DE69712757T2

DE69712757T2 - Elektromagnetisch bidirektionale stahlplatte und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE69712757T2
Application number: DE69712757T
Authority: DE
Inventors: Naoyuki Sano; Toshiro Tomida; Shigeo Uenoya
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-11-01
Filing date: 1997-10-30
Publication date: 2003-01-30
Anticipated expiration: 2017-10-31
Also published as: KR19990076739A; JP3316854B2; CA2241824A1; CA2241824C; EP0906963B1; US5948180A; DE69712757D1; KR100294352B1; WO1998020179A1; EP0906963A1; EP0906963A4

Description

TECHNISCHES GEBIET

Die vorliegende Erfindung betrifft ein(e) magnetische(s) Stahlblech bzw. Stahlfolie mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften zur Verwendung in kleinen Transformatoren und dergleichen und ein Verfahren zur Herstellung desselben.

STAND DER TECHNIK

Siliciumstahlbleche oder magnetische Stahlbleche werden als Materialien für die Magnetkerne von Motoren, Generatoren oder Transformatoren verwendet und es ist erforderlich, dass diese bei der Verwendung einen geringen Verlust und eine große magnetische Flußdichte bzw. Magnefflußdichte aufweisen.
Üblicherweise werden magnetische Stahlbleche in nicht orientierte magnetische Stahlbleche und orientierte Siliciumstahlbleche eingeteilt. Um den Kernverlust durch das Verhindern des Auftretens eines Induktionsstroms zu minimieren, sind als Magnetkerne von elektrischen Maschinen bestimmte Stahlbleche schichtartig in einem Schichtgefüge angeordnet. In diesem Fall erfolgt die Magnetisierung parallel zur Blech- bzw. Folienoberfläche. Nicht orientierte magnetische Stahlbleche weisen, wenn sie parallel zu einer Blechoberfläche magnetisiert wurden, gute magnetische Eigenschaften in jeder Richtung auf und werden folglich in kleinen Motoren und dergleichen verwendet. Im Gegensatz dazu weisen orientierte Siliciumstahlbleche, wenn sie in einer bestimmten Richtung parallel zur Blechoberfläche magnetisiert wurden, d. h. in einer Richtung parallel zu ihrer Walzrichtung, besonders ausgezeichnete magnetische Eigenschaften auf, weisen jedoch, wenn sie in andere Richtungen magnetisiert wurden schlechtere magnetische Eigenschaften im Vergleich zu nicht orientierten magnetischen Stahlblechen auf. · Folglich werden orientierte magnetische Stahlbleche in der Form von Verbundkernen oder Wickelkernen verwendet, so dass die Walzrichtung immer der Magnetisierungsrichtung entspricht, wodurch es möglich wird, Transformatoren mit einem geringerem Verlust herzustellen.
Ein Eisenkristall weist eine magnetische Anisotropie auf. Wenn ein Eiseneinkristall als Würfel vorliegt, weist dieser ausgezeichnete magnetische Eigenschaften auf, wenn die Magnetisierung in einer zu der Würfelfläche rechtwinkeligen Richtung erfolgt, d. h. in der Richtung der < 001> -Achse. In einem orientierten Siliciumstahlblech sind die < 001> -Achsen der meisten Eisenkristallkörner parallel zu der Walzrichtung und die {110}-Ebenen sind parallel zu einer Blechoberfläche. Diese {110}< 001> -Orientierung wird üblicherweise als GOSS-Orientierung bezeichnet. Eine nicht orientiertes magnetisches Stahlblech wird unter Herstellungsbedingungen hergestellt, die im Wesentlichen ähnlich sind zu denjenigen, die zur Herstellung eines gewöhnlichen kaltgewalzten Stahlblechs verwendet werden, während ein orientiertes Siliciumstahlblech durch die Schritte des Kaltwalzen eines Stahles hergestellt wird, der Silicium in einer Menge von etwa 3% enthält, Unterwerfen des kaltgewalzten Stahlblechs einem gewöhnlichen Rekristallisationsglühen und einer weiteren Glühbehandlung des rekristallisierten Stahlblechs bei einer hohen Temperatur. Während der Hochtemperatur- Glühbehandlung muss die sogenannte sekundäre Rekristallation erfolgen, bei der die GOSS-orientierten Kristallkörner mittels Sulfiden und Nitriden, die als Inhibitoren bezeichnet werden, selektiv vergrößert werden.
Ein orientiertes Siliciumstahlblech weist ausgezeichnete magnetische Eigenschaften in einer Walzrichtung auf, zeigt jedoch schlechte magnetische Eigenschaften in anderen Richtungen, da die < 001> -Achsen der Eisenkristallkörner, welche das Stahlblech ausmachen, kaum in anderen Richtungen vorkommen. Demzufolge wird bei einer Anwendung, bei der die Magnetisierung in einer Richtung parallel zu einer Walzrichtung und in einer Richtung senkrecht zu einer Walzrichtung durchgeführt wird, wie es der Fall ist für EI-Kerne, kein ausreichender Effekt erzeugt.
Im Gegensatz dazu weist ein Stahlblech ausgezeichnete magnetische Eigenschaften in einer Richtung parallel zu einer Walzrichtung und einer Richtung senkrecht zu der Walzrichtung auf, wenn das Stahlblech eine kristalline Struktur aufweist, bei dem die < 001> -Achsen parallel zu der Walzrichtung und die {100}- Ebenen parallel zu einer Oberfläche des Blechs sind. Um einen hocheffizienten kleinen Transformator zu erhalten, sollte ein solches Stahlblech nicht als Wickelkern, sondern als gewöhnlicher Verbundkern, wie ein EI-Kern oder ein L- Kern, ausgebildet sein. Ein solches magnetisches Stahlblech mit der {100}< 001> - Orientierung wird als doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech bezeichnet. Es wurden verschiedene Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs untersucht, ein Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierenden magnetischen Stahlblechs mit befriedigenden magnetischen Eigenschaften wurde jedoch nicht entwickelt.
Es gibt ein bekanntes Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs, dass in den 1950er Jahren entwickelt wurde, bei dem ein Siliciumstahlblech mit einer Dicke von nicht mehr als 0,3 mm bei einer Temperatur von 1200ºC in Gegenwart eines hochreinen Inertgases einer Glühbehandlung unterworfen wurde. Bei diesem Verfahren erfolgt die sekundäre Rekristallisation während dem Vorgang der Hochtemperatur-Glühbehandlung mittels der Oberflächenenergie als Triebkraft, wodurch sich die {100} < 001> - orientierenten Kristallkörner vergrößerten und eine kristalline Struktur bzw. Kristallstruktur eines doppelt orientierenden magnetischen Stahlblechs erhalten wurde. Die kristalline Struktur eines durch dieses Verfahren hergestellten Stahlblechs ist jedoch grob und die Kristallkörner sind beinahe hundertmal dicker als das Stahlblech. Das Stahlblech weist keine zufriedenstellenden magnetischen Eigenschaften auf und bringt das Problem eines großen Kernverlusts mit sich, wenn dieses als Magnetkern verwendet wird.
In der letzten Zeit wurde ein magnetisches Stahlblech mit einer kristallinen Struktur entwickelt, dass aus relativ feinen säulenartigen Kristallkörner besteht und bei dem die {100}-Ebenen parallel zu der Oberfläche des Stahlblechs vorliegen, wie beispielsweise in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 1-108345, etc. offenbart.
Gemäß dem in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 1-108345 offenbarten Herstellungsverfahren wird ein Stahlblech, das C, Mn und Si in geeigneten Mengen enthält und eine vorbestimmte Dicke aufweist, zuerst unter Vakuum oder unter einer schwachen Decarbonisierungsatmosphäre erhitzt, wodurch es stetig decarbonisiert wird. In diesem Fall liegt die Decarbonisierungstemperatur in einem solchen Bereich, dass der Stahl in einer Austenit (γ)-Region oder in einer Zweiphasenregion von Austenit und Ferrit (γ+α) durch die Decarbonisierung bis zu einer sehr geringen Kohlenstoffkonzentration ausreichend weniger als 0,01%, vollständig eine Ferrit-(α)-Phase annimmt. Durch die stetige Decarbonisierung bei einer Temperatur in einem solchen Bereich werden Kristalle mit der < 001> -Achse senkrecht zu einer Blechoberfläche oder der {100}-Ebene parallel zu einer Blechoberfläche in einer Oberflächenschicht in hoher Dichte erzeugt. Anschließend wird das Stahlblech einer sekundären Decarbonisierungsglühbehandlung in einer stark decarbonisierenden Atmosphäre in einem solchen Temperaturbereich unterworfen, dass sich der Stahlkern am A&sub1;- Punkt oder höher befindet und nicht höher ist als die Temperatur der obigen primären Decarbonisierungsglühbehandlung, um α-Körner von einer Blechoberfläche aus wachsen zu lassen und das gesamte Stahlblech ausreichend zu decarbonisieren. Als Ergebnis wird ein magnetisches Stahlblech mit einer Vielzahl von Kristallen, deren {100}-Ebenen parallel zu einer Blechoberfläche verlaufen, erhalten.
