(1) Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur
Herstellung eines dünnen kornorientierten Elektrostahlblechs
mit hoher magnetischer Elußdichte bzw. Magnetflußdichte und
hervorragenden magnetischen Eigenschaften des Produktes
durch ein einstufiges kaltwalzverfahren. Insbesondere
betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur
Herstellung eines dünnen Stahlblechs mit einer Dicke von bis zu
0,17 mm.
(2) Beschreibung des Standes der Technik
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Kornorientiertes Elektrostahlblech wird hauptsächlich als
weiches Material für den Magnetkern eines Transformators
oder anderer elektrischer Geräte verwendet und muß
hervorragende magnetische Eigenschaften, wie Erreger- und
kernverlusteigenschaften, aufweisen.
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Damit ein Elektrostahlblech mit diesen hervorragenden
Eigenschaften erhalten wird, muß sich die Achse < 100> , d.h.
die Achse der einfachen Magnetisierung, in guter
Übereinstimmung mit der Walzrichtung befinden. Es wird darauf
hingewiesen, daß die Blechdicke, die kristallkorngröße, der
Eigenwiderstand und die Oberflächenbeschichtung einen
starken Einfluß auf die magnetischen Eigenschaften ausüben.
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Die Ausrichtung eines Elektrostahlblechs wird durch ein
einstufiges kaltwalzverfahren deutlich verbessert, das bei
hohem Druck und in Gegenwart eines Inhibitors, wie AlN oder
MnS, durchgeführt wird; durch dieses Verfahren kann
gegenwärtig
ein Stahlblech hergestellt werden, das eine
Magnetflußdichte aufweist, die etwa 96% ihres theoretischen
Wertes entspricht.
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Damit die Hersteller von Transformatoren den seit kurzem
steigenden Energiekosten gerecht werden, richten sie große
Aufmerksamkeit auf die Verwendung eines Magnetmaterials mit
geringem kernverlust als Material für einen
energiesparenden Transformator. Deshalb wurde als Magnetmaterial mit
geringem kernverlust eine amorphe Legierung oder eine
Legierung mit hohem Si-Gehalt, wie eine Legierung mit 6,5% Si,
entwickelt, diese Legierung ist jedoch in Anbetracht der
kosten und der Verarbeitbarkeit als Material für einen
Transformator unbefriedigend.
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Der kernverlust eines elektromagnetischen Stahlblechs wird
nicht nur durch den Si-Gehalt sondern auch durch die
Blechdicke beeinflußt, und es ist bekannt, daß bei Verringerung
der Blechdicke durch Säurepolieren oder dergleichen der
kernverlust abnimmt.
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In der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr.
58-217630 haben die hier genannten Erfinder ein Verfahren
vorgeschlagen, bei dem eine Siliciumstahlbramme, die
säurelösliches Al, N und Sn enthält, als Ausgangsmaterial
verwendet wird und durch ein einstufiges
Hochdruck-kaltwalzverfahren ein dünnes, unidirektional kornorientiertes
Elektrostahlblech mit hoher Magnetflußdichte hergestellt wird,
wobei das Verfahren das Glühen des warmgewalzten
Stahlblechs umfaßt. Dieses Verfahren erlaubt die Herstellung
eines kornorientierten dünnen Elektrostahlblechs mit
hervorragendem kernverlust und hoher Magnetflußdichte,
insbesondere eines dünnen Stahlblechs mit einer auf 0,225 mm
verringerten Dicke, bei geringen kosten und in industriellem
Umfang und trägt somit durch Verringerung des kernverlustes
bei mit diesem Stahlblech hergestellten Transformatoren zur
dringend geforderten Energieeinsparung bei.
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Trotzdem sind gegenwärtig die Forderungen bei der
Energieeinsparung gestiegen, und es ist notwendig geworden, die
Leistung eines kornorientierten Elektrostahlblechs als
Material für einen Transformator zu verbessern. Es ist
erforderlich, ein Verfahren zu schaffen, das ein dünnes
kornorientiertes Elektrostahlblech erzeugen kann, das eine hohe
Magnetflußdichte und eine Dicke von bis zu 0,175 mm
aufweist und einen viel geringeren kernverlust als das
Stahlblech zeigt, das eine Dicke von 0,225 mm hat.
