DE1920968A1

DE1920968A1 - Verfahren zur Waermebehandlung von Magnetblechen fuer hohe magnetische Induktionen

Info

Publication number: DE1920968A1
Application number: DE19691920968
Authority: DE
Inventors: Akira Sakakura; Satoru Taguchi; Koyoshi Ueno; Nobou Urushiyama; Toshiya Wada; Takaaki Yamamoto
Original assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 1968-04-24
Filing date: 1969-04-24
Publication date: 1971-04-22
Also published as: SE358412B; DE1966231B2; US3636579A; BE731991A; GB1276309A; DE1966231C3; FR2006864A1; DE1966231A1; CA939238A; DE1920968B2

Description

Dr. F. Zumsiein - Dr. E. Assmann

Dr. R. Kocnlarborgör
Dipl. P; W₅. P₁. H.ijvfc_auer

2/H München 2, Bräuhausstrafje 4/ill

Yawata Iron & Steel Co.,Ltd., lokyo/Japan

Verfahren zur Wärmebehandlung von Magnet-, "blechen für hohe magnetische Induktionen

Die Erfindung "betrifft ein Verfahren zur Herstellung einfachorientierter Magnefbleche aus Stahl mit in der Walzrichtung des Bleches liegender leicht zu magnetisierener <100>-Achse.

Einfach-orientierte Stahlbleche als weichmagnetische Material!- en werden in den meisten Pällen für die Eisenkerne von Trans- , , f ormatoren und anderen elektrischen Geräten verwendet·. Die imag- "·' netischen Eigenschaften dieser Stahlbleche müssen günstig sein, d.h. sie müssen gut erregbar sein, und die Eisen- bzw. Kern- . : verlustö sollen gering sein. .·.-'·■_ *.

Im Zusammenhang mit der Erfindung werden die im Eisenkern durcii , die magnetische Feldstärke H^₀ (in Oersted) erzeugte magnetische. Induktion B^₀ (in Gauß) als Wert für die Erregungscharakteristika und die W 15/50-Eisenverluste (in Watt/kg) bei 50 Hertz und einer Wechselstrominduktion von 15 000 Gauß als Wert für die Eisenverluste verwendet, d.h. es werden die Energieverluste im/. Eisenkern bestimmt für den Pail, daß dieser Eisenkern mit der ; erwähnten Wechselstrominduktion beaufschlagt wird. _ ■ i'

In jüngster Zeit wird es immer wichtiger, die Größe elektrischer Geräte, wie !Transformatoren, mehr und mehr zu verkleinern,

woraus sich die *. ^j

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Forderung nach einer Verminderung des Kerngewichts ergibt. Um das Eisengewicht elektrischer Geräte herabsetzen zu können, muß im allgemeinen Stahlblech verwendet werden, das mit hoher magnetischer Induktion beaufschlagt werden kann bzw. bei dem die Wärmeabilität hoch ist. Dazu wird ein Stahlblech mit günstigen Magnetisierurigseigenschaften.benötigt, d.h. ein Blech.' dessen Magnetisierungskennlinie durch einen hohen B -Wert (magnetische Induktion bei einer Feldstärke von Oersted) und insbesondere durch einen hohen Sättigungswert B gekennzeich— net ist. Dabei ist festzustellen, daß die Verwendung eines Stahlblechs bei hoher magnetischer Induktion im allgemeinen zu höheren Eisenverlusten führt. Im Vergleich jedoch zu einem Material mit niedrigem B _Q-Wert ergeben sich bei einem Stahlblech mit hohem B-_O-Wert weit niedrigere Eisenverluste im Bereich hoher magnetischer Induktion, und die Eisenverluste steigen bei wachsender magnetischer Induktion langsamer an.

Zusammenfassend läßt sich feststellen, daß die rechnerische magnetische Flußdichte, die bei wachsender Leistung elektrischer Geräte unbedingt erforderlich ist, erst dann erhöht werden kann, wenn Magnetbleche auf den Markt kommen, die eine sehr hohe magnetische Induktion zulassen.

Ziel der Erfindung ist es daher, Magnetbleche zu entwickeln, die die· oben erwähnten Forderungen erfüllen. Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens ist es möglich, Magnetbleche herzustellen, die herkömmlichen einfach-orientierten Siliciumstahl-, blechen hinsichtlich ihres B._Q-Wertes in Walzrichtung merklich überlegen sind, d.h. Stahlbleche, die magnetische Induktionen von wenigstens 18 500 Gauß bis zu 20 100 Gauß zulassen» Daraus ist klar ersichtlich, daß die bei den erfindungsgemäßen Stahlblech" en beaufschlagbare magnetische Induktion wesentlich größer ist als alle bisher bekannten Höchstwerte, d„h. z.B. B._Q =

18 690 Gauß gemäß der US-Patentschrift 2 867 557 und B₁₀ «

19 100 bis 18 000 Gauß gemäß US-Patentschrift 3 287- 183.

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Die Erfindung offenbart weiterhin bezüglich der Herstellung von einf ach-orientierten Magnetblechen , die zur Verbesserung des Wertes B einen niedrigen oder keinen Si-Gehalt aufweisen, eine nachfolgend zu beschreibende neue Tatsache. B ist eine physikaiische Eigenschaft, die durch die chemische Zusammensetzung einer Stahllegierung bestimmt ist und die durch die Behandlungsbedingungen nicht beeinflußbar ist. Insbesondere hat der Si-Gehalt einen großen Einfluß auf den Wert B . Liegt der Si-Gehalt beispielsweise bei O %, so ist eine Induktion von 21 600 Gauß erzielbar, während dieser Wert bei 1 % Si auf etwa 21 300 Gauß, bei 2 % Si auf -etwa 20 800 Gauß und bei 3 % Si auf etwa 20 300 Gauß absinkt. D.h., je geringer der Si-Gehalt ist, umso höher liegt der Wert B . Bei herkömmlichen Si-Stahlblechen jedoch liegt die Verminderung des Widerstandes und die Verschlechterung der Eisenverlustwerte an deren niedrigem Si-Gehalt. Davon abgesehen, war es bisher auch nicht möglich, Stahlbleche mit Kristallen der sogenannten ]n°j < 100 >-Orientierung in industriellem Naßstab herzustellen. Daher war es überhaupt nicht möglich, einfach-orientierte Stahlbleche zu erzeugen, deren hoher B -Wert ausnützbar gewesen wäre. Durch die Erfindung wurde es auch bei niedrigem Si-Gehalt möglich, ideale einfach-orientierte Magnetbleche für hohe magnetische Induktionen, d.h. mit einem hohen B _Q-Wert und darüber hinaus mit einem hohen B -Wert, herzustellen, bei denen über einen weiten Si—Bereich von beispielsweise 0 bis 4 % sekundäre Rekristallisationskörner der sehr gut selektierten lllOv <( 100 >-Orientierung vorliegen.