In einer Oberflächenschicht wachsen die Kristalle mit {100}-Ebenen parallel zu einer Blechoberfläche gut, insbesondere unter stetiger Decarbonisierung aus dem folgenden Grunde. Da die Oberflächenenergie der {100}-Ebene eines Ferritkorns geringer ist als diejenige der Eben einer anderen Orientierung, wachsen die Ferritkörner bevorzugt. Außerdem ist der Unterschied bezüglich der Oberflächenenergie umso größer, je dünner die Schicht der α-Phase ist. Die so gebildeten Ferritkörner in der Oberflächenschicht dienen als Kristallisationskeime und wachsen in das Innere des Stahlblechs, während der Übergang durch die Decarbonisierung erfolgt und von der γ-Phase zur α-Phase fortschreitet.
Gemäß einem anderen in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 1-252727 offenbarten Herstellungsverfahren wird ein Stahlblech, das einer abschließenden Glühbehandlung in dem oben erwähnten Verfahren unterworfen wird, durch mehrere Walzschritte gebildet, wobei Glühbehandlungen nur dazwischen durchgeführt werden, um dadurch ein Siliciumstahlblech mit der {100}< 001> -Kristallstruktur und einer durchschnittlichen Korngröße von nicht mehr als 1 mm zu erhalten. Eine durch dieses Verfahren erhaltene kristalline Struktur ist jedoch so aufgebaut, dass säulenartige Kristallkörner, die von beiden Oberflächen eines Stahlblechs in Richtung des Inneren des Stahlblechs wachsen, in dem zentralen Bereichen des Stahlblechs zusammenstoßen, wodurch eine feine Struktur entsteht, deren Korngröße etwa die Hälfte der Blechdicke oder weniger ist. Um die Bildung einer Feinstruktur zu verhindern, kann die Glühbehandlungszeit verlängert werden, damit die Kristallkörner weiter wachsen. Die Verlängerung der Glühbehandlungszeit bewirkt jedoch, dass die kristalline Struktur eine Doppelkornstruktur wird. Die Bildung einer Doppelkornstruktur führt zu einer Abnahme der Festigkeit der {100}< 001> -Kristallstruktur und zu einer durch Kernverlust gekennzeichneten Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften.
Gemäß einem weiteren Herstellungsverfahren, das in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 7-173542 offenbart ist, wird eine feste Wicklung eines Stahlblechs mit einem zwischen Spiralen gehaltenen auf Oxid basierendem Glühseparator oder eine Schicht, bestehend aus dem auf Oxid basierendem Glühseparator und Stahlblechen, die in alternierenden Schichten angeordnet sind, einem Decarbonisierungsglühen unter vermindertem Druck unterworfen, wodurch in Blechoberflächen eine Kristallstruktur mit den {100}- Ebenen parallel zu den Blechoberflächen bei einer einmaligen Durchführung der Glühbehandlung erzeugt wird. Desweiteren kann gemäß der Veröffentlichung durch Auswahl eines passenden Glühseparators während dem Decarbonisierungsglühen die Entfernung von Mangan erfolgen und diese Entfernung von Mangan kann die Entstehung der {100}-Ebene-Orientierung beschleunigen. In einem durch dieses Verfahren hergestellten magnetischen Stahlblech jedoch, sind die {100}-Ebenen parallel zu einer Blechoberfläche, die < 001> -Achsen in einer Blechoberfläche jedoch unterschiedlich zu der kubischen Orientierung orientiert; demzufolge weist das magnetische Stahlblech eine {100} < 052> -artige Kristallstruktur auf. Folglich kann das in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 7-173542 offengelegte Verfahren nicht zur Bildung der {100}< 001> -Kristallstruktur herangezogen werden.
Wie oben erwähnt wurden mehrere Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Stahlblechs, bei dem die {100}-Ebenen parallel zu einer Blechoberfläche angeordnet sind, vorgeschlagen. Bei dem durch diese Verfahren hergestellten magnetischen Stahlblechen ist jedoch die Orientierung der < 001> -Achsen in einer Blechoberfläche unterschiedlich von derjenigen in einer {100}< 001> - Kristallstruktur und selbst wenn die {100}< 001> -Kristallstruktur gebildet wird, sind die magnetischen Eigenschaften unbefriedigend. Demzufolge weisen die durch diese Verfahren hergestellten magnetischen Stahlbleche unbefriedigende Eigenschaften auf.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung stellt ein magnetisches Stahlblech bereit, das geeignet ist für Anwendungen in beispielsweise kleinen Transformatoren und EI-Kernen und ausgezeichnete magnetische Eigenschaften in zwei Richtungen aufweist, d. h. in einer Walzrichtung und einer Richtung senkrecht zu einer Walzrichtung, wie auch ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten basierend auf dem in der zuvor erwähnten offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 7-173542 offenbarten Verfahren verschiedene Untersuchungen durch, bei denen die Orientierung der {100}-Ebene durch Festwickelglühen oder Schichtglühen gebildet wird. Insbesondere untersuchten die Erfinder ein Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Stahlblechs mit einer kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs wie auch die kristalline Struktur und die Verteilung bezüglich der Zusammensetzung im Inneren eines Stahlblechs.
Ein {100}-Ebene-orientierter Kristall wird durch einen Oberflächenenergieunterschied zwischen der {100}-Ebene und einer Ebene einer anderen Orientierung in der durch Kristallisation in der Oberfläche des Stahls gebildeten α- Phase oder in der durch Übergang von der γ-Phase gebildeten α-Phase gebildet. Folglich ist es schwierig einen {100}-Ebene-orientierten Kristall zu erhalten, dessen Achse in einer bestimmten Richtung in Bezug auf die Walzrichtung eines Blechs orientiert ist. Gemäß den Ergebnissen der obigen Untersuchungen können die {100}-Ebene-orientierten Kristallkörner jedoch durch die geeignete Auswahl der chemischen Zusammensetzung des Stahls und der Bedingungen des Kaltwalzens und der Glühbehandlung beeinflußt werden, so dass eine kubische Orientierung gebildet wird.
Diese Bedingungen umfassen: (1) die chemische Zusammensetzung des Stahls muss so sein, dass eine Zweiphasenregion von α+γ während dem Warmwalzen oder wenigstens während dem Schritt des Endwalzens in der zweiten Hälfte des Warmwalzens gebildet wird; (2) das Kaltwalzen muss wenigstens zweimal durchgeführt werden, während das Zwischenglühen wenigstens einmal dazwischen durchgeführt werden muss und das Zwischenglühen muss wenigstens einmal in der Zweiphasenregion von α+γ durch schnelles Erwärmen erfolgen; und (3) in dem abschließenden Endglühen muss ein zu decarbonisierendes Stahlmaterial in einer Zweiphasenregion von α+γ vorliegen, um eine {100}-Ebene-Orientierung aufgrund der Oberflächenenergie zu erreichen und muss durch Decarbonisierung oder durch Decarbonisierung und Entfernung von Magan von der Oberfläche des Stahls die α-Phase annehmen.
Während des durch die Oberflächenenergie der Stahloberfläche verursachten Wachstums der {100}-Ebene-orientierten Kristalle, weist die erhaltende Orientierung der {100}-Ebene keine in eine bestimmten Richtung orientierte Achse in einer Ebene des Blechs auf, wenn die α-Phase durch Decarbonisieren der γ- Phase gebildet ist, während die erhaltene Orientierung der {100}-Ebene eine in eine bestimmte Richtung orientiere Achse in der Ebene des Blechs aufweist, wenn die α-Phase durch Decarbonisieren der α+γ-Phase gebildet ist. Dies ist auf den Einfluß der Kristallstruktur der α+γ-Phase zurückzuführen. Folglich wurden die erforderlichen Maßnahmen ergriffen, um die α+γ-Phase durch den Schritt des Warmwalzens zu bilden und das Zwischenglühen während dem Kaltwalzen wird durch schnelles Erwärmen durchgeführt, um eine Zweiphasenregion von α+γ zu bilden. Als Folge davon entwickelte sich eine ausgeprägte kubische {100}< 001> - Orientierung, wenn die Orientierung der {100}-Ebene durch Decarbonisieren oder durch Decarbonisieren und Entfernen von Mangan beim Endglühen gebildet wird.
Im Falle von Stahl wird eine Kristallstruktur durch Walzen nur gering ausgebildet, wenn der Stahl in der Hochtemperaturregion der γ-Phase ist. Die Kristallstruktur bildet sich jedoch eher durch Walzen des Stahls in einer Temperaturregion der α- Phase oder α+γ-Phase aus. Sogar wenn die Kristallstruktur durch Walzen gebildet wird, während der Stahl in der α-Phase vorliegt, erfolgt die Randomisierung während des hitzebedingten Übergangs von der α-Phase in die γ-Phase. Folglich nimmt das Grundmaterial, das zum Zeitpunkt der Bildung einer dünnschichtigen α- Phase durch Oberflächendecarbonisierung beim Endglühen erwärmt wurde, durch das Durchführen des Warmwalzens in der α+γ-Phase und Durchführen des Zwischenglühens in der α+γ-Phase, die α+γ-Phase an, welche immer noch die Überreste der durch Walzen und Zwischenglühen gebildeten Kristallstruktur beinhaltet. Die so gebildete α+γ-Phase beschleunigt die Bildung der kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs.