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Es wird darauf hingewiesen, daß nach dem Verfahren, das in
der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 58-
217630 offenbart wird, ein Stahlblech mit einer Dicke von
0,175 mm oder 0,150 mm hergestellt werden kann, wie in den
Tabellen 8 und 11 dieser Patentveröffentlichung gezeigt, im
Falle eines Stahlblechs mit einer Dicke von bis zu 0,175 mm
ist jedoch die sekundäre Rekristallisation unbefriedigend,
und wenn das Verfahren in industriellem Umfang erfolgt, ist
die Ausbeute gering und die magnetischen Eigenschaften und
die Stabilität haben keinen ausreichend hohen Wert.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Deshalb besteht die grundsätzliche Aufgabe der vorliegenden
Erfindung in der Bereitstellung eines Verfahrens, mit dem
die Probleme herkömmlicher Verfahren gelöst werden und ein
kornorientiertes Elektrostahlblech hergestellt wird, das
eine Dicke von bis zu 0,17 mm und hervorragende
Magneteigenschaften des Produktes aufweist.
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Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in
der Bereitstellung eines Verfahrens, bei dem das oben
genannte dünne Stahlblech durch ein einstufiges
kaltwalzverfahren bei hohem Druck hergestellt wird, das das Glühen
bzw. Tempern eines warmgewalzten Stahlblechs einschließt.
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Diese Aufgaben können durch konstante Herstellung eines
dünnen kornorientierten Elektrostahlblechs gelöst werden,
das eine hohe Magnetflußdichte, eine vollständige sekundäre
Rekristallisation und hervorragende magnetische
Eigenschaften des Produktes aufweist.
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EP-A-184 891 beschreibt die Herstellung eines
kornorientierten Siliciumstahlblechs, das einen äußerst geringen
Wattverlust W&sub1;&sub7;/&sub5;&sub0; ≤ 0,88 W/kg aufweist und einen extrem
geringen Gehalt an kohlenstoff, Silicium und Stickstoff,
eine geringe Blechdicke von 0,15 bis 0,23 mm, eine hohe
Magnetflußdichte B&sub1;&sub0; ≤ 1,89 T aufweist, und bei dem grobe und
feine (2 mm oder weniger) körner gleichzeitig vorhanden
sind, wobei der Abstand ( ) zwischen den feinen Körnern
bei 2,0 bis 8,0 mm geregelt wird.
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EP-A-315 948, das kein vorveröffentliches Dokument
darstellt, beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines
dünnen kornorientierten Elektrostahlblechs mit einer Enddicke
von 0,05 bis 0,25 mm aus einer Siliciumstahlbramme, die
0,050 bis 0,120 Gew.-% C, 2,8 bis 4,0 Gew.-% Si und 0,05
bis 0,25 Gew.-% Sn umfaßt, wobei die zugrundeliegende
Siliciumbramme außerdem bis zu 0,035 Gew.-% S und 0,005 bis
0,035 Gew.-% Se, vorausgesetzt, daß die Gesamtmenge von S
und Se im Bereich von 0,015 bis 0,60 Gew.-% liegt, 0,050
bis 0,090 Gew.-% Mn, vorausgesetzt, daß der Mn-Gehalt im
Bereich von {1,5 × [Gehalt (Gew.-%) an S + Gehalt (Gew.-%)
an Se]} bis [4,5 × [Gehalt (Gew.-%) an S + Gehalt (Gew.-%)
an Se]} Gew.-% liegt, 0,0005 bis 0,0100 Gew.-% N und
[27/14] × Gehalt (Gew.-%) an N + 0,0030} bis {[27/14] ×
Gehalt (Gew.-%) an N + 0,0150} Gew.-% säurelöslches Al
umfaßt.