Die US-Patentschrift 2 113 53 7 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliciumstahlblechs,bei dem das Siliciumstahlmaterial mit einem Gehalt an 3,5 % Si, 0,1 % Mn und 0,1 % Al dem nachfolgenden Herstellungsprozeß unterworfen wird, d.h. bei dem Siliciumstahl heißgewalzt und dann bei 1000⁰C während 1 Stunde angelassen und nachfolgend abgeschreckt wird, worauf ein Kaltwalzen in mehreren Stufen erfolgt, wobei das Stahlblech auf Endmaß gebracht und schließlich bei 45O°C warmgewalzt wird.

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In der US-Patentschrift 3 151 005 ist weiterhin ein Verfahren zur Verbesserung der Eisenverluste durch Anlassen eines warmgewalzten Siliciumstahlblechs mit mindestens 0,01 % Kohlen-'-stoffgehalt bei 795 bis 960 C beschrieben, um dadurch eine feste Lösung des C-Gehaltes zu bewirken, worauf das Stahlblech von dieser Temperatur auf weniger als 54O°C abgeschreckt wird.

Beim Behandlungsverfahren gemäß der Erfindung, die sich auf ein Herstellungsverfahren für einfach-orientierte Siliciumstahlbleche für hohe magnetische Induktionen bezieht, _bei__dem ein normaler Stahl oder Siliciumstahl, der C und Al als uner—.

—enthalt, ..... .

läßliche Elemente / nach bekannten Stahlherstellungs-, Schmelz- und Gießverfahren hergestellt wird, die als normale industrielle Techniken Anwendung finden, wird der so erhaltene Stahl warmgewalzt und dann einem Anlaß- und Kaltwalzverfahren einmal oder mehrmals unterworfen, um das Blech entsprechend auf Endmaß zu bringen, worauf das erhaltene Produkt entkohlt und dann einem abschließenden Anlaßprozeß 'unterworfen wird, um die.sekundären Rekristallisationskörner mit -sllOJ- <.100/"-Orientierung im Stahlmaterial zu erzeugen. Die Erfindung ist insbesondere dadurch gekennzeichnet, daß der abschließende Kaltwalzprozeß bei einem vom Si-Gehalt abhängingen Reduktionsverhältnis von 65 bis 95 % durchgeführt wird, und daß ein Zwischenglühen,vorzugsweise ein Glühen unmittelbar vor dem abschließenden Kaltwalzen, in einem solchen Temperaturbereich erfolgt, daß die ^f-Umwandlung zumindest/einem Teil des'Stahlmaterials auftritt, d.h. in einem Bereich von 750 bis 1200^DC, worauf ein Abschrecken aus diesem Temperaturbereich erfolgt, in dem die Umwandlung von -Y-'ZU oo abgeschlossen wurde, auf eine Temperatur unterhalb dieses Bereiches, d.h. je nach Si-Gehalt auf eine Temperatur unterhalb des Bereiches von 750 bis 95O°C, so daß AlN- in bevorzugter Größe in dem Stahlblech abgeschieden wird". Dadurch lassen sich nach dem abschließenden Anlassen bzw. Glühen bisher nie erzielbare Werte der magnetischen Induktion B _Q in Walzrichtung erzeugen, d.h. Werte, die bei mindestens 18 500 bis zu einem Maximalwert von 20 100 Gauß reichen«

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In der US-Patentschrift 3 287 183 wurde bereits offenbart, daß ein einfach-orientiertes Siliciumstahlblech für hohe magnetische Induktionen aus einem Siliciumstahlbarren mit 2,5 bis 4 % Si-Gehalt gewonnen werden kann, der C und Al als Ausgangsmaterial enthält. Durch die vorliegende Erfindung wurde das offenbarte Verfahren jedoch soweit erfolgreich vervollständigt, daß Erzeugnisse mit wesentlich verbesserten Eigenschaften entstanden, und zwar gleichzeitig mit der Herstellung einfach-orientierter Siliciumstahlbleche für hohe magnetische Induktionen aus Stahlblech mit keinem oder geringem Siliciumgehalt mit bisher unbekannten Eigenschaften.

Ziel der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines einfach-orientierten Siliciumstahlblechs für hohe magnetische Induktionen. Dabei soll ein Stahlblech mit keinem oder geringem Siliciumgehalt verwendet werden. Es soll eine für die Herstellung einfach-orientierter Siliciumstahlbleche am besten geeignete chemische Zusammensetzung angegeben v/erden, um hohe magnetische Induktionen zu erzielen, wobei - wie erwähnt - kein oder nur ein geringer Siliciumgehalt vorgesehen sein soll.

Die Erfindung wird im folgenden unter Bezug auf die Zeichnungen näher beispielsweise erläutert.

Fig. 1 zeigt die Erregungseigenschaften der erfindungsgemäßen Produkte im Vergleich zu handelsüblichen Produkten.

Fig. 2 veranschaulicht die Eisenverluste erfindungsgemäßer Produkte im Vergleich zu handelsüblichen Produkten vergleichbarer Art.

Fig. 3 veranschaulicht die Beziehung zwischen den Werten von C und säurelöslictiem Al bei erfindungsgemäßen Produkten und die Erregungseigenschaften.

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Fig. 4 veranschaulicht die Verhältnisse in Bezug auf die Abkühlgeschwindigkeit nach dem Glühen bzw. Anlassen gemäß der Erfindung und die Erregungseigenschaften.

Im folgenden werden nunmehr die Einzelheiten der Erfindung näher erläutert. ·

Der gewöhnliche Stahl oder Siliciumstahl, der als Ausgangsmaterial dient, wird nach einem bekannten Stahlherstellungsverfahren, beispielsweise im Siemens-Martin-Ofen, im Elektroofen oder Konverter, hergestellt oder auch nach einem bekannten Schmelzverfahren, beispielsweise im Hochfrequenzelektroofen- oder im Vakuumschmelzofen, geschmolzen und nach einem beliebigen Gießverfahren zur Bramme gegossen, die dann erstarrt. Es kann auch ein plattenförmiger Gießrohling hergestellt werden, der nach einem neuerdings in v/eitem Maße angewendeten kontinuierlichen Gießverfahren hergestellt wird. Üblicherweise wird bei atmosphärischer Umgebung gegossen, jedoch kann auch unter Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre gearbeitet werden.

