicht über den Ar₁-Punkt hinausgeht, beendet, die warmbearbeitete Stahlplatte abkühlt und die erhaltene Stahlplatte bei einer Temperatur von 850°C bis zum Ac₁-Punkt hitzebehandelt.