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Nach der vorliegenden Erfindung umfaßt das Verfahren zur
Herstellung eines dünnen kornorientierten
Elektrostahlblechs mit hoher Magnetflußdichte und hervorragenden
magnetischen
Eigenschaften des Produktes nach einem einstufigen
kaltwalzverfahren:
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Erwärmen einer Bramme auf eine Temperatur von mehr als
1.300ºC, die 0,060 bis 0,120 Gew.-% C, 2,9 bis 4,5 Gew.-%
Si, 0,050 bis 0,090 Gew.-% Mn, 0,020 bis 0,060 Gew.-% S
und/oder Se, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Sn, 0,0050 bis 0,0100
Gew.-% N, {(27/14)×N(%)+0,0035} bis {(27/14)×N(%)+0,0100}
Gew.-% säurelösliches Al enthält, wobei der Rest aus Fe und
unvermeidlichen Verunreinigungen besteht; Warmwalzen der
Bramme, und als Ergebnis wird die Dicke des warmgewalzten
Blechs so geregelt, daß das Dickenminderungsverhältnis beim
Kaltwalzen 85 bis 92% beträgt, und durch Regelung der
Erwärmungsbedingungen der Bramme, Regelung der Bedingungen
beim Vorwalzen, Regelung der Bedingungen beim Fertigwalzen
oder Regelung der Bedingungen nach dem Fertigwalzen ist im
warmgewalzten Blech ein Bereich von 0,0005 bis 0,0020 Gew.-
% N als AlN-Gehalt enthalten; Glühen des warmgewalzten
Stahlblechs innerhalb von 10 Minuten bei einer Temperatur
von 1.030 bis 1.200ºC; Abkühlen des geglühten Stahlblechs
bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10 bis 60ºC/s auf
200ºC; Unterziehen des Stahlblechs einem einstufigen
kaltwalzen bis zu einer Dicke von 0,12 bis 0,17 mm; Unterziehen
des kaltgewalzten Stahlblechs dem Entkohlungsglühen in
einer wasserstoffhaltigen, feuchten Atmosphäre; Auftragen
eines Glühscheidemittels, das hauptsächlich aus
Magnesiumoxidpulver besteht, auf das Stahlblech; Unterziehen des
Stahlblechs einem Hochtemperatur-Fertigglühen in einer
Stickstoff und Wasserstoff enthaltenden Atmosphäre während
der Erhöhung der Temperatur, bis die Temperatur auf
mindestens 1.000ºC gestiegen ist; und Aufbringen eines
Spannungsüberzugs auf das Stahlblech.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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Fig. 1 zeigt die Verhältnisse zwischen dem N-Gehalt
(Abszisse) und dem Gehalt an säurelöslichem Al
(Ordinate) der Bramme und dem Stadium der
sekundären
Rekristallisation (mit den Zeichen "O" und "X"
und dergleichen markiert);
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Fig. 2 zeigt die Verhältnisse zwischen dem N-Gehalt
(Abszisse) und dem Gehalt an säurelöslichem Al
(Ordinate) der Bramme und der Magnetflußdichte B8
(mit den Zeichen "O" und "X" und dergleichen
gekennzeichnet) des Produktes;
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Fig. 3 zeigt die Verhältnisse zwischen dem N-Gehalt
(Abszisse) und dem Gehalt an säurelöslichem Al
(Ordinate) der Bramme und dem kernverlust W15/50
(mit den Zeichen "O" und "X" und dergleichen
markiert) des Produktes;
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Fig. 4 zeigt die Zusammenhänge zwischen dem Gehalt an N
als AlN (Abszisse) des warmgewalzten Stahlblechs,
dem Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen
(Ordinate) und dem Stadium der sekundären
Rekristallisation (mit den Zeichen "O" und "X" und
dergleichen markiert);
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Fig. 5 zeigt die Verhältnisse zwischen dem Gehalt an N
als AlN (Abszisse) des warmgewalzten Stahlblechs,
dem Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen
(Ordinate) und der Magnetflußdichte B8 (mit den
Zeichen "O" und "X" und dergleichen markiert) des
Produktes;
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Fig. 6 zeigt die Verhältnisse zwischen dem Gehalt an N
als AlN (Abszisse) des warmgewalzten Stahlblechs,
dem Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen
(Ordinate) und dem kernverlust W15/50 (mit den
Zeichen "O" und "X" und dergleichen markiert) des
Produktes;
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Fig. 7 zeigt die Verhältnisse zwischen dem Cu-Gehalt
(Abszisse) der Bramme und der Anderung des
kernverlustes W15/50 (Ordinate) des Produktes durch
den Zusatz von Cu; und
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Fig. 8 zeigt die Verhältnisse zwischen dem Sb-Gehalt
(Abszisse) der Bramme und der Anderung des
kernverlustes W15/50 (Ordinate) des Produktes durch
den Zusatz von Sb.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Die vorliegende Erfindung wird nachfolgend anhand der
Ergebnisse von Versuchen beschrieben, die die Erfinder bei
der Ausarbeitung der vorliegenden Erfindung vorgenommen
haben.