Zwar kann - wie oben beschrieben — das Ausgangsmaterial für das erfindungsgemäße Verfahren nach einem beliebigen Stahlherstellungs-, Schmelz- und Gießverfahren hergestellt sein, die Zusammensetzung des Materials muß jedoch die folgenden Bedingungen erfüllen, unabhängig von den für die Herstellung desselben angewendeten Herstellungs-, Schmelz- und Gießverfahren:

Gehalte an C weniger als 0,085 % Si 0 bis 4 %
Al 0,010 bis 0,065 %.

Unter Al wird säurelösliches Aluminium verständen, das jedoch nachfolgend der Einfachheit halber abgekürzt als Al bezeichnet wird. Der Rest sind Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen..' Es ist erforderlich, daß der C-Gehalt in dem· obenerwähnten '

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terial in einer Menge vorhanden ist, die ausreicht, um wenigstens entsprechend dem Si-Gehalt in einem Teil des Stahls eine ■^-Umwandlung zu erreichen. In Versuchen wurde festgestellt, daß in einer Bramme bei einem Si-Gehalt von wenigstens 3 % 0,025 % C vorhanden sein müssen, während bei einem Si-Gehalt von 0 % etwa 0,005 % C vorhanden sein können. Hinsichtlich der zugefügten Elemente dürften die folgenden Erklärungen gelten. Im allgemeinen entsteht bei der Herstellung eines einfach-orientierten Magnetblechs eine ausgewählte bzw. bevorzugte Richtung, da bei der endgültigen Glühbehandlung in der {ll°j <100> Richtung eine sekundäre Rekristallisation auftritt. Dabei spielen jedoch die durch geringe Mengen von Zusatzelementen erzeugten Ausscheidungen, z.B. Nitrid, Sulfid oder Oxyd, eine wichtige Rolle. Es wird angenommen, daß dadurch die Ausscheidungen nur feinverteilt und abgelagert werden, so daß das normale Kornwachstum gehemmt und die sekundäre Rekristallisation beschleunigt werden kann. Es ist jedoch im Rahmen der Erfindung festgestellt worden, daß die Ablagerung neben der obenerwähnten noch eine weitere Auswirkung hat. Ein Teil derselben, die in einer spezifischen Richtungsbeziehung mit der Grundmasse abgelagert ist, führt ferner dazu, daß die Kristallkörner nur selektiv in einer "spezifischen Richtung wachs en-p-wodurch die Richtung der sekundär rekristallisierten Körner genau reguliert wird. Dies führt zu einem Erzeugnis, das einen hervorragenden B _O-Wert aufweist. AlN, das eine befriedigende Wirkung durch Zusatz von Al zur Zeit der abschließenden Glühbehandlung gemäß der Erfindung hervorruft, ergibt die erwähnten Eigenschaften. Damit besteht die Grundlage der Erfindung in der diesbezüglichen Ausbildung von AlN. Im allgemeinen zeigen die durch Zusatz anderer Elemente ausgebildeten Ablagerungen keine solche Fähigkeit,, sondern scheinen lediglich eine hemmende Wirkung auf das Wachstum des Kristallkörnergefuges auszuüben. Jedoch' ist -auch dieser wachstumshemmende Effekt gewöhnlicher Ablagerungen ein wichtiger Faktor, um die Sekundärrekristallisation zu bewirken. Daher ist die Anwesenheit Ablagerungen bildender Elemente zulässig, soweit diese die Ausbildung von AlN

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nicht behindern. So können beispielsweise, wie aus der Herrstellung von einfach-orientierten Siliciumstahlbleehen be- . kannt, S, Se und ähnliche in einem Anteil von -w.eni.ger' als mar· ximal 0,1 % vorhanden sein. Weiterhin kann auch, soweit bekannt. Te in einem Anteil von weniger als 0,20 % vorliegen. Jedoch muß im Falle der vorliegenden Erfindung bei solchen zusätzlichen Elementen besondere Sorgfalt walten, da sie zur Ausbildung von Ablagerungen, wie Carbid, neigen» Unter Berücksichtigung des im Stahl enthaltenen N sollten Zr und Ti zugesetzt werden, die eine stärkere Affinität zu N besitzen als Al. Dabei'sollte berücksichtigt werden, daß, wie später beschrieben, eine bestimmte Menge an AlW nach dem Glühen abgelagert werden kann. B, Ta, Nb, V, Cr, Mn, W und Mo besitzen eine schwächere Affinität als Al und können daher in den bei der Herstellung einfach-orientierter Siliciumbleche bekannten geeigneten Mengen zugesetzt werden. Die maximal zulässigen Mengen dieser Ablagerung bildenden Elemente betragen bei V, Mn und Mo 1 %, bei W 0,5 % und bei B, Zr, Ti, Mb, Ta und GrO₁I %.. Dabei handelt es sich jedoch insgesamt lediglich um Beispiele. Zusätze dieser Ablagerung bildenden Elemente mit dem Ziel, die sekundäre Rekristallisation in einem Bereich zu beschleunigen, der die AIN-Bildung, die Grundlage der Erfindung, nicht behindert, liegen im erfindungsgemäßen Rahmen.

Im folgenden werden die Gründe erläutert, warum die Zusammenblockes
setzung. des Rohguß/ gemäß- der Erfindung vorgeschrieben wird« Eine Siliciumstahlbramme mit einem Gehalt von 1,8 % Si und mit variablen Gehalten an C und Al wurde zu einem Stahlblech von etwa 2 mm Dicke warmgewalzt. Das Blech wurde zunächst in Np-Atmosphärebei 1050⁰C während 2 Minuten geglüht und dann mit fein zerstäubten Wassertröpfchen besprüht. Dann wurde das Stahlblech in etwa 50 Sekunden auf Raumtemperatur abgekühlt, worauf es zu Stahlblech von 0,35 mm Dicke kaltgewalzt wurde. Das so kaltgewalzte Stahlblech wurde bei 800°C entkohlt und schließlich für 15 Stunden bei 1050⁰C kastengeglüht. Fig, 3 zeigt die Beziehung zwischen der magnetischen Induktion B _Q

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des so erhaltenen Erzeugnisses und dem Gehalt an C und Al in der Bramme. Aus dem Bild ergibt sich, daß das erfindungsgemäß erwünschte Produkt in der Walzrichtung mit einer magnetischen Induktion B von mehr als 18 500 Gauß beaufschlagt werden
konnte, wenn die C- und Al-Gehalte den folgenden Werten entsprachen:

C-Gehalt 0,015 bis 0,085 %

Al-Gehalt 0,010 bis 0,065 %.

