Technisches Gebiet
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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung
von nicht orientiertem Elektrostahlblech zur Verwendung als
Eisenkernmaterial für elektrische Maschinen und Vorrichtungen,
das hervorragende magnetische Eigenschaften aufweist, d. h.
eine hohe magnetische Flußdichte und einen niedrigen
Eisenverlust.
Technischer Hintergrund
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In den letzten Jahren hat besonders auf dem Gebiet der
elektrischen Maschinen und Geräte, insbesondere der
rotierenden Maschinen und der Transformatoren mittlerer und kleiner
Größe, wo nicht kornorientierte Elektrostahlbleche als
Eisenkernmaterialien eingesetzt werden, eine Tendenz zur Einsparung
von elektrischer Leistung und Energie und zum Umweltschutz,
wie z. B. zur Regulierung von FCKW-Gasen, zu einer schnellen
Entwicklung zur Erhöhung des Wirkungsgrades geführt. Aus
diesem Grunde gibt es auch im Hinblick auf nicht kornorientierte
Elektrostahlbleche einen ständig steigenden Bedarf für
verbesserte Eigenschaften, d. h. für eine hohe magnetische
Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust.
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Bei nicht kornorientierten Elektrostahlblechen ist die
Erhöhung des Gehalts an Si, Al oder dergleichen als ein
Verfahren zur Senkung des Eisenverlusts unter dem Gesichtspunkt
der Verringerung des Wirbelstromverlusts infolge des erhöhten
elektrischen Widerstands betrieben worden. Bei diesem
Verfahren besteht jedoch das Problem, daß eine Verringerung der
magnetischen Flußdichte unvermeidbar ist. Ferner ist außer einer
bloßen Erhöhung des Gehalts an Si, Al oder dergleichen die
Verringerung der Gehalte an C, N, S, O oder dergleichen
vorgeschlagen worden, um die Reinheit des Stahls zu erhöhen
(unge
prüfte Japanische Patenveröffentlichung (Kokai) Nr. 61-231
120) und das Herstellungsverfahren zu verbessern, wie z. B.
einen Fertigglühzyklus (ungeprüfte Japanische
Patenveröffentlichung (Kokai) Nr. 57-35 626). Bei allen obigen Verfahren
konnte zwar der Eisenverlust gesenkt werden, aber für die
magnetische Flußdichte konnte keine wesentliche Wirkung erzielt
werden. Um die magnetische Flußdichte durch Verbesserung der
Textur von Produkten zu verbessern, haben andererseits
Fachleute die folgenden Versuche unternommen: Regulierung des
Reduktionsgrades beim Kaltwalzen vor dem Fertigglühen in einem
geeigneten Bereich, um die ND//< 110> -Orientierung
anzureichern, die eine Verbesserung der magnetischen Flußdichte
bewirkt und innerhalb eine primär rekristallisierten Textur in
der Produktblechebene eine < 100> -Orientierung aufweist, d. h.
die Achse leichter Magnetisierung in der kristallographischen
Achse, und gleichzeitig die Integration der Orientierung auf
ND//< 111> -Basis mit < 111> -Orientierung, d. h. der Richtung
schwieriger Magnetisierung in der kristallographischen Achse,
in die Produktblechebene zu verringern; oder Einführen eines
Glühvorgangs des warmgewalzten Blechs, um zum gleichen Zweck
die Kornstruktur vor dem Kaltwalzen zu vergröbern, oder eine
Erhöhung der magnetischen Flußdichte mittels der
Warmwalzbedingungen oder dergleichen. Diese Verfahren haben jedoch nicht
zur Herstellung von nicht kornorientierten Elektrostahlblechen
mit einer Kombination von hoher magnetischer Flußdichte und
niedrigem Eisenverlust geführt, und konnten daher die
Anforderungen an nicht kornorientierte Elektrostahlbleche nicht
erfüllen. Um die obige Begrenzung der bekannten Verfahren zu
beseitigen, haben die Erfinder ein gesteuertes Warmwalzen und
Bedingungen für ein Selbstglühen angestrebt und Untersuchungen
dazu ausgeführt, wobei das Glühen unter Ausnutzung der
Eigenwärme der Rolle bzw. des Bundes nach dem Aufrollen des
warmgewalzten Bandes erfolgt.
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Im Warmwalzschritt eines nicht kornorientierten
Elektrostahlblechs mit Phasenumwandlung ist der Korndurchmesser
des warmgewalzten Blechs reguliert worden, um die magnetischen
Eigenschaften des Produkts zu verbessern. Bezüglich des
Selbstglühens des warmgewalzten Blechs offenbart die
ungeprüf
te Japanische Patenveröffentlichung (Kokai) Nr. 54-76 422 ein
Selbstglühverfähren, und die Verwendung einer
Warmhalteabdeckung zur Sicherstellung der Rollen- bzw. Bundtemperatur
während des Selbstglühens wird in der ungeprüften Japanischen
Patenveröffentlichung (Kokai) Nr. 56-33 436 spezifiziert. Ferner
offenbaren die ungeprüften Japanischen Patenveröffentlichungen
(Kokai) Nr. 57-57 829 und 60-50 117 ein Verfahren, bei dem
Selbstglühbedingungen richtig eingestellt werden, um die
Kornstruktur des warmgewalzten Blechs zu vergröbern und dadurch
die magnetischen Eigenschaften des Produkts zu verbessern, und
die ungeprüfte Japanische Patenveröffentlichung (Kokai) Nr.
58-136 718 offenbart ein Verfahren, bei dem die Endtemperatur
des Fertigwarmwalzens auf eine Temperatur im γ-Phasenbereich
gebracht wird, mit anschließendem Selbstglühen. In den
Arbeitsbeispielen dieser bekannten Veröffentlichungen wird die
Endtemperatur des Fertigwarmwalzens auf eine Temperatur in
einem γ-Bereich gebracht, die Umwandlung aus der γ-Phase in die
α-Phase erfolgt in einer Kühlzone, und die Körner läßt man
dann während des Aufrollens in einem α-Phasenbereich. wachsen.
Aus diesem Grunde wird, um die Umwandlung in den α-Bereich
nach Beendigung des Fertigwarmwalzens zu erreichen, die
Abkühlung auf einem Abführrollgang reguliert, um eine befriedigende
Abkühlung sicherzustellen, indem die Stahlblechtemperatur
bezüglich der Selbstglühtemperatur übermäßig verringert wird.
Dadurch wird ungünstigerweise das Kornwachstum während des
Selbstglühens unbefriedigend. Um den obigen Nachteil zu
vermindern, muß die Rolle bzw. das Bund während des Selbstglühens
wiedererwärmt werden. Die Wiedererwärmung während des
Selbstglühens führt jedoch wahrscheinlich zu einem heterogenen
Temperaturprofil in der Rolle, was zu einer heterogenen
Kornstruktur des warmgewalzten Blechs und zu unbefriedigender
Kornvergröberung führt. Ferner ist das Wiedererwärmen der
Rolle während des Selbstglühens vom Betriebsstandpunkt aus
kostenungünstig und sollte daher auf ein Minimum reduziert
werden.