Das Temperaturerhöhungsmaß des Zwischenglühens übt einen wesentlichen Einfluss auf die durch das Endglühen bewirkte Bildung einer kubischen Orientierung nach dem Endglühen aus, wahrscheinlich aus dem folgenden Grunde: das schnelle Erwärmen unterdrückt die Bildung einer kristallographischen Orientierung, die sich durch langsames Erwärmen bildet, daher wird eine während dem Endglühen gebildete bevorzugtere kristallographische Orientierung bevorzugt erhalten. Um das langsame Erwärmen zuverlässig zu vermeiden, stellt es eine wirksame Maßnahme dar, die Zeit für das Durchlaufen des einflussreichsten Temperaturbereichs zu begrenzen.
Selbst wenn die kristallographische Orientierung eines erhaltenen Stahlblechs vorteilhaft ist, wenn das Verhältnis der Korngröße zu der Blechdicke übermäßig gering oder groß ist, werden die magnetischen Eigenschaften schlecht. Folglich ist die Kontrolle des Verhältnisses von Korngröße zu Blechdicke wichtig. In diesem Fall ist nicht nur die Regulierung der durchschnittlichen Verhältnisse von einzelnen Korngrößen zur Blechdicke wichtig, sondern auch die Einengung der Verteilung der Verhältnisse. Anders gesagt, ist insbesondere eine einheitliche Kornstruktur und nicht eine Doppelkornstruktur hinsichtlich der Verbesserung der magnetischen Eigenschaften besonders wichtig.
Durch die Untersuchung eines einfach orientierten Siliciumstahlblechs ist hinlänglich bekannt, dass übermäßig große Kristallkörner eine Vergröberung der magnetischen Domänen mit einer daraus folgenden Vergrößerung des Induktionsstromverlustes bewirken. Vergröberte magnetische Domänen werden durch die Einführung von Spannung, die durch die Bestrahlung mit einem Laser verursacht wird, verfeinert. Für doppelt orientierte magnetische Stahlbleche jedoch ist der Einfluß der Korngröße unbekannt.
Es existiert eine Studie über doppelt orientierte Siliciumstahlbleche mit einer groben Struktur, bei denen die Korngröße beinahe hundertmal der Blechdicke entspricht oder von solchen mit einer sehr feinen Struktur, bei denen die Korngröße nicht größer als die Hälfte der Blechdicke ist. Diese doppelt orientierten Siliciumstahlbleche haben sich jedoch als unbefriedigend in Bezug auf den Kernverlust herausgestellt. Aufgrund von verschiedenen anderen Untersuchungen haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass ein solches Problem durch Kontrolle des Verhältnisses der Korngröße zur Blechdicke gelöst werden kann. Die Lösung leitet sich von einer magnetischen Domänenstruktur, insbesondere von einem doppelt orientierten Siliciumstahlblech, ab.
Gemäß der magnetischen Domänenstruktur eines einfach orientierten Siliciumstahlblechs wechseln sich zwei Arten von streifenförmigen sich in einer Walzrichtung erstreckenden magnetischen Domänen alternierend in Richtung der Breite des Blechs ab, wobei eine magnetische Domäne die Magnetisierungsrichtung entlang der Walzrichtung und die andere die Magnetisierungsrichtung entgegengesetzt der Walzrichtung aufweist. Im Gegensatz dazu weist ein doppelt orientiertes Siliciumstahlblech drei Arten von magnetischen Domänen mit jeweiligen Magnetisierungsrichtungen auf; insbesondere in einer Walzrichtung, in der Richtung der Breite des Blechs und in der Richtung senkrecht zu der Blechoberfläche. Da das Ausmaß des Vorhandenseins und der Größe der magnetischen Domänen stark vom Verhältnis der Korngröße zur Blechdicke abhängt, ist die Kontrolle des Verhältnisses wichtig für die Verringerung des Kernverlusts.
Wenn das Verhältnis der Korngröße zur Blechdicke im Inneren des Stahlblechs nicht größer als 1 ist, bestehen zahlreiche magnetische Domänen mit der Magnetisierungsrichtung senkrecht zu einer Blechoberfläche, wodurch geschlossene magnetische Fließwege auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildet werden. Das Vorhandensein der geschlossenen magnetischen Fließwege unterdrückt die Magnetisierung im Inneren des Stahlblechs, was zu einer Zunahme des Kernverlusts führt. Wenn das Verhältnis der Korngröße zur Blechdicke grösser 1 ist, verschwinden die magnetischen Domänen mit der Magnetisierungsrichtung senkrecht zu einer Blechoberfläche, so dass der Kernverlust abnimmt. Wenn das Verhältnis jedoch grösser 8 ist, führt dies zu einer drastischen Zunahme der Breite der magnetischen Domänen mit der Magnetisierungsrichtung innerhalb der Oberfläche eines Stahlblechs und diese magnetischen Domänen unterbrechen die Magnetisierung, was zu einer Zunahme des Kernverlusts führt. Im Allgemeinen bilden die Korngrößen eine relativ breite Verteilung. Wenn jedoch der kristallographische Orientierungsunterschied zwischen den Kristallkörnern gering ist und die Kristallkörner klein sind, neigen die magnetischen Domänen innerhalb benachbarter Kristallkörner stark dazu, sich zu vereinigen. Folglich muss ein Stahlblech eine so einheitliche Kornstruktur wie möglich aufweisen, um Kristallkörner auszuschließen, deren Größen in einen Korngrößenbereich fallen, der die Unterbrechung der Magnetisierung verursacht.
Eine signifikante Verbesserung der magnetischen Eigenschaften wurde auf die oben beschriebene Art und Weise erreicht. Außerdem wurden die Komponenten eines Stahlblechs auf eine solche Art und Weise ausgewählt, um das Walzen in einer Zweiphasenregion von α+γ unter im Wesentlichen in der Praxis verwendeten Warmwalzbedingungen und unter Berücksichtigung der Walzbearbeitbarkeit des Stahles, sowie der der Glühbehandlung zu unterziehenden Struktur durchzuführen. Des Weiteren wurden die Walzbedingungen, Decarbonisierungsbedingungen, etc. untersucht, um die optimalen Herstellungsbedingungen zur Erzeugung einer ausgeprägt kubischen Orientierung vom {100}< 001> -Typ herauszufinden. Die vorliegende Erfindung wurde auf diese Art und Weise vervollständigt. Der Kern der vorliegenden Erfindung beruht auf dem Folgenden:
(1) Ein doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlblech höchstens 0,2 Gew.-% Aluminium und weiter Si und Mn in den den folgenden Formeln (1), (2) und (3) oder den folgenden Formeln (1), (2) und (4) genügenden Mengen, bezogen auf Gew.-%, enthält:
Si(%) + 0,5 Mn(%) ≥ 4 (1)
Si(%) - 0,5 Mn(%) ≥ 1,5 (2) und
Mn(%) ≥ 0 (3)
Mn(%) ≥ 0,1 (4),
worin die durchschnittliche Größe der in einer Querschnittsfläche parallel zur Oberfläche des Blechs anwesenden Kristallkörner der 1- bis 8-fachen Dicke des Blechs entspricht und wenigstens 60% aller Kristallkörner eine Größe von X/3 bis 3X aufweisen, worin X eine durchschnittliche Korngröße ist.
Vorzugsweise belegen die Kristallkörner, deren kristallographische Orientierung um maximal ±15 Grad von einer kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs abweicht, in dem obigen doppelt orientierten magnetischen Stahlblech einen Flächenanteil von nicht weniger als 70% oder die Dicke einer Oberflächenoxidschicht des Stahlblechs ist nicht größer als 0,5 um. In beiden Fällen werden die magnetischen Eigenschaften des Stahlblechs besonders gut.
(2) Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, umfassend die Schritte:
- Warmwalzen eines Stahlrohmaterials, das C in einer Menge von 0,02 bis 0,2 Gew.-%, AI in einer Menge von höchstens 0,2 Gew.-% und Si und Mn in den den obigen Formeln (1), (2) und (3) oder den Formeln (1), (2) und (4) genügenden Mengen, bezogen auf Gew.-%, enthält;
- Durchführen von wenigstens zweimaligem Kaltwalzen im Anschluß an das Warmwalzen, wobei ein Stahlblech mit einer vorbestimmten Dicke erhalten wird;
- Durchführen einer Zwischenglühstufe wenigstens einmal während des Kaltwalzens bei einer Temperatur von nicht weniger als 750ºC, was einer Zweiphasenregion von α+γ entspricht, in der Weise, dass das Stahlblech die Temperaturzone im Bereich von 600 bis 750ºC in zwei Minuten oder weniger durchläuft; und
- Endglühen des Stahlblechs unter vermindertem Druck, wobei eine Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung oder eine Kombination einer Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung und eine Substanz zur Beschleunigung der Entfernung von Mangan als Glühseparator verwendet wird.
Im obigen Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs beträgt die Walzreduktion vorzugsweise 40% bis 85% bei dem, vor und nach dem Zwischenglühen durchgeführten Kaltwalzen, um zusätzliche ausgezeichnete magnetische Eigenschaften zu erhalten.