Weiterhin ergab sich aus den Versuchen, bei denen der Si-Gehalt von etwa 0 zu 1 und 3 % verändert wurde, daß der zur Gewinnung des Erzeugnisses für eine magnetische Induktion B _ von mehr als 18 500 Gauß notwendige Al-Gehalt für alle verschiedenen
Si-Gehalte gleich groß sein kann, während der C-Gehalt kleiner als 0,085 % oder im Bereich von 0,025 bis 0,085 % liegen sollte. Dies entspricht dem zur ^-Transformation in zumindest einem Teil des Stahlblechs erforderlichen C-Gehalt.während des Glühens und vor dem abschließenden Kaltwalzen, wie nachfolgend näher erläutert werden wird.

Der Si-Gehalt wird kleiner als 4 % gewählt. Da die Erfindung die Verbesserung der B-iq- und B -Charakteristik zum Ziel hat wird die untere Grenze nicht näher definiert.

Es wird nun das Verfahren zur Ausbildung des erwünschten AlN beschrieben, das die Grundlage der Erfindung bildet. Bereits in der US-Patentschrif t.. 3__ 287 183 ist. .erläutert,. daß ^N.das_Ab=__. scheiden ^{von A1N mit} einer derartigen Abscheidungsgröße
'erforderlich ist, daß sekundäre Rekristallisationskörner
vor dem abschließenden Kaltwalzen in dem Stahl ausgebildet werden. Als eine der Betriebsbedingungen für das erfindungsgemäße Verfahren sollte daher das dem abschließenden Kaltwalzen unmittelbar vorausgehende Glühen in einem Temperaturbereich von
950 bis 1200⁰C während 30 Sekunden bis zu 30 Minuten durchgeführt werden, wenn der Si-Gehalt im Bereich von 2,5 bis
3,5 % liegt. In diesem Fall sollte der C-Gehalt im Stahl vor diesem Glühen im Bereich von 0,020 bis 0,080 % liegen. Um das

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der Erfindung gesetzte Ziel/ die Hersteilung eines einfachorientierten Siliciumstahlblechs mit niederem Si-Gehalt, zu erreichen-, sind einige Veränderungen in den Betriebsbedingungen in Abhängigkeit der verschiedenen Gehalte wünschenswert. So sollte beispielsweise bei einem Si-Gehalt von 1 bis 2,5 % das Glühen in einem Temperaturbereich von 850 bis 1200 C durchgeführt werden, während bei einem Si—Gehalt von weniger als 1 % ein Temperaturbereich von 750 bis 12OO C zu wählen wäre. Jedoch sind auch in Verbindung mit der Erfindung im wesentlichen die oben erwähnten Glühbedingungen erforderlich, obwohl, wie erwähnt, je nach Si-Gehalt der Temperaturbereich variiert. Für jeden Si-Gehalt kann die Glühzeit im Bereich von 30 Sekunden bis 30 Minuten liegen. In jedem Fall sind die Glühzeit und der Temperaturbereich vorbestimmt, so daß je nach Si-Gehalt eine Tf-Transformation zumindest in einem Teil des Stahlblechs erfolgen kann. Ist das dem abschließenden Kaltwalzen vorausgehende Glühen unter den oben erwähnten Betriebsbedingungen abgeschlossen, so wird der Stahl auf eine gewünschte Temperatur abgekühlt und dann mit geeigneten künstlichen Mitteln einer obligatorischen Abschreckung unterworfen.

Bild 4 veranschaulicht die Beziehung zwischen der magnetischen Induktion B ₀ eines Produktes und der Abkühlgeschwindigkeit für den Fall, daß das Produkt aus einer Siliciumstahllbramme mit 2,2 % Si-Gehalt, 0,045 % C-Gehalt und 0,025 % Al-Gehalt in den folgenden Stufen hergestellt wurde: Die Stahlbramme wird vor- und warmgewalzt zu einem warmgewalzten Stahlblech von 2,3 mm Dicke, dann wird das warmgewalzte Stahlblech unter Stickstoffatmosphäre während 2 Minuten bei einer durch Fig.

das geglühte Stahlblech/

veranschaulichten Temperatur geglüht und anschließendem!t bestimmter Abkühlgeschwindigkeit allmählich auf 85O°C abgekühlt.' Danach erfolgt eine Abkühlung des Stahlblechs auf Temperaturen unter 85O°C mit verschiedenen Kühlgeschwindigkeiten, wie es durch/verschiedene Abkühlkurven durch Bild 4 gezeigt ist. Aus diesem Bild ließen sich folgende Kenngrößen ermitteln, wobei,

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- 11 -τ . ■

wenn die Anlaßtemperatur 800 oder 700⁰C betrug, die Abkühlung von dieser Temperatur entlang den entsprechenden Abkühlkurven erfolgte. Es zeigte sich, daß der Wert B^ insgesamt umso besser wurde, je höher die Glühtemperatur war, obgleich sich ein Maximum für B ergab und daß der B _Q-Wert ebenfalls umso besser war, je größer die Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich unter 85O°C war. Liegt die Glühtemperatur über 85O⁰C₁ so kann die Abkühlung von dieser Temperatur auf 850 C in jeder beliebigen Abkühlgeschwindigkeit erfolgen. Liegt die Glühtemperatur über 1200°C, so tritt eine sekundäre Rekristallisation beim abschließenden Glühen nicht auf, während andererseits bei einer Glühtemperatur, die niedriger als 800 oder 700 C liegt, der * B^q-Wert durch die Abschreckbehandlung nicht beeinflußt wird. Es ergibt sich dann ein niedriger Absolutwert für-B.-, der unter 18 500 Gauß liegt. In diesen beiden Fällen kann das erfindungsgemäß erwünschte Produkt nicht erhalten werden. Aus Versuchen mit Teststücken mit verschiedenem Siliciumgehalt ließen sich bezüglich der AIN-Ablagerung durch.Glühen vor dem abschließenden Kaltwalzen die folgenden Schlußfolgerungen ziehen:

Der C-Gehalt soll eingestellt werden, daß er unter 0,080 % beträgt, so daß in wenigstens einem Teil des Stahlbleches unter Berücksichtigung des Si-Gehaltes eine ^-Umwandlung beim Durchführen der Glühbehandlung vor dem abschließenden Kaltwalzen erfolgen kann. Es ergibt, die folgende Zusammenstellung:

für 0 bis 1 % Si weniger als 0,O80 % -C(ein Stählgußblock bzw.

eine Rohbramme mit weniger als 0,085 % C),

für 1 bis 2,5 % Si 0,010 % bis 0,080 % C (eine Stahlbramme

von 0,015 % bis 0,0-85 % C),

für "2,5 bis 4,ο % Si 0,020 % bis 0,080 % C (eine Stahlbramme

von 0,025 % bis 0,085 % C). .