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Um die Heterogenität der durch das Selbstglühverfahren
entstehenden warmgewalzten Struktur zu vermindern, offenbart
die ungeprüfte Japanische Patenveröffentlichung (Kokai) Nr.
60-104 019 ein Verfahren zum Regulieren der Abkühlung nach dem
Selbstglühen. Da jedoch die Mischkornstruktur des
warmgewalzten Blechs auf die Tatsache zurückzuführen ist, daß die
warmgewalzte Struktur während des Selbstglühens nicht homogen
wächst, ist es schwierig, die Heterogenität der warmgewalzten
Struktur durch Regulieren der Abkühlungsgeschwindigkeit nach
Beendigung des Selbstglühens zu verringern.
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin,
die obigen Probleme der bekannten Verfahren zu lösen und ein
nicht kornorientiertes Elektrostahlblech mit hoher
magnetischer Flußdichte und niedrigem Eisenverlust bereitzustellen.
Offenbarung der Erfindung
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Die Erfinder haben umfassende und intensive
Untersuchungen durchgeführt, um die Nachteile der bekannten Verfahren
zu vermindern und während des Selbstglühens ein besseres
Kornwachstum der warmgewalzten Struktur als bei den bekannten
Verfahren zu realisieren, um die magnetische Flußdichte zu
verbessern, und sind zu dem Ergebnis gelangt, daß die
warmgewalzte Kornstruktur im Vergleich zum Stand der Technik homogener
auf einen mittleren Korndurchmesser von nicht weniger als 150
um vergröbert wird, wodurch die magnetischen Eigenschaften des
Produkts wesentlich verbessert werden können, indem im
Warmwalzschritt das Fertigwalzen bei einer Temperatur oberhalb
(Ar&sub3; + 50º)ºC beendet wird, das Band in einem
Temperaturbereich eines α + γ-Zweiphasengebiets oder darüber aufgerollt
wird und die Selbstglühbedingungen richtig reguliert werden,
so daß die Selbstglühtemperatur in einem Bereich von (A&sub1; -
50) ºC bis unterhalb {(A&sub1; + A&sub3;) /2} ºC liegt und die
Selbstglühdauer 2 min bis 3 h beträgt, wodurch die Umwandlung aus der γ-
Phase in die α-Phase während des Selbstglühens reguliert wird,
wodurch die vorliegende Erfindung vollendet wurde.
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Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist somit ein
Verfahren zur Herstellung eines nicht kornorientierten
Elektrostahlblechs mit hoher magnetischer Flußdichte und niedrigem
Eisenverlust, mit den folgenden Schritten: Warmwalzen einer
Stahlbramme mit einer Zusammensetzung mit α-γ-Umwandlung, die
mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt
ist, die aus Si, Mn bzw. Al in entsprechenden Anteilen
besteht, angegeben in Gew.-%, welche die folgenden Bedingungen
erfüllen:
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0,10% ≤ Si ≤ 2,50%,
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0,10% ≤ Al ≤ 1,00%
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0,10% ≤ Mn ≤ 2,00%, und
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wobei der Gesamtanteil von Si und Al der Beziehung
Si + 2Al ≤ 2,50%
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genügt, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen besteht, wobei die Endtemperatur beim
Fertigwarmwalzen oberhalb (Ar&sub3; + 50)ºC liegt; Aufrollen des warmgewalzten
Bandes bei einer Aufrolltemperatur von Ar&sub1; oder darüber;
Selbstglühen des aufgerollten Bandes, wobei die Rolle 2
Minuten bis 3 Stunden im Temperaturbereich von (A&sub1;-50)ºC bis
unterhalb {(A&sub1; + A&sub3;) /2 } ºC gehalten wird; und Beizen des
selbstgeglühten, warmgewalzten Bandes und anschließend Kaltwalzen in
einem Stich und Fertigglühen, oder, nach dem Selbstglühen,
Beizen des selbstgeglühten, warmgewalzten Bandes, Kältwalzen
des gebeizten Bandes, Fertigglühen des kaltgewalzten Bandes,
und anschließend Dressieren des geglühten Bandes mit einem
Reduktionsgrad von 2 bis 20%.
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Folglich wird gemäß der vorliegenden Erfindung das
Aufrollen in einem (α + γ)-Zweiphasenbereich ausgeführt. Da nach
dem Stand der Technik, der in den obigen bekannten
Veröffentlichungen beschrieben wird, die Umwandlung aus der γ-Phase in
die α-Phase nach dem Warmwalzen zu verfeinerten Körnern des
warmgewalzten Blechs führt, hat man sie als nachteilig für die
Kornvergröberung vor dem Kaltwalzen angesehen. Aus diesem
Grunde ist bisher, im Unterschied zur vorliegenden Erfindung,
die Nutzung der Umwandlung aus der γ-Phase in die α-Phase
nicht übernommen worden. Konkret gesagt, obwohl bei der
Endtemperatur des Warmwalzens und bei der in den obigen
Veröffentlichungen beschriebenen Aufrolltemperatur eine Veränderung
des Umwandlungspunktes wegen der Veränderung der Bestandteile
zu einer Änderung des spezifizierten Bereichs führt, besteht
das Hauptziel darin, die Umwandlung aus der γ-Phase in die α-
Phase während der Abkühlung nach Beendigung des
Fertigwarmwalzens auszuführen und Körner in der α-Phase nach dem Aufrollen
wachsen zu lassen. Daher unterscheidet sich die technische
Idee in den obigen Veröffentlichungen völlig von derjenigen
der vorliegenden Erfindung, bei der das Aufrollen in einem (α
+ γ)-Zweiphasenbereich ausgeführt wird.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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Fig. 1(A) zeigt ein Diagramm, das die Mikrostruktur
eines warmgewalzten Blechs (A) gemäß der vorliegenden Erfindung
darstellt, und Fig. 1(B) sowie Fig. 1(C) zeigen Diagramme,
welche die Mikrostruktur von warmgewalzten Vergleichsblechen
(B) und (C) darstellen.
Beste Ausführungsart der Erfindung
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Die Erfinder haben umfassende und intensive
Untersuchungen zu den Problemen der bekannten Verfahren durchgeführt,
um gleichzeitig einen niedrigen Eisenverlust und eine hohe
magnetische Flußdichte zu erzielen, und haben als Ergebnis
festgestellt, daß in einem nicht kornorientierten
Elektrostahlblech mit Phasenumwandlung das Aufrollen und Selbstglühen zur
Zeit des Fertigwarmwalzens unter geeigneten Bedingungen
bezüglich des α-γ-Umwandlungspunktes die erfolgreiche,
kostengünstige Herstellung eines nicht kornorientierten
Elektrostahlblechs ermöglicht, das als Produkt nach dem Fertigglühen eine
sehr hohe magnetische Flußdichte und einen guten Eisenverlust
(niedrigen Eisenverlust) aufweist.