KURZBESCHREIBUNG DER TABELLEN UND ZEICHNUNGEN

Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung von Stahl, der durch Vakuumschmelzen und anschließendes Gießen erhalten und als Testmaterial in den Beispielen 1 und 2 verwendet wurde;
Tabelle 2 zeigt die in Beispiel 1 verwendeten Zwischenglühbedingungen, die magnetischen Eigenschaften des Stahlblechs, die Eigenschaften der Kristallkörner und die Dicke der Oberflächenoxidschicht;
Tabelle 3 zeigt die Kaltwalzbedingungen, die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die Eigenschaften der Kristallkörner und die Dicke der Oberflächenoxidschicht gemäß Beispiel 2;
Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Zeit, die für das Durchlaufen einer Temperaturzone von 600 bis 750º während der Wärmebehandlung und für die Erhöhung der Temperatur während des während des Kaltwalzens durchgeführten Zwischenglühens benötigt wird und der magnetischen Flußdichte eines Stahlblechs, welche nach der abschließenden Glühbehandlung gemessen wurde; und
Fig. 2 ist ein (100)-Polardiagramm, das eine Orientierung zeigt, die die vorteilhafte Übereinstimmung mit einer kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs aufweist.

BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG

1. Chemische Zusammensetzung

C führt zu einer wesentlichen Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften eines magnetischen Stahlblechs. Folglich ist es umso besser, je geringer der Kohlenstoffgehalt ist. Der Kohlenstoffgehalt beträgt vorzugsweise bis höchstens 0,005%. Da jedoch die Einstellung der Kristallstruktur während eines Herstellungsprozesses über den durch Decarbonisierung verursachten Übergang von α+γ in α erfolgt, muß das Stahlrohmaterial C in einer Menge von nicht weniger als 0,02% enthalten. Wenn der Kohlenstoffgehalt des Stahlrohmaterials weniger als 0,02% beträgt, kann die α-Phase vor der Durchführung der Decarbonisierung einzig gebildet werden, was nicht zur Bildung einer durch einen Übergang erzeugten Kristallstruktur führt. Im Gegensatz dazu dauert nicht nur die Decarbonisierung länger, sondern auch das Walzen wird schwieriger, wenn der Kohlenstoffgehalt des Stahlrohmaterials ansteigt. Folglich beträgt der Kohlenstoffgehalt bis höchstens 0,2%. Das heißt, daß der Kohlenstoffgehalt des Stahlrohmaterials 0,02% bis 0,2% beträgt. Um einen stabilen Übergang von α+γ in α herbeizuführen und die Decarbonisierungseffizienz zu verbessern, während die Bearbeitbarkeit beibehalten wird, beträgt der Kohlenstoffgehalt vorzugsweise 0,04% bis 0,08%.
Mn muß nicht enthalten sein. Mn, falls enthalten, weist jedoch den Effekt auf, daß der Kernverlust durch den Anstieg der elektrischen Stromstärke verringert wird. Außerdem kann auch die Entfernung von Mangan erreicht werden, wenn eine Kristallstruktur durch die Carbonisierung gebildet wird, wodurch eine bevorzugte Orientierung wirksamer erzeugt wird. Um einen solchen Effekt zu erzielen, kann Mn vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,2%, insbesondere nicht weniger als 0,3% zur Erreichung von stabilen ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften enthalten sein. Da jedoch die Entfernung von Mangan beim Endglühen erfolgt, enthält ein Endprodukt vorzugsweise Mn in einer Menge von nicht weniger als 0,1%.
Si vermag den Induktionsstromverlust, der einen Teil des Kernverlusts darstellt, durch einen Anstieg des elektrischen Widerstands zu verringern. Desweiteren führt die Zugabe von Si zu einem Temperaturanstieg, bei dem die α-Phase durch Decarbonisieren in Erscheinung tritt. Wenn der Silicium-Gehalt mehr als etwa 1,8% beträgt, verschwindet die γ-Phase unabhängig von der Temperatur, solange die Decarbonisierung ausreichend durchgeführt wird. Um eine {100}-Ebene- Orientierung gemäß der vorliegenden Erfindung zu bilden, muß eine Hochtemperaturbehandlung in der α-Phase durchgeführt werden. In diesem Zusammenhang wird die α-Phase alleine leicht durch Decarbonisieren gebildet, wenn Si in einer ausreichend großen Menge enthalten ist. Da jedoch das Vorhandensein von Mn die Temperatur, bei der die α-Phase auftritt, herabsetzt, ist die untere Grenze des Silicium-Gehalts in Abhängigkeit vom Mangangehalt durch die folgende Formel (2) bestimmt. Ein Anstieg des Silicium-Gehalts macht den Stahl spröde, das Walzen aufgrund der erhöhten Verformungsbeständigkeit schwierig und verringert die magnetische Flußdichte. Außerdem macht eine Erhöhung des Mangan-Gehalts das Walzen aufgrund der erhöhten Verformungsbeständigkeit schwierig. Somit werden die oberen Grenzen für den Si- und Mn-Gehalt durch die folgende Formel (1) bestimmt.
Si(%) + 0,5Mn(%) ≤ 4 (1)
Si(%) - 0,5Mn(%) ≥ 1,5 (2)
AI wird dem Stahl zugegeben, um zuverlässig stabile Stahlplatten zum Zeitpunkt des Gießens zu erhalten und um N zu fixieren. Die Zugabe von AI hat auch den Effekt, daß die magnetischen Eigenschaften durch den Anstieg des elektrischen Widerstands verbessert werden. In der vorliegenden Erfindung gilt jedoch, je geringer der AI-Gehalt, desto besser. Dies ist so, weil AI die Bildung eines Nitrids bewirkt, das die magnetischen Eigenschaften verschlechtert und die Bildung eines Oxides in einer Blechoberfläche zum Zeitpunkt des Decarbonisierungsglühens bewirkt, wobei die Bildung {100}-Ebene-Orientierung unterbrochen wird.
Der AI-Gehalt beträgt nicht mehr als höchstens 0,2%. Der Gehalt von nicht vermeidbaren Verunreinigungen ist vorzugsweise so gering wie möglich, da deren Anwesenheit die Verarbeitbarkeit oder die magnetischen Eigenschaften verschlechtert.