Versuch I
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Brammen, die 0,080% C, 3,25% Si, 0,075% Mn, 0,025% S, 0,13%
Sn, 0,0040 bis 0,0120% N und 0,0100 bis 0,0500%
säurelösliches Al enthielten, wobei der Rest aus Fe und
unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, wurden 60 Minuten auf
1.370ºC erwärmt, aus dem Wärmeofen abgezogen und bis zu
einer Dicke von 1,4 mm warmgewalzt. Die Temperatur am Ende
des Warmwalzens betrug 1.040 bis l.050ºC. Die warmgewalzten
Bleche wurden anschließend bei einer Geschwindigkeit von
etwa 70ºC/s auf 550º abgekühlt und konnten anschließend in
Luft abkühlen. Der Gehalt an N als AlN in den warmgewalzten
Blechen betrug 0,0010 bis 0,0012%. Danach wurden die
warmgewaizten Bleche 30 Sekunden bei 1.100ºC geglüht und mit
einer Geschwindigkeit von 35ºC/s auf Normaltemperatur
abgekühlt. Die geglühten Bleche wurden gebeizt und bis zu einer
Dicke von 0,15 mm kaltgewalzt und anschließend 150 Sekunden
bei 850ºC dem Entkohlungsglühen in einer Atmosphäre
unterzogen, die aus 75% H&sub2; und 25 N&sub2; bestand und einen Taupunkt
von 65ºC aufwies. Dann wurde ein Glühscheidemittel, das
hauptsächlich aus Magnesiumoxidpulver bestand, auf die
Bleche aufgebracht, und die Bleche wurden in einer Atmosphäre,
die aus 85% H&sub2; und 15% N&sub2; bestand, bei einer
Temperaturerhöhungsrate von 25ºC/h auf 1.200 ºC erwärmt, bei 1.200ºC 20
Stunden in einer H&sub2;-Atmosphäre durchwärmt und danach
abgekühlt. Anschließend wurde das Glühscheidemittel entfernt,
und es erfolgte das Aufbringen einer Spannungsbeschichtung,
wodurch die gewünschten Produkte erhalten wurden. Es wurden
die Magnetflußdichte B8 und der kernverlust W15/50 jedes
Produktes gemessen, und danach wurden die Beschichtung und
der Glasfilm entfernt und die Makrostruktur beobachtet.
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Die Zusammenhänge zwischen dem Gehalt der Bramme an N und
säurelöslichem Al und dem Stadium der sekundären
Rekristallisation, B8 und W15/50 sind in den Fig. 1, 2 bzw. 3
gezeigt.
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In Fig. 1 sind der N-Gehalt auf der Abszisse und der Gehalt
an säurelöslichem Al auf der Ordinate aufgetragen. Das
Stadium der sekundären Rekristallisation ist mit den Zeichen
"O", "Δ" und "X" markiert. Die sekundäre Rekristallisation
war in dem Bereich abgeschlossen, der in Fig. 1 von den
Linien ab, bc, cd und da umgeben wird. Die Linie ab wird
durch folgende Formel dargestellt:
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Linie ab: säurelösliches Al (%) = (27/14) × N (%) + 0,0100 (%)
-
Es wurde festgestellt, daß die sekundäre Rekristallisation
abgeschlossen ist, wenn der Gehalt an N 0,0050 bis 0,0120%
und der Gehalt an säurelöslichem Al 0,0100 bis {(27/14) × N
(%) + 0,0100}% beträgt.
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In Fig. 2 sind der Gehalt an N auf der Abszisse und der
Gehalt an säurelöslichem Al auf der Ordinate aufgetragen. B8
wird durch die Zeichen "0", "Δ" und "X" markiert. Gute
Werte für B8 werden in dem Bereich erhalten, der in Fig. 2
von den Linien ab, bc, cd und da umgeben wird.
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Die Linien ab und cd werden durch folgende Formeln
dargestellt:
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Linie ab: säurelösliches Al (%) = (27/14) × N (%) + 0,0100 (%)
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Linie cd: säurelösliches Al (%) = (27/14) × N (%) + 0,0035 (%)
-
Es wurde festgestellt, daß ein guter kernverlust B8
erhalten wird, wenn der Gehalt an N 0,0050 bis 0,0100% und der
Gehalt an säurelöslichem Al {(27/14) × N (%) + 0,0035} bis
{(27/14) × N (%) + 0,0100} betragen.
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In Fig. 3 sind der Gehalt an N auf der Abszisse und der
Gehalt an säurelöslichem Al auf der Ordinate aufgetragen, und
W15/50 ist mit den Zeichen "O", "Δ" und "X" markiert. Gute
Wert für W15/50 wurden in dem Bereich erhalten, der in Fig.
3 von den Linien ab, bc, cd und da umgeben wird.
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Die Linien ab und cd werden durch folgende Formeln
dargestellt:
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Linie ab: säurelösliches Al (%) = (27/14) × N (%) + 0,0100 (%)
-
Linie cd: säurelösliches Al (%) = (27/14) × N (%) + 0,0035 (%)
-
Es wurde festgestellt, daß ein guter Wert für W15/50
erhalten wird, wenn der Gehalt an N 0,0050 bis 0,0100% und der
Gehalt an säurelöslichem {(27/14) × N (%) + 0,0035} bis
{(27/14) × N (%) + 0,0100}% betragen.
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Durch die in den Fig. 1, 2 und 3 gezeigten Ergebnisse wurde
festgestellt, daß die sekundäre Rekristallisation
abgeschlossen ist und ein Produkt mit gutem B8- und W15/50-Wert
erhalten wird, wenn der Gehalt an N 0,0050 bis 0,0100% und
der Gehalt an säurelöslichem {(27/14) × N (%) + 0,0035} bis
{(27/14) × N (%) + 0,0100}% betragen.