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Das heißt, nach der vorliegenden Erfindung werden
Warmwalzbedingungen spezifiziert, um die Textur eines Produkts
nach dem Fertigglühen zu regulieren, wodurch ein nicht
kornorientiertes Elektrostahlblech erzeugt wird, das als Produkt
nach dem Fertigglühen eine sehr hohe magnetische Flußdichte
und einen guten Eisenverlust (niedrigen Eisenverlust)
aufweist.
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Um ein nicht kornorientiertes Elektrostahlblech mit
niedrigem Eisenverlust und hoher magnetischer Flußdichte in
einem nicht kornorientierten Elektrostahlblech mit
Phasenumwandlung herzustellen, muß ein Verfahren gewählt werden, bei
dem im Warmwalzschritt eines nicht kornorientierten
Elektrostahlblechs mit α-γ-Umwandlung die Endtemperatur beim
Fer
tigwarmwalzen auf eine Temperatur von mindestens (Ar&sub3; + 50)ºC
gebracht wird, das Aufrollen bei einer Temperatur im α + γ-
Bereich oder darüber erfolgt, d. h. bei einer Temperatur
oberhalb des Arl-Punktes, und danach das Band im aufgerollten
Zustand 2 Minuten bis 3 Stunden im Temperaturbereich von (A&sub1; -
50)ºC bis unterhalb {(A&sub3; + A&sub1;)/2}ºC selbstgeglüht wird,
wodurch die Textur des Produkts nach dem Fertigglühen reguliert
wird. Dadurch wird die Herstellung eines nicht
kornorientierten Elektrostahlblechs mit sehr hoher magnetischer Flußdichte
und gutem Eisenverlust (niedrigem Eisenverlust) realisiert.
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Zunächst werden die Bestandteile des Stahlblechs
beschrieben. In der nachstehenden Beschreibung sind alle
Prozentangaben (%) als Gewichtsprozent (Gew.-%) zu verstehen. Si
wird zugesetzt, um den spezifischen Widerstand des Stahlblechs
zu erhöhen und den Wirbelstromverlust zu senken, wodurch der
Eisenverlust verbessert wird. Ist der Si-Gehalt niedriger als
0,10%, dann ist der spezifische Widerstand unbefriedigend.
Daher ist die Zugabe von Si in einem Anteil von nicht weniger
als 0,10% notwehdig. Wenn andererseits der Si-Gehalt 2,50%
übersteigt, dann tritt die α-γ-Umwandlung nicht auf. Aus
diesem Grunde sollte der Si-Gehalt nicht mehr als 2,50% betragen.
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Ebenso wie Si bewirkt Al eine Erhöhung des spezifischen
Widerstands des Stahlblechs und eine Senkung des
Wirbelstromverlusts. Zu diesem Zweck ist die Zugabe von Al in einem
Anteil von nicht weniger als 0,10% notwendig. Andererseits führt
ein Al-Gehalt von mehr als 1,00% zu einer niedrigeren
magnetischen Flußdichte und zu erhöhten Kosten, so daß der Al-Gehalt
auf nicht mehr als 1,00% begrenzt ist. Wenn ferner (Si + 2Al)
größer als 2, 50% ist, tritt die cc-γ-Umwandlung nicht auf.
Daher sollte (Si + 2Al) nicht mehr als 2,50% betragen.
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Ebenso wie Al und Si bewirkt Mn eine Erhöhung des
spezifischen Widerstands des Stahlblechs und eine Verringerung
des Wirbelstromverlusts. Zu diesem Zweck ist die Zugabe von Mn
in einem Anteil von nicht weniger als 0,10% notwendig. Wenn
andererseits der Mn-Gehalt 2,0% übersteigt, erhöht sich der
Verformungswiderstand beim Warmwalzen, erschwert die
Ausführung des Warmwalzens und führt gleichzeitig zu einer Tendenz
zur Verfeinerung der Kornstruktur nach dem Warmwalzen. Dies
führt zu schlechteren magnetischen Eigenschaften des Produkts.
Aus diesem Grunde sollte der Mn-Gehalt auf nicht mehr als 2,0%
begrenzt werden. Da ferner durch Zugabe von Mn der α-γ-
Umwandlungspunkt erniedrigt wird, kann das Aufrollen im
Zweiphasenbereich beim Fertigwarmwalzen gemäß der vorliegenden
Erfindung auf der Seite niedrigerer Temperaturen ausgeführt
werden, wobei die schlechtere Aufrollfähigkeit nach dem
Fertigwarmwalzen vermindert wird, die durch Erhöhen der
Aufrolltemperatur entsteht, und die Oxidbildung auf der Oberfläche eines
Stahlblechs gehemmt werden kann, was die Ausbeute beim Beizen
verbessert. Somit ist die Zugabe von Mn in diesen Punkten
wirksam. Im Hinblick auf die Regulierung des
Umwandlungspunktes beträgt der Mn-Gehalt vorzugsweise 0,30 bis 1,50%.
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Das Beimengen mindestens eines Elements, ausgewählt aus
der Gruppe, die aus P, B, Ni, Cr, Sb, Sn und Cu besteht, zur
Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, der magnetischen
Eigenschaften und der Rostbeständigkeit und zu anderen Zwecken
ist nicht nachteilig für die Wirkung der vorliegenden
Erfindung.
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Konkret wird P im Hinblick auf die Verbesserung der
Stanzfähigkeit des Produkts in einem Anteil im Bereich von
0,02 bis 0,1% zugesetzt. Ist der zugesetzte P-Anteil niedriger
als 0,02%, dann kann die Wirkung der Verbesserung der
Stanzfähigkeit nicht erzielt werden, während bei einem höheren Anteil
als 0,1% die Wirkung eine Sättigung erreicht. Im Falle P ≤
0,2% entsteht kein Problem in Verbindung mit den magnetischen
Eigenschaften des Produkts.
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B wird zur Bildung von BN während des Warmwalzens
zugesetzt und hemmt die Bildung einer feinkörnigen Ausscheidung
von AlN, wodurch N unschädlich gemacht wird. Der B-Gehalt
sollte unter Berücksichtigung des Gleichgewichts zwischen dem
B-Gehalt und dem N-Gehalt festgelegt werden und einer
Bedingung genügen, wonach das Verhältnis des B-Gehalts (%)zum N-
Gehalt (%) gleich 0,5 bis 1,5 ist. Bei der vorliegenden
Erfindung erfolgen nach dem Warmwalzen eine Kornvergröberung und
ein Zusammenwachsen von Ausscheidungen, wodurch sich die
Notwendigkeit der Zugabe von B vermindert.