2. Walzen und Zwischenglühen

Durch die Verwendung des Stahlrohmaterials, das C in einer Menge von 0,02% bis 0,2% und Si und Mn in den den obigen Formeln (1) und (2) genügenden Mengen enthält, wird die α+γ-Phase wenigstens in einem Temperaturbereich von 750ºC bis 1200ºC gebildet; folglich wird das anschließende Walzen in der Zweiphasenregion unter üblicherweise verwendeten Warmwalzbedingungen durchgeführt. Durch die Verwendung einer bestimmten Kombination der Komponenten wird der Zweiphasenzustand selbst bei höheren Temperaturen gebildet. Demzufolge kann eine ausgeprägte Kristallstruktur durch Walzen in einem Endwalzvorgang gebildet werden, selbst wenn bestimmte Bedingungen, wie ein Temperaturbereich für das Walzen, nicht festgelegt ist. Das warm zu walzende Stahlrohmaterial kann eine durch Blockwalzen eines Blocks erhaltene Platte, eine durch kontinuierliches Gießen erhaltene Platte oder eine dünne Platte oder dergleichen sein, solange die Erfordernisse bezüglich der chemischen Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung erfüllt sind.
In einem Kaltwalzschritt im Anschluß an das Warmwalzen wird das Zwischenglühen wenigstens einmal während dem Kaltwalzen durchgeführt. Insbesondere wird das Zwischenglühen zweimal oder mehrmals durchgeführt, wenn ein dünneres Blech benötigt wird. Das Zwischenglühen wird bei einer Temperatur von nicht weniger als 750ºC, was einer Zweiphasenregion von α+γ entspricht, durchgeführt. Um stabilere magnetische Eigenschaften zu erhalten, wird das Zwischenglühen vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht weniger als 850ºC durchgeführt. Das Zwischenglühen kann bei höheren Temperaturen erfolgen, solange die Zweiphasenregion gebildet wird. Aufgrund von Geräte- und Betriebslimitierungen wird die obere Grenze der Temperatur bei etwa 1200ºC eingestellt.
Beim Zwischenglühen wird das Temperaturanstiegsausmaß des Erwärmens so gewählt, daß die Zeit zum Durchlaufen einer Temperaturzone im Bereich von 600ºC bis 750ºC zwei Minuten nicht überschreitet. Wenn möglich, ist es bevorzugt, ein Glühverfahren zu verwenden, das ein schnelles Erwärmen ermöglicht, wie das kontinuierliche Glühverfahren. Wenn die durch einen langsamen Anstieg der Temperatur begleitete Erwärmung über diesen Temperaturbereich durchgeführt wird, werden keine einheitlichen Körner beim Endglühen gebildet, wodurch keine befriedigenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden. Die Durchwärmzeit ist nicht speziell begrenzt. Das Durchwärmen für etwa 10 Sekunden bis etwa 5 Minuten ist ausreichend. Ein längeres Durchwärmen verursacht lediglich einen mit dem Erwärmen verbundenen Anstieg des Energieverlustes und ist somit unwirtschaftlich. Folglich wird die Durchwärmzeit in Übereinstimmung mit den verwendeten Geräten entsprechend festgesetzt.
Wie oben beschrieben, wird bei dem während dem Kaltwalzen durchgeführten Zwischenglühen ein Stahlblech bei einem verhältnismäßig hohen Temperaturanstiegsausmaß auf eine der Zweiphasenregion entsprechende Temperaturzone erwärmt, um die Bildung einer kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs beim Endglühen zu erleichtern. Ein erhöhtes Heizausmaß beeinflußt wahrscheinlich den Zustand der Kristallstruktur und den Zustand der Verteilung von feinem Präzipitat im Stahl vor dem Endglühen. Wenn das Zwischenglühen mehrmals durchgeführt werden soll, wird das Zwischenglühen wenigstens einmal durch schnelles Erwärmen in der der Zweiphasenregion entsprechenden Temperaturzone durchgeführt. Dies führt zu einem zufriedenstellenden Effekt.
Die beim Kaltwalzen vor und nach dem Zwischenglühen durchgeführte Walzreduktion ist nicht speziell begrenzt, beträgt jedoch vorzugsweise 40% bis 85%. Eine Walzreduktion, die nicht in diesem Bereich liegt, neigt zur Ausbildung von Kristallkörnern mit einer {100}< 021> -Orientierung, einer {100}< 011> - Orientierung und {111}-Ebenen parallel zu einer Blechoberfläche beim Endglühen. Demzufolge ist es sehr wahrscheinlich, daß sich die magnetischen Eigenschaften verschlechtern. Insbesondere ist eine Verringerung des Walzens bei dem nach dem Zwischenglühen durchgeführten Kaltwalzen von 45% bis 70%.

