DE69809323T2

DE69809323T2 - Kornorientiertes Elektrostahlblech mit sehr niedrigen Eisenverlusten und dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69809323T2
Application number: DE69809323T
Authority: DE
Inventors: Michiro Komatsubara; Kunihiro Senda; Toshito Takamiya
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-03-26
Filing date: 1998-03-25
Publication date: 2003-03-20
Anticipated expiration: 2018-03-26
Also published as: KR100336661B1; DE69809323D1; EP0869190B1; EP0869190A1; US6364963B1; KR19980080664A; BR9800978A; US6103022A

Description

Hintergrund der Erfindung

Feld der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Korn-orientiertes Elektrostahlblech, das für den Kern eines Transformators und eines Generators verwendet wird, und einen Produktionsprozess für ein Korn-orientiertes Elektrostahlblech mit einem extrem geringen Eisenverlust.

Beschreibung des Stands der Technik

Korn-orientiertes Elektrostahlblech, das Si enthält und Kristallkörner mit einer starken Orientierung zur (110)[001]-Orientierung und der (100)[001]-Orientierung hat, hat ausgezeichnete weichmagnetische Charakteristiken. Dies ermöglicht die verbreitete Verwendung des Kornorientierten Elektrostahlblechs als Kernmaterialien für Transformatoren und für Generatoren, die in dem kommerziellen Frequenzband verwendet werden.
Unter den in solchen Verwendungen als Kernmaterialien erforderlichen Charakteristiken ist wichtig, dass der Eisenverlust, ausgedrückt als W17/50 (W/kg), niedrig ist. Solch ein Verlust ist allgemein der Verlust, der bei einer Magnetisierung auf 1,7 T bei einer Frequenz von 50 Hz beobachtet wird. Der elektrische Verlust in Transformatoren und Generatoren kann wesentlich reduziert werden durch die Verwendung von Materialien mit niedrigen W17/50- Werten. Dementsprechend sind Jahr für Jahr Korn-orientierte Elektrostahlbleche mit verbessertem, niedrigem Eisenverlust stark nachgefragt worden.
Um den Eisenverlust eines Korn-orientierten Elektrostahlblechs zu reduzieren, sind im Allgemeinen verschiedene Verfahren verfügbar. Eines ist ein Verfahren, in dem der Si-Gehalt vergrößert wird, ein anderes ist ein Verfahren, in dem die Dicke des Stahlblechs reduziert wird, ein weiteres ist ein Verfahren, in dem der Kristallkorndurchmesser reduziert wird, und ein noch anderes ist ein Verfahren, in dem der Grad der Ausrichtung der Kristallkornorientierung vergrößert wird.
Die elektrischen Widerstände werden ebenfalls in diesen Verfahren erhöht, und deshalb wird der Wirbelstromverlust von den Eisenverlusten verringert. Die magnetische Flussdichte wird in diesen Verfahren verbessert, und deshalb werden die Hystereseverluste von den Eisenverlusten reduziert.
Jedoch verschlechtert eine exzessive Hinzufügung von Si die Walzbarkeit und Verarbeitbarkeit, und ist deshalb begrenzend und wird nicht vorgezogen. Auch ist das Verfahren weiter begrenzend, da es ein außerordentliches Anwachsen der Produktionskosten verlangt. Da eine außerordentliche Reduktion des Kristallkorndurchmessers auch den Ausrichtungsgrad der Kristallkornorientierungen absenkt und den Hystereseverlust erhöht, nimmt der Eisenverlust in unerwünschtem Maß zu.
Der Sachgegenstand ist soweit gründlich untersucht worden.
Z. B. ist in der japanischen Geprüften Patentveröffentlichung Nr. 46-23820 eine Technik offengelegt worden, in der Al einem Stahl beigefügt und feines AIN niedergeschlagen wurde durch Heißwalzblechvergüten bei hohen Temperaturen von 1000 bis 1200ºC nach Heißwalzen und Abschreckbehandlung, die von Kaltwalzen bei einer hohen Walzreduktion von 80 bis 95% gefolgt wurde. Eine sehr hohe Magnetflussdichte von 1.95 T in B&sub1;&sub0; (Magnetflussdichte in einem Magnetfeld von 1000 A/m) wird durch dieses Verfahren erreicht. Nach diesem Verfahren hat AIN, das fein verteilt und niedergeschlagen ist, eine starke Wirkung als Inhibitor, der das Wachstum der primär rekristallisierten Körner steuert. Nur Kerne mit ausgezeichneten Kornorientierungen werden durch die Wirkung des Inhibitors sekundär rekristallisiert, um Produkte mit einer Kristallkornstruktur mit ausgezeichneter Orientierung vorzusehen. In diesem Verfahren werden jedoch die Kristallkörner gewöhnlich vergröbert, und der Wirbelstromverlust wächst an. Dementsprechend ist es schwierig, einen geringen Eisenverlust zu erreichen. Ferner ist es schwierig, AIN beim Heißwalzblechvergüten vollständig fest gelöst zu machen, und deshalb ist es schwierig gewesen, Produkte mit einer hohen Magnetflussdichte stabil zu erreichen.
Ferner ist in der japanischen Ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 2-115319 ein Verfahren offengelegt, in dem weiter Sb dem Stahl als ein Inhibitor vom Ablösungstyp beigefügt wird, um ein spezifisches, abschließendes Vergütungsverfahren auszuführen. Ein Produkt mit einer hohen Magnetflussdichte wurde durch dieses Verfahren erreicht, aber der Ausrichtungsgrad der Kornorientierung war unbefriedigend. Bei einer Vergrößerung des Sb- Gehalts zum Erreichen eines Produkts mit einem höheren Ausrichtungsgrad wurde die sekundäre Rekristallisation unbefriedigend, und der Eisenverlust wurde in starkem Maß schlechter.
Ferner wird in der japanischen Geprüften Patentveröffentlichung Nr. 58-43445 ein Verfahren offengelegt, in dem ein Stahl mit einer Beifügung von 0,0006% von B und 0,0100% oder weniger von N verwendet wird, um eine Kohlenstoffentzugsvergütung zu erreichen. Eine Magnetflussdichte von 1,89 T in B&sub8; (Magnetflussdichte in einem Magnetfeld von 800 A/m) wurde durch dieses Verfahren erzielt. Dieses Verfahren ergibt Produkte mit relativ stabilen Magnetcharakteristiken und wird deshalb aus praktischer Sicht vorgezogen. Jedoch ist dieses Verfahren nicht industriell genutzt worden, weil die Magnetflussdichte niedrig und der Eisenverlust nicht gut ist.
Ferner wird in der japanischen Ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 54-32412 eine Technik offengelegt, in der S und Se in Kombination mit einem Element der Gruppe von As, Bi, P, Sn, Cu oder Ni verwendet wird. Durch dieses Verfahren wurde eine hohe Magnetflussdichte relativ stabil erreicht, aber der Eisenverlust war nicht gut.
Getrennt von diesen Techniken wird in der japanischen Ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 2-30718 ein Verfahren offengelegt, in dem Rillen auf der Oberfläche eines produzierten Blechs vorgesehen werden durch Ausbildung der Rillen in der Oberfläche eines Stahlblechs nach dem Kaltwalzen, und der Wirbelstromverlust wird reduziert, um den Eisenverlust zu senken. Nach diesem Verfahren wird jedoch die Magnetflussdichte reduziert, und der Hystereseverlust wächst an, und deshalb wird eine große Eisenverlust-Reduktionswirkung nicht erreicht.
Ferner wird in der japanischen Ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 5-345921 eine Technik offengelegt, in der eine vorgeschriebene Menge von Ni entsprechend einem Verhältnis von Si-Gehalt zu C-Gehalt in einem Korn-orientierten Elektrostahlblech vorgesehen wird, welches AIN, MnS und Cu und Sn als Inhibitoren enthält. Jedoch hat das Produkt keinen befriedigenden Ausrichtungsgrad der Kornorientierung, und der Eisenverlust war nicht gut.
Wie oben beschrieben, ist der Ausrichtungsgrad der Kornorientierung stabil zu vergrößern, um den Eisenverlust eines Korn-orientierten Elektrostahlblechs zu reduzieren. Eine höhere Ausrichtung der Kornorientierung macht es möglich, einen ausgezeichneten Eisenverlustwert stabil zu erreichen.
In konventionellen Techniken wird der Kristallkorndurchmesser unvermeidbar vergrößert, wenn der Ausrichtungsgrad der Kornorientierung erhöht wird. Folglich wird der Wirbelstromverlust vergrößert, und der Eisenverlustwert wird in einem bestimmten Fall verschlechtert. Dementsprechend sind solche Techniken bezüglich der Produktionsbedingungen instabil.
Im Gegensatz dazu wird der Ausrichtungsgrad der Kornorientierung unvermeidbar gesenkt, wenn versucht wird, die Kristallkörner feiner zu machen. Folglich wird die Magnetflussdichte reduziert, der Hystereseverlust wächst an und der Eisenverlustwert wird in einigen Fällen reduziert. Dementsprechend sind solche Techniken bezüglich der Produktionsbedingungen ebenfalls instabil.
D. h., in konventionellen Techniken kann eine Verfeinerung der Kristallkörner nicht mit einem hohen Ausrichtungsgrad der Kornorientierung kompatibel sein. Dementsprechend können Materialien mit einer sehr hohen Magnetflussdichte und einem niedrigen Eisenverlust nicht stabil produziert werden.
Ein anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, die Bedingungen für ein Kristallkorn, die insofern inkonsistent waren, zusammenzukommen zu lassen und sie radikal aufzulösen. D. h., in einem Produktionsprozess für ein Korn-orientiertes Stahlblech unter Verwendung von AIN als einen Inhibitor ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Technik für das Erreichen eines sehr hohen B&sub8;-Werts und das Lösen der Instabilität des Vergröberns des Kristallkorndurchmessers des Produkts vorzusehen.

Zusammenfassung der Erfindung

Um das oben beschriebene Ziel zu erreichen, haben wir uns konzentriert auf ein Verfahren für das Niederschlagen von AIN, welches ein Inhibitor ist, um ein Verfahren zu entwickeln, das völlig unterschiedlich zu den konventionellen Verfahren ist.
Nach der vorliegenden Erfindung kann AIN sehr fein niedergeschlagen werden. Folglich wird es möglich, eine starke Zurückhaltung gegen das Wachstum der primär rekristallisierten Körner zu erhalten. Es wurde herausgefunden, dass der Inhibitor ein sehr starkes Zurückhalten aufweist, das bisher nicht beobachtet worden ist, und das hervorgerufen wird durch die Anwesenheit von Sb in der Kombination. Ferner wurde kürzlich herausgefunden, dass es für das stabile Erreichen eines niedrigen Eisenverlustes und für die Verbesserung der Textur und Kornstruktur wirksam ist, Ni hinzuzufügen, die Ni-Beifügemenge in einen vorgeschriebenen Bereich entsprechend dem Sb-Gehalt zu erhöhen und den C-Gehalt entsprechend dem Sb-Gehalt zu reduzieren.
Nach der vorliegenden Erfindung werden die obigen Ziele erreicht durch ein Elektrostahlblech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust, mit sekundär rekristallisierten Körnern, bei denen im Durchschnitt die Blechseitendrehwinkel der Kornorientierungen von der (110)[001]- Orientierung innerhalb 4 Grad fällt, und die Kristallkörner, die einen Korndurchmesser von 10 mm oder mehr haben, 75% oder mehr der Fläche ausmachen, und wobei die Körner einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 25 mm oder weniger haben. Das Blech enthält 1,5-7,0 Gewichtsprozente Si, enthält 0,005-2,5 Gewichtsprozente von einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe, die aus Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te und Mo besteht, ausgedrückt als eine einzige Menge oder als ein Gesamtbetrag von zwei oder mehreren Elementen davon, und kann 0,005-0,30 Gewichtsprozente P als Inhibitor-Hilfsele ment enthalten, und enthält ferner 0,02-1,0 Gewichtsprozente Ni, enthält 0,005-0,15 Gewichtsprozente Sb und 0-0,0050 Gewichtsprozente B, und erfüllt, die Beziehung:
0,02 ≤ Y ≤ 1,0, 5(X - 0,05) ≤ Y ≤ 10X
wobei X den Sb-Anteil (Gewichtsprozente) und Y den Ni-Anteil (Gewichtsprozente) repräsentiert.
Das Blech ist begrenzt in Verunreinigungen auf 0,003 Gewichtsprozente oder weniger von C, auf 0,003 Gewichtsprozente oder weniger von S und Se insgesamt, auf 0,003 Gewichtsprozente oder weniger von N, auf 0,002 Gewichtsprozente oder weniger aus Al, und auf 0,003 Gewichtsprozente oder weniger von Ti, und wobei der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen ist.
Ferner können die obigen Ziele nach der vorliegenden Erfindung erreicht werden durch einen Produktionsprozess für die Herstellung von Stahlblech nach der Erfindung, die ein Erhitzen einer Stahlbramme auf 1300ºC oder höher einschließt, welche enthält: 0,02-0,10 Gewichtsprozente von C, 1,5-7,0 Gewichtsprozente von Si, 0,010-0,040 Gewichtsprozente von Al und/oder 0,0003-0,040 Gewichtsprozente von B als Inhibitor-Elemente, 0,005 -0,025 Gewichtsprozente von S und Se allein oder in Kombination, 0,0010-0,0100 Gewichtsprozente von N, 0,005-0,15 Gewichtsprozente von Sb, und 0,005-2,5 Gewichtsprozente von Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te und Mo, ausgedrückt als eine einzige Menge oder als ein Gesamtbetrag von zwei oder mehreren Elementen davon, die 0,30 Gewichtsprozente oder weniger von P als Inhibitor-Hilfselement enthalten kann, die ferner Ni enthält, und der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen ist, um Heißwalzen auszuführen, um Kaltwalzen einmal oder mehrere Male auszuführen, um eine Enddicke zu erreichen, und um dann eine abschließende Vergütung nach Kohlenstoffentzugsvergütung auszuführen. Die folgenden Brammenbeziehungen sind erfüllt:
0,02 ≤ Y ≤ 1,0 5(X - 0,05) ≤ Y ≤ 10X
0,02 ≤ Z ≤ 1,0 -0,6X + 0,06 ≤ Z ≤ -0,6X + 0,11
wobei X den Sb-Gehalt (Gewichtsprozente), Y den Ni-Gehalt (Gewichtsprozente) und Z den C-Gehalt (Gewichtsprozente) repräsentiert. Die Auslasstemperatur des abschließenden Heißwalzens wird auf 900ºC oder höher und 1150ºC oder niedriger gesteuert; die Heizrate wird zwischen 700ºC und 900ºC in der ersten Vergütungsprozedur mit über einer Temperatur von 900ºC nach dem Heißwalzen gesteuert auf 2 bis 30ºC/Sekunde; und Hz ist in der Atmosphäre vorhanden mindestens von 900ºC an in einem Heizschritt in der abschließenden Vergütung, und N&sub2; ist in der Atmosphäre vorhanden mindestens bis zu 1000ºC.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Einfluss zeigt, der durch den Sb-Gehalt und den Ni- Gehalt auf den Durchschnitt des Blechseitendrehwinkels von der (110)[001]-Orientierung in der Kornorientierung der sekundär rekristallisierten Körner ausgeübt wird, welche in Produkten nach der Erfindung enthalten sind.
Fig. 2 ist ein Diagramm, das den Einfluss zeigt, der durch den Sb-Gehalt und den C- Gehalt auf den Durchschnitt des Blechseitendrehwinkels von der (110)[001]-Orientierung in der Kornorientierung der sekundär rekristallisierten Körner ausgeübt wird, welche in Produkten nach der Erfindung enthalten sind.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

Die folgenden Tests, welche die vorliegende Erfindung betreffen, werden beschrieben, um die Erfindung beispielsweise zu beschreiben. Es ist nicht beabsichtigt, dass sie den Umfang der Erfindung definieren oder begrenzen, welcher durch die angefügten Ansprüche definiert wird.