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Ni wird zur Erhöhung der Streckspannung des Stahlblechs
unter Ausnutzung der Mischkristallverfestigung, zur
Verbesserung der magnetischen Flußdichte oder zur Erniedrigung des
Umwandlungspunktes zugesetzt, um ebenso wie mit Mn die
Aufrollfähigkeit zu verbessern. Der zugesetzte Ni-Anteil beträgt 0,1
bis 3,0%. Der Anteil beträgt vorzugsweise 1,0 bis 3,0% unter
dem Gesichtspunkt der Erhöhung der Streckspannung des
Stahlblechs, 0,5 bis 2,5% unter dem Gesichtspunkt der Verbesserung
der magnetischen Eigenschaften, und 1,0 bis 2,5% unter dem
Gesichtspunkt der Regulierung des Umwandlungspunktes. Wenn der
Ni-Anteil nicht höher als 0,1% ist, kann für keinen Zweck eine
Wirkung erzielt werden, während ein höherer Ni-Gehalt als 3,0%
vom Kostenstandpunkt aus ungeeignet ist. Aus den obigen
Gründen ist der Ni-Gehalt auf nicht mehr als 3,0% begrenzt.
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Cr wird zur Verbesserung der Rostbeständigkeit
zugesetzt. Der zugesetzte Cr-Anteil beträgt 1,0 bis 13,0%, wobei
die Zugabe von Cr in einem Anteil von 5,0 bis 9,0% stärker
bevorzugt wird. Ist der zugesetzte Cr-Anteil niedriger als 1,0%,
dann kann die Wirkung einer Verbesserung des Rostbeständigkeit
nicht erreicht werden, während ein höherer Anteil als 13,0%
vom Kostenstandpunkt aus ungeeignet ist. Daher ist der Cr-
Anteil auf nicht mehr als 13,0% begrenzt.
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Sb wird zur Verbesserung der Textur und zur Erhöhung
der magnetischen Flußdichte zugesetzt. Der zugesetzte Sb-
Anteil beträgt 0,02 bis 0,2%. Stärker bevorzugt beträgt er
0,03 bis 0,15%. Ist der zugesetzte Sb-Anteil niedriger als
0,01%, dann wird die texturverbessernde Wirkung nicht
erreicht. Wenn er andererseits 0,2% übersteigt, wird das
Kornwachstum während des Fertigglühens gehemmt, und der
Eisenverlust des Produkts verschlechtert sich. Aus diesem Grunde ist
der zugesetzte Sb-Anteil auf nicht mehr als 0,2% begrenzt.
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Sn wird zur Verbesserung der Textur und zur Erhöhung
der magnetischen Flußdichte zugesetzt. Der zugesetzte Sn-
Anteil beträgt 0,02 bis 0,2%. Stärker bevorzugt beträgt er
0,03 bis 0,15%. Ist der zugesetzte Sn-Anteil niedriger als
0,02%, dann wird die texturverbessernde Wirkung nicht
erreicht. Wenn er andererseits 0,2% übersteigt, wird das
Kornwachstum während des Fertigglühens gehemmt, und der
Eisenver
lust des Produkts verschlechtert sich. Aus diesem Grunde ist
der zugesetzte Sn-Anteil auf nicht mehr als 0,2% begrenzt.
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Cu wird zur Verbesserung der Textur und zur Erhöhung
der magnetischen Flußdichte zugesetzt. Der zugesetzte Cu-
Anteil beträgt 0,1 bis 1,0%. Stärker bevorzugt beträgt er 0,1
bis 0,4%. Ist der zugesetzte Cu-Anteil niedriger als 0,1%,
dann wird die texturverbessernde Wirkung nicht erreicht. Wenn
er andererseits 1,0% übersteigt, entstehen Fehler an der
Oberfläche des Stahlblechs. Aus dem obigen Grunde ist der
zugesetzte Cu-Anteil auf nicht mehr als 1,0% begrenzt.
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Hinsichtlich anderer Bestandteile kann bei einem C-
Gehalt von nicht mehr als 0,050% das Ziel der Erfindung
erreicht werden. Ein nicht kornorientiertes Elektrostahlblech
von minderer Qualität wird hauptsächlich in einer kleinen
rotierenden Maschine verwendet, und das Kornwachstum während des
Fertigglühens nach dem Kaltwalzen oder während des
Spannungsfreiglühens sollte unter dem Gesichtspunkt der
Eisenverlustminderung beschleunigt werden, wodurch es notwendig wird,
feinkörnige Ausscheidungen im Stahl zu verringern. Zu diesem
Zweck ist im αllgemeinen der C-Gehalt des Stahls zu
verringern. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird nach dem Aufrollen
des Bandes im Warmwalzschritt bei einer Temperatur im Ar&sub1;-
Punkt oder darüber die Rolle 2 Minuten bis 3 Stunden im
Temperaturbereich von (A&sub1;-50)ºC bis unterhalb {(A&sub3; + A&sub1;)/2}ºC
selbstgeglüht, Carbide und andere Ausscheidungen und
Einschlüsse werden zufriedenstellend agglomeriert und
ausgeschieden. Daher ist kein extrem kohlenstoffarmer Stahl
erforderlich, und für die vorliegende Erfindung ist ein C-Gehalt von
nicht mehr als 0,050% ausreichend.
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S und N sind Elemente, die bei der Herstellung des
Stahls nach dem Schmelzverfahren unvermeidlich enthalten sind.
S und N werden während des Erwärmens der Bramme im
Warmwalzschritt teilweise als feste Lösung wiederaufgelöst, bilden
während des Warmwalzens Ausscheidungen von MnS und AlN und
hemmen das Wachstum von rekristallisierten Körnern während des
Fertigglühens oder hemmen die Bewegung der Bloch-Wand bzw.
Domänengrenze bei der Magnetisierung des Produkts, d. h. sie
weisen den sogenannten "Verankerungseffekt" auf, der
ursäch
lich für die Hemmung einer Eisenverlustminderung des Produkts
ist. Aus diesem Grunde sind die Ergebnisse um so besser, je
niedriger der Gehalt an S und N ist. Daher braucht der untere
Grenzwert des Gehalts an S und N nicht spezifiziert zu werden.
Um die schädliche Wirkung von 5 und N auf die magnetischen
Eigenschaften zu verhindern, sollten ebenso wie bei den
bekannten Verfahren der S-Gehalt und der N-Gehalt jeweils nicht mehr
als 0,010% betragen. Bei der vorliegenden Erfindung werden
jedoch S und N ebenso wie C durch Vergröberung und Agglomeration
der Ausscheidungen unschädlich gemacht. Daher ist S ≤ 0,020%
und N ≤ 0,020% für die vorliegende Erfindung ausreichend.
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Nachstehend werden die Verfahrensbedingungen der
vorliegenden Erfindung beschrieben.