3. Endglühen

Nach dem Walzen wird ein Glühseparator, umfassend eine Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung oder eine Substanz zur Beschleunigung sowohl der Decarbonisierung als auch der Entfernung von Mangan, zwischen die Stahlbleche eingeschoben, um eine Wickelrolle im Falle von langen Stahlblechen oder Schichten im Falle von geschnittenen Blechplatten zu bilden. Die so gebildete Rolle oder das so gebildete Schichtgefüge wird unter Vakuum oder unter vermindertem Druck von nicht mehr als 100 Tor geglüht. Beispiele einer Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung umfassen Oxide wie SiO&sub2;, Cr&sub2;O&sub3;, TiO&sub2;, FeO, V&sub2;O&sub3;, V&sub2;O&sub5; und VO.
Gemäß einem herkömmlichen Verfahren zur Decarbonisierung von Stahlblechen mit sehr geringem Kohlenstoffgehalt und magnetischen Stahlblechen mittels Glühen erfolgt das Glühen in einer Wasserstoff enthaltenden Naßatmosphäre, die so eingestellt ist, um als Reduktionsmittel für Fe und als Oxidationsmittel für C, welche im Stahl enthalten sind, zu dienen. In der Theorie verläuft die Decarbonisierung gemäß einer durch die folgende Formel (5) dargestellte Reaktion.
(Festphase) + H&sub2;O (Gasphase) → CO (Gasphase) + H&sub2; (Gasphase) (5)
In diesem Fall wird in dem Stahl enthaltenes C zu CO oxidiert, wodurch die Decarbonisierung erfolgt und Si und Mn oxdiert werden. C kann aufgrund seines verhältnismäßig hohen Diffusionsausmaßes leicht entfernt werden, während sich Si und Mn auf der Oberfläche eines Stahlblechs als Oxide ablagern. Die so abgelagerten Oxide auf der Blechoberfläche verändern den Energiezustand der Oberfläche des Stahlblechs, wodurch die Bildung der Orientierung in der {100}- Ebene-Orientierung unterbrochen wird, die sonst durch die Oberflächenenergie der α-Phase in einer Oberflächenschicht bewirkt würde. Des Weiteren diffundiert Sauerstoff in das Innere des Stahls und induziert durch die Kombination mit in der Nähe einer Oberflächenschicht vorkommendem Si und dergleichen eine sogenannte Innenoxidation, wodurch die magnetischen Eigenschaften eines Stahlblechs verschlechtert werden.
Im Gegensatz dazu wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Oxid in Kontakt mit der Oberfläche eines Stahlblechs gebracht und das Stahlblech einer hohen Temperatur unter vermindertem Druck ausgesetzt. Als Ergebnis erfolgt die Decarbonisierung für den Fall, daß das Oxid SiO&sub2; ist, wahrscheinlich gemäß der durch die folgende Formel (6) dargestellte Reaktion:
(Festphase) + SiO&sub2; (Festphase) → CO (Gasphase) + SiO (Festphase) (6)
In diesem Falle liegen das an der Reaktion beteiligte C und O (in der Form von SiO&sub2;) in der Festphase und CO in der Gasphase vor. Folglich wird CO als Reaktionsprodukt mittels Verringerung des Drucks gründlich entfernt, wodurch die Decarbonisierung erfolgt. Da des Weiteren O (H&sub2;O), wenn vorhanden, Si und Mn oxidieren würde, in der Gasphase nicht vorhanden ist, werden deshalb dessen Oxide auf der Oberfläche eine Stahlblechs nicht erzeugt.
Bei einer durch die obige Formel (6) dargestellten Hochtemperaturdecarbonisierung unter verringertem Druck verläuft die Entfernung von Mangan ebenfalls über die Verdampfung von im Stahl enthaltenem Mn. Diese Entfernung von Mangan wird durch einen Glühseparator beschleunigt. Beispiele eines solchen Glühseparators umfassen TiO&sub2;, Ti&sub2;O&sub3; und ZrO&sub2;. Diese Substanzen absorbieren verdampftes Mangan, wodurch der Dampfdruck von Mangan in der unmittelbaren Nähe der Oberfläche des Stahlblechs verringert und die Entfernung von Mangan beschleunigt wird. TiO&sub2; beschleunigt die Decarbonisierung ebenfalls. Folglich kann sowohl die Decarbonisierung und die Entfernung von Mangan durch die Verwendung eines Glühseparators, der TiO&sub2; als Hauptkomponente enthält, beschleunigt werden.
Ein pulverförmiger Glühseparator kann auf ein Stahlblech aufgetragen werden. Alternativ kann der Glühseparator faserförmig sein, in einer aus Phasen bestehenden schichtartigen Form oder in der Form von Fasern oder einer mit Pulver gemischten Schicht vorliegen. Die zuvor erwähnten Oxide können einzeln oder in Kombination verwendet werden. Ferner kann ein solches Oxid mit einem stabilieren Oxid wie Al&sub2;O&sub3; und einer nicht direkt mit der Reaktion in Beziehung stehenden Substanz, wie BN oder SiC, gemischt werden, solange der Effekt des Oxides nicht wesentlich verschlechtert wird.
Wenn ein mit einem Glühseparator in Kontakt stehendes Stahlblech durch die Anwendung von Wärme decarbonisiert werden soll, wird die Decarbonisierung vorzugsweise unter Vakuum oder unter verringertem Druck durchgeführt, wobei der Druck vorzugsweise nicht größer als 100 Torr ist. Wenn der Druck über 100 Torr ist, ist das in der Decarbonisierungsreaktion erzeugte CO nicht leicht von der Oberfläche des Stahlblechs zu entfernen, wodurch der Reaktionsablauf verzögert und die Sublimation von Mangan unterdrückt wird, was zu einer Unterbrechung der Entfernung von Mangan führt. Selbst bei einem Druck von nicht mehr als 100 Torr kann die Decarbonisierung im Falle von Stahl mit einer bestimmten Zusammensetzung nicht mehr erfolgen. Somit beträgt der Druck bevorzugt nicht mehr als 10 Torr. Je niedriger die untere Grenze des Drucks ist, desto besser; d. h. je höher das Vakuum, desto besser. Das Ausmaß des Vakuums ist jedoch durch die industrielle Umsetzung begrenzt.
Wie oben erwähnt, wird bei der unter verringertem Druck mittels eines in der vorliegenden Erfindung verwendeten Decarbonisierungsbeschleunigers durchgeführten Decarbonisierung keine Oxidschicht von Si und Mn auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildet oder nur schwer gebildet. Normalerweise werden beim Glühen unter Atmosphärendruck das in dem Stahl enthaltene Si und Mn oxidiert, um eine Oxidschicht auf der Oberfläche des Stahlblechs zu bilden. Eine solche Oberflächenoxidschicht unterbricht die Bewegung der Randbereiche der magnetischen Domänen zum Zeitpunkt der Magnetisierung, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führt. Diese charakteristische Verschlechterung tritt mit einem doppelt orientierten magnetischen Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften stärker hervor. Folglich beträgt die Dicke einer Oberflächenoxidschicht vorzugsweise nicht mehr als 0,5 um, insbesondere nicht mehr als 0,2 um. Um die Bildung einer Oberflächenoxidschicht zu unterdrücken, ist es bevorzugt, daß beispielsweise das Endglühen bei einem verringerten Druck von nicht mehr als 1 Torr erfolgt, während ein SiO&sub2;-enthaltenes Oxid als Decarbonisierungsbeschleuniger verwendet wird. Unter diesen Bedingungen übersteigt die Dicke einer Oberflächenoxidschicht in den meisten Fällen 0,2 um nicht.
Das Decarbonisierungsglühen erfolgt bei einer Temperatur von nicht weniger als 850ºC in einer Zweiphasenregion von α+γ und die α-Phase wird einfach durch einen die Decarbonisierung begleitenden Übergang gebildet. Das Decarbonisierungsglühen kann bei höheren Temperaturen durchgeführt werden, solange die α-Phase einfach durch Decarbonisieren gebildet wird. Eine Temperatur über 1300ºC führt jedoch zu Schwierigkeiten bei der industriellen Umsetzung. Die {100}< 001> -Orientierung kann am effizientesten bei einer Temperatur zwischen 900ºC und 1200ºC gebildet werden. Nachdem eine Schicht aus rekristallisierten Körnern mit der {100}< 001> -Orientierung auf der Oberfläche eines Stahlblech gebildet wird, muß die Decarbonisierungstemperatur nicht so hoch sein wie oben erwähnt.
Die Durchwärmzeit beim Glühen liegt im Bereich von 30 Minuten bis 100 Stunden. Wenn die Durchwärmzeit weniger als 30 Minuten beträgt, ist die Decarbonisierung und die Entfernung von Mangan in vielen Fällen ungenügend, wodurch das Wachstum der rekristallisierten Körner mit der {100}< 001> -Orientierung in der Oberfläche eines Stahlblechs ungenügend ist und die Kristallkörner eines Stahlblechs schlecht wachsen. Im Gegensatz dazu ist der Glüheffekt erschöpft, wenn die Durchwärmzeit über 100 Stunden beträgt, und die Korngröße wird manchmal übermäßig groß, was zu einem unökonomisch großen Energieverbrauch führt.
Hinsichtlich des Glühens zum Abflachen eines Stahlblechs, des Isolationsbeschichten auf der Oberfläche eines Stahlblechs, etc., ist es möglich, herkömmliche Methoden zu verwenden, die für nicht orientierte magnetische Stahlbleche und orientierte magnetische Stahlbleche verwendet werden. Eine solche Behandlung hat keine signifikante Auswirkung auf die magnetischen Eigenschaften eines durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellten magnetischen Stahlblechs.

4. Korngröße

Um den Kernverlust zu verringern, ist ein magnetisches Stahlblech vorzugsweise dünner. Das Dünnmachen eines magnetischen Stahlblechs ist jedoch aufgrund des Anstiegs der Kosten, der Zunahme der Arbeitsstunden, der Beschichtungsarbeiten bei der Herstellung eines Kerns oder der Reduktion der Dicke begrenzt. Im Allgemeinen wird ein magnetisches Stahlblech fertiggestellt, um eine geeignete Dicke von nicht mehr als 0,5 mm zu erhalten. In diesem Fall beträgt die in einer Querschnittsfläche parallel zu der Blechoberfläche gemessene durchschnittliche Korngröße eines Stahlblechs das 1- bis 8-fache der Dicke des Blechs. Wenn das Verhältnis der durchschnittlichen Korngröße (Durchmesser) zur Blechdicke weniger als 1 beträgt, werden zahlreiche magnetische Domänen mit der Magnetisierungsrichtung senkrecht zu der Blechoberfläche im Inneren eines Stahlblechs erzeugt und unterdrücken die Magnetisierung im Inneren des Stahlblechs. Des Weiteren bewirken die Kristallkorngrenzen einen signifikanten Pinning-Effekt der Randbereiche der magnetischen Domänen. Diese zwei Wirkungen bewirken eine Zunahme des Kernverlusts. Im Gegensatz dazu nimmt die Breite der magnetischen Domänen mit der Magnetisierungsrichtung innerhalb der Oberfläche des Stahlblechs zu, wenn das Verhältnis der durchschnittlichen Korngröße (Durchmesser) zur Blechdicke mehr als 8 beträgt. Als Ergebnis erhöht sich der durch anomale Induktionsströme induzierte Verlust drastisch, wodurch eine Zunahme des Kernverlusts hervorgerufen wird.
Selbst wenn die durchschnittliche Korngröße innerhalb des Bereichs zwischen dem 1- bis 8-fachen der Blechdicke liegt, zeigen die magnetischen Domänen innerhalb benachbarter Kristallkörner eine starke Tendenz, sich zu verbinden, wenn eine Doppelkornstruktur gebildet wird. Als Ergebnis werden die Kristallkörner, deren Größen innerhalb eines Korngrößenbereichs liegen, der die Unterbrechung der Magnetisierung verursacht, leicht erzeugt und üben einen wesentlichen Einfluß auf die Magnetisierung aus. Folglich muß ein Stahlblech eine möglichst einheitliche Kornstruktur aufweisen, um Kristallkörner auszuschließen, deren Größen innerhalb eines Korngrößenbereichs liegen, der eine Unterbrechung der Magnetisierung verursacht. Eine zur Erlangung von guten magnetischen Eigenschaften erforderliche einheitliche Kornstruktur ist derart, daß wenigstens 60% aller Kristallkörner eine Größe von X/3 bis 3X haben, wobei X eine durchschnittliche Korngröße ist. Sonst können in vielen Fällen keine befriedigenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden. Um stabil ausgezeichnete magnetische Eigenschaften zu erhalten, beträgt die durchschnittliche Korngröße vorzugsweise das 1,5- bis 5-fache der Blechdicke und wenigstens 70% aller Kristallkörner weisen eine Größe von X/3 bis 3X auf, wobei X eine durchschnittliche Korngröße ist. Die oben erwähnte Prozentangabe ist der Prozentanteil der Fläche der relevanten Kristallkörner zur Fläche eines beobachteten Bereichs.