Beispiel 1

Je zwei Korn-orientierte Elektrostahlbleche mit einer Dicke von 250 mm und mit verschiedenen Zusammensetzungen, die durch die Markierungen A, B, C, D, E, F und G in der folgenden Tabelle 4 gezeigt werden, wurden auf 1390ºC erhitzt, um heißgewalzte Wickel mit einer Dicke von 2,2 mm durch Heißwalzen aufzubereiten. Das Heißwalzen wurde in einer Gruppe von Stahlblechen (A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1 und G-1) bei einer Temperatur von 880ºC beendet, und wurde in der anderen Gruppe von Stahlblechen (A-2, B-2, C-2, D-2, E- 2, F-2 und G-2) bei einer Temperatur von 1010ºC beendet. Nach dem Beenden des Heißwalzens wurde eine große und ausreichende Menge Kühlwasser auf die Oberflächen der Stahlbleche gespitzt, um sie mit einer Rate von 50ºC/Sekunde abzukühlen, und die Stahlbleche wurden bei einer Stahlblechtemperatur von 550ºC aufgerollt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden einer Heißwalzblechvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf eine Stahlblechtemperatur von 1000ºC mit einer Heizrate von 12ºC/Sekunde aufgeheizt und auf einer Stahlblechtemperatur von 1000ºC für 30 Sekunden gehalten wurden. Nach der Heißwalzblechvergütung wurden die sich ergebenden Stahlbleche gebeizt und auf eine Dicke von 1.8 mm durch Kaltwalzen gewalzt, was gefolgt wurde von einer Zwischenvergütung, bei der die Stahlbleche auf einer Stahlblechtemperatur von 1100ºC für 50 Sekunden in einer Mischatmosphäre von 50% N&sub2; + 50% H&sub2; mit einem Taupunkt von 50ºC gehalten wurden. Nach einer Beizbehandlung wurden die Stahlbleche bis zu einer Enddicke von 0,22 mm bei einer Stahlblechtemperatur von 220ºC einem Kaltwalzen unterzogen. Nach dem Abschluss des Kaltwalzens wurden Rillen mit einer Breite von 100 um und einer Tiefe von 20 um auf den Oberflächen der obigen Stahlbleche ausgebildet, die einer Entfettungsbehandlung in der Richtung senkrecht zur Walzrichtung mit einem Intervall von 5 mm in der Walzrichtung ausgesetzt wurden. Nach dem Abschluss der Rillenbildungsbehandlung wurden die obigen Stahlbleche einer Kohlenstoffentzugsvergütung bei einer Stahlblechtemperatur von 850ºC für 2 Minuten ausgesetzt. Nach dem Abschluss der Kohlenstoffentzugsvergütung wurde ein Vergütungstrennmittel mit MgO, das 8% TiO&sub2; enthielt, auf den Oberflächen der obigen Stahlbleche aufgebracht, und die Stahlbleche wurden in der Form von Wickeln aufgerollt.
Nach dem Aufrollen wurden die sich ergebenden Wickel einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate auf 30ºC/Stunde bis zu 800ºC, auf 15ºC/Stunde bis zu 1050ºC und auf 20ºC/Stunde von 1050ºC bis 1150ºC eingestellt. Die Vergütungsatmosphärengase beim Erhitzen waren 100% N&sub2; bis 800ºC, eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% H&sub2; von 800ºC bis 1050ºC und 100% H&sub2; von 1050ºC bis 1150ºC. Nach der Erhitzen auf 1150ºC wurden die Bleche zur Reinigung auf derselben Temperatur für 5 Stunden in einer 100% H&sub2;-Gasatmosphäre gehalten. Die obigen Bleche wurden dann einer kontrollierten Abkühlungsbehandlung bis herab zu einer Stahlblechtemperatur von 800ºC in einer H&sub2;-Gasatmosphäre und einer natürlichen Abkühlungsbehandlung bei einer Stahlblechtemperatur von 800ºC oder niedriger in einer N&sub2;-Gasatmosphäre unterzogen. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von den Oberflächen der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit, die 50% kolloidales Silika und 50% Magnesiumphosphat enthielt, aufgebracht, und die Stahlbleche wurden einer Backbehandlung unterzogen, um sie mit einer Spannungsbeschichtung zu versehen, welche die Produkte fertigstellte.
Teststücke mit einer Epsteingröße (280 L · 30 W), die aus den jeweiligen Produkten entlang der Walzrichtung herausgeschnitten wurden, wurden einer Spannungsabbaubehandlung bei 800ºC für 3 Stunden unterzogen, und dann wurden die Eisenverlustwerte (W17/50) in einer Magnetflussdichte von 1,7 T und die Magnetflussdichten (B&sub8;) in einem Magnetfeld von 800 A/m gemessen. Ferner wurden die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen auf der Oberfläche der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (α) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Kristallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen analysiert. Die zweidimensionalen Kristallkorndurchmesser wurden bestimmt durch einen kreis-äquivalenten Durchmesser. Die Kristallkornverteilung wurde gezeigt durch eine Flächenproportion eines jeden Kristallkorndurchmessers. Ferner wurden die Kristallkornorientierungen gemessen (außer den abnormalen Werten in den Zwischenkornteilen) auf einer Seite von 300 mm² mit einem Abstand von 2,5 mm, um α durch Mittelwertbildung der Blechseitendrehwinkel zu bestimmen. Die obigen Ergebnisse werden in Tabelle 1 zusammen mit den Eisenverlustcharakteristiken gezeigt.
Wie in Tabelle 1 gezeigt, war W17/50 so gut wie 0,66 W/kg in den Proben A-2 und F-2. In jedem der Fälle war die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 10 mm oder mehr 95% oder mehr, und die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 mm oder weniger war 4% oder mehr. Der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser war etwa 10 mm in beiden Fällen. Der α-Wert war 4 Grad oder weniger in jedem jede Fälle. Die Probe A-2 enthielt 0,35 Gewichtsprozente Mi und 0,068 Gewichtsprozente Sb und hatte eine höhere Heißwalztemperatur. Die Probe F-2 enthielt 0,04 Gewichtsprozente Ni und 0,026 Gewichtsprozente Sb und hatte ebenfalls eine hohe Heißwalztemperatur.
Wie in Tabelle 1 gezeigt, waren andererseits die Proben (A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1 und G-1), bei denen die Auslasstemperaturen des Heißwalzens niedrig waren, so mangelhaft im Wir/so wie 0,82 W/kg oder mehr. In allen Fällen waren die Flächenproportionen der Kristallkörner in einem Kristalldurchmesser von 2 bis 10 mm hoch, und die α-Werte überschritten in großen Ausmaß 4 Grad.
Im Gegensatz dazu war bei den Proben (B-2, C-2, D-2, E-2 und G-2), bei denen die Auslasstemperaturen des Heißwalzens so hoch wie 1010ºC waren, W17/50 so schlecht wie 0,78 W/kg oder mehr. In den Proben B-2, C-2, D-2, E-2 und G-2 waren die Flächenproportionen der Kristallkörner bei einem Kristalldurchmesser von 2 bis 10 mm sehr niedrig, und die Flächenproportionen der Kristallkörner bei einem Kristalldurchmesser von 10 mm oder mehr war stark gewachsen verglichen mit denen der Proben mit derselben Zusammensetzung, bei denen die Auslasstemperaturen des Heißwalzens niedrig waren, und die α-Werte waren ebenfalls niedrig.
Jedoch hatten alle diese Proben B-2, C-2, D-2, E-2 und G-2 große α-Werte verglichen mit denen der Proben A-2 und F-2.
B-2 enthielt mehr Kristallkörner von 10 mm oder mehr und weniger Kristallkörner von 2 mm, und hatte einen großen durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser verglichen mit dem von F-2. Es wird beachtet, dass B-2 eine große Orientierungsdispersion in den Kristallkörnern von 10 mm oder mehr hatte, und dass deshalb der a-Wert angewachsen war. B-2 enthielt 0,04 Gewichtsprozente Ni und 0,065 Gewichtsprozente Sb, was bedeutet, dass B-2 denselben Gehalt an Ni, aber mehr Sb enthielt als F-2.
C-2 enthielt mehr Kristallkörner von 10 mm oder mehr und weniger Kristallkörner von weniger als 2 mm verglichen mit denen von A-2. Es wird beachtet, dass C-2 eine größere Orientierungsverteilung in den Kristallkörnern von 10 mm oder mehr hatte, und dass deshalb der α-Wert angewachsen war. C-2 enthielt kein Ni und 0,067 Gewichtsprozente Sb.
D-2 enthielt weniger Kristallkörner von 10 mm oder mehr verglichen mit A-2. Es wird beachtet, dass D-2 mehr feine Kristallkörner enthielt, und dass deshalb die Kristallkprnorientierungen verteilt waren. D-2 enthielt 0,33 Gewichtsprozente Ni und 0,067 Gewichtsprozente Sb, was fast dasselbe war wie bei A-2. D-2 enthielt 0,09 Gewichtsprozente von C, was mehr war als die 0,06 Gewichtsprozente von C, die in A-2 enthalten waren.
E-2 enthielt weniger Kristallkörner von weniger als 2 mm, und mehr Kristallkörner von 2 bis 10 mm, und hatte einen großen durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser verglichen mit A-2. Es wird beachtet, dass E-2 eine große Orientierungsverteilung in den Kristallkörnern von 2 bis 10 mm hatte, und dass deshalb der α-Wert angewachsen war. E-2 enthielt kein Ni und 0,028 Gewichtsprozente Sb.
G-2 enthielt weniger Kristallkörner von weniger als 2 mm, und mehr Kristallkörner von 2 bis 10 mm, und hatte einen großen durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser verglichen mit F-2. Es wird beachtet, dass G-2 eine große Orientierungsverteilung in den Kristallkörnern von 2 bis 10 mm hatte, und dass deshalb der α-Wert angewachsen war. G-2 enthielt kein Se und nur einen kleinen Anteil S. D. h., es wird beachtet, dass G-2 keine Fähigkeit hatte, feine Ablagerungen, wie etwa MnS und MnSe in die Stähle in einem Heißwalzschritt niederzuschlagen, und dass deshalb diese ausgezeichneten Magnetcharakteristiken erzielt werden konnten.
Die Ergebnisse des Experiments 1 haben bestätigt, dass es für das Erreichen guter Magnetcharakteristiken besonders wichtig ist, N1, Sb und C, welche in der Bramme enthalten sind, innerhalb passender Bereiche zu halten, und die Auslasstemperaturen des Heißwal zens anzuheben. Wenn diese Bedingungen befriedigt waren, wurde eine doppelspitzige Verteilung erreicht, bei der feine Kristallkörner und grobe Kristallkörner in den Kristallkörnern der Produkte anwuchsen, und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser kleiner würde. Ferner wurde der α-Wert ebenfalls klein, und der Ausrichtungsgrad der Kristallkornorientierungen wurde verbessert. Die Inhibitoren der guten Produkte vor der abschließenden Vergütung wurden untersucht, und als ein Ergebnis davon wurde gefunden, dass feines AIN, das MnSe und CuSe als Kerne enthielt, zusammengesetzt niedergeschlagen wurde. Dementsprechend ist wichtig, dass der feine, zusammengesetzte Niederschlag gebildet wurde.
Es ist beim konventionellen Heißwalzen sehr schwierig, AIN gleichmäßig und fein als einen Inhibitor niederzuschlagen. Wir haben jedoch herausgefunden, dass dann, wenn die Auslasstemperatur des Heißwalzens erhöht wird, AIN daran gehindert werden kann, in der Heißwalzstufe niederzuschlagen. Falls andererseits Inhibitor-bildende Elemente, wie etwa Mn, Cu und Se in ausreichendem Maß bereitgestellt werden, werden feine Niederschläge gebildet, wie etwa MnS und MnSe. Wenn bei der ersten Heizstufe (heißgewalzte Blechvergütung in Experiment 1) in einem Vergütungsprozess nach dem Heißwalzen die Heizrate gesteuert wird, kann sehr feines AIN auf feinen Niederschlägen, wie etwa MnS und MnSe, niedergeschlagen werden. Insbesondere ist es wirksam, die Heizrate zwischen etwa 700ºC bis 900ºC, was der Temperaturbereich der zusammengesetzten Niederschlagung ist, auf etwa 2 bis 30ºC/Sekunde einzustellen.
Es ist günstig, dass sekundär rekristallisierte Kristallkörner, die in der Orientierung der Kristallkörner in einem Betrag von weniger als etwa 10 mm schlechter sind, daran gehindert werden, sich zu bilden.
Feine zusammengesetzte Niederschläge haben einen sehr starken Inhibitor-Effekt, weil ein Ostwald-Wachstum behindert wird. Ferner wird Sb in einer Kristallkorngrenze abgetrennt, um ein Zurückhalten zu vergrößern, und es hat einen starken Inhibitor-Effekt. Falls starke Inhibitor-Effekte wirksam sind, werden sekundär rekristallisierte Kristallkörner mit sehr ausgezeichneten Orientierungen produziert.
Jedoch haben beide Fälle, in denen die Auslasstemperatur des Heißwalzens angehoben ist, und in denen Sb hinzugefügt ist, das Problem, dass die heißgewalzte Struktur dazu neigt, sich zu verschlechtern. Wenn die Temperatur beim Heißwalzen in großem Maß erhöht wird, ist die Kristallkornstruktur des heißgewalzten Blechs aufgrund des nach dem Heißwalzen beschleunigten Kristallkornwachstums und einer Reduktion in dem γ-Transformationsbetrag während des Walzens nicht verfeinert. Wenn ferner Sb in dem Stahl in hoher Konzentration enthalten ist, verhindert Sb eine Rekristallisation, um dadurch eine Verschlechterung in der Kristallkornstruktur beim Heißwalzen herbei zu führen. Da die Heißwalzstruktur verschlechtert ist, erscheint eine beträchtliche Anzahl von Kristallkörnern mit schlechteren Orientierungen in den sekundär rekristallisierten Kristallkörnern von etwa 10 mm oder mehr.
Falls dementsprechend Ni in dem Stahl vorkommt, wird der γ-Transformationsbetrag während des Heißwalzens erhöht, und eine Verfeinerung der Kristallkornstruktur des heißgewalzten Blechs kann erreicht werden. Dementsprechend können die sekundär rekristallisierten Kristallkörner von weniger als 10 mm, die in der Orientierung schlechter sind, an der Produktion gehindert werden. Ferner neigt Ni dazu, das Wachstum der sekundär rekristallisierten Kristallkörner zu behindern. Zusätzlich werden die sekundär rekristallisierten Kristallkörner, die im Wachstum behindert und in den Orientierungen schlechter sind, in Kristallkörner von 2 mm oder weniger gewandelt, um eine Funktion zu haben, den Eisenverlust zu stabilisieren. Wie oben beschrieben, vergrößert das Hinzufügen von Ni nicht nur grobe Kristallkörner sondern auch feine Kristallkörner. Dementsprechend wird der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser reduziert.
Falls jedoch Ni im Übermaß vorhanden ist, wird die Kristallkornstruktur auf der Oberfläche des Stahls verfeinert und auch verschlechtert. Wohlbekannt ist ein Verfahren, in dem eine Schicht mit Kohlenstoffentzug an der Oberfläche eines Stahlblechs beim Vergüten in einem Kaltwalzschritt vorgesehen wird, um die Bildung von Kernen für die sekundäre Rekristallisation zu beschleunigen. Falls jedoch Ni im Übermaß vorhanden ist, verursacht die Stelle der Schicht mit Kohlenstoffentzug, die an der Oberfläche vorgesehen ist, eine teilweise γ-Transformation, um zu einer Reduktion in der Kernbildungshäufigkeit zu führen. Folglich wird eine gute sekundäre Rekristallisation nicht erreicht.
Im Allgemeinen wird für die Vergrößerung des γ-Transformationsbetrags als ebenfalls wirksam angesehen, den C-Gehalt in dem Stahl anzuheben. Jedoch neigt C dazu, verteilt zu sein, und deshalb in einer Kristallkorngrenze in einem Stahl ungleichmäßig verteilt zusein, D. h., die Fähigkeit von C für das Erreichen einer Gleichmäßigkeit einer Kristallkornstruktur ist ziemlich klein verglichen mit der von Ni. Wenn der Sb-Gehalt hoch ist, verschlechtern sich die Kohlenstoffentzugseigenschaften, und deshalb wird ein Anheben des C-Gehalts nicht bevorzugt. Wenn ferner der Sb-Gehalt hoch ist, wird der Ausrichtungsgrad der Orientierung der Kristallkörner in dem Produkt ebenfalls reduziert. D. h., wenn der Sb-Gehalt hoch ist, wird die Dicke einer Schicht mit Kohlenstoffentzug an der Oberfläche eines Stahlblechs bei einem Vergütungsschritt nachdem Heißwalzen reduziert. Ein Reduktion der Dicke der Schicht mit Kohlenstoffentzug führt zu einer Reduktion der Kernbildungshäufigkeit in der sekundären Rekristallisation, und eine sekundäre Rekristallisation der Kristallkörner mit guten Orientierungen kann nicht erwartet werden.
Elemente wie Cu und Mn vergrößern ebenfalls die γ-Transformation. Jedoch sind die Elemente wie Cu und Mn an S und Se gebunden, um als Inhibitor-Hilfselemente zu funktionieren. D. h., falls der Gehalt der Elemente wie etwa Cu und Mn entsprechend dem Sb-Gehalt verändert wird, wird die Inhibitor-Funktion verändert. Dementsprechend ist nicht wünschenswert, den Gehalt der Elemente wie Cu und Mn zu vergrößern.
Wie oben beschrieben, ist die obere Grenze des Ni-Gehalts entsprechend dem Sb-Gehalt zu steuern, um sekundär rekristallisierte Kristallkörner mit guten Kristallkornorientierungen zu bekommen. Gemessen nach α wurden die Produkte, die unter denselben Produktionsbedingungen wie jede von den zuvor beschriebenen A-2 oder F-2 hergestellt wurden, unter Verwendung verschiedener Brammen, die durch Veränderung der Sb- und Ni-Gehalte erreicht wurden und durch Einstellung der anderen auf fast dieselbe Zusammensetzung wie die Bramme, die in Tabelle 4 mit A markiert ist. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 gezeigt. Die Produkte mit α ≤ 4º sind mit dem Symbol gekennzeichnet, und die mit α > 4º sind mit dem Symbol A gekennzeichnet, wobei die Abszisse dem Sb-Gehalt (Gewichtsprozente) und die Ordinate dem Ni-Gehalt (Gewichtsprozente) zugeordnet sind. Es wurde bestätigt, dass die Fläche, die durch 0,02 ≤ Y, 5 · (X - 0,05) ≤ Y ≤ 10 · X und Y ≤ 1,0 abgegrenzt wird, ein angemessener Bereich ist, wobei Y den Ni-Gehalt (Gewichtsprozente) und X den Sb-Gehalt (Gewichtsprozente) repräsentiert.
Ferner führt die Zugabe von Sb zu dem Stahl zu einer Kohlenstoffentzug-Inhibitor-Aktion. Der C-Gehalt ist entsprechend dem Zuwachs des Sb-Gehalts zu reduzieren, um einen ausreichenden Kohlenstoffentzugsbetrag sicherzustellen, um sekundär rekristallisierte Kristallkörner mit vorteilhaften Kristallkornorientierungen zu erreichen.
Gemessen nach a wurden die Produkte, die unter denselben Produktionsbedingungen wie jede von den in Experiment 1 zuvor beschriebenen A-2 oder F-2 hergestellt wurden, unter Verwendung verschiedener Brammen, die durch Veränderung der C- und Sb-Gehalte erreicht wurden und durch Einstellung der anderen auf fast dieselbe Zusammensetzung wie die Bramme, die in Tabelle 4 mit A markiert ist. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 gezeigt. Die Produkte mit α ≤ 4º sind mit dem Symbol gekennzeichnet, und die mit α > 4º sind mit dem Symbol Δ gekennzeichnet, wobei die Abszisse dem Sb-Gehalt (Gewichtsprozente) und die Ordinate dem C-Gehalt (Gewichtsprozente) zugeordnet sind. Es wurde bestätigt, dass die Fläche, die durch 0,02 ≤ Z, -0,6X + 0,06 ≤ Z ≤ -0,06X + 0,11 und Z ≤ 0,10 abgegrenzt wird, ein angemessener Bereich ist, wobei Z den C-Gehalt (Gewichtsprozente) und X den Sb-Gehalt (Gewichtsprozente) repräsentiert.
Das Beifügen von Ni beschleunigt die Bildung eines Fosterit-Films in der abschließenden Vergütung, und ermöglicht deshalb, dass ein gleichmäßiger und guter Film gebildet wird. Ferner wird die Reinigung von Al, S, Se und N von dem Stahl unterstützt. Umgekehrt neigt jedoch Ti dazu, in den Stahl einzudringen. Dementsprechend ist eine spezifische Aufmerksamkeit auf die Steuerung der Atmosphäre bei der Reinigung unter hohen Temperaturen in der abschließenden Vergütung zu lenken. Das Experiment 2, das folgt, wurde ausgeführt, um die optimalen Bedingungen für die Steuerung der Atmosphäre bei der Reinigung unter hohen Temperaturen festzulegen.