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Eine Stahlbramme mit den obigen Bestandteilen wird
durch Herstellen des Stahls in einem Konverter und
anschließendes Stranggießen oder Blockgießen/Blockwalzen erzeugt. Die
Stahlbramme wird nach einem bekannten Verfahren erwärmt.
Die Bramme wird auf eine vorgegebene Dicke warmgewalzt.
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In diesem Falle liegt die Endtemperatur des Fertigwarmwälzens
oberhalb (Ar&sub3; + 50)ºC, und das warmgewalzte Band wird bei
einer Temperatur des Ar&sub1;-Punktes oder darüber aufgerollt. Die
Rolle wird dann im Temperaturbereich von (A&sub1;-50)ºC bis
unterhalb {(A&sub3; + A&sub1;)/2}ºC selbstgeglüht, wenn notwendig, durch
Halten der Hitze nach einem bekannten Verfahren, wie z. B.
einem Verfahren mit Verwendung einer Warmhalteabdeckung, oder
unter Anwendung von Mitteln wie einer Zusatzheizung zur
Temperaturregelung der Rolle.
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Wenn die Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen bei (Ar&sub3; +
50)ºC oder darunter liegt, ist ein befriedigender Ablauf der
Rekristallisation und des Kornwachstums vor dem Aufrollen
schwierig, wodurch die Vergröberung der Kornstruktur unter
Ausnutzung einer Synergiewirkung des Kornwachstums während des
Selbstglühens erschwert wird. Ferner wird es in diesem Falle
nach dem Durchlauf des Bandes durch ein Fertigwarmwalzgerüst
schwierig, eine Aufrolltemperatur am Ar&sub1;-Punkt oder darüber
sicherzustellen und gleichzeitig den Stahl in einer Kühlzone
befriedigend abzukühlen. Dies verursacht eine große
Veränderung der Temperaturverteilung des Stahlblechs in Längsrichtung
infolge unbefriedigender Abkühlung und führt zum instabilen
Aufrollen des Stahlblechs, wodurch sich die Form eines Bandes
aus der warmgewalzten Rolle merklich verschlechtert. Daher
liegt die Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen vorzugsweise
oberhalb (Ar&sub3; + 50)ºC. Um das Aufrollen nach dem
Fettigwarmwalzen zu stabilisieren, wird das Band gewöhnlich vor dem
Aufrollen abgekühlt. Wenn das Band jedoch nach dem
Fertigwarmwalzen stabil aufgerollt werden könnte, wäre ein absichtliches
Abkühlen des Bandes durch Wasserkühlung nach Beendigung des
Fertigwarmwalzens nicht immer erforderlich.
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Bezüglich der Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen
braucht der obere Grenzwert nicht festgesetzt zu werden. Wenn
jedoch die Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen zu hoch ist,
führt sogar das Warmwalzen nach den bei der vorliegenden
Erfindung spezifizierten Bedingungen zu einer instabilen
Vergröberung der Struktur der α-Phase, welche die Umwandlung aus der
γ-Phase in die α-Phase beim Selbstglühen begleitet, wodurch
wahrscheinlich eine Mischkornstruktur entsteht. Aus diesem
Grunde liegt die Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen
vorzugsweise bei 1150ºC oder darunter.
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Gemäß der vorliegenden Erfindung liegt die
Aufrolltemperatur beim Arl-Punkt oder darüber, vorzugsweise bei {(Ar&sub1; +
Ar&sub3;)/2}ºC oder darüber. Das Aufrollen des warmgewalzten Blechs
in dem bei der vorliegenden Erfindung spezifizierten
Temperaturbereich ermöglicht den Ablauf der Umwandlung aus der γ-
Phase in die α-Phase während des Selbstglühens und gestattet
gleichzeitig, daß die nicht umgewandelte γ-Phase das
Kornwachstum der α-Phase nach der Umwandlung hemmt. Das weitere
Fortschreiten der Umwandlung aus der γ-Phase in die α-Phase
führt zum Verschwinden der nicht umgewandelten γ-Phase, die
das Kornwachstum der α-Phase hemmt, und gleichzeitig macht das
Kornwachstum der α-Phase, das durch die nicht umgewandelte γ-
Phase gehemmt wurde, schnelle Fortschritte und führt im
gesamten Stahlblech zur Kornvergröberung auf einen mittleren
Durchmesser von etwa 150 um oder mehr. Wenn die Aufrolltemperatur
unterhalb des Ar&sub1;-Punktes liegt, ist beim Aufrollen die γ-
Phase in der Struktur des Stahlblechs nicht vorhanden.
Infolgedessen tritt die auf dem obigen Prinzip basierende
Vergröbe
rung der Kornstruktur nicht auf. Daher sollte die
Aufrolltemperatur beim Arl-Punkt oder darüber liegen, vorzugsweise bei
{(Ar&sub3; + Ar&sub1;)/2}ºC oder darüber.
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Wenn die Selbstglühtemperatur den A&sub1;-Punkt übersteigt,
bleibt nach Beendigung des Selbstglühens die γ-Phase übrig.
Die Ergebnisse der von den Erfindern durchgeführten
Untersuchungen zeigen, daß bei einem Absenken der
Selbstglühtemperatur unter {(A&sub1; + A&sub3;)/2}ºC, um den Anteil der restlichen γ-
Phase bei Beendigung des Selbstglühens zu steuern, das mit dem
Verschwinden der γ-Phase verbundene Wachstum der α-Phase zu
groben Körnern unabhängig von der Abkühlungsgeschwindigkeit
nach Beendigung des Selbstglühens auftritt. Wenn jedoch die
Selbstglühtemperatur bei {(A&sub1; + A&sub3;)/2}ºC oder darüber lag,
erhöhte sich der Volumenanteil der restlichen γ-Phase
unmittelbar nach Beendigung des Selbstglühens, und während der
Abkühlung nach dem Selbstglühen wurde die warmgewalzte Struktur
eingefroren, wobei die restliche γ-Phase die Vergröberung der
α-Körner hemmte, den Volumenanteil feiner Körner im
warmgewalzten Blech erhöhte und eine aus gemischten Körnern
bestehende Kornstruktur bildete. Wenn ein Stahlblecherzeugnis aus
einem solchen warmgewalzten Blech als Ausgangsmaterial
hergestellt wird, variieren die magnetischen Eigenschaften des
Produkts beträchtlich von einem Ort zum anderen, wodurch das
Produkt unannehmbar wird. Aus diesem Grunde sollte die
Selbstglühtemperatur unterhalb {(A&sub1; + A&sub3;)/2}ºC liegen.
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Wenn die Selbstglühtemperatur unterhalb (A&sub1; - 50)ºC
liegt, ist das Wachstum der α-Körner während des Selbstglühens
unbefriedigend, wodurch die Herstellung von nicht
kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen
Eigenschaften unmöglich wird. Aus diesem Grunde sollte die
Selbstglühtemperatur mindestens (A&sub1;-50)ºC betragen.