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In dem Bereich, in dem der Wert für W15/50 schlecht ist,
ist der B8-Wert geringer, obwohl die sekundäre
Rekristallisation
abgeschlossen ist. In dem Bereich, in dem der
Al-Gehalt gering und der N-Gehalt hoch sind, ist die sekundäre
Rekristallisation stabil, die Ausrichtung ist jedoch
beeinträchtigt, und die Erzielung eines guten kernverlustwertes
wird schwierig.
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(27/14) × N (%) entspricht dem erforderlichen Al-Gehalt, um
das gesamte im Stahl enthaltene N in AlN zu überführen.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren, bei dem AlN als
Hauptinhibitor verwendet wird, ist es naheliegend, daß die
Beherrschung der Magnetflußdichte und des kernverlustes des
Produktes durch die sekundäre Rekristallisation auf der Basis
von (27/14) × N (%) vom Al-Gehalt deutlich beeinflußt wird.
Versuch II
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Brammen, die 0,082% C, 3,25% Si, 0,070% Mn, 0,025% S, 0,14%
Sn, 0,0085 N und 0,0240% säurelösliches Al enthalten, wobei
der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen
besteht, wurden 60 Minuten auf 1.370 ºC erwärmt, aus dem
Wärmeofen genommen und bis zu einer Dicke von 0,75 bis 3,0 mm
warmgewalzt. Durch Änderung der kühlbedingungen vor, beim
und nach dem Walzen wurde die Menge an N als AlN in den
warmgewalzten Blechen von 0,0001 bis 0,0036% geändert. Der
Wert des AlN-Gehalts wurde durch Analyse der gesamten Dicke
erhalten. Die Analyse erfolgte nach dem
Brom-Methanol-Verfahren (alle Analysen von AlN erfolgten bei der
vorliegenden Erfindung nach diesem Brom-Methanol-Verfahren). Die
warrngewalzten Stahlbleche wurden dann in der gleichen Weise
wie im Versuch I beschrieben behandelt, wodurch die
gewünschten Produkte erhalten wurden.
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Es wurden die Magnetflußdichte B8 und der kernverlust
W15/50 jedes Produktes gemessen, und danach wurden die
Beschichtung und der Glasfilm entfernt und die Maktrostruktur
beobachtet. Die Zusammenhänge zwischen dem Gehalt an N als
AlN des warmgewalzten Stahlblechs und dem
Dickenminderungsverhältnis
beim kaltwalzen und dem Stadium der sekundären
Rekristallisation, B8 und W15/50, sind in den Fig. 4, 5
bzw. 6 gezeigt.
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In Fig. 4 sind der Gehalt an N als AlN auf der Abszisse und
das Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen auf der
Ordinate aufgetragen, und das Stadium der sekundären
Rekristallisation ist mit den Zeichen "O", "Δ" und "X" markiert.
Die sekundäre Rekristallisation war in dem Bereich
abgeschlossen, der in Fig. 4 von den Linien ab, bc, cd und da
umgeben wird. Es wurde festgestellt, daß die sekundäre
Rekristallisation abgeschlossen ist, wenn der Gehalt an N als
AlN 0,0001 bis 0,0020% und das Dickenminderungsverhältnis
beim kaltwalzen 80 bis 92% betragen.
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In Fig. 5 sind der Gehalt an N als AlN auf der Ordinate und
das Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen auf der
Ordinate aufgetragen, und der Wert von B8 ist mit den Zeichen
"O", "Δ" und "X" markiert. Ein guter Wert von B8 wurde in
dem Bereich erhalten, der in Fig. 5 von den Linien ab, bc,
cd und da umgeben wird. Es wurde festgestellt, daß ein
guter B8-Wert erhalten wird, wenn der Gehalt an N als AlN
0,0005 bis 0,0020% und das Dickenminderungverhältnis beim
kaltwalzen 85 bis 92% betragen.
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In Fig. 6 sind der Gehalt an N als AlN auf der Abszisse und
das Dickenminderungsverhältnis beim kaltwalzen auf der
Ordinate aufgetragen, und der Wert von von W15/50 ist mit den
Zeichen "O", "Δ" und "X" markiert. Ein guter Wert von
W15/50 wurde in dem Bereich erhalten, der in Fig. 6 von den
Linien ab, bc, cd und da umgeben wird. Es wurde
festgestellt, daß ein guter Wert von WiS/Se erhalten wird, wenn
der Gehalt an N als Al 0,0005 bis 0,0020% und das
Dickenminderungverhältnis beim kaltwalzen 85 bis 92% betragen.