Experiment 2

Acht Korn-orientierte Elektrostahlbleche mit einer Dicke von 250 mm und mit Zusammensetzungen, die durch die Markierung A in Tabelle 4 gezeigt wird, wurden auf 1390ºC erhitzt, um heißgewalzte Wickel mit einer Dicke von 2,2 mm durch Heißwalzen zu schaffen. Das Heißwalzen wurde bei einer Stahlblechtemperatur von 1000ºC beendet. Nach dem Ende des Heißwalzens wurde eine große Menge Kühlwasser auf die Oberfläche der Stahlbleche gesprüht, um sie mit einer Rate von 50ºC/Sekunde abzukühlen, und die Stahlbleche wurden bei einer Stahlblechtemperatur von 550ºC aufgewickelt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden einer Heißwalzblechvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche mit einer Heizrate von 15ºC/ Sekunde zwischen 700 und 900ºC erhitzt wurden, um sie auf eine Stahlblechtemperatur von 1000ºC aufzuheizen, und sie auf derselben Temperatur für 30 Sekunden zu halten. Nach dem Ende der Heißwalzblechvergütung wurden die obigen Stahlbleche gebeizt und durch Kaltwalzen auf eine Dicke von 1,8 mm gewalzt, gefolgt von ihrer Zwischenvergütung, bei der die Stahlbleche auf einer Stahlblechtemperatur von 1100ºC für 50 Sekunden in einer Mischatmosphäre mit einem Taupunkt von 50ºC und 50% H&sub2; + 50% N&sub2; gehalten wurden. Nach dem Beizen wurden die obigen Stahlbleche auf eine Enddicke von 0,22 mm bei einer Stahlblechtemperatur von 220ºC kaltgewalzt. Rillen mit einer Breite von 100 um und einer Tiefe von 20 um wurden auf den Oberflächen der Stahlbleche, die einer Entfettungsbehandlung unterzogen wurden, in der Richtung senkrecht zur Walzrichtung mit einem Intervall von 5 mm in der Walzrichtung ausgebildet. Nach dem Abschluss der Rillenbildungsbehandlung wurden die obigen Stahlbleche einer Kohlenstoffentzugsvergütung bei einer Stahlblechtemperatur von 850ºC für 2 Minuten ausgesetzt. Ein Vergütungstrennmittel, das MgO mit 8% TiO&sub2; enthielt, wurde auf den Oberflächen der obigen Stahlbleche aufgebracht, und die Stahlbleche wurden in der Form von Wickeln aufgerollt. Nach dem Aufrollen wurden die sich ergebenden Wickel einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate auf 30ºC/Stunde bis zu 800ºC und auf 12ºC/Stunde bei 800ºC oder höher eingestellt, und die Stahlbleche wurden auf 1200ºC erhitzt und für Reinigung auf derselben Temperatur für 5 Stunden gehalten. Dann wurden die obigen Stahlbleche einer gesteuerten Abkühlungsbehandlung bis zu 800ºC und natürlicher Abkühlung bei 800ºC oder niedriger ausgesetzt. Die jeweiligen Vergütungsatmosphärenbedingungen beim Erhitzen von 500ºC aufwärts bis zum Abschluss der Reinigung sind in Tabelle 2 gezeigt. Die Atmosphäre war 100% N&sub2; von Raumtemperatur bis 800ºC, 100% H&sub2; vom Abschluss der Reinigung bis 800ºC und 100% N&sub2; bei 800ºC oder niedriger. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von den Oberflächen der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit aufgebracht, die 50% kolloidales Silika und 50% Magnesiumphosphat enthielt, und die Stahlbleche wurden einer Backbehandlung unterzogen, um sie mit einer Spannungsbeschichtung zu versehen, welche die Produkte fertigstellte.
Teststücke mit einer Epsteingröße (280 L · 30 W), die aus den jeweiligen Produkten entlang der Walzrichtung herausgeschnitten wurden, wurden einer Spannungsabbaubehandlung bei 800ºC für 3 Stunden unterzogen, und dann wurden die Eisenverlustwerte (W17/50) in einer Magnetflussdichte von 1,7 T und die Magnetflussdichten (B&sub8;) in einem Magnetfeld von 800 A/m gemessen. Ferner wurden die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen auf der Oberfläche der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (α) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Kristallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen analysiert. Die zweidimensionalen Kristallkorndurchmesser wurden bestimmt durch einen kreis-äquivalenten Durchmesser. Die Kristallkornverteilung wurde gezeigt durch eine Flächenproportion eines jeden Kristallkorndurchmessers. Ferner wurden die Kristallkornorientierungen gemessen (außer den abnormalen Werten in den Zwischenkornteilen) auf einer Seite von 300 mm² mit einem Abstand von 2,5 mm, um α durch Mittelwertbildung der Blechseitendrehwinkel zu bestimmen. Die obigen Ergebnisse werden in Tabelle 3 zusammen mit den Eisenverlustcharakteristiken gezeigt.
Wie in Tabelle 3 gezeigt, war W17/50 so gut wie 0,64 bis 0,67 W/kg in den Proben A-5, A-6, A-7 und A-8. In allen Fälle war die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 10 mm oder mehr 93% oder mehr, und die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 mm oder weniger war 4% oder mehr. Ferner war der α-Wert 3 Grad oder weniger in allen Fällen. Nach der Tabelle 2 waren die Proben A-5, A-6, A-7 und A-8 einer abschließenden Vergütung in einem hohen Temperaturbereich von 900ºC oder höher in einer Mischatmosphäre von N&sub2; und H&sub2; ausgesetzt.
W17/50 war so unbefriedigend wie 0,83 bis 0,86 W/kg in den Proben A-3 und A-4. Die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 bis 10 mm war 75% oder weniger, und die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 mm oder weniger war 2% oder weniger. Die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 bis 10 mm war 25% oder mehr. Ferner war der α-Wert 5 Grad oder mehr. Nach Tabelle 2 musste erst die Temperatur 1000ºC übersteigen werden, bevor die Proben A-3 und A-4 einer Vergütung in einer N&sub2; enthaltenden Atmosphäre unterzogen wurden.
W17/50 war so unbefriedigend wie 0,78 bis 0,82 W/kg in den Proben A-9 und A-10. Die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 bis 10 mm war 95% oder mehr, und die Flächenproportion in einem Kristallkorndurchmesser von 2 mm oder weniger war 3,8% oder mehr. Ferner war der a-Wert 3 Grad oder weniger. Jedoch war das in dem Stahl enthaltene Ti mit 30 ppm oder mehr, und es war hoch verglichen mit A-5, A-6, A-7 und A-8. Nach Tabelle 2 wurden die Proben A-9 und A-10 einem Vergüten in einer N2 enthaltenden Atmosphäre nur in einem niedrigen Temperaturbereich niedriger als 1000ºC unterzogen.
Bei A-3 und A-4, welches die Produkte waren, die einem Vergüten in der H&sub2; enthaltenden Atmosphäre bei Temperaturen unterzogen wurden, welche 900ºC überstiegen, vermehrten sich die Kristallkörner mit einer Größe von 2 bis 10 mm, und vergrößerte sich auch der Blechseitendrehwinkel α in den Kristallkornorientierungen. Da die Heizbehandlung bei niedrigen Temperaturen in der nur N&sub2; enthaltenden Atmosphäre ausgeführt wurde, wird angenommen, dass primär rekristallisierten Kristallkörner an der Oberfläche der Stahlbleche möglicherweise am Wachsen gehindert wurden, und als Folge davon wurden sekundär rekristallisierte Kristallkörner mit einer Größe von 2 bis 10 mm mit schlechteren Orientierungen gebildet. Um die Bildung sekundär rekristallisierter Kristallkörner mit einer Größe von 2 bis 10 mm und mit schlechteren Ausrichtungen zu verhindern, muss H&sub2; in der Atmosphäre mindestens von etwa 900ºC an beim Erhitzen in der abschließenden Vergütung vorhanden sein.
Die Produkte A-9 und A-10 waren im Eisenverlust verschlechtert, während Ti mit etwa 30 ppm oder mehr in dem Stahl enthalten war, und die Größen und die Orientierungen der se kundär rekristallisierten Kristallkörner waren gut. Da die Vergütung in der N&sub2; enthaltenden Atmosphäre nur in einem niedrigen Temperaturbereich von weniger als etwa 1000ºC ausgeführt wurde, wird angenommen, dass Ti in einem höheren Temperaturbereich eindrang. N&sub2;-Gas wirkt darauf hin, dass die Aktivität von Ti erniedrigt wird, um es am Eindringen in den Stahl zu hindern. Falls N2-Gas in der Atmosphäre zugelassen wird, wenn die Diffusion von Ti in den Stahl besonders in einem hohen Temperaturbereich aktiviert wird, kann sehr wirkungsvoll verhindert werden, dass Ti in den Stahl eindringt. D. h., N&sub2; muss in der Atmosphäre mindestens bis zu 1000ºC enthalten sein, um Ti am Eindringen in den Stahl zu hindern.
Dementsprechend muss im Heizschritt in der abschließenden Vergütung N&sub2; in der Atmosphäre mindestens von etwa 900ºC an vorhanden sein, und N&sub2; muss in der Atmosphäre mindestens bis etwa 1000ºC vorhanden sein, um einen guten Eisenverlust zu erreichen.
Das Niederschlagsverhalten von BN ist fast dasselbe wie das von AIN. Dementsprechend können die Ergebnisse von Experiment 1 und Experiment 2, in denen ein prinzipieller Inhibitor allein AIN ist, angewendet werden auf den Fall einer Mischung von AIN und BN und auf den Fall von BN allein.
Andere wirksame Verfahren für die Reduktion von Eisenverlust umfassen die Anwendung von einer Magnetbereichsverfeinerungsbehandlung. Von den Magnetbereichsverfeinerungsbehandlungen ist ein Verfahren wohlbekannt, bei dem die Oberfläche eines Stahlblechs mit einem Laser oder Plasmajet bestrahlt wird, und kann ebenfalls auf die vorliegende Erfindung angewendet werden. Von anderen Magnetbereichsverfeinerungsbehandlungen kann man ein Verfahren anwenden, bei dem Rillen auf der Oberfläche eines Stahlblechs vorgesehen werden, und dies verursacht nicht einen Verlust des Eisenverlustreduktionseffekts, selbst wenn das Stahlblech einer Spannungsabbauvergütung unterzogen Wird, und kann deshalb ein wirksameres Verfahren sein. In dem Verfahren, in dem Rillen vorgesehen werden, ist besonders wirksam für die Reduzierung von Eisenverlust, Rillen vorzusehen, die eine Breite von etwa 50 bis 1000 um und eine Tiefe von etwa 10 bis 50 um auf der Oberfläche eines Stahlblechs in einer Richtung haben, welche die Walzrichtung kreuzt. Hinsichtlich der Verfahren anders als die Magnetbereichsverfeinerungsbehandlung sind bisher bekannt, die Oberfläche eines Stahlblechs einer Spiegelflächenbehandlung und einer Kristallkornorientierungsintensivierungsbehandlung zu unterziehen, und das ist für die Reduzierung des Eisenverlusts wirksam. Die Kristallkomorientierungsintensivierungsbehandlung bedeutet eine Behandlung dafür, dass die Kristallflächen freigelegt werden, was vorteilhafter bezüglich der magnetischen Charakteristiken ist. Bei der Spiegelflächenbehandlung und der Kristallkornorientierungsintensivierungsbehandlung kommt der Fosterit-Film, der gewöhnlich auf der Oberfläche eines Stahlblechs gebildet wird, nicht vor, und deshalb wird ein Beschichten mit einem Bondierungsmaterial wie Plattierung oder direkte abschließende Beschichtung vorgesehen. Ferner wird die Anwendung der Magnetbereichsverfeinerungsbehandlung, der Spiegelflächenbehandlung und der Kristallkornorientierungsintensivierunigsbehandlung jeweils in Kombination nicht verhindert.
Um das Korn-orientierte Elektroblech der vorliegenden Erfindung mit einer größeren Sicherheit zu erreichen, ist wirksam, eine Oberflächenbehandlung zur Bildung einer Schicht mit Siliziumentzug in einem Vergütungsschritt nach dem Heißwalzen und eine Atmosphärensteuerung und Abschreckbehandlung in der Vergütung vor dem abschließenden Kaltwalzen vorzusehen. Die Oberflächenbehandlung zur Bildung einer Schicht mit Siliziumentzug beschleunigt das Wachstum der primär rekristallisierten Kristallkörner an der Oberfläche des Stahlblechs bei der abschließenden Vergütung. Das ist wirksam für die Verhinderung einer Produktion sekundär rekristallisierter Kristallkörner mit schlechteren Orientierungen, um das Wachstum der primär rekristallisierten Kristallkörner an der Oberfläche zu beschleunigen. Die Oberflächenschicht mit Siliziumentzug wird vorzugsweise mit einer Dicke von etwa 0,5 um oder mehr gebildet. Die Steuerung der Atmosphäre bildet eine Schicht mit Kohlenstoffentzug an der Oberfläche des Stahlblechs. Es ist wirksam für die Beschleunigung der Bildung von Kernen für die Kristallkörner mit ausgezeichneter Orientierung an der Oberfläche des Stahlblechs, um die Schicht mit Kohlenstoffentzug an der Oberfläche des Stahlblechs zu bilden. Insbesondere wird vorzugsweise eine Schicht mit Kohlenstoffentzug und mit einer Dicke von 1/20 bis 1/5 der Blechstärke an der Oberfläche des Stahlblechs gebildet. Die Abschreckbehandlung ergibt eine Anreicherung mit fest gelöstem C. Die Anreicherung mit fest gelöstem C ist wirksam für die Anhebung der Kernbildungshäufigkeit sekundär rekristallisierter Kristallkörner mit guter Orientierung. Um dies wirksamer zu machen, wird vorzugsweise durch Haltung des Stahls auf niedrigen Temperaturen nach der Abschreckbehandlung feines Karbid niedergeschlagen.