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Unter dem Gesichtspunkt eines stabileren Wachstums der
α-Körner während des Selbstglühens wird eine
Selbstglühtemperatur zwischen (A&sub1;-50)ºC und dem A&sub1;-Punkt stärker bevorzugt.
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Die folgenden verschiedenen Experimente wurden
ausgeführt, um den Einfluß der Warmwalzbedingungen auf die
warmgewalzte Kornstruktur zu untersuchen. Eine Stahlbramme mit den
in Tabelle 1 angegebenen Bestandteilen, wobei der Rest aus
Ei
sen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand, wurde in
einem Konverter nach dem Schmelzverfahren hergestellt und in
einer Stranggießanlage zu einer 220 mm dicken Bramme gegossen.
Die Umwandlungspunkte Ar&sub1;, Ar&sub3;, A&sub1; und A&sub3; dieses Stahls sind
in Tabelle 2 angegeben. Die Bramme wurde nach einem
herkömmlichen Verfahren erwärmt und auf eine Enddicke von 2,5 mm
warmgewalzt. Die Warmwalzbedingungen und die
Beobachtungsergebnisse der Mikrostruktur von warmgewalzten Blechen, die unter
entsprechenden Warmwalzbedingungen geformt wurden, sind in
Tabelle 3 zusammengefaßt. Der in Tabelle 3 angegebene
Korndurchmesser wurde nach dem in JIS G0552 festgesetzten
Linienschnittverfahren gemessen, und der mittlere Korndurchmesser wurde als
äquivalenter Kreisdurchmesser ausgedrückt, der aus der
Korngrößenzahl bestimmt wird.
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Die in Tabelle 3 aufgeführte erfindungsgemäße Probe A
erfüllt alle bei der vorliegenden Erfindung spezifizierten
Warmwalzbedingungen. Für Probe B liegen die
Fertigwarmwalztemperatur und die Aufrolltemperatur innerhalb des Umfangs der
vorliegenden Erfindung, und obwohl die Selbstglühtemperatur
höher als {(A&sub1; + A&sub3;)/2}ºC ist, liegt sie außerhalb des Umfangs
der vorliegenden Erfindung. Für die Probe C als
Vergleichsbeispiel (Stand der Technik) wurde das Verfahren, das mit dem
Glühen des warmgewalzten Blechs verbunden ist, d. h. mit der
Beendigung des Fertigwarmwalzens, im γ-Bereich ausgeführt, das
Stahlband wurde dann vor dem Aufrollen auf einem Kühlrollgang
mit Wasser gekühlt, um das Stahlband in einen α-Bereich zu
überführen, aufgerollt und durchlaufgeglüht, um ein Material
als Probe C herzustellen.
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Wie aus den Beobachtungsergebnissen der Mikrostruktur
des warmgewalzten Blechs ersichtlich, die in Tabelle 3
zusammengefaßt sind, wurde für Probe A die warmgewalzte
Kornstruktur durch grobe Körner mit einer Größe von mindestens 150 um
gebildet, und es wurde keine feinkörnige Struktur
festgestellt. Im Gegensatz dazu war für Probe B, bei der die
Selbstglühtemperatur oberhalb des in der vorliegenden Erfindung
spezifizierten Temperaturbereichs liegt, die warmgewalzte
Kornstruktur eine Mischkornstruktur aus groben Körnern mit einem
Durchmesser von nicht weniger als 150 um und einer
feinkörni
gen Struktur (einer Matrix) aus Körnern mit einem Durchmesser
von nicht mehr als 100 um.
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Für die Probe C wurde die warmgewalzte Kornstruktur
durch einheitliche Körner mit einem Durchmesser von nicht mehr
als 100 um gebildet.
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Folglich kann das Fertigwarmwalzen zur Erfüllung der in
der vorliegenden Erfindung spezifizierten Warmwalzbedingungen
zu einer warmgewalzten Kornstruktur führen, die durch
einheitliche grobe Körner mit einem Durchmesser von nicht weniger als
150 um gebildet wird. Die Fig. 1(A), 1(B) und 1(C) zeigen
Mikrostrukturen der warmgewalzten Stahlbleche für die Proben A
bis C.
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 3
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Wenn die Selbstglühdauer weniger als 2 min beträgt,
kann keine befriedigende Glühwirkung erzielt werden, was zu
einem unbefriedigenden Kornwachstum in der warmgewalzten
Struktur führt, wodurch es unmöglich wird, eine hohe
magnetische Flußdichte bereitzustellen. Wenn die Selbstglühdauer
länger als 3 h ist, erreicht der Effekt eine Sättigung, was
ungünstigerweise zu einer niedrigeren Produktivität führt.
Ferner führt eine zu starke Oxidation während des Selbstglühens
zu einer merklichen Verschlechterung der Beizfähigkeit in
einem späteren Schritt, wodurch das Verfahren für die praktische
Anwendung ungeeignet wird. Aus diesem Grunde ist die
Selbstglühtemperatur auf höchstens 3 h begrenzt.
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Beim Selbstglühen ist ein Wechsel zu einer N&sub2;-
Schutzgasatmosphäre oder zu einem Vakuumzustand im Inneren der
Warmhalteabdeckung oder als Alternative das Evakuieren mit
anschließendem Einfüllen einer Schutzgasatmosphäre, wie z. B.
N&sub2;, gleichfalls nützlich zum Erreichen eines guten Beizens in
dem späteren Schritt. Die Rolle kann nach dem vorgegebenen
Selbstglühen im Anschluß an das Aufrollen ohne besondere
Behandlung stehen gelassen werden. Jedoch ist nach Beendigung
des Selbstglühens, vorzugsweise zu dem Zeitpunkt, wenn die
Temperatur auf 700ºC oder darunter abgesunken ist, wodurch
sich die Kornwachstumsgeschwindigkeit der α-Phase verringert,
das Abkühlen der Rolle mittels Eintauchen in ein Wasserbad, um
für ein gutes Beizen in dem späteren Schritt zu sorgen, nicht
nachteilig für die Wirkung der Erfindung.
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Das so erhaltene warmgewalzte Blech wird dann einem
Kaltwalzen in einem Stich und einem Durchlaufglühen zu einem
Blecherzeugnis unterworfen. Der Reduktionsgrad beim Kaltwalzen
beträgt 70 bis 92%, vorzugsweise 74 bis 83%. Gemäß der
vorliegenden Erfindung bewirkt eine Erhöhung des Reduktionsgrades
auf etwa 90% keine wesentliche Verringerung der magnetischen
Flußdichte. Das Kaltwalzen kann durch ein Tandemwalzwerk, ein
Reversierwalzwerk bzw. ein Sendzimir-Walzwerk ausgeführt
werden. Bezüglich det Walzbedingungen stellen das Erwärmen der
Rolle in einem heißen Bad, beispielsweise einem Wasserbad, mit
anschließendem Walzen oder das Warmwalzen bei einer Temperatur
von 100ºC oder darüber zur Verbesserung der Walzbarkeit, zur
Verbesserung der magnetischen Eigenschaften und zu anderen
Zwecken kein Problem dar.