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Durch die in den Fig. 4, 5 und 6 gezeigten Ergebnisse wurde
festgestellt, daß die sekundäre Rekristallisation
abgeschlossen
ist und ein Produkt mit guten Werten für B8 und
W15/50 erhalten wird, wenn der Gehalt an N als AlN 0,0005
bis 0,0020 und das Dickenminderungsverhältnis beim
kaltwalzen 85 bis 92% betragen.
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In dem Bereich, in dem der Wert für W15/50 schlecht ist,
ist der B8-Wert geringer, obwohl die sekundäre
Rekristallisation abgeschlossen ist.
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Durch die in den Versuchen I und II erhaltenen Ergebnisse
wurde festgestellt, daß bei dem Verfahren, das ein dünnes
kornorientiertes Elektrostahlblech erzeugt, indem eine
Siliciumstahlbramme als Ausgangsmaterial verwendet wird, die
säurelösliches Al, N und Si enthält, und die Dicke durch
ein einstufiges kaltwalzverfahren bei hohem Druck auf 0,12
bis 0,17 mm verringert wird, das das Glühen des
warmgewalzten Stahlblechs einschließt, ein dünnes kornorientiertes
Elektrostahlblech mit hoher Magnetflußdichte, vollständiger
sekundärer Rekristallisation und hervorragenden
magnetischen Eigenschaften des Produktes konstant hergestellt
werden kann, wenn der Gehalt an N und säurelöslichem Al in der
Bramme auf 0,0050 bis 0,0100% bzw. {(27/14) × N (%) +
0,0035} bis {(27/14) × N (%) + 0,0100}% eingestellt werden,
die Dicke des warmgewalzten Stahlblechs so eingestellt
wird, daß das Dickenminderungsverhältnis beim
kaltwalzschritt 85 bis 92% beträgt, und das Warmwalzen so
vorgenommen wird, daß der Gehalt von N als Al im warmgewalzten
Stahlblech bei 0,0005 bis 0,0020% geregelt wird.
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Der Grund dafür, daß ein Produkt mit vollständiger
sekundärer Rekristallisation und hervorragenden magnetischen
Eigenschaften erhalten wird, wenn das Warmwalzen so
vorgenommen wird, daß der Gehalt an N als AlN im warmgewalzten
Stahlblech bei 0,0005 bis 0,0020% geregelt wird, wurde noch
nicht vollständig aufgedeckt, es wird jedoch angenommen,
daß bei der Herstellung eines dünnen kornorientierten
Elektrostahlblechs mit einer Dicke von weniger als 0,17 mm und
einer hohen Magnetflußdichte durch ein einstufiges
Kaltwalzverfahren die Textur des warmgewalzten Stahlblechs nach
dem Glühen und der Zustand des gefällten Materials einen
stärkeren Einfluß auf die Eigenschaften des Produktes
ausüben, als wenn ein dickes Produkt hergestellt oder das
mehrstufige kaltwalzverfahren gewählt wird. Außerdem wird
angenommen, daß der Gehalt an N als AlN im warmgewalzten
Stahlblech einen geringen Einfluß auf die Änderung der
Textur im Stahlblech durch Glühen des warmgewalzten
Stahlblechs und das Verhalten des gefällten Materials hat, und
daß bei einem Gehalt an N als AlN im warmgewalzten
Stahlblech von 0,0005 bis 0,0020% die Eigenschaften des
Stahlblechs, das durch Glühen des warmgewalzten Stahlblechs
erhalten wurde, erzielt werden, die für die Charakteristik
des Produktes am vorteilhaftesten sind.
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Als Maßnahme zur Regelung des Gehaltes an N als AlN im
warmgewalzten Stahlblech auf 0,0005 bis 0,0020% können
genannt werden: ein Verfahren zur Regelung der Bedingungen
beim Erwärmen der Bramme, ein Verfahren zur Regelung der
Bedingungen beim Vorwalzen, ein Verfahren zur Regelung der
Bedingungen beim Fertigwalzen und ein Verfahren zur
Regelung der Bedingungen beim Abkühlen nach dem Fertigwalzen,
und es kann jedes dieser Verfahren gewählt werden.
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Den in den Versuchen I und II verwendeten Materialien wurde
mindestens eines der Elemente von Cu und Sb zugesetzt, und
der Test erfolgte in der in den Versuchen I und II
beschriebenen Weise, und es wurden ähnliche Ergebnisse
erzielt.