Ferner ist für die Verbesserung der praktischen Charakteristiken eines Transformators wirksam, die Flächenproportion der in dem Produkt enthaltenen, feinen Kristallkörner von etwa 2 mm oder weniger auf einen festen Wert oder niedriger zu steuern und das Zahlenverhältnis zu erhöhen. Dementsprechend wird es vorzugsweise in der Kombination mit der vorliegenden Erfindung angewendet. Es ist besonders zu empfehlen, das Verhältnis (in Zahlen) auf 70% oder mehr zu steuern.
Es ist nach der vorliegenden Erfindung möglich, eine Bramme zu verwenden, die eine niedrige Stickstoffkonzentration in dem Stahl hat, um eine Stickstoffbehandlung in einem Vergütungsschritt nach dem Heißwalzen auszuführen.
Unter Hinwendung auf strukturelle Voraussetzungen des Korn-orientierten Elektrostahlblechs der vorliegenden Erfindung ist es zusammengesetzt aus vielen sekundär rekristallisierten Kristallkörnern mit einem ausgezeichneten Ausrichtungsgrad. Um den Hystereseverlust zu reduzieren, muss ein Flächendurchschnitt α der Drehwinkel in den Blechseitenorientierungen von der (110)[001]-Orientierung in den Blechseitenorientierungen innerhalb von 4 Grad fallen. Wenn α etwa 4 Grad übersteigt, führt ein Anstieg des Hystereseverlusts zu einer Verschlechterung des Eisenverlusts.
Ferner hat bei der Kristallkorngrößenverteilung der jeweiligen Kristallkörner das Flächenverhältnis der Kristallkörner mit einem Durchmesser von etwa 10 mm oder mehr etwa 75% oder mehr zu sein, wobei der Durchmesser der Kristallkörner mit dem eines Kreises korrespondiert, welcher dieselbe Fläche wie die projizierte Fläche der Kristallkörner hat. Der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser aller Kristallkörner muss etwa 25 mm oder weniger sein. D. h., die Kristallkörner mit einer doppelspitzigen Verteilung, in der grobe Kristallkörner und feine Kristallkörner zunehmen, ergibt ein stabiles Bereitstellen guter magnetischer Charakteristiken. Wenn Kristallkörner mit einem Durchmesser von etwa 10 mm oder mehr ein Flächenverhältnis von weniger als etwa 75% haben, wird das Verhältnis sekundär rekristallisierter Kristallkörner mit guten Orientierungen verringert, und dies führt zu einer Verschlechterung des Eisenverlusts. Wenn der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser etwa 25 mm übersteigt, nimmt die Zahl feiner Kristallkörner mit etwa 2 mm oder weniger ab, und die Stabilität bei der sekundären Rekristallisation wird beschädigt, so dass ebenfalls eine Verschlechterung des Eisenverlusts verursacht wird.
Ein übermäßiges Anwachsen der Flächenproportion der feinen Kristallkörner mit 2 mm oder weniger wird mit Blick auf die Eisenverlustcharakteristik nicht bevorzugt. Jedoch hebt das hohe Zahlenverhältnis der feinen Kristallkörner mit etwa 2 mm oder weniger die praktische Charakteristik eines Transformators. Zuzulassen, dass feine Kristallkörner die praktische Charakteristik eines Transformators anheben, kommt von dem Effekt der Kristallkorngrenze. Dementsprechend sind die feinen Kristallkörner, die in der Kristallkorngrenze grober Kristallkörner produziert werden, weniger wirksam. Besonders wirksam ist das Vorkommen feiner Kristallkörner in der Innenseite grober Kristallkörner. Eine künstliche Verteilung der feinen Kristallkörner wird dahin gehend bevorzugt, dass die feinen Kristallkörner in der Innenseite der groben Kristallkörner vorkommen. Um die feinen Kristallkörner künstlich zu verteilen, wird eine geeignete Behandlung ausgeführt, um Energie, wie etwa Hitze oder Verzerrung, vor oder nach oder in einer mittleren Stufe primärer Rekristallisation lokal zuzuführen.
Nun erfolgt eine Hinwendung zu wichtigen Komponenten der Stahlzusammensetzung.
Si hebt den elektrischen Widerstandan und ist deshalb eine notwendige Komponente für die Reduzierung des Wirbelstromverlusts des Stahlblechs. Es muss anwesend sein in einer Beimengung von etwa 1,5 Gewichtsprozent (im Folgenden lediglich durch [%] angegeben) oder mehr. Wenn jedoch der Anteil etwa 7,0% übersteigt, wird die Kaltwalzverarbeitung schwierig, und deshalb fällt der Anteil in einen Bereich von etwa 1,5 bis 7,0%.
Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo und P sind Inhibitor-Hilfskomponenten allein oder in Kombination von zwei oder mehreren Stoffen von ihnen. Der Anteil dieser Komponenten fällt in einen Bereich von etwa 0,005 bis 2,5% bezüglich einer einzelnen Menge oder einer Gesamtmenge von zwei oder mehr Stoffen. Falls der Anteil unter 0,005% fällt, ist die Inhibitor-Hilfswirkung reduziert, so dass die Verbesserungsaktion der magnetischen Charakteri stiken abgesenkt wird. Falls der Anteil etwa 2,5% übersteigt, ist die Inhibitor-Hilfswirkung außerordentlich stark, und die sekundäre Rekristallisierungsorientierung ist reduziert, so dass die magnetischen Charakteristiken ziemlich verschlechtert sind. P erhöht die Härte des Stahls, um die Walzbarkeit zu verschlechtern, und deshalb wird besonders sein oberer Grenzwert auf etwa 0,30 Gewichtsprozente gesteuert.
Sb ist eine wichtige Komponente der vorliegenden Erfindung. Sb wird in einer Kristallkorngrenze in dem Stahl abgetrennt und hindert normale Kristallkörner am Wachstum. Diese Behinderung ergibt eine Vergröberung der Kristallkörner des Produkts und erhöht den Ausrichtungsgrad der Orientierung. Um diese Wirkung zu erzielen, muss Sb mit einem Anteil von etwa 0,005% oder mehr vorhanden sein, aber wenn der Anteil etwa 0,15% übersteigt, wird der Kohlenstoffentzug außerordentlich schwierig, und deshalb fällt der Anteil in einen Bereich von etwa 0,005 bis 0,15%.
Ni ist eine der Komponenten, die charakteristisch für die vorliegende Erfindung sind. Ni ist eine Komponente für die Homogenisierung der Kornstruktur während des Heißwalzens, was den Ausrichtungsgrad der Orientierungen der sekundär rekristallisierten Kristallkörner erhöht und zu einer doppelspitzigen Verteilung führt, in der grobe Kristallkörner und feine Kristallkörner, die in den sekundär rekristallisierten Kristallkörnern enthalten sind, zur selben Zeit erhöht werden, was den Eisenverlust stabilisiert. Um diese Wirkung zu erzielen, muss Ni in dem Stahl mit einem Anteil von mindestens etwa 0,02% oder mehr vorhanden sein. Der Anteil von etwa 0,02% oder mehr beschleunigt die Reinigung und die Bildung eines Fosterit-Films in der abschließenden Vergütung. Die Homogenisierung der Kornstruktur während des Heißwalzens wird durch die γ-Transformation während des Heißwalzens gemacht, und deshalb müssen der Minimalwert und der Maximalwert des Ni-Anteils (Y %) entsprechend dem Sb-Anteil (X %) erhöht werden. Falls der Ni-Anteil außerordentlich groß ist, wird teilweise eine γ-Phase in einer sekundär rekristallisierten, Kern-bildenden Position an der Oberfläche des Stahlblechs gebildet, und daher kommt der nachteilige Effekt, dass die sekundär rekristallisierte, Kern-bildende Häufigkeit gesenkt ist und sekundäre Rekristallisation schwierig wird. Dementsprechend fällt der Ni-Anteil (Y) vorzugsweise in einen Bereich von etwa 5 (X - 0,05) ≤ Y ≤ 10 · (X: Sb-Anteil), und die obere Grenze davon ist etwa 1,0%.
Ferner kann B ebenfalls in dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung vorhanden sein. B ist enthalten als ein Inhibitor-Element statt Al, und was wichtiger ist, ist eine Komponente, die es leicht macht, feine Kristallkörner zu bilden, und deshalb kann die Häufigkeit der feinen Kristallkörner durch geeignete Hinzufügung gesteuert werden. Zu diesem Zweck ist B vorzugsweise vorhanden in einem Bereich von etwa 0,0050% oder weniger. Die untere Grenze des stärker bevorzugten Bereichs liegt bei etwa 0,0003%.
Alle von C, Ti, S, Se, O und Al, welche in dem Stahlblech enthaltene Verunreinigungen sind, sind in dem Stahl des fertigen Produkts vorhanden, um den Hystereseverlust zu erhöhen, und müssen deshalb verringert werden. D. h., C bzw. Ti müssen auf etwa 0,003% oder weniger reduziert werden, S und Se auf etwa 0,003% oder weniger insgesamt, und O bzw. Al auf etwa 0,002%.
Als Nächstes kann die Oberfläche des Stahlblechs in einem Zustand sein, in dem die Oberfläche des Grundstahls mit einem normalen Fosterit-Film bedeckt ist und darauf eine bekannte Spannungsbeschichtung aufgebracht ist, oder in einem Zustand, in dem die Oberfläche das Basisstahls einer Spiegelflächenbehandlung unterzogen worden ist und darauf eine Spannungsbeschichtung aufgebracht ist. Ferner kann die Oberfläche des Basisstahls einer Kristallkornorientierungsintensivierungsbehandlung, wie etwa NaCl-Elektrolyse, und dann einer Spannungsbeschichtung direkt oder indirekt mit einem Verbindungsmaterial wie Plattierung dazwischen unterzogen werden. Die Kristallkornorientierungsintensivierungsbehandlung, wie etwa NaCl-Elektrolyse, führt eine Auswahlbehandlung der Kornorientierung aus, damit die Kristallkörner mit (110)[001]-Orientierung selektiv verbleiben, um einen Zustand zu erreichen, in dem die für die magnetischen Charakteristiken vorteilhaften Kristallkornorientierungen intensiviert werden. Die Auswahl der Kristallkornorientierungen ist ein Mittel für das bessere Ausweisen des Spannungseffekts, der durch Beschichtung auf der Oberfläche des Stahlblechs vorgesehen ist.
Ferner können Rillen für verfeinerte magnetische Bereiche in der Oberfläche des Stahlblechs vorgesehen werden. Rillen mit einer Breite von etwa 50 bis 1000 um sind vorzugsweise in einer Richtung vorhanden, welche die Walzrichtung kreuzt. Rillen, die von diesem Zustand abweichen, reduzieren den magnetischen Bereichsverfeinerungseffekt und verrin gern den Eisenverlustverbesserungseffekt. Magnetische Bereichsverfeinerung durch die Rillen hat nicht denselben Eisenverlustreduzierungsmechanismus wie die Spiegelflächenbehandlung oder die Kristallkornorientierungsintensivierungsbehandlung, deren jede oben beschrieben wurde. Dementsprechend ist die Anwendung von ihnen in Kombination ein bevorzugtes Mittel für das Erzielen eines niedrigen Eisenverlusts.
Ferner ist es als ein anderes Mittel für magnetische Bereichsverfeinerung ebenfalls möglich, lokal feine Spannungen in der Innenseite des Stahlblechs durch Bestrahlung mit einem Laser oder Plasmajet zu bilden.
Als Nächstes wird der Herstellungsprozess für das Korn-orientierte Elektrostahlblech in der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Zuerst sind die Zusammensetzungsbereiche der Brammen, welche das Ausgangsmaterial sind, wie folgt.
C beschleunigt eine γ-Transformation im Heißwalzen und verbessert die Heißwalzstruktur und ist deshalb erforderlich für die Ausführung guter sekundärer Rekristallisation. Zu diesem Zweck muss C mit einem Anteil von etwa 0,02% oder mehr vorhanden sein. Falls jedoch der Anteil etwa 0,1% übersteigt, wird ein Kohlenstoffentzug in der Mitte des Herstellungsprozesses schwierig, und deshalb fällt der Gehalt in den Bereich von etwa 0,02 bis 0,10%.
Si ist eine wesentliche Komponente für die Erhöhung des elektrischen Widerstands und die Reduzierung des Eisenverlusts. Zu diesem Zweck muss Si in einem Gehalt von etwa 1,5% oder mehr enthalten sein. Falls der Gehalt jedoch 7,0% übersteigt, wird das Produkt fragil, was die Verarbeitbarkeit verschlechtert. Dementsprechend fällt der Gehalt von Si in einen Bereich von 1,5 bis 7,0%.
Ferner muss eine Inhibitor-Komponente für die Induzierung sekundärer Rekristallisation in dem Stahl vorhanden sein. Al und/oder B und N sind Inhibitor-Grundkomponenten.
Al muss mit einem Gehalt von etwa 0,010 bis 0,040% vorkommen. Falls der Gehalt von Al weniger als etwa 0,010% ist, wird die Menge von AIN, die in einem Heizschritt bei der Heißwalzblechvergütung niedergeschlagen wird, reduziert, und die Inhibitor-Funktion wird nicht ausgewiesen. Falls die Menge etwa 0,040% übersteigt, wird der zusammengesetzt niedergeschlagene Inhibitor vergröbert, um den Inhibitor-Effekt zu verschlechtern. Dementsprechend wird der Gehalt von Al auf etwa 0,010 bis 0,040% gesetzt.
N ist in der Bramme in ausreichendem Maß vorhanden, das etwa 0,0010% übersteigt, da eine ausreichende Menge AIN durch Nitridierung des Stahlblechs in einem Vergütungsschritt zwischendrin sichergestellt werden kann. Wenn jedoch die Menge 0,0100% übersteigt, wird ein Blistereffekt in einem bestimmten Fall mitten im Heißwalzen verursacht. Dementsprechend wird der Anteil an N auf etwa 0,0010 bis 0,0100% gesetzt.
S oder Se ist notwendig für ein feines Niederschlagen von MnS, MnSe oder CuaSe zusammen mit AIN. Zu diesem Zweck muss S oder Se in einer Menge von etwa 0,005% oder mehr allein oder in Kombination enthalten sein. Falls jedoch der Anteil etwa 0,025% übersteigt, wird der Niederschlag vergröbert. Dementsprechend fällt der Anteil in einen Bereich von etwa 0,005 bis 0,025%.