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Die Durchlaufglühbedingungen werden vorzugsweise so
gewählt, daß das Durchlaufglühen in einem herkömmlichen
Durchlaufglühofen unter einer nichtoxidierenden Atmosphäre
ausgeführt wird. Das Durchlaufglühen in einer oxidierenden
Atmosphäre zum Entfernen von C, der von der Stahlherstellungsstufe
zurückgeblieben ist, oder zum Entfernen von C, der für andere
Zwecke dem Stahlblech beigemengt wurde, stellt jedoch kein
Problem dar. Ferner ist es unter dem Gesichtspunkt der
Texturverbesserung auch möglich, die Glühtemperatur während des
Glühens in den (α + γ)-Zweiphasenbereich oder den γ-Bereich zu
bringen. Vorzugsweise beträgt die Glühtemperatur 700 bis
1100ºC, und die Glühdauer beträgt 10 s bis 3 min. Ferner kann
man unter dem Gesichtspunkt der Oxidationshemmung des
Stahlblechs während des Glühens oder zu anderen Zwecken auch ein
Glühschema anwenden, wonach das Stahlblech in einer ersten
Stufe auf eine hohe Temperatur erwärmt und in einer zweiten
Stufe bei einer niedrigen Temperatur geglüht wird. Wenn die
Glühtemperatur unter 700ºC liegt, kommt die Rekristallisation
nicht befriedigend voran, wodurch sich die magnetischen
Eigenschaften verschlechtern. Daher sollte die Glühtemperatur
mindestens 700ºC betragen. Wenn andererseits die Glühtemperatur
höher als 1100ºC ist, entstehen beim Durchgang des Stahlblechs
durch das System Fehler an der Oberfläche des Stahlblechs.
Daher ist die Glühtemperatur auf höchstens 1100ºC begrenzt. Die
optimale Glühtemperatur wird entsprechend den Bestandteilen
des Stahlblechs festgesetzt, wobei die
Rekristallisationstemperatur zu berücksichtigen ist, die durch die Bestandteile des
Stahlblechs und das Kornwachstum bestimmt wird.
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Nach dem auf das Kaltwalzen folgenden Durchlaufglühen
kann das Band einem Nachwalzen bzw. Dressieren unterworfen
werden, um ein Produkt zu ergeben. Wenn der Reduktionsgrad
beim Dressieren weniger als 2% beträgt, kann die
eisenverlustverbessernde Wirkung nicht erreicht werden, während bei einem
höheren Reduktionsgrad als 20% die magnetischen Eigenschaften
schlechter werden. Aus diesem Grunde beträgt der
Reduktionsgrad beim Dressieren 2 bis 20%.
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Gemäß der vorliegenden Erfindung verursacht ferner das
Fertigglühen bei einer höheren Temperatur und über eine
längere Glühdauer als das herkömmliche Glühen, um ein Kornwachstum
zuzulassen, wodurch sich der Eisenverlust verbessert, keine
Verringerung der magnetischen Flußdichte und realisiert eine
Kombination von hoher magnetischer Flußdichte und niedrigem
Eisenverlust, die bei den bekannten Verfahren unerreichbar
war.
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Die Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen, die
Aufrolltemperatur und die Selbstglühbedingungen, die bei der
vorliegenden Erfindung spezifiziert werden, sind vorteilhaft auch
unter den Gesichtspunkten des Fertigglühens und des
Unschädlichmachens von Ausscheidungen, die beim Spannungsfreiglühen
das Kornwachstum hemmen.
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Im Falle von Warmwalzbedingungen, die auf dem
herkömmlichen Selbstglühen und dem Glühen des warmgewalzten Blechs
basieren, wird nach Beendigung des Fertigwarmwalzens im γ-
Bereich das warmgewalzte Blech schnell bis zum α-Bereich
abgekühlt und dann aufgerollt. Im Gegensatz dazu wird, um die bei
der vorliegenden Erfindung spezifizierten Warmwalzbedingungen
zu erfüllen, das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur im (α
γ)-zweiphasenbereich oder darüber aufgerollt, und die
Umwandlung aus der γ-Phase in die α-Phase läßt man allmählich
während des Selbstglühens ablaufen. Dadurch erhöht sich die
Aufrolltemperatur, und danach nimmt die Temperatur während des
Selbstglühens allmählich ab, so daß die Haltezeit bei hoher
Temperatur länger ist als bei den bekannten Verfahren. Als
Ergebnis kommt es bei schädlichen Ausscheidungen, die das
Kornwachstum hemmen, wie z. B. MnS, zu einer Kornvergröberung
durch Ostwaldsches Wachstum, und die Ausscheidungen werden im
Vergleich zum herkömmlichen Selbstglühen oder Glühen des
warmgewalzten Blechs wirksamer für das Kornwachstum unschädlich
gemacht. Da entsprechend den Warmwalzbedingungen nach dem
erfindungsgemäßen Verfahren die Ausscheidungen im warmgewalzten
Blech unschädlich gemacht werden, ist daher für die
Vergröberung der warmgewalzten Kornstruktur eine weitere Verbesserung
des Eisenverlusts gegenüber dem herkömmlichen Verfahren mit
Selbstglühen und Glühen des warmgewalzten Blechs eingeführt
worden.
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Wenn die Brammenerwärmungstemperatur erhöht wird,
werden Ausscheidungen wie z. B. MnS während der Brammenerwärmung
in der Matrixphase als feste Lösung wiederaufgelöst und
während des Warmwalzens in feinkörniger Form wiederausgeschieden,
wodurch sich der Eisenverlust des Produkts verschlechtert.
Durch das bei der vorliegenden Erfindung spezifizierte
Warmwalzen wird die Ausscheidung während des Selbstglühens
unschädlich gemacht. Bei der vorliegenden Erfindung führt daher
die Erhöhung der Brammenerwärmungstemperatur über den bei den
bekannten Verfahren benutzten Wert, um die Endtemperatur des
Fertigwarmwalzens sicherzustellen, nicht zu einem schlechteren
Eisenverlust.
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Wie oben beschrieben, liegt die Aufrolltemperatur auch
unter dem Gesichtspunkt des Unschädlichmachens der
Ausscheidung bei Arl oder darüber, stärker bevorzugt bei {(Ar&sub1; +
Ar&sub3;)/2}ºC oder darüber. Die Steuerung in einer Zeitspanne vom
Fertigwarmwalzen und Aufrollen bis zum Selbstglühen kann
schädliche Ausscheidungen, die als Verankerungsstellen der
Domänengrenzen im Produkt dienen, unschädlich machen und die
Eisenverlusteigenschaft verbessern.