Versuch III
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Brammen, die 0,083% C, 3,25% Si, 0,076% Mn, 0,025% S, 0,14%
Sn, 0,0085% N und 0,0235% säurelösliches Al und 0 oder 0,01
bis 0,20% Cu enthielten, wobei der Rest aus Fe und
unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, wurden der gleichen
Warmwalz- und Nachfolgebehandlung wie im Versuch I
beschrieben unterzogen, wodurch die Produkte erhalten wurden.
Die Zusammenhänge zwischen dem Gehalt an Cu und dem
kernverlust sind in Fig. 7 gezeigt. Wie Fig. 7 zeigt, wurden
die Eigenschaften beim kernverlust verbessert, wenn der Cu-
Gehalt 0,03 bis 0,08% betrug.
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Brammen, die 0,08% C, 3,23% Si, 0,075% Mn, 0,025% S, 0,13%
Sn, 0,0085% N, 0,0230% säurelösliches Al und 0 oder 0,001
bis 0,050% Sb enthielten, wobei der Rest im wesentlichen Fe
war, wurden der gleichen Warmwalz- und Folgebehandlung
unterzogen, wie es im Versuch 1 beschrieben ist, wodurch die
Produkte erhalten wurden. Der Zusammenhang zwischen dem Sb-
Gehalt und dem kernverlust ist in Fig. 8 gezeigt. Wie Fig.
8 zeigt, wurden die kernverlusteigenschaften verbessert,
wenn der Sb-Gehalt 0,005 bis 0,035% betrug.
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Die Gründe für Einschränkungen bei der Zusammensetzung der
Bramme und bei den Behandlungsbedingungen beim
erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren werden nachfolgend
beschrieben.
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Der Gehalt an C beträgt 0,060 bis 0,120%, da die sekundäre
Rekristallisation instabil wird, wenn der Gehalt an C
weniger als 0,060% oder mehr als 0,120% beträgt.
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Der Gehalt an Si beträgt 2,9 bis 4,5%, da bei einem Gehalt
an Si von weniger als 2,9% kein guter (geringer)
kernverlust erhalten wird, und bei einem Si-Gehalt von mehr als
4,5% die Verarbeitbarkeit (Eignung für das kaltwalzen)
unbefriedigend ist.
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Der Gehalt an Mn beträgt 0,050 bis 0,090%, da die sekundäre
Rekristallisation instabil wird, wenn der Gehalt an Mn
weniger als 0,050% oder mehr als 0,090% beträgt.
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Der Gehalt an S und/oder Se beträgt 0,020 bis 0,060%, da
die sekundäre Rekristallisation instabil wird, wenn dieser
Gehalt weniger als 0,020% beträgt, und die
kernverlusteigenschaften unbefriedigend werden, wenn dieser Gehalt
mehr als 0,060% beträgt.
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Der Gehalt an Sn beträgt 0,05 bis 0,25%, da die sekundäre
Rekristallisation instabil wird, wenn der Gehalt an Sn
weniger als 0,05% beträgt, und die Verarbeitbarkeit
unbefriedigend wird, wenn der Gehalt an Sn mehr als 0,25% beträgt.
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Damit beim Schritt zum Erwärmen der Bramme eine geeignete
Feststofflösung von Sulfid und Nitrid entsteht, muß eine
Hochtemperaturerwärmung vorgenommen werden. Diese Erwärmung
erfolgt bei einer Temperatur von mehr als 1.300 ºC.
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Das warmgewalzte Stahlblech wird innerhalb von 10 Minuten
bei 1.030 bis 1.200ºC geglüht, da kein Produkt mit guten
magnetischen Eigenschaften erhalten werden kann, wenn die
Glühtemperatur weniger als 1.030ºC beträgt, und die
sekundäre Rekristallisation instabil wird, wenn die
Glühtemperatur mehr als 1.200ºC beträgt. Wenn das Glühen mehr als 10
Minuten lang vorgenommen wird, kann keine Verbesserung der
Eigenschaften des Produktes erwartet werden, und das
Verfahren wird unökonomisch. Nach dem Glühen wird das Blech
bei einer Geschwindigkeit von 10 bis 60ºC/s auf 200ºC
abgekühlt, da kein Produkt mit guten magnetischen Eigenschaften
erhalten werden kann, wenn die Temperatursenkungsrate
weniger als 10ºC/s beträgt, und die sekundäre Rekristallisation
instabil wird, wenn die Temperatursenkungsrate mehr als
60ºC/s beträgt. Auch aus den bereits angegebenen Gründen
ist das einstufige kaltwalzverfahren gegenüber dem
zweistufigen kaltwalzverfahren bevorzugt, da die
Herstellungskosten viel geringer sind. Die Blechdicke beträgt nach dem
kaltwalzen 0,12 bis 0,17 mm, da die sekundäre
Rekristallisation instabil wird, wenn die Blechdicke weniger als 0,12
mm beträgt, und der gewünschte Wert des kernverlustes nicht
erzielt werden kann, wenn die Blechdicke mehr als 0,17 mm
beträgt. Wenn das Stahlblech beim kaltwalzen 1 bis 5
Minuten bei 200 bis 300ºC gehalten wird, wird eine deutlichere
Verbesserung der magnetischen Eigenschaften des Produktes
erzielt. Beim Hochtemperatur-Fertigglühen wird eine
stickstoffhaltige Atmosphäre verwendet, zumindest bis die
Temperatur auf 1.000ºC erhöht ist, da die sekundäre
Rekristallisation instabil ist, wenn die Atmosphäre keinen Stickstoff
enthält.