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Der Kohlenstoffgehalt in dem Stahlgußblock bzw. in der Stahlbramme ist 0,005 % höher als vor dem Glühen vor dem abschließenden Kaltwalzen, da die entkohlte Menge bei dem üblichen Warmwalzen berücksichtigt werden muß. Im wesentlichen ist der C-Gehalt in dem Stahlblech- bei der Durchführung der Glühbehandlung vor ' dem abschließenden Kaltwalzen wichtig.

Für den Fall, daft die Enddicke des Bleches durch einen einmaligen Kaltwalzvorgang hergestellt wird, kann der C-Gehalt des Stahlbleches zur Zeit der Ausführung der Glühbehandlung leicht so festgelegt werden, daß er in dem oben genannten spezifizierten Bereich liegt, wenn die Glühbehandlung nach dem Warmwalzen durchgeführt wird. Wird jedoch das Kaltwalzen in einem vielstufigen Arbeitsgang ausgeführt, wie es nachstehend erwähnt wird, dann muß in Betracht gezogen werden, daß inzwischen eine Entkohlung eintreten kann, da mehreremale Zwischenglühbehandlungen durchgeführt werden. Auch in diesem Falle muß der C-Gehalt des Stahlbleches im Zeitpunkt der Durchführung der Glühbehandlung vor dem abschließenden Kaltwalzen so reguliert werden, daß er in dem oben erwähnten vorbeschriebenen Bereich liegt.

Die Glühbehandlungstemperatur im Bereich zwischen 75O°C bis 1200°C, in dem eine ^-Umwandlung bezüglich des Si-Gehaltes auftritt. Dafür kann das nachstehende zusammengestellt werden;

750 bis 1200⁰C für weiger als 1 % Si . ·

850 bis l200°C für 1 % bis 2,5 % Si
960 bis 1200⁰C für 2,5 % bis 4,0 % Si.

Die Glühbehandlungszeit in diesem Temperaturbereich beträgt 30 Sekunden bis 30"Minuten.

Wenn diese Glühbehandlung 30 Minuten überschreitet, tritt wäh~ rend des Glühens ein Wachsen der Kristallkörner ein, und die Ausbildung der sekundären Rekristallisationskörner bei der abschließenden Glühbehandlung wird unvollkommen. Deshalb ist zu

langes Glühen nicht günstig.

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Da weiterhin diese Glühbehandlung im allgemeinen kontinuierlich durchgeführt wird, ist ein über 30 Minuten hinausgehender Glühzustand industriell nachteilig. Andererseits kann bei einer Glühbehandlung von weniger als 30 Sekunden die erfindungsgemäß angestrebte Wirkung nicht erzielt werden.

Ist die oben angeführte Glühbehandlung des Stahlbandes bzw. -bleches vollendet, dann wird es einer Abkühlung unterworfen, die jedoch mit irgendeiner Abkühlgeschwindigkeit in einem Temperaturbereich durchgeführt wird, in welchem das bei dieser Glühbehandlung gebildete ψ in cO umgewandelt wird, d.h. in einem Bereich von'75O bis 1200⁰C, 850 bis 1200°C oder 95O°C bis 1200°C, entsprechend'dem Si-Gehalt.

Darauf wird das Stahlblech, in welchem die oo-Umwandlung durch dieses Abkühlen durchgeführt worden ist, aus dem Temperaturbereich von 75O°C bis 1200⁰C, 85O°C bis 1200°C oder 95O°C bis 1200⁰C entsprechend dem Si-Gehalt auf eine Temperatur unter 400⁰C durch Verwendung entsprechender künstlicher Einrichtungen abgeschreckt. Die Abkühlzeit liegt in einem Bereich von 2 Sekunden bis 200 Sekunden, und es ist erwünscht, in kürzerer Zeit abzukühlen, wenn der Si-Gehalt hoch ist. Im allgemeinen gilt, daß der B -Wert ohne Rücksicht auf den Si-Gehalt umso besser ist, je hoher di,e Abkühlgeschwindigkeit ist. Versuche ■ haben jedoch gezeigt, daß bei einer Abkühlgeschwindigkeit von weniger als 2 Sekunden die Erzeugung von sekundären Rekristallisationskörnern durch das abschließende Glühen vollkommen ist, der B„Q-Wert jedoch verschlechtert wird. Weiterhin sind bezüglich der Abkühlung aus dem Temperaturbereich von 750 bis 950 C auf 400 C herab verschiedene Abkühlkurven denkbar, jedoch kann in all diesen Fällen der erfindungsgemäße Effekt erzielt werden, wenn die Abkühlgcschwindigkeit eines jeden Augenblicks größer ist als die nachstehende durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit. . . . -. "

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75O°C auf 4OO°C/2OO s (unter 1 % Si") ^

85O°C auf 4OO°C/2OO s (1 % bis 2,5 % Si) 95O°C auf 4OO°C/2OO s (2,5 % bis 3,5 % Si).