BEISPIELE
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Die vorliegende Erfindung wird anhand der nachstehenden
Beispiele näher erläutert.
Beispiel 1
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Stähle, die entsprechende Zusammensetzungen mit den in
Tabelle 4 angegebenen Bestandteilen aufwiesen, wobei der Rest
aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand, wurden
nach dem Schmelzverfahren in einem Konverter hergestellt, und
in einer Stranggießanlage wurden 220 mm dicke Brammen
hergestellt. Die Umwandlungspunkte Arl, Ar3, A1 und A3 sind in
Tabelle 5 angegeben. Die Brammen wurden nach dem herkömmlichen
Verfahren erwärmt und auf eine Enddicke von 2,5 mm
warmgewalzt. In diesem Falle lag die Endtemperatur des Warmwalzens
bei (Ar&sub3; + 50º)ºC oder darüber, und das Aufrollen wurde in
zwei Stufen ausgeführt, beim Arl-Punkt oder darüber und
unterhalb des Arl-Punktes.
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Unmittelbar nach dem Warmwalzen wurden die Rollen bzw.
Bunde in eine Warmhalteabdeckung eingebracht und bei einer
vorgegebenen Temperatur 60 Minuten selbstgeglüht. Danach
wurden sie gebeizt und auf Enddicken von 0,50 mm und 0,55 mm
kaltgewalzt. Die 0,50 mm dicken kaltgewalzten Bänder wurden im
Falle der Zusammensetzung 1 30 s bei 800ºC und im Falle der
Zusammensetzung 2 30 s bei 850ºC geglüht. Andererseits wurden
die 0,55 mm dicken kaltgewalzten Bänder in einem
Durchlaufglühofen im Falle der Zusammensetzung 1 30 s bei 760ºC und im
Falle der Zusammensetzung 2 30 s bei 820ºC geglüht, durch
Dressieren mit einem Reduktionsgrad von 9% auf eine Dicke von
0,50 mm fertiggewalzt und 2 h bei 750ºC geglüht, was dem von
einem Kunden ausgeführten Glühen entspricht. Die magnetischen
Eigenschaften dieser Proben wurden gemessen.
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Die Aufrolltemperatur, die Selbstglühtemperatur und die
Ergebnisse der magnetischen Messung für die erfindungsgemäßen
Materialien und die in diesem Beispiel beschriebenen
Vergleichsmaterialien sind in den Tabellen 6 und 7
zusammengefaßt.
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Damit hat sich gezeigt, daß die Ausführung des
Aufrollend bei der Temperatur des Arl-Punktes oder darüber sowohl
beim Einzelstichwalzverfahren als auch beim
Dressierwalzverfahren Materialien mit hoher magnetischer Flußdichte und
niedrigem Eisenverlust liefern kann. Da für die
Vergleichsbeispiele die Aufrolltemperatur unter dem Ar&sub1;-Punkt lag, waren die
magnetischen Eigenschaften schlechter als bei den Materialien
der Beispiele der vorliegenden Erfindung, selbst wenn die
Selbstglühtemperatur im Bereich von ((A&sub1; + A&sub3;)/2 } ºC bis (A&sub1; -
50)ºC lag. Sowohl für die in Tabelle 6 angegebene
Zusammensetzung 1 als auch für die in Tabelle 7 angegebene
Zusammensetzung 2 wiesen ferner die Materialien der Beispiele (1), (2),
(5) und (6), bei denen die Aufrolltemperatur bei ((Ar&sub1; +
Ar&sub3;)/2}ºC oder darüber lag, bessere magnetischen Eigenschaften
als die Materialien der Beispiele (3), (4), (7) und (8) auf,
bei denen die Aufrolltemperatur unter ((Ar&sub3; + Ar&sub1;)/2}ºC lag.
Tabelle 4
Tabelle 5
Tabelle 6
Tabelle 7
Beispiel 2
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Stähle, die entsprechende Zusammensetzungen mit den in
Tabelle 8 angegebenen Bestandteilen aufwiesen, wobei der Rest
aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand, wurden
nach dem Schmelzverfahren in einem Konverter hergestellt, und
in einer Stranggießanlage wurden 220 mm dicke Brammen
hergestellt. Die Umwandlungspunkte Ar&sub1;, Ar&sub3;, A&sub1; und A&sub3; sind in
Tabelle 9 angegeben. Die Brammen wurden nach dem herkömmlichen
Verfahren erwärmt und auf eine Enddicke von 2,5 mm
warmgewalzt. In diesem Falle lag die Aufrolltemperatur beim Ar&sub1;-
Punkt oder darüber, das Selbstglühen wurde für jede
Zusammensetzung auf vier Temperaturstufen ausgeführt, und die
Selbstglühdauer betrug 60 Minuten.
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Danach wurden die Bänder gebeizt und auf Enddicken von
0,50 mm und 0,55 mm kaltgewalzt. Die 0,50 mm dicken
kaltgewalzten Bänder wurden im Falle der Zusammensetzung 3 30 s bei
800ºC und im Falle der Zusammensetzung 4 30 s bei 850ºC
geglüht. Andererseits wurden die 0,55 mm dicken kaltgewalzten
Bänder in einem Durchlaufglühofen im Falle der Zusammensetzung
3 30 s bei 760ºC und im Falle der Zusammensetzung 4 30 s bei
820ºC geglüht, durch Dressieren mit einem Reduktionsgrad von
9% auf eine Dicke von 0,50 mm fertiggewalzt und 2 h bei 750ºC
geglüht, was dem von einem Kunden ausgeführten Glühen
entspricht. Die magnetischen Eigenschaften dieser Proben wurden
gemessen.
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Die Aufrolltemperatur, die Selbstglühtemperatur und die
Ergebnisse der magnetischen Messung für die erfindungsgemäßen
Materialien und die in diesem Beispiel beschriebenen
Vergleichsmaterialien sind in den Tabellen 10 und 11
zusammengefaßt.
Tabelle 8
Tabelle 9
Tabelle 10
Tabelle 11
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Somit zeigte sich, daß bei einer Selbstglühtemperatur
im Bereich von (A&sub1;-50) ºC bis unterhalb {(A&sub1; + A&sub3;) /2} ºC
sowohl das Einzelstichverfahren als auch das Dressierverfahren
Materialien mit hoher magnetischer Flußdichte und niedrigem
Eisenverlust liefern können.
ANWENDBARKEIT IN DER INDUSTRIE
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Die gemäß der vorliegenden Erfindung bereitgestellten,
nicht kornorientierten Elektrostahlbleche weisen hervorragende
magnetischen Eigenschaften auf, d. h. eine hohe magnetische
Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust, und sind daher
als Eisenkernmaterialien für elektrische Maschinen und Geräte
einsetzbar, wodurch ihre ausgedehnte Verwendung auf dem Gebiet
rotierender Maschinen und mittlerer und kleiner
Transformationen sehr gut möglich wird.