Es ist eine der Charakteristiken der vorliegenden Erfindung, dass Sb ebenfalls als ein Inhibitor anwesend ist. Sb wird in Kristallkorngrenzen abgetrennt, um als ein Inhibitor zu wirken. Zu diesem Zweck muss Sb mit einem Gehalt von etwa 0,005% oder mehr vorhanden sein. Falls jedoch der Gehalt etwa 0,15% übersteigt, wird der Kohlenstoffentzug bei der Kohlenstoffentzugsvergütung unbefriedigend. Dementsprechend wird der Anteil von Sb auf etwa 0,005 bis 0,15% gesetzt.
Mindestens eines von Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo und P muss als eine Inhibitor- Hilfskomponente mit einem Gehalt von etwa 0,005 bis 2,5 Gewichtsprozente bezüglich einer einzigen Menge oder einer Gesamtmenge von zwei oder mehr Stoffen vorhanden sein. Diese Komponenten bilden Niederschläge und werden in einer intergranularen Schnittstelle oder einer Schnittstelle der Niederschläge abgetrennt. Als Folge davon haben sie eine Hilfsfunktion für die Verbesserung des Inhibitor-Effekts. Ferner wirken Mn und Cu, um den elektrischen Widerstand anzuheben, und haben deshalb die Wirkung der direkten Reduktion des Eisenverlusts. Um die Inhibitor-Hilfswirkung zu entfalten, muss mindestens eines von Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo und P mit einem Gehalt von etwa 0,005% oder mehr vorhanden sein, ausgedrückt als eine einzelne Menge oder als eine Gesamtmenge von zwei oder mehreren Stoffen davon. Falls jedoch der Gehalt etwa 2,5% übersteigt, kommt es zu Brüchigkeit und schlechterem Kohlenstoffentzug des Stahlblechs. Dementsprechend sind sie in einem Bereich von etwa 0,005 bis 2,5% enthalten. P erhöht die Härte des Stahlblechs und verschlechtert seine Walzbarkeit, und besonders deshalb wird die obere Grenze auf etwa 0,30 Gewichtsprozent gesetzt.
B kann ebenfalls vorhanden sein. B ist wirksam für die Produktion feiner Kristallkörner, und muss mit einem Gehalt von etwa 0,0003% oder mehr vorhanden sein. Ferner wirkt in diesem Fall BN als ein Inhibitor anstelle von AIN, und deshalb kann der Gehalt von AIN geringer als 0,010% sein. Wenn der Gehalt von B niedriger als etwa 0,0003 Gewichtsprozent ist, wird die Menge von BN, die in einem Heizschritt bei der Heißwalzblechvergütung niedergeschlagen wird, reduziert, und deshalb wird die Inhibitor-Funktion nicht ausgewiesen. Wenn der B-Gehalt etwa 0,040 Gewichtsprozent übersteigt, vergröbert sich der zusammengesetzt niedergeschlagene Inhibitor, und der Inhibitor-Effekt ist verschlechtert. Dementsprechend wird der Gehalt von B auf etwa 0,0003 bis 0,040 Gewichtsprozent gesetzt.
Zusätzlich zu dem oben Gesagten ist es eine wichtige Voraussetzung der vorliegenden Erfindung, den Ni-Gehalt (Y %) und den C-Gehalt (Z %) besonders entsprechend dem Sb- Gehalt (X %) zu steuern.
Geeigneter Weise fällt der Gehalt von Ni in einem Bereich von etwa 5 (X - 0,05) ≤ Y ≤ 10 X. Falls der Ni-Gehalt niedriger als die untere Grenze ist, verschlechtert sich die Verbesserung der Heißwalzstruktur aufgrund des darin enthaltenen Sb ("X"), das nicht ausreicht, um effektiv zu sein. Falls der Ni-Gehalt höher als die obere Grenze (10 "X") ist, wird die Kernbildungshäufigkeit der sekundär rekristallisierten Kristallkörner an der Oberfläche des Stahlblechs verringert, was den Eisenverlust verschlechtert.
Ferner fällt der Gehalt von C in geeigneter Weise in einen Bereich von etwa -0,6X + 0,06 ≤ Z ≤ -0,6X + 0,11. Falls der C-Gehalt niedriger als die untere Grenze ist, ist die Verbesserung der Heißwalzstruktur durch γ-Transformation bei dem Heißwalzen nicht ausreichend. Falls der C-Gehalt höher als die obere Grenze ist, wird die Kernbildungshäufigkeit der sekundär rekristallisierten Kristallkörner an der Oberfläche des Stahlblechs verringert, was den Eisenverlust verschlechtert.
Die in solcher Zusammensetzung vorbereitete Stahlbramme wird auf etwa 1300ºC oder höher erhitzt und einem Heißwalzen unterzogen, um einen heißgewalzten Wickel herzustellen. Der heißgewalzte Wickel wird einmal oder zweimal oder mehrmals einem Kaltwalzen unterzogen, mit dazwischen geschobenen Zwischenvergütungen, um einen kaltgewalzten Wickel mit einer abschließenden Blechstärke herzustellen. Der kaltgewalzte Wickel wird einer Kohlenstoffentzugsvergütung und einer darauf folgenden abschließenden Vergütung und dann einer Beschichtung Verflachungsvergütung unterzogen, um das Produkt zu erzielen.
Bezüglich anderer Steuerungen ist die Auslasstemperatur des Heißwalzens auf etwa 900 bis 1150ºC zu steuern. Falls die Auslasstemperatur des Heißwalzens niedriger als etwa 900ºC ist, wird AIN und/oder BN während des Heißwalzens allein niedergeschlagen, und deshalb können die zusammengesetzten feinen Niederschläge nicht erreicht werden. Dies verursacht den Verlust des gewünschten, starken Inhibitor-Effekts und verschlechtert den Eisenverlust. Falls die Auslasstemperatur des Heißwalzens etwa 1150ºC übersteigt, werden Sulfide und Selenide während des Heißwalzens grob niedergeschlagen. Dies reduziert den Inhibitor-Effekt des Inhibitors und verschlechtert den Eisenverlust. Dementsprechend wird die Auslasstemperatur des Heißwalzens auf etwa 900 bis 1150ºC gesteuert. Das heißgewalzte Blech wird vorzugsweise abgeschreckt und bei niedriger Temperatur aufgerollt. Das geschieht, um zu verhindern, dass AIN und/oder BN beim Heißwalzen grob niedergeschlagen werden. Der heißgewalzte Wickel wird einmal oder zweimal oder mehrmals einem Kaltwalzen unterzogen, während Zwischenvergütungen zwischengeschoben werden, um einen kaltgewalzten Wickel mit einer abschließenden Blechstärke aufzubereiten. Gewöhnlich wird das heißgewalzte Stahlblech vor dem ersten Kaltwalzen einer Heißwalzver gütung unterzogen, um die Heißwalzstruktur zu verbessern. Jedoch kann die vorliegende Erfindung ebenfalls auf einen Prozess ohne eine Heißwalzvergütung angewendet werden.
Bei einer Vergütung über der Temperatur von 900ºC, die als erstes nach dem Heißwalzen ausgeführt wird, wird die Heizrate bei etwa 700 bis 900ºC auf etwa 2 bis 30ºC/Sekunde eingestellt. Das Vergüten über der Temperatur von 900ºC, das als erstes nach dem Heißwalzen vorgesehen wird, bedeutet eine Heißwalzblechvergütung, wenn Heißwalzblechvergütung über der Temperatur von 900ºC ausgeführt wird. Falls eine Zwischenvergütung nach dem ersten Kaltwalzen ohne eine Ausführung einer Heißwalzblechvergütung ausgeführt wird oder eine Heißwalzblechvergütung unter der Temperatur von 900ºC ausgeführt wird, ist diese Zwischenvergütung gemeint. AIN und/oder BN, das in einem gesättigten, gelösten Lösungszustand vorliegt, muss mit feinen Sulfiden und Seleniden als Niederschlagskernen in einem Heizschritt bei eine Vergütung zusammengesetzt niedergeschlagen werden, welche als erste nach dem Heißwalzen ausgeführt wird. Es ist hier wichtig, feine zusammengesetzte Niederschläge zu erreichen. Die Heizrate muss in einem Heizschritt bei einer Vergütung strikt gesteuert werden, um die gewünschten, feinen zusammengesetzten Niederschläge zu erhalten. Falls die Heizrate etwa 30ºC/Sekunde übersteigt, vergröbern sich die zusammengesetzten Niederschläge, und der Inhibitor-Effekt wird verringert, so dass der Eisenverlust sich verschlechtert. Falls die Heizrate niedriger als etwa 2ºC/Sekunde ist, neigen die wiedererstellten Strukturen dazu, erhalten zu bleiben, oder die Kristallkorndurchmesser neigen dazu, gröber zu werden, so dass eine Verbesserung der heißgewalzten Struktur nicht erreicht wird. Dementsprechend wird die Heizrate auf etwa 2 bis 30ºC/Sekunde gesteuert.
Beim Kaltwalzen wird vorteilhafterweise ein bekanntes Zwischenschrittaltern und ein Warmwalzen angewendet. Ferner wird beim Vergüten unmittelbar vor dem letzten Kaltwalzen zum Kühlen ein Abschrecken ausgeführt. Das Abschrecken vermehrt das in dem Stahl enthaltene fest gelöste C, und erhöht deshalb die Kernbildungshäufigkeit in der sekundären Rekristallisation. Abschrecken und darauf folgendes Halten auf niedrigen Temperaturen beschleunigt das Niederschlagen feiner Karbide in dem Stahl und erhöht die Kernbildungshäufigkeit in der sekundären Rekristallisation, und wird deshalb vorgezogen.
Das kaltgewalzte Blech mit der Endblechstärke wird einer Kohlenstoffentzugsvergütung unterzogen. Eine Behandlung für das Einbringen feiner Rillen in die Oberfläche des Stahlblechs kann ebenfalls ausgeführt werden. Die Rillenbehandlung verfeinert die magnetischen Bereiche des Produkts und verringert den Eisenverlust. Ferner kann eine punktweise lokale Erhitzungsbehandlung und eine chemische Behandlung künstlich ab der Stufe ausgeführt werden, die nach dem abschließenden Kaltwalzen beginnt, bis zu der Stufe vor der sekundären Rekristallisation. Feine Kristallkörner werden in dem Produktblech produziert, die magnetischen Bereiche in dem Produkt werden verfeinert und der Eisenverlust wird reduziert.
Das Stahlblech wird nach dem abschließenden Kaltwalzen einer Entfettung und danach einer Kohlenstoffentzugsvergütung unterzogen. Nach der Kohlenstoffentzugsvergütung wird ein Vergütungstrennmittel auf die Oberfläche des Stahlblechs aufgebracht, und das Stahlblech wird in der Form eines Wickels aufgerollt und einer abschließenden Vergütung unterzogen. Verschieden bekannte Vergütungstrennmittel können ausgewählt werden in Abhängigkeit davon, ob ein Fosterit-Film auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildet ist oder nicht. D. h., falls ein Fosterit-Film auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildet ist, wird ein MgO enthaltendes Vergütungstrennmittel als Grundkomponente verwendet. Falls die Oberfläche des Stahlblechs einer Spiegelflächenbehandlung unterzogen ist, wird in vielen Fällen ein Vergütungstrennmittel auf Al&sub2;O&sub3;-Basis verwendet. Andere bekannte Vergütungstrennmittel können ebenfalls verwendet werden.
Die Atmosphäre beim Erhitzen muss bei einem abschließenden Schritt gesteuert werden. H&sub2; muss in der Atmosphäre mindestens von etwa 900ºC an enthalten sein. Beim Erhitzen bei dem abschließenden Vergüten wirkt H&sub2;-Gas dahin gehend, dass Kristallkörner an der Oberfläche des Stahlblechs wachsen. Dies hindert sekundär rekristallisierte Kristallkörner von etwa 2 bis 10 mm mit schlechteren Orientierungen am Wachstum, erhöht den Ausrichtungsgrad der Orientierung und reduziert deshalb den Eisenverlust. H&sub2; muss in der Atmosphäre mindestens von etwa 900ºC an enthalten sein, um ein Wachstum der Kristallkörner an der Oberfläche des Stahlblechs zu verursachen. H&sub2;-Gas wirkt auch dahin gehend, dass in dem Stahl enthaltene Verunreinigungen, wie etwa S, Se und N, entfernt werden.
Ferner muss N&sub2; anwesend sein mindestens bis etwa 1000ºC beim Erhitzen bei dem abschließenden Vergüten. N&sub2;-Gas senkt die Aktivität von N an der Oberfläche des Stahlblechs beim Erhitzen bei der abschließenden Vergütung ab. Dies hindert Ti am Eindringen in den Stahl und erhöht deshalb den Eisenverlust des Produkts. N&sub2; muss in der Atmosphäre anwesend sein mindestens bis etwa 1000ºC, um die Aktivität von N an der Oberfläche des Stahlblechs zu reduzieren. Falls N&sub2; in der Atmosphäre von einem Temperaturbereich niedriger als etwa 1000ºC nicht anwesend ist, dringt Ti in den Stahl ein, um den Eisenverlust zu verschlechtern.
Nach dem abschließenden Vergüten wird das nicht reagierende Vergütungstrennmittel auf der Oberfläche des Stahlblechs entfernt. Nach dem Entfernen wird eine isolierende Beschichtung ausgeführt, falls notwendig, und dann wird eine Verflachungsvergütung ausgeführt, um das Produkt fertig zu stellen. Es ist für die Verbesserung des Eisenverlusts vorzuziehen, eine Spannungsbeschichtung als die isolierende Beschichtung auszuführen. Das Produktblech kann bekannten Magnetbereichsverfeinerungsbehandlungen unterzogen werden, um den Eisenverlust zu reduzieren. Die bekannten Magnetbereichsverfeinerungsbehandlungen umfassen lineare Bestrahlung mit Plasmajet und Laser und eine Behandlung, um eine lineare, konkave Fläche mit einer vorspringenden Rolle aufzubereiten. Wenn ein Film beim abschließenden Vergüten nicht gebildet ist, ist ferner zur Reduktion des Eisenverlust ein Verfahren sehr vorzuziehen, in dem das Stahlblech einer Spiegelflächenbehandlung oder einer Spannungsbeschichtung unterzogen wird, nachdem es einer Kristallkornorientierungsverfeinerungsbehandlung unterzogen wurde, um das Produkt fertig zu stellen.