Bezüglich der Abkühlung von 400 C auf eine darunterliegende Temperatur besteht erfindungsgemäß keine besondere Begrenzung. Es liegt selbstverständlich im Rahmen der vorliegenden Erfindung, dabei die erfindungsgemäße Abkühlgeschwindigkeit anzuwenden. - -

Selbst wenn jedoch die Abkühlgeschwindigkeit unter 400 C geändert wird, wird im wesentlichen kein Einfluß davon auf den B-_O-Wert des Produktes bemerkt. Im praktischen industriellen Verfahren ist es jedoch eine Selbstverständlichkeit, daß ein Stahlblech immer auf nahezu Raumtemperatur wegen des Entzunderns und Kaltwalzens des Stahlbleches nach der Glühbehandlung abgekühlt wird. Wenn deshalb eine Zwangskühlung unter Verwendung einer der oben erwähnten Einrichtungen ausgeführt wird, v ist es übliqh, daß das Stahlblech von dem Temperaturbereich von 750 bis 950 C - entsprechend dem Si-Gehalt auf nahezu Raumtemperatur längs einer kontinuierlichen Kurve abgekühlt wird. Da ein Abschrecken von der Anfangstemperatur des Abschreckvorganges, wie von 750 bis 95O°C herab auf 400° C besonders durchschlagende Wirkungen hinsichtlich der Förderung der Abscheidung des gewünschten AlN aufweist und demzufolge eine Verbesserung des B -Wertes des Produktes, sind jedoch erfindungsgemäß die Temperaturgrenzen, wie sie oben erwähnt sind, vorgeschrieben.

Eine unvermeidbare Bedingung besteht darin, daß wenigstens eine Menge von 0,0005 % AlN (N als AlN) in dem Stahlblech abgeschieden werden soll, nachdem die Glühbehandlung und das Abkühlen vollendet sind.

Die Glühbehandlungsatmosphäre wird mit der Abscheidung von AlN, die für die sekundäre Rekristallisation, wie' bereits beschrieben, erförderlich ist, in Beziehung gesetzt. Üblicherweise enthält die Stahlrohbramme, die man in einem Siemens-Martin-Ofen

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erhält, so wie sie ist, mehr als O,0040 % N, was für die Abscheidung von 0,0005 % AlN (N als AlN) ausreicht. Solange also keine beträchtliche Denitrifizierung eintritt, kann die Glühbehandlung satraosphäre eine reduzierende oder neutrale Atmosphäre sein, beispielsweise aus H , Ar, einer gasförmigen Mischung davon oder aus Luft bestehen. In dem Fall jedoch, wo die Rohbramme durch Vakuumschmelzen oder dergleichen hergestellt v/ird, ist der M-Geha'lt so klein, daß es erforderlich ist, bei der Glühbehandlung Stickstoff zuzusetzen. Das Verfahren für das Zusetzen von Stickstoff ist nicht vorgeschrieben, es wird jedoch im Fall der vorliegenden Erfindung empfohlen, die Glühbehandlung in einem neutralen oder reduzierenden Gas durchzuführen, das wenigstens 10 Volumen-% N„ enthält.

Für eine Abscheidting, bei der selektiv sekundäre 'Rekristallisationskörner wachsen können, welche die sehr gut regelmäßig gestaltete, jedoch nicht durch die abschließende Glühbehandlung vollkommene Orientierung haben, wurde erfindungsgemäß gefunden, daß nur AlN als Abscheidung vorliegt, wie es bereits eingangs erwähnt wurde. Die Schwierigkeitjbei der vorliegenden Erfindung beruht gerade darauf, die Abscheidung von AlN in entsprechender Größe in dem Stahlblech hervorzurufen, bevor es dem abschließenden, starken Kaltwalzen unterworfen wird. Weiterhin hat, wenn man das AlN zum Abscheiden bringt und die Korngröße und deren Verteilung gesteuert v/ird, die Zusammensetzungfaes Stahlbleches (C, Si und Al) eine enge gegenseitige Beziehung zu der Temperatur und der Zeit der Glühbehandlung und der Abkühlungsgeschwindigkeit durch das Medium für die Umwandlung von j' in &>.

Erfindungsgemäß wird das Kaltwalzen einmal oder mehreremale durchgeführt, und die Kaltwalzstufe kann bei einer Reduktion von 65 bis 95 % bezüglich des Si-Gehaltes erfolgen, so daß die Reduktion umso höher sein kann, je höher der Si-Gehalt ist. Durch Kombinieren des Glühens für die AlN-Abscheidung vor dem abschließenden starken Kaltwalzen und des abschließenden starken Kaltwalzens ist es möglich, ein Produkt zu erzielen, dessen

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B₁₀-Wert mehr als 18 500 Gauß beträgt.

Ein Zwischenglühen, das zwischen den Stufen des vielstufigen Kaltwalzprozesses durchgeführt wird, kann bei einer Temperatur und während einer Zeit erfolgen, die ausreicht, um die Kaltwalzstruktur als primäre Rekristallisationsstruktur zu gestal-" ten, welche nicht vorgeschrieben sind. Natürlich ist es auch möglich, die oben erwähnte Glühbehandlung für die AIN-Abscheidung als Zwischeng luftbehandlung zu verwenden. Erfindungsgemäß wird die Anzahl der Kaltwalzstufen durch de Stärke des warmgewalzten Bleches und die vorbeschriebene Reduktion des abschließenden Kaltwalzens bestimmt. Vom industriellen Gesichts— .-punkt aus ist jedoch das warmgewalzte Blech gewöhnlich 1,5 bis 7 mm dick.

Das Stahlblech mit der Blechstärke des Produkts nach dem abschließenden Kaltwalzen wird dann einer Entkohlungsglühbehandlung unterworfen. Diese Glühbehandlung soll die Kaltwalζstruktur in eine primäre rekristallisierte Struktur bringen und gleichzeitig C entfernen, der im Falle der Entwicklung von sekundären rekristallisierten Körnern in der illOt < 100 )· -Richtung bei der Endglühbehandlung nachteilig ist. Dafür kann jedes bekannte Verfahren verwendet werden.

Die abschließende Glühbehandlung sollte bei einer solchen Temperatur und einer solchen Zeit durchgeführt werden, daß die sekundären Rekristallisationskörner in der jllO^lOO^ -Richtung sich gut entwickeln können. Bevorzugt wird, wenn sich die sekundären Rekristallisationskörner in einem Temperaturbereich, in welchem keine '/'-Umwandlung bezüglich des Si-Gehalts erzeugt wird, und bei einer Temperatur entwickeln, die so hoch wie industriell möglich ist, weil die Erzeugung von ^"-Umwandlung die einmal erhaltenen sekundären Rekristallisationskörner in der

J 110|<100> -Richtung wieder ändert., daß sie eine andere Richtung haben. Wenn der Si-Gehalt weniger als 1 % beträgt, soll das Glühen bei 95O°C oder üblicherweise bei einer darunter liegenden Temperatur durchgeführt werden. Je höher jedoch der Si-

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- 17 Gehalt ist, desto höher kann die Temperatur sein.