Beispiel
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Brammen, die 0,080% C; 3,25% Si; 0,076% Mn; 0, 0,015 oder
0,025% S; 0, 0,015 oder 0,025% Se; 0,13% Sn; 0,0045, 0,0085
oder 0,0110% N; 0,0150, 0,0170, 0,0230, 0,0260 oder
0,0300% säurelösliches Al; 0 oder 0,07% Cu und 0 oder
0,020% Sb enthielten, wobei der Rest aus Fe und
unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, wurden 60 Minuten auf
1.360ºC erwärmt, der Wärmeofen entnommen und bis zu einer
Dicke von 0,92, 1,00, 1,31 oder 2,43 mm warmgewalzt. Die
kühlbedingungen vor, bei und nach dem Walzen wurden
geändert, und der Gehalt an N als AlN in den warmgewalzten
Blechen betrug 0,0002 bis 0,0035%.
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Die warmgewalzten Stahlbleche wurden 60 Sekunden bei 1.120º
geglüht und dann bei einer Rate von etwa 35ºC/s auf
Normaltemperatur abgekühlt. Die geglühten Stahlbleche wurden
gebeizt und bis zu einer Dicke von 0,12 oder 0,17 mm
kaltgewalzt und 150 Sekunden bei 850ºC in einer Atmosphäre
entkohlt, die 75% H&sub2; und 25% N&sub2; umfaßt und einen Taupunkt von
65ºC aufweist. Es wurde ein Glühscheidemittel aufgetragen,
das hauptsächlich aus Magnesiumoxidpulver bestand, und die
Bleche wurden bei einer Rate von 25ºC/h in einer Atmosphäre
auf 1.200ºC erwärmt, die 85% H&sub2; und 15% N&sub2; umfaßt, 20
Stunden in einer H&sub2;-Atmosphäre bei 1.200ºC durchwärmt und
danach abgekühlt. Das Glühscheidemittel wurde entfernt, und
es wurde ein Spannungsüberzug aufgebracht, wodurch die
geforderten Produkte erhalten wurden. Es wurden die
Magnetflußdichte B8 und der kernverlust W15/50 jedes Produktes
gemessen, und danach wurden die Beschichtung und der
Glasfilm entfernt und die Makrotextur beobachtet. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Wie Tabelle 1 zeigt,
können nur dann Produkte mit vollständiger sekundärer
Rekristallisation und hervorragenden Werten für B8 und W15/50
erhalten werden, wenn der Gehalt an N und säurelöslichem Al
der Bramme, der Gehalt an N als AlN des warrngewalzten
Stahlblechs und das Dickenminderungsverhältnis beim
kaltwalzen in den in der vorliegenden Erfindung vorgegebenen
Bereichen liegen. Es wurden auch Produkte mit noch besseren
Eigenschaften erhalten, wenn der Gehalt an Cu und Sb in den
Bereichen liegt, die in der vorliegenden Erfindung
beschrieben sind.
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Wie durch die vorangegangene Beschreibung deutlich wird,
kann nach der vorliegenden Erfindung mit dem oben genannten
Aufbau ein dünnes kornorientiertes Elektrostahlblech mit
hoher Magnetflußdichte, vollständiger sekundärer
Rekristallisation und hervorragenden magnetischen Eigenschaften des
Produktes unverändert hergestellt werden, wenn eine
Siliciumstahlbramme als Ausgangsmaterial verwendet wird, die
säurelösliches Al, N und Sn enthält, und das Stahlblech durch
ein einstufiges kaltwalzverfahren bei hohem Druck bis zu
einer Dicke von 0,12 bis 0,17 mm kaltgewalzt wird, wobei
dieses kaltwalzverfahren das Glühen des warmgewalzten
Stahlblechs einschließt.
Tabelle 1-1
Tabelle 1-1 (Fortsetzung)
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Bemerkung
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x: außerhalb des in der vorliegenden Erfindung beschriebenen Bereichs
Tabelle 1-2
Tabelle 1-2 (Fortsetzung)