Beispiele

Die folgenden Beispiele wurden ausgewählt, um spezifische Wege für die Ausführung der Erfindung aufzuzeigen. Es ist nicht beabsichtigt, dass sie die Erfindung definieren oder begrenzen, welche durch die angefügten Ansprüche definiert wird.

Beispiel 1

Stahlbrammen mit Zusammensetzungen, welche durch die Markierungen A bis T in Tabelle 4 gezeigt werden, wurden auf 1420ºC erhitzt und dann in Blechstäbe mit einer Dicke von 45 mm durch rohes Heißwalzen gewandelt. Die Auslasstemperatur des rohen Heißwalzens wurde auf 1230ºC eingestellt. Die obigen Blechstangen wurden in heißgewalzte Stahlbleche mit einer Blechstärke von 2,2 mm durch abschließenden Heißwalzen gewandelt. Die Auslasstemperatur des abschließenden Heißwalzens wurde auf 1020ºC eingestellt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden an ihren Oberflächen mit Kühlwasser besprüht, um sie auf 600ºC abzukühlen, und wurden in der Form von Wickel aufgerollt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden mit einer Heizrate von 15,5ºC/Sekunde auf 1100ºC aufgeheizt und einer Heißwalzvergütung für eine Einwirkzeit von 30 Sekunden unterzogen. Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde auf 11,5ºC/Sekunde eingestellt. Nach der Heißwalzvergütung wurden die obigen vergüteten Bleche gebeizt und auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt. Nach dem Kaltwalzen wurden die obigen kaltgewalzten Bleche einer Zwischenvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf 1080ºC für 50 Sekunden in einer H&sub2;-Atmosphäre mit einem Taupunkt von 40ºC gehalten wurden. Der C-Gehalt wurde in der Zwischenvergütung um etwa 0,01% reduziert. Ferner wurde in der Zwischenvergütung eine Abschreckbehandlung mit 30ºC/Sekunde durch Besprühen mit Wassernebel ausgeführt, um das fest gelöste C zu erhöhen. Nach der Zwischenvergütung wurde ein Warmwalzen bei einer Stahlblechtemperatur von 220ºC ausgeführt, um eine abschließende Blechdicke von 0,22 mm zu erreichen. Nach dem Warmwalzen wurde eine Entfettungsbehandlung ausgeführt. Rillen mit einer Tiefe von 20 um und einer Breite von 150 um wurden in einer Richtung mit einem Winkel von 75 Grad zu der Walzrichtung bei einem Intervall von 4 mm in der Walzrichtung eingebracht, und dann wurde eine Kohlenstoffentzugsvergütung bei 850ºC für 2 Minuten ausgeführt. Ein Vergütungstrennmittel, das durch Addition von 5% TiO&sub2; zu MgO aufbereitet worden war, wurde auf den Blechen nach der Kohlenstoffentzugsvergütung aufgebracht, und die Bleche wurden einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 800ºC auf 30ºC/Stunde, bei 800ºC bis 1050ºC auf 12,5ºC/ Stunde und bei 1050 bis 1150ºC auf 25ºC/ Stunde eingestellt.
Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen 100% N&sub2; bis zu 800ºC, eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% H&sub2; bei 800 bis zu 1050ºC und 100% H&sub2; bei 1050 bis 1150ºC. Nach dem Erhitzen auf 1150ºC wurden die obigen Stahlbleche einer Reinigungsbehandlung bei derselben Temperatur für 6 Stunden in der 100% H&sub2;-Gas-Atmosphäre unterzogen. Nach Abschluss der Reinigungsbehandlung wurden die obigen Stahlbleche in der H&sub2;-Gas-Atmosphäre bis hinunter zu einer Stahlblechtemperatur von 600ºC und in der N&sub2;- Gas-Atmosphäre bei einer Stahlblechtemperatur von 600ºC oder niedriger gekühlt. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von der Oberfläche der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit, die 50% kolloidales Silika und 50% Magnesiumphosphat enthielt, aufgebracht, und die Stahlbleche wurden einer Backbehandlung bei 800ºC unterzogen, um sie mit einer Spannungsbeschichtung zu versehen, wodurch die Produkte fertig gestellt wurden. Die Charakteristiken dieser Produkte sind in Tabelle 5 gezeigt. Die Stahlanalysewerte der Produkte wurden durch ein nasses chemisches Analyseverfahren bestimmt.
Wie in Tabelle 5 gezeigt, haben die Korn-orientierten Elektrostahlbleche, die in den Zusammensetzungsbereich der vorliegenden Erfindung fallen und durchschnittliche Kristallkorndurchmesser, Kristallkornverteilungen, Orientierungsausrichtungsgrade und Verunreinigungsanteile entsprechend der vorliegenden Erfindung haben, sehr ausgezeichnete Eisenverluste.