5. Kristallstruktur

Um ein doppelt orientiertes Siliciumstahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften zu erhalten, muß die {100}< 001> -Struktur in einem Stahlblech erzeugt werden. Die Kristallkörner, deren Orientierung um maximal ±15 Grad von der {100}< 001> -Orientierung abweicht, machen vorzugsweise nicht weniger als 70% eines Beobachtungsbereichs, insbesondere nicht weniger als 80% eines Beobachtungsbereichs, aus, wenn sie auf eine ähnliche Art und Weise beobachtet werden wie bei der Beobachtung der Korngröße. Eine Orientierung, deren Abweichung von der {100}< 001> -Orientierung innerhalb ±15 Grad liegt, bedeutet folgendes: wenn α den Winkel zwischen einer Walzrichtung und einer < 001> -Achse eines Kristallkorns darstellt, der am ehesten mit der Walzrichtung übereinstimmt, und β den Winkel zwischen der Richtung der Breite und einer < 001> -Achse, die am ehesten mit der Richtung in der Breite übereinstimmt, darstellt, liegt der durchschnittliche Winkel, (α+β)/2 innerhalb 15 Grad.
Die Effekte des erfindungsgemässen magnetischen Stahlblechs und des Verfahrens zur Herstellung desselben werden nun anhand der Beispiele 1 und 2 beschrieben.

Beispiel 1:

Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung des Stahls, der durch Vakuumschmelzen erhalten und als Testmaterial in den Beispielen 1 und 2 verwendet wurde. Der durch Vakuumschmelzen und anschließendes Gießen erhaltene Stahl mit der chemischen Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 wurde heißgeschmiedet, um eine Platte von einer Dicke von 80 mm zu erhalten. Die so erhaltene Platte wurde auf 1200ºC erhitzt und dann warm gewalzt, um Stahlbleche mit einer Dicke von 3,3 mm zu ergeben, gefolgt von saurem Beizen zur Entzunderung. Dann wurden die entzunderten Stahlbleche auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt, gefolgt von einer Zwischenglühbehandlung bei verschiedenen Temperaturen und für verschiedene Zeitspannen. Die zwischengeglühten Stahlbleche wurden weiter kaltgewalzt, um Stahlbleche mit einer Dicke von 0,35 mm zu erhalten. Die so kaltgewalzten Stahlbleche wurden geschnitten, um Blechstücke zu erhalten, von denen jedes die Abmessungen von 250 mm (Breite) · 600 mm (Länge) aufwies.
Tabelle 2 zeigt die im Beispiel 1 verwendeten Zwischenglühbedingungen, die magnetischen Eigenschaften eines Stahlblechs, die Eigenschaften der Kristallkörner und die Dicke einer Oberflächenoxidschicht. Die Zwischenglühbedingungen umfassen die Zeit für das Durchlaufen einer Temperaturzone von 600ºC bis 750ºC während dem Erwärmen und für die Erhöhung der Temperatur, Glühtemperatur und Glühzeit.
Anschließend wurden die Blechstücke in Schichten angeordnet, so daß ein Glühseparator und ein Beschleuniger für die Entfernung von Mangan zwischen den Blechstücken vorlagen. Der verwendete Glühseparator war eine faserartige Substanz, die 48 Gew.-% Al&sub2;O&sub3; und 51 Gew.-% SiO&sub2; enthielt, und wurde mit einer Dichte von 40 g/m² aufgebracht. Der verwendete Beschleuniger zur Entfernung von Mangan war TiO&sub2;-Pulver, und wurde mit einer Dichte von 20 g/m² aufgebracht. Das so gebildete Schichtgefüge wurde unter Vakuum bei 10&supmin;² Torr erwärmt und während 24 Stunden bei 1065ºC durchwärmt, wodurch das Endglühen erfolgte. Die so geglühten Blechstücke enthielten Kohlenstoff in einer Menge von nicht mehr als 0,0025%.
Ein Teststück mit den Abmessungen von 30 mm (Breite) mal 100 mm (Länge) wurde von jedem der geglühten Blechstücke entlang der Walzrichtung und entlang der Breite rechtwinklig zu der Walzrichtung hergestellt. Die Teststücke wurden bezüglich ihrer magnetischen Eigenschaften in deren Längsrichtung unter Verwendung eines Geräts zur Messung der magnetischen Eigenschaften von Einzelstücken vermessen. Die durchschnittliche Korngröße wurde durch die Schritte des Polierens der Oberfläche eines Stahlblechs des Beobachtens der Struktur durch SEM und des Berechnens durch die Linienabschnittsmethode erhalten. Die Orientierung jedes Kristallkorns wurde durch das ECP (Electron Chanelling Pattern)-Verfahren gemessen. Die Dicke der Oberflächenoxidschicht wurde unter Verwendung von SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry) nach dem Endglühen gemessen.
Tabelle 2 zeigt die Testbedingungen, die erhaltenen magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die Eigenschaften der Körner und die Dicke der Oberflächenoxidschicht. In den Test-Nummern 1 bis 7 der Tabelle 2 wurde der selbe D-Stahl verwendet und nur die Zeit für das Durchlaufen einer Temperaturzone von 600ºC bis 750ºC während des Erwärmens beim Zwischenglühen verändert.
Fig. 1 wurde basierend auf den Ergebnissen der Test-Nummern 1 bis 7 erstellt und zeigt die Beziehung zwischen der Zeit zum Durchlaufen einer Temperaturzone von 600ºC bis 750ºC während der Erwärmung, und die Erhöhung der Temperatur beim während dem Kaltwalzen erfolgten Zwischenglühen, und der nach dem Endglühen gemessenen magnetischen Flußdichte eines Stahlblechs.
Wie aus dem in Tabelle 2 gezeigten Ergebnis ersichtlich ist, können im Falle der Stahlbleche, die aus Stahl hergestellt wurden, der durch I, J, K und L dargestellt ist, deren chemische Zusammensetzung nicht in den Bereich der in der vorliegenden Erfindung definierten chemischen Zusammensetzungen fällt, keine zufriedenstellenden Eigenschaften erhalten werden, obwohl bei deren Herstellung die gleichen Herstellungsschritte wie bei der Erfindung angewendet wurden. Es wird auch kein Stahlblech mit ausgezeichneten Eigenschaften, weder in der Walzrichtung noch in der Richtung der Breite, erhalten und der Zustand der Struktur der Kristallkörner und der Kristallorientierung sind nicht so wie erwartet, selbst wenn die chemische Zusammensetzung innerhalb des in der vorliegenden Erfindung definierten Bereichs liegt, wenn die Zeit zum Durchlaufen einer Temperaturzone von 600ºC bis 750ºC lang ist, d. h. das Temperaturanstiegsausmaß gering ist wie in dem Fall der Test-Nummern 1 und 2. Im Gegensatz dazu weisen die erhaltenen doppelt orientierten magnetischen Stahlbleche ausgezeichnete Eigenschaften auf, wenn die in der vorliegenden Erfindung definierten Bedingungen erfüllt sind.