Beträgt der Si-Gehalt mehr als 2 %, ist eine Temperatur möglich, die höher als 1OOO°C ist. Andererseits tritt unter 8OO°c keine sekundäre Rekristallisation ein. Wenn die Temperatur nicht hoch ist, kann ein Produkt mit hervorragendem Kernverlustwert nicht erzielt werden. Daher ist bei einem niedrigem Si-Gehalt die B-„-Charakteristik hervorragend, der Kernverlust ist jedoch ■ schlechter als bei einem hohen Si-Gehalt. Eine Glühbehandlung von mehr als 1 Stunde ist für die Erzeugung von sekundären Rekristallisationskörnern ausreichend, sie beträgt jedoch mehr als 5 Stunden, um ein Produkt mit einem niedrigen Kernverlustwert mit hohem Si-Gehalt zu erzielen. Unabhängig davon, ob die Atmosphäre neutral, reduzierend oder so schwach oxydierend ist, daß das Stahlblech nicht merklich oxydiert wird, kann ein Produkt mit einem B -Wert von mehr als 18 500 Gauß erzielt werden, was erfindungsgemäß angestrebt v/ird. Um jedoch einen niedrigen Kernverlustwert bei einem hohen Si-Gehalt zu erzielen, bevorzugt man, die Glühbehandlung in H_ durchzuführen. Die Beschreibung einer derartigen Zeit und Atmosphäre gehört jedoch nicht zum eigentlichen Wesen der vorliegenden Erfindung.

Anhand der nachfolgenden Beispiele wird die vorliegende Erfindung weiter erläutert.

Beispiel 1

Ein Al-beruhigter Stahlgußblock, der 0,050 % C und 0,041 % Al enthält, v/ird vorgewalzt und warmgewalzt, so daß man ein warmgewalztes Stahlblech von 2,2 mm Dicke erhält. Nachdem das Stahlblech in N_? bei 1000⁰C 2 Minuten lang glühbehandelt wurde, wird

ο hat, es in warmem Wasser, das eine Temperatur von 100 C/gekühlt. Die Abkühlgoschwindigkeit beträgt ungefähr ;10 Sekunden für den Temperaturabfall von 1000⁰C auf 75O°C und ungefähr 25 Sekunden für d£?n Abfall von 75O°C auf 100⁰C. Der AIN-Gehalt nach der Glühbehandlung betragh 0,004 5 % (N als AlN). Nach dem Entzundern wird das Blech bei einer Reduktion von 77,3 % kaltgewalzt, wodurch

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eine Blechstärke von 0,50 mm erreicht wird. Das kaltgewalzte-Blech 'wird dann bei 75O°C 5 Stunden lang gemäß dem Offene-Rolle-System entkohlt und danach abschließend in H bei 870 C 20 Stunden lang geglüht.

Das Produkt hat folgende Erregungseigenschaften:

B₁₀ = 19 950 Gauß W_15/5O = 3,60 W/kg.

Beispiel 2

Ein Rohgußblock bzw. eine Rohbramme aus Siliciumstahl, der 0,32 % C, 1,05 % Si und 0,036 % Al enthält, wird warmgewalzt, so daß man ein warmgewalztes Stahlblech von 2,2 mm Stärke erhält. Der C-Gehalt in dem warmgewalzten Stahlblech beträgt 0,030 .%. Nach einer 2 Minuten langen Glühbehandlung des Stahlbleches in N_ bei 1050⁰C wird es durch schwaches Aufsprühen von N„-Gas auf die beiden Oberflächen des Stahlbleches abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit beträgt 13 Sekunden für einen Temperaturabfall von 1050°C auf 85O°C und ungefähr 70 Sekunden für den Abfall von 85O°C auf 400⁰C. Der AIN-Gehalt nach dieser Kühlbehandlung beträgt 0,0062 % (N als AlN). Nach dem Entzundern wird das Stahlblech bei einder Reduktion von 84,1 % kaltgewalzt, so daß man ein kaltgewalztes Stahlblech von 0,35 ram Stärke erhält. Nach einem 3 Minuten langen Entkohlen des" kaltgewalzten Bleches in nassem H₂ bei 800⁰C wird es abschließend in H₂ bei 95O°C 10 Stunden lang geglüht.

Die magnetischen Eigenschaften in der Walzrichtung des Produkts sind,wie in Fig. l B gezeigt ist,

B₁₀ = 19 700 Gauß ^W15/5O ^{= 1}»^{85 W/k}9·

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Beispiel 3

Ein Siliciumstahlblech, welches 0,043 % C, 2,10 % Si und 0,036 % Al enthält, wird vorgewalzt und v/armgewalzt, so daß man ein wamrgewalztes Stahlblech von 3 mm Stärke erhält. Der C-Gehalt des warmgewalzten Bleches beträgt 0,041 %, was anzeigt, daß nur eine leichte Entkohlung bewirkt wurde. Zuerst

wird das warmgewalzte Stahlblech bei einer Reduktion von 30 % kaltgewalzt, so daß man eine Blechstärke von 2,1 mm erhält. Dann wird es in N bei 1100⁰C 2 Minuten lang glühbehahdelt · und danach durch Aufblasen eines Luft-Dampf-Strahls auf das Blech abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit beträgt ungefähr 18 Sekunden für einen Temperaturabfall für.1100⁰C auf 85O°C und ungefähr 2 7 Sekunden für einen Abfall von 850 C auf 400 C. Der AIN-Gehalt nach dieser Glühbehandlung beträgt 0,0055 % (N als AlN). Danach wird das Stahlblech bei einer Reduktion von 83,3 % kaltgewalzt, so daß man ein kaltgewalztes Stahlblech von 0,35 mm Stärke erhält. Nach einem 3 Minuten langen Entkohlen des kaltgewalzten Stahlbleches in nassem H_ bei 800°C wird es bei 1200 C 20 Stunden lang geglüht. Die magnetischen Eigenschaften in Walzrichtung des Produkts sind, wie in Fig. C gezeigt, :

B₁₀ =19 570 Gauß

W_15/5O " 1,15 W/kg.