Beispiel 2

Sieben Stahlbrammen mit einer Zusammensetzung, welche durch die Markierung l in Tabelle 4 gezeigt wird, wurden auf 1430ºC erhitzt und dann durch Heißwalzen in heißgewalzte Wickel mit einer Dicke von 2,6 mm gewandelt. Die Auslasstemperatur des abschließenden Heißwalzens wurde auf 850ºC (Markierung a), 880ºC (Markierung b), 920ºC (Markierung c),1000ºC (Markierung d), 1090ºC (Markierung e), 1140ºC (Markierung f) und 1170ºC (Markierung g) eingestellt. Nach dem Abschluss des Heißwalzens wurde eine große Menge von Wickelkühlwasser auf die Oberflächen der Stahlbleche gesprüht, um sie mit einer Rate von 50ºC/Sekunde zu kühlen, und die Stahlbleche wurden bei einer Stahlblechtemperatur von 550ºC zu Wickeln aufgerollt. Diese sieben Sorten heißgewalzter Wickel wurden einer Heißwalzblechvergütung unterzogen, bei der die Wickel mit einer Heizrate von 12ºC/Sekunde auf eine Stahlblechtemperatur von 1000ºC aufgeheizt und auf derselben Temperatur für 30 Sekunden gehalten würden. Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde auf 10,6ºC/Sekunde eingestellt. Nach der Heißwalzvergütung wurden die obigen vergüteten Bleche gebeizt und durch Kaltwalzen auf eine Dicke von 1,9 mm gewalzt. Nach dem Kaltwalzen wurden die obigen kaltgewalzten Bleche einer Zwischenvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf 1100ºC für 50 Sekunden in einer gemischten Atmosphäre von 50% N&sub2; und 50% N&sub2; mit einem Taupunkt von 50ºC gehalten wurden. Nachdem die vergüteten Stahlbleche einer Beizbehandlung unterzogen worden waren, wurden sie einem Warmwalzen bei einer Stahlblechtemperatur von 220ºC unterzogen, um eine abschließende Blechdicke von 0,26 mm zu erreichen. Nach dem Warmwalzen wurde eine Entfettung ausgeführt, und Rillen mit einer Breite von 100 um und einer Tiefe von 20 um wurden in einer Richtung senkrecht zu der Walzrichtung bei einem Intervall von 5 mm in der Walzrichtung eingebracht. Nach der Rillenbildungsbehandlung wurde eine Kohlenstoffentzugsvergütung bei 850ºC für 2 Minuten ausgeführt. Nach der Kohlenstoffentzugsvergütung wurde ein Mischpulver, das 3% Sb&sub2;O&sub3;, 3% CaO, 25% Al&sub2;O&sub3; und 40% MgO enthielt, als ein Vergütungstrennmittel auf den Oberflächen der Stahlbleche aufgebracht, und die Bleche wurden in der Form eines Wickels aufgerollt und einer abschließenden Vergütung unterzogen. Sb&sub2;O&sub3;, war zugesetzt, um die Beschichtungsbildung zu behindern. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 800ºC auf 30ºC/Stunde, bei 800ºC bis 1050ºC auf 12,5ºC/ Stunde und bei 1050 bis 1150ºC auf 20ºC/ Stunde eingestellt.
Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen 100% N&sub2; bis zu 800ºC, eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% H&sub2; bei 800 bis zu 1050ºC und 100% H&sub2; bei 1050 bis 1200ºC. Nach dem Erhitzen auf 1200ºC wurden die obigen Stahlbleche einer Reinigungsbehandlung bei derselben Temperatur für 5 Stunden in der 100% H&sub2;-Gas-Atmosphäre unterzogen. Nach Abschluss der Reinigungsbehandlung wurden die obigen Stahlbleche in der H&sub2;-Gas-Atmosphäre bis hinunter zu einer Stahlblechtemperatur von 800ºC und in der N&sub2;- Gas-Atmosphäre bei einer Stahlblechtemperatur von 800ºC oder niedriger gesteuert gekühlt. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von der Oberfläche der Stahlbleche entfernt, und dann wurden die Oberflächen der Stahlbleche einer NaCl-Elektrolytbehandlung unterzogen. Die NaCl-Elektrolytbehandlung wählt die Kristallkornorientierungen an den Oberflächen der Stahlbleche aus, um die (110)- Flächenorientierung zu intensivieren. Nach der NaCl-Elektrolytbehandlung wurde eine zweischichtige Spannungsbeschichtung, die Aluminiumphosphat als ein Beschichtungsunlerteil und 50% kolloidales Silika und 50% Magnesiumphosphat als ein Beschichtungsoberteil enthielt, aufgebracht, um die Produkte fertig zu stellen. Teststücke mit einer Epsteingröße (280 L · 30 W), die aus den jeweiligen Produkten entlang der Walzrichtung herausgeschnitten, wurden einer Spannungsabbaubehandlung bei 800ºC für 3 Stunden unterzogen, und dann wurden die Eisenverlustwerte (W17/50) in einer Magnetflussdichte von 1,7 T und die Magnetflussdichten (B&sub8;) in einem Magnetfeld von 800 A/M gemessen. Ferner wurde die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen an den Oberflächen der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (α) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Krisatallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen analysiert. Die zweidimensionalen Kristallkorndurchmesser wurden durch einen kreis-äquivalenten Durchmesser bestimmt. Die Kristallkornverteilung wurde durch eine Flächenproportion eines jeden Kristallkorndurchmessers gezeigt. Ferner wurden die Kristallkornorientierungen gemessen (außer der abnormalen Werte in den intergranularen Teilen) in einer Seite von 300 mm² bei einem Abstand von 2,5 mm, um α durch Durchschnittsbildung der Blechseitendrehwinkel zu bestimmen. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt, zusammen mit den Eisenverlustcharakteristiken.
Wie in Tabelle 6 gezeigt, haben die Korn-orientierten Elektrostahlbleche, die in den Zusammensetzungsbereich der vorliegenden Erfindung fallen und durchschnittliche Kristallkorndurchmesser, Kristallkornverteilungen, Orientierungsausrichtungsgrade und Verunreinigungsanteile entsprechend der vorliegenden Erfindung haben, sehr ausgezeichnete Eisenverluste.

Beispiel 3

Vier Stahlbrammen, die 0,058% C, 3,45% Si, 0,07% Mn, 0,025% Al, 0,08% P, 0,15% S, 0,058% Sb, 0,25% Mi, 0,0010% B und 0,0075% N enthielten und der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand, wurden auf 1390ºC erhitzt und dann durch rohes Heißwalzen in Blechstäbe mit einer Dicke von 35 mm gewandelt. Die obigen Blechstangen wurden durch abschließendes Heißwalzen in heißgewalzte Stahlbleche mit einer Blechstärke von 1,8 mm gewandelt. Die Auslasstemperatur des abschließenden Heißwal zens wurde auf 960ºC eingestellt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden an ihren Oberflächen mit Spritzwasser besprüht, um sie mit einer Kühlrate von 50ºC/Sekunde auf 570ºC abzukühlen, und wurden in der Form eines Wickels aufgerollt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden jeweils mit einer Heizrate von 3ºC/Sekunde (Markierung h), 15ºC/Sekunde (Markierung i), 28ºC/Sekunde (Markierung j) und 37,5ºC/Sekunde (Markierung k) auf 1100ºC aufgeheizt und einer Heißwalzvergütung für eine Einwirkzeit von 30 Sekunden unterzogen. Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde auf 1,5ºC/Sekunde für Codierung h, auf 12,3ºC/Sekunde für Codierung i, auf 21,2ºC/Sekunde für Codierung j und auf 34,6ºC/Sekunde für Codierung k eingestellt. Nach dem Einwirken wurden die vergüteten Stahlbleche mit einem Wassernebel besprüht, um sie mit einer Kühlrate von 40ºC/Sekunde auf 350ºC abzuschrecken, und wurden für 30 Sekunden auf derselben Temperatur gehalten. Das Ziel des Haltens war das Niederschlagen von Karbiden. Nach der Heißwalzvergütung wurden die jeweiligen vergüteten Stahlbleche mittels eines Sendzimirwalzwerks einem Warmwalzen auf eine abschließende Blechstärke von 0,20 mm bei festen Temperaturen von 150 bis 230ºC unterzogen. Nach dem Warmwalzen wurden die Stahlbleche einer Entfettungsbehandlung und dann einer Kohlenstoffentzugsvergütung bei 850ºC für 2 Minuten unterzogen. Ein Vergütungstrennmittel, das durch Hinzufügen von 7,5% TiO&sub2; und 3% SbO&sub2; zu MgO, welches 0,08% B enthielt, aufbereitet worden war, wurde auf die Bleche nach der Kohlenstoffentzugsvergütung aufgebracht, und die Bleche wurden in der Form eines Wickels aufgerollt und einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 850ºC auf 30ºC/Stunde und bei 850 bis 1150ºC auf 15ºC/ Stunde eingestellt. Die Stahlbleche wurden bei 850ºC für 25 Stunden gehalten und bei 1150ºC für 5 Stunden gehalten.
Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen und Halten bis zu 850ºC 100% N&sub2;, eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% Hz beim Heizen von 850 bis zu 1050ºC und 100% H&sub2; über 1050ºC. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von der Oberfläche der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Spannungsbeschichtung, die 50% kolloidales Silika enthielt, ausgeführt. Nach der Beschichtungsbehandlung wurden die Stahlbleche linear auf ihren Oberflächen mit einem Plasmajet bei einem Abstand von 6 mm in seitlicher Richtung bestrahlt, um die Produkte fertig zu stellen. Die magnetischen Charakteristiken dieser Produkte sind in Tabelle 7 gezeigt.
Wie in Tabelle 7 gezeigt, haben die Produkte, die durch Steuerung der Heizraten in dem vorgeschriebenen Temperaturbereich bei der Heißwalzvergütung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung aufbereitet wurden, sehr niedrige Eisenverluste.

Beispiel 4

Stahlbrammen mit Zusammensetzungen, welche durch die Markierung P (Erfindung) und Markierung E (Vergleich) in Tabelle 4 gezeigt werden, wurden jeweils auf 1390ºC erhitzt und dann in heißgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 2,4 mm gewandelt. Die Auslasstemperatur des Heißwalzens wurde auf 980ºC eingestellt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden auf ihren Oberflächen mit einer großen Menge von Kühlwasser besprüht, um sie mit einer Rate von 70ºC/Sekunde zu kühlen, und wurden zu Wickeln aufgerollt. Die obigen heißgewalzten Stahlblechwickel wurden vorübergehend auf 400ºC erhitzt und dann abgeschreckt. Nach der vorübergehenden Erhitzungsbehandlung wurden die obigen heißgewalzten Stahlblechwickel einer Heißwalzblechvergütung unterzogen. Bei der Heißwalzblechvergütung wurden die obigen heißgewalzten Stahlbleche einer Einwirkbehandlung unterzogen, bei der die Stahlbleche für 30 Sekunden auf einer Temperatur von 1020ºC gehalten wurden, und wurden dann einer Gaskühlung unterzogen. Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde auf 12 bis 17ºC/Sekunde eingestellt. Nach der Heißwalzblechvergütung wurden die obigen vergüteten Bleche gebeizt und auf eine Dicke von 1,7 mm kaltgewalzt. Nach dem Kaltwalzen wurden die obigen kaltgewalzten Bleche einer Zwischenvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf 1080ºC für 50 Sekunden in einer Gasatmosphäre von 55% N&sub2; und 45% H&sub2; mit einem Taupunkt von 35ºC gehalten wurden. Die Zwischenvergütung wurde in einer gemischten, feuchten Gasatmosphäre von N&sub2; und H&sub2; ausgeführt für eine Bildungsbehandlung einer Schicht von 20 um mit Kohlenstoffentzug an der Stahlblechoberfläche. Ferner wurde bei der Zwischenvergütung eine Abschreckbehandlung mit 35ºC/Sekunde in der N&sub2;-Atmosphäre durch Besprühen mit einem Wassernebel ausgeführt, um das fest gelöste C zu erhöhen. Nach der Zwischenvergütung wurden die obigen vergüteten Stahlbleche gebeizt und einem Warmwalzen unterzogen, um eine abschließende Blechdicke von 0,20 mm zu erreichen. Bei dem Warmwalzen wurden der erste Durchgang und der zweite Durchgang ausgeführt bei einer Stahlblechtemperatur von 120ºC oder weniger, und der dritte Durchgang wurde ausgeführt bei 15 bis 230ºC. Nach dem Warmwal zen wurde eine Entfettungsbehandlung ausgeführt. Rillen mit einer Tiefe von 25 um und einer Breite von 150 um wurden in einer Richtung mit einem Winkel von 85º zu der Walzrichtung bei einem Intervall von 3 mm in der Walzrichtung eingebracht, und dann wurde eine Kohlenstoffentzugsvergütung bei 850ºC für 2 Minuten ausgeführt. Eine halbe Menge des vergüteten Stahlblechs, dem Kohlenstoff entzogen worden war, das von der Bramme (Erfindung kam, deren Zusammensetzung in Tabelle 4 mit der Markierung P bezeichnet ist, wurde einer Punkterhitzung mit einer Größe von 1 mm und einem Abstand von 25 mm unterzogen. Punkterhitzung ist eine Behandlung zur Bildung feiner Kristallkörner. Ein Vergütungstrennmittel, das durch Hinzufügen von 5% TiO&sub2; zu MgO vorbereitet wurde, wurde auf dem Stahlblech aufgebracht, welchem Kohlenstoff entzogen wurde, und das Stahlblech wurde in der Form eines Wickels aufgerollt und dann einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 850ºC auf 30ºC/Stunde und bei 850ºC bis 1150ºC auf 12ºC/ Stunde eingestellt. Ausgeführt wurde ein Halten bei 850ºC für 35 Stunden und eine Reinigungsbehandlung bei 1150ºC für 5 Stunden, und dann wurde die Temperatur gesenkt.
Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen und Halten bis zu 850ºC 100% N&sub2;, bei 850 bis zu 1150ºC eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% H&sub2;, beim Reinigen bei 1150ºC und beim Abkühlen auf 800ºC 100% H² und beim Abkühlen von 800 bis 400ºC 100% N&sub2;. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von den Oberflächen der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit, die als Hauptkomponente Magnesiumphosphat enthielt, das 65% kolloidales Silika enthielt, aufgebracht und gebacken, um eine Spannungsbeschichtung auszuführen, wodurch die Produkte fertiggestellt wurden.
Teststücke mit einer Breite von 150 mm und einer Länge von 400 mm wurden aus den jeweiligen Produkten herausgeschnitten, um die magnetischen Charakteristiken zu messen. Ferner wurde die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen an den Oberflächen der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (α) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Kristallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen analysiert. Diese Produkte wurden verwendet, um Dreiphasentransformatoren mit 30 kW herzu stellen, und ihre Eisenverlustcharakteristiken wurden bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.
Wie in Tabelle 8 gezeigt, haben die Korn-orientierten Elektrostahlbleche der vorliegenden Erfindung ausgezeichnete Eisenverluste. Ferner erzielten besonders die Produkte, die einer Bildungsbehandlung feiner Kristallkörner unterzogen wurden, ausgezeichnete Charakteristiken und auch Charakteristiken der Transformatoren.