Beispiel 2:

Der in Tabelle 1 gezeigte Stahl E wurde heißgeschmiedet, um eine Platte mit einer Dicke von 80 mm zu erhalten. Die erhaltene Platte wurde auf eine Temperatur von 1200ºC erwärmt und warm gewalzt, um Stahlbleche mit verschiedenen Dicken zwischen 2,2 mm und 4,5 mm zu erhalten. Die erhaltenen Stahlbleche wurden mittels saurem Beizen entzundert. Die entzunderten Stahlbleche wurden kalt gewalzt, während die beim Kaltwalzen vor und nach dem Zwischenglühen durchgeführte Walzreduktion variiert wurde, wodurch Stahlbleche mit einer Enddicke von 0,3 mm erhalten wurden. Beim Zwischenglühen betrug die Zeit zum Durchlaufen einer Temperaturzone von 600ºC bis 750ºC 6 Sekunden, während die Durchwärmzeit variiert wurde. Die Durchwärmzeit betrug 20 Sekunden.
Die auf diese Weise kaltgewalzten Stahlbleche wurden geschnitten, um Blechstücke mit den Abmessungen von 250 mm (Breite) mal 600 mm (Länge) zu erhalten. Anschließend wurden die Blechstücke in Schichten angeordnet, so daß ein Glühseparator und ein Beschleuniger für die Entfernung von Mangan zwischen Blechstücken vorlagen. Der verwendete Glühseparator war eine faserartige Substanz, die 58 Gew.-% Al&sub2;O&sub3; und 42 Gew.-% SiO&sub2; enthielt und wurde mit einer Dichte von 40 g/m aufgebracht. Der verwendete Beschleuniger zur Entfernung von Mangan war TiO&sub2;-Pulver und mit einer Dichte von 25 g/m aufgebracht. Das so gebildeten Schichtgefüge wurden unter Vakuum bei 101 Torr erwärmt und während 24 Stunden bei 1100ºC durchwärmt, wodurch das Endglühen erfolgte. Die so geglühten Blechstücke enthielten Kohlenstoff in einer Menge von nicht mehr als 0,0015%. Diese Blechstücke wurden unter Bedingungen, die ähnlich sind zu denjenigen des Beispiels 1 hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften, der durchschnittlichen Korngröße, der Orientierung jedes Kristallkorns und der Dicke der Oberflächenoxidschicht durch Verwendung eines Geräts für die Messung der magnetischen Eigenschaften von Einzelstücken gemessen.
Tabelle 3 zeigt die Kaltwalzbedingungen, die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die Eigenschaften der Kristallkörner und die Dicke der Oberflächenoxidschicht gemäß Beispiel 2. Die Stahlbleche wurden alle aus dem Stahl E hergestellt, der mit der in der vorliegenden Erfindung definierten chemischen Zusammensetzung übereinstimmt. Die Stahlbleche der Test- Nummern 23, 26, 35 und 39 weisen jedoch nicht die gewünschten magnetischen Eigenschaften auf. Dies ist darauf zurückzuführen, daß die beim Kaltwalzen vor oder nach dem Zwischenglühen durchgeführte Walzreduktion geringfügig geringer oder höher ist als der gewünschte Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung und die Zwischenglühtemperatur übermäßig gering ist. Folglich wird in diesen Stahlblechen das Verhältnis der durchschnittlichen Korngröße zur Blechdicke übermäßig groß oder die Kristallkörner mit einer Größe von X/3 bis 3X besetzen einen relativ geringen Flächenanteil, wobei X eine durchschnittliche Korngröße darstellt. Desweiteren weist die Kristallstruktur eine schwache Aggregation zu einer kubischen Orientierung des {100}< 001> -Typs auf. Das Stahlblech der Test- Nummer 25 wurde hinsichtlich der Orientierung jedes Kristallkorns untersucht, das in dem Stahlblech enthalten ist. Das Ergebnis ist in Fig. 2 gezeigt. Wie aus Fig. 2 ersichtlich, besteht eine gute Aggregation zu der (100)[001]-Orientierung.

INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT

Gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung wird leicht ein magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften in zwei Richtungen erhalten, insbesondere in einer Walzrichtung und in einer Richtung senkrecht zu der Walzrichtung. Eine solches magnetisches Stahlblech ist am besten geeignet für Anwendungen, bei denen die magnetischen Eigenschaften in zwei senkrecht aufeinanderstehenden Richtungen ausgezeichnet sein müssen, wie EI-Kerne und L-Kerne von kleinen Transformatoren. Die Verwendung eines solchen magnetischen Stahlblechs ermöglicht die Verringerung bezüglich der Grösse des elektrischen Geräts und eine Verbesserung der Effizienz des elektrischen Geräts.
Folglich ist das doppelt orientierte magnetische Stahlblech der vorliegenden Erfindung am besten geeignet als Material für Kerne von kleinen Transformatoren und kann zur Herstellung von Motoren, Generatoren, Transformatoren und dergleichen verwendet werden.

Claims

1. Dopppelt orientierte(s) magnetische(s) Stahlfolie bzw. -blech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften,

dadurch gekennzeichnet, daß

dieses Stahlblech höchstens 0,2 Gew.-% Aluminium und Si und Mn in den den folgenden Formeln (1), (2) und (3) genügenden Mengen, bezogen auf Gew.-%, enthält:

Si(%) + 0,5 Mn(%) ≤ 4 (1),

Si(%) - 0,5 Mn(%) ≥ 5(2), und

Mn(%) ≥ 0 (3),

worin die durchschnittliche Größe der in einer Querschnittsfläche parallel zur Oberfläche des Blechs anwesenden Kristallkörner der 1- bis 8-fachen Dicke des Blechs entspricht, und wenigstens 60% aller Kristallkörner eine Größe von X/3 bis 3X haben, worin X eine durchschnittliche Korngröße ist.

2. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,005 Gew.-% beträgt.

3. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Kristallkörner mit einem kristallographischen Orientierungsunterschied innerhalb ±15 Grad einer kubischen Orientierung von {100}< 001> einen prozentualen Flächenanteil von nicht weniger als 70% besetzen.

4. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Dicke der Oberflächenoxidschicht des Stahllblechs nicht größer als 0,5 um ist.

5. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1,

dadurch gekennzeichnet, daß

dieses Stahlblech Mn in einer den folgenden Formeln genügenden Menge bezogen auf Gew.-%. enthält:

Mn(%) ≥ 0,1 (4).

6. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Kristallkörner mit einem kristallographischen Orientierungsunterschied innerhalb ±15 Grad einer kubischen Orientierung von {100}< 001> einen prozentualen Flächenanteil von nicht weniger als 70% besetzen.

7. Doppelt orientiertes magnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Dicke der Oberflächenoxidschicht des Stahlblechs nicht größer als 0,5 um ist.

8. Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften,

gekennzeichnet

durch die Stufen:

- Warmwalzen eines Stahlrohmaterials, der C in einer Menge von 0,02 bis 0,2 Gew.-%, höchstens 0,2 Gew.-% Aluminium und Si und Mn in den den folgenden Formeln (1), (2) und (3) genügenden Mengen, bezogen auf Gew.-%, enthält:

Si(%) + 0,5 Mn(%) ≤ 4 (1)

Si(%) - 0,5 Mn(%) ≥ 5 (2) und

Mn(%) ≥ 0 (3)

- Durchführung von wenigstens zweimaligem Kaltwalzen im Anschluß an das Warmwalzen, wobei ein Stahlblech mit einer vorbestimmten Dicke erhalten wird,

- Durchführung einer Zwischenglühstufe wenigstens einmal während des Kaltwalzens bei einer Temperatur nicht unter 750ºC entsprechend einer Zweiphasenregion von α + γ in der Weise, daß das Stahlblech die Temperaturzone im Bereich von 600 bis 750ºC in 2 Minuten oder weniger durchläuft, und

- Endglühen des Stahlblechs unter vermindertem Druck, wobei eine Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung oder eine Kombination einer Substanz zur Beschleunigung der Decarbonisierung und eine Substanz zur Beschleunigung der Entfernung von Mangan als Glühseparator verwendet wird.

9. Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs nach Anspruch 8,

dadurch gekennzeichnet, daß

die Stufe des Warmwalzens das Warmwalzen des Stahlrohmaterials, das Mn in einer der folgenden Formel

Mn(%) ≥ 0,1 (4)

genügenden Menge bezogen auf Gew.-% enthält, umfaßt.

10. Verfahren zur Herstellung eines doppelt orientierten magnetischen Stahlblechs nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß die beim Kaltwalzen vor und nach dem Zwischenglühen durchgeführte Walzreduktion 40% bis 85% beträgt.