Beispiel 4 - ■

Eine Rohbramme aus Siliciumstahl, die 0,045 % C, 2,05 % Si und 0,020 % Al enthält, wird vorgewalzt und wamrgewalzt, so daß man ein warmgewalztes Stahlblech von 2,3 mm Dicke erhält. Der C-Gehalt des warmgewalzten Stahlbleches beträgt 0,041 %. Nach einer 2 Minuten langen Glühbehandlung des wamrgewalzten Stahlbleches in N bei 1050°C wird es durch leichtes Aufblasen von

p auf das Stahlblech abgekühlt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit ist im wesentlichen die gleiche wie in Beispiel 2, und der AIN-Gehalt nach dieser Glühbehandlung beträgt 0,0032 % (N als AlN). Dann wird das Stahlblech bei einer Reduktion von 84,8 %

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■kaltgewalzt, so daß man ein kaltgewalztes Blech von 0,35 mm Stärke erhält. Darauf wird das kaltgewalzte Stahlblech in nassem H. bei 800 C .3 Minuten lang entkohlt und dann abschließend bei 1200°C 20 Stunden lang geglüht. Die magnetischen Eigenschaften in Walzrichtung des Produkts sind

B₁₀ = 18 800 Gauß

Der B -Wert dieses Beispiels liegt unter dem des Beispiels 3, was, wie man annimmt, der geringeren Al-Menge dieses Beispiels zuzuschreiben ist.

Beispiel 5

Eine Rohbramme aus Silciumstahl, der 0,043 % C, 2,96 % Si, 0,029 % Al, 0,10 % Mn und 0,029 % S enthält, wird vorgewalzt und warmgewalzt, so daß man ein warmgewalztes Stahlblech von 2,8 mm Stärke erhält. Der C-Gehalt nach dem Warmwalzen beträgt 0,040 %. Nachdem das warmgewalzte Stahlband in N₂ bei 1150°C 2 Minuten lang kontinuierlich glühbehandelt ist, wird es einer langsamen Abkühlung bis auf 95O°C in der Kühlzone eines Ofens unterworfen, worauf ein Abschrecken durch Aufsprühen von unter hohem Druck stehendem Wasser folgt. Die Abkühlgeschwindigkeit beträgt ungefähr 20 Sekunden für den Temperaturabfall von 1150 C * auf 95O°C und ungefähr 9 Sekunden für den Abfall von 95O°C auf 20⁰C. Der AlN-Gehalt nach dieser Glühbehandlung beträgt 0,0040 % (N als AlN). Nach dem Entzundern wird das Stahlblech bei einer Reduktion von 87,5 % kaltgewalzt, so daß die Blechstärke das Endmaß von 0,35 mm hat. Nachdem das kaltgewalzte Stahlblech

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3 Minuten lang in nassem H bei 85O°C kontinuierlich entkohlt wurde, wird es abschließend in H bei 1200⁰C 15 Stunden lang geglüht. Die Erregungseigenschaften in Walzrichtung des Produktes sind, wie in Fig. 1 D gezeigt:

B₁₀ = 19 810 Gauß ^W15/5O ⁼ 0,90 W/kg,

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was eine ausgezeichnete Orientierung und einen hervorragenden Kernverlustv/ert darstellt. Fig. 2 zeigt die Kernverlustcharakteristiken dieses Beispiels,, verglichen mit denen eines bekannten Handelsprodukts, das in Fig. 2 E gezeigt ist.

Beispiel 6

Eine Rohbramme aus Siliciumstahl, die 0,050 % C, 3,15 % Si, 0,035 % S und 0,021 % Al enthält und in einem Siemens-Martin-Ofen hergestellt ist, wird vorgewalzt und warmgewalzt, so daß man ein warmgewalztes Stahlblech von 3,0 mm Stärke erhält. Nachdem das warmgewalzte Stahlblech 1 ,Minute lang in einem · kontinuierlichen Glühofen mit N„-Atmosphäre bei 1050°C gehalten wurde, wird es einer Zwangsabkühlung unterworfen, indem eine Np-Gas-Aufblasvorrichtung verwendet wird, die an der Ofenöffnung installiert ist. Nach dem Entzundern wird der Stahl bei einer Reduktion von 51 % kaltgewalzt, so daß man ein kaltgewalztes Blech mit einem Zwischenmaß von 1,4 7 mm erhält. Darauf wird das kaltgewalzte Stahlblech 1 Minute lang bei 800 C geglüht, um die primäre Rekristallisation zu bewirken, und dann dem starken Endkaltwalzen bei einer Reduktion von 84,5 % unterworfen, so daß man ein kaltgewalztes Blech mit einem Endmaß von 0,228 mm erhält, welches dann kontinuierlich entkohlt und abschließend bei 1200°C 20 Stunden lang glühbehandelt wird. Die magnetischen Eigenschaften in Walzrichtung sind: - .

B₁₀ = 19 300 Gauß

= 0,72 W/kg.

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Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung einfach orientierter Magnetbleche aus Stahl, die eine ausgezeichnete Orientierung in Walsrich- und eine hohe magnetische Induktion haben, durch Vorwalzen und Warmwalzen einer Si, C und Al enthaltenden Rohbramme aus Stahl, durcli Abschrecken des Stahlbleches, so daß eine AlN-Abscheidung in einer Menge von wenigstens 0,0005 % (N als AlN)hervorgerufen wird, durch mehr als einmaliges Kaltwalzen des Stahlbleches, einschließlich anschließend bei einer Reduktion von 65 bis 95 % entsprechend dem Si-Gehalt auszuführenden Kaltwalzens, um die Blechstärke auf das Endmaß zu bringen, durch.ein Entkohlungsglühen des Stahlbleches und ein abschließendes Glühen bei einer Temperatur von mehr als 800⁰C, dadurch gekennzeichnet, daß die Roh-" bramme aus Stahl O bis 4 %. Si, weniger als 0,085 % C und 0,010 bis 0,065 % säurelösliches Al enthält, wobei die Glühbehandlung zur Abscheidung von AlN in dem Temperaturbereich von 75O°C bis 1200⁰C 30 Sekunden bis 30 Minuten lang durchgeführt wird, so daß eine ff-Umwandlung wenigstens an einem Teil des Stahlbleches erfolgen kann, und daß darauf das glühbehandelte Stahlblech von dem Temperaturbereich zwischen 750 und 950 C entsprechend dem C- und Si-Gehalt auf 400⁰C in der Zeit von 2 bis 200 Sekunden abgeschreckt wird. ·

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlblech einer Zwischenabmessung, welches 2,5 bis 4,0 % Si, 0,020 bis 0,080 % C, 0,010 bis 0,065 % säurelösliches Al, Rest Fe, enthält, 30 Sekunden bis 30 Minuten bei 950 bis 1200⁰C .glühbehandelt wird und dann von 95O°C auf 400⁰C in .einer Zeit von 2 bis 200 Sekunden abgeschreckt wird.

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