Beispiels

Stahlbrammen mit Zusammensetzungen, welche durch die Markierung UA bis UL in Tabelle 9 gezeigt werden, wurden jeweils auf 1400ºC erhitzt und dann einem groben Heißwalzen bei 1250ºC unterzogen, um Blechstäbe mit einer Dicke von 40 mm aufzubereiten. Ferner wurden sie einem abschließenden Heißwalzen unterzogen, um heißgewalzte Stahlbleche mit einer Blechstärke von 2,2 mm zu präparieren. Die Auslasstemperatur des abschließenden Heißwalzens wurde auf 1020ºC eingestellt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden auf ihren Oberflächen mit Kühlwasser besprüht, um sie auf eine Stahlblechtemperatur von 600ºC abzukühlen, und wurden in der Form von Wickeln aufgerollt. Die obigen heißgewalzten Stahlblechwickel wurden einer Heißwalzblechvergütung unterzogen. Bei der Heißwalzblechvergütung wurden die heißgewalzten Stahlbleche einer Einwirkbehandlung unterzogen, bei der die Stahlbleche für 40 Sekunden auf 1000ºC gehalten wurden, und wurden dann einer Gaskühlung unterzogen. Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde auf 12ºC/Sekunde eingestellt, und die Heizrate zwischen 900 und 1000ºC wurde auf 17ºC/Sekunde eingestellt. Die Oberflächen der heißgewalzten, vergüteten Bleche wurden einem Beizen unterzogen, um Schuppen zu entfernen. Nach dem Heißwalzblechvergüten wurden die vergüteten Bleche gebeizt und auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt. Nach dem Kaltwalzen wurden die kaltgewalzten Bleche einer Zwischenvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf 1080ºC für 60 Sekunden in einer Gasatmosphäre von 100% H&sub2; mit einem Taupunkt von 40ºC gehalten wurden. Durch die Zwischenvergütung wurde der C- Gehalt auf etwa 0,015% reduziert. Ferner wurde bei der Zwischenvergütung eine Abschreckbehandlung mit 30ºC/Sekunde durch Besprühen mit einem Wassernebel ausgeführt bis die Stahlblechtemperatur gleich der Raumtemperatur wurde, um das fest gelöste C zu erhöhen. Nach der Zwischenvergütung wurden die obigen vergüteten Stahlbleche ge beizt und einem Warmwalzen unterzogen, um eine abschließende Blechdicke von 0,18 mm zu erreichen. Das Warmwalzen wurde ausgeführt bei einer Stahlblechtemperatur von 220ºC. Eine Entfettungsbehandlung wurde nach dem Warmwalzen ausgeführt. Rillen mit einer Tiefe von 20 um und einer Breite von 150 um wurden durch elektrolytisches Ätzen in einer Richtung mit einem Winkel von 80º zu der Walzrichtung bei einem Intervall von 4 mm in der Walzrichtung eingebracht, und dann wurde eine Kohlenstoffentzugsvergütung bei 840ºC für 2 Minuten ausgeführt. Ein Vergütungstrennmittel, das durch Hinzufügen von 8% TiO&sub2; zu MgO vorbereitet wurde, wurde auf dem Stahlblech aufgebracht, welchem Kohlenstoff entzogen worden war, und die Stahlbleche wurden in der Form eines Wickels aufgerollt und dann einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 850ºC auf 30ºC/Stunde, bei 850ºC bis 1150ºC auf 10,5ºC/ Stunde und bei 1150ºC bis 1180ºC auf 15ºC/ Stunde eingestellt. Ausgeführt wurde ein Halten bei 850ºC für 20 Stunden und eine Reinigungsbehandlung bei 1180ºC für 4 Stunden, und dann wurde die Temperatur gesenkt.
Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen und Halten bis zu 850ºC 100% N&sub2;, beim Heizen von 850 bis zu 1150ºC eine Mischung von 20% Na und 80% H&sub2;, beim Heizen von 1150 bis 1180ºC, beim Reinigen bei 1180ºC und beim Abkühlen auf 700ºC 100% Hz und beim Abkühlen von 600ºC abwärts 100% N&sub2;. Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von den Oberflächen der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit, die als Hauptkomponente Magnesiumphosphat enthielt, das 70% kolloidales Silika enthielt, aufgebracht und bei 800ºC gebacken, um eine Spannungsbeschichtung auszuführen, wodurch die Produkte fertiggestellt wurden.
Teststücke mit einer Breite von 150 mm und einer Länge von 400 mim wurden aus den jeweiligen Produkten herausgeschnitten, um die magnetischen Charakteristiken zu messen. Ferner wurde die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen an den Oberflächen der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (a) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Kristallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen mit einem nassen chemischen Analyseverfahren analysiert.
Wie in Tabelle 10 gezeigt, haben die Korn-orientierten Elektrostahlbleche, die in den Zusammensetzungsbereich der vorliegenden Erfindung fallen und durchschnittliche Kristallkorndurchmesser, Orientierungsausrichtungsgrade und Verunreinigungsanteile nach der vorliegenden Erfindung haben, sehr ausgezeichnete Eisenverluste.

Beispiel 6

Sechs Stahlbrammen mit einer Zusammensetzung, welche durch die Markierung I in Tabelle 4 gezeigt wird, wurden auf 1420ºC erhitzt und dann durch Heißwalzen in heißgewalzte Stahlbleche mit einer Blechdicke von 2,4 mm gewandelt. Die Auslasstemperatur des Heißwalzens wurde auf 980ºC eingestellt. Die obigen heißgewalzten Stahlbleche wurden auf ihren Oberflächen mit einer große Menge von Kühlwasser besprüht, um sie mit einer Kühlrate von 65ºC/Sekunde auf 500ºC abzukühlen, und wurden in der Form von Wickeln aufgerollt.
Eine Gruppe von zwei Wickeln (Zeichen 1-1 und 1-2) unter den obigen heißgewalzten Stahlblechwickeln wurden einer Heißwalzblechvergütung bei 1050ºC für 60 Sekunden und dann einer Gaskühlung unterzogen. Die Heizrate der zwei Wickel 1-1 und 1-2 wurde zwischen 700 und 900ºC auf 15 bzw. 35ºC/Sekunde eingestellt. Nach der Heißwalzvergütung wurden die obigen zwei Bleche gebeizt und auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt.
Eine andere Gruppe von zwei Wickeln (Zeichen 1-3 und 1-4) unter den heißgewalzten Stahlblechwickeln wurden einer Karbidgrößensteuerungsvergütung bei 650ºC für 10 Sekunden und dann einer Gaskühlung unterzogen. Nach der Karbidgrößensteuerungsvergütung wurden die obigen vergüteten Bleche gebeizt und auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt.
Die andere Gruppe von zwei Wickeln (Zeichen 1-5 und 1-6) unter den heißgewalzten Stahlblechwickeln wurden gebeizt und auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt.
Nach dem Kaltwalzen wurden diese sechs kaltgewalzten Bleche einer Zwischenvergütung unterzogen, in der die Stahlbleche auf 1080ºC für 50 Sekunden in einer Gasatmosphäre von 55% N&sub2; und 45% H&sub2; mit einem Taupunkt von 35ºC gehalten wurden, was Schichten von 20 um Dicke an den Stahlblechoberflächen erzeugte, denen Kohlenstoff entzogen war. Ferner wurde in der Zwischenvergütung eine Abschreckbehandlung mit 40ºC/Sekunde ausgeführt, um das fest gelöste C zu erhöhen.
Die Heizrate zwischen 700 und 900ºC wurde für die Wickel 1-1,1-3 und 1-5 auf 16ºC/Sekunde und für die Wickel 1-2,1-4 und 1-6 auf 38ºC/Sekunde eingestellt.
Nach der Zwischenvergütung wurden alle vergüteten Stahlbleche gebeizt und einem Warmwalzen bei einer maximalen Temperatur von 250ºC unterzogen, um eine abschließende Blechdicke von 0,22 mm zu erreichen.
Nach dem abschließenden Walzen wurde eine Kohlenstoffentzugsvergütung bei 850ºC für 2 Minuten ausgeführt. Ein Vergütungstrennmittel, das durch Hinzufügen von 5% TiO&sub2; zu MgO aufbereitet worden war, wurde auf den Stahlblechen aufgebracht, denen Kohlenstoff entzogen war, und die Bleche wurden in der Form eines Wickels aufgerollt und dann einer abschließenden Vergütung unterzogen. In der abschließenden Vergütung wurde die Heizrate bis zu 850ºC auf 30ºC/Stunde und von 850ºC bis 1200ºC auf 12ºC/Stunde eingestellt. Ausgeführt wurde ein Halten bei 850ºC für 20 Stunden und eine Reinigungsbehandlung bei 1200ºC für 5 Stunden, und dann wurde die Temperatur gesenkt. Die Atmosphärengase beim Vergüten waren beim Heizen und Halten bis zu 850ºC 100% N&sub2;, beim Heizen von 850 bis zu 1200ºC eine Mischung von 25% N&sub2; und 75% H&sub2;, bei der Reinigungsbehandlung bei 1200ºC und beim Abkühlen auf 500ºC 100% H&sub2; und beim Abkühlen von 500 auf 200ºC 100% N&sub2;.
Nach der abschließenden Vergütung wurde das nicht reagierende Vergütungstrennmittel von den Oberflächen der Stahlbleche entfernt. Nach dem Entfernen wurde eine Beschichtungsflüssigkeit, die als Hauptkomponente Magnesiumphosphat enthielt, das 65% kolloidales Silika enthielt, aufgebracht und gebacken, um eine Spannungsbeschichtung auszu führen. Nach der Beschichtungsbehandlung wurden die Stahlbleche auf ihren Oberflächen in der 80 Grad Richtung von der Walzrichtung und mit einem Abstand von 7 mm mit Plasmajet linear bestrahlt, um die Produkte fertig zu stellen. Die magnetischen Charakteristiken dieser Produkte sind in Tabelle 11 gezeigt.
Teststücke mit einer Breite von 150 mm und einer Länge von 400 mm wurden aus den jeweiligen Produkten herausgeschnitten, um die magnetischen Charakteristiken zu messen. Ferner wurde die Stahlbleche einem Makroätzen unterzogen, um die zweidimensionalen Kristallkornverteilungen an den Oberflächen der Stahlbleche und die Blechseitendrehwinkeldurchschnitte (α) der Kristallkörner von der (110)[001]-Orientierung in den Kristallkornorientierungen zu bestimmen. Ferner wurden die Produktblechzusammensetzungen mit einem nassen chemischen Analyseverfahren analysiert.
Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 11 gezeigt. Wie in Tabelle 11 gezeigt, haben die Korn-orientierten Elektrostahlbleche der vorliegenden Erfindung ausgezeichnete Eisenverluste. Ferner haben besonders die Produkte, die der Heizrate dieser Erfindung zwischen 700 und 900ºC bei der ersten Vergütung über die Temperatur von 900ºC nach dem Heißwalzen unterzogen wurden, bemerkenswert ausgezeichnete Charakteristiken.
Die vorliegende Erfindung soll nicht auf die oben beschriebenen Ausführungsformen begrenzt werden, und es ist beabsichtigt, all Äquivalente abzudecken.
Wie oben im Detail beschrieben, kann nach dem Korn-orientierten Elektrostahlblech der vorliegenden Erfindung und dem Herstellungsprozess dafür ein Korn-orientiertes Elektrostahlblech mit hoher Magnetflussdichte und mit ausgezeichnetem Eisenverlust hergestellt werden. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5 Tabelle 6 Tabelle 7 Tabelle 8 Tabelle 9 Tabelle 10 Tabelle 11

Claims

1. Korn-orientiertes Elektrostahlblech mit einem sehr niedrigen Eisenverlust, wobei das Blech eine Vielzahl von sekundär rekristallisierten Körner hat, in denen der durchschnittliche Blechseitendrehwinkel der Kornrichtungen von der (110)[001]-Orientierung innerhalb von 4 Grad fällt,

wobei Kristallkörner mit einem Korndurchmesser von 10 mm oder mehr 75% oder mehr, ausgedrückt als Flächenproportion, ausmachen, und der durchschnittliche Korndurchmesser der Körner 25 mm oder kleiner ist,

wobei das Blech zu 1,5-7,0 Gewichtsprozente aus Si, zu 0,005-2,5 Gewichtsprozente aus einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe besteht, die aus Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te und Mo besteht, ausgedrückt als eine einzige Menge oder als ein Gesamtbetrag von zwei oder mehreren Elementen davon, zu 0,02-1,0 Gewichtsprozenten aus Ni besteht, zu 0,005-0,15 Gewichtsprozenten aus Sb besteht und zu 0-0,0050 Gewichtsprozenten aus B besteht, und die Beziehung erfüllt:

0,02 ≤ Y ≤ 1,0, 5(X - 0,05) ≤ Y ≤ 10X

wobei X den Sb-Anteil (Gewichtsprozente) und Y den Ni-Anteil (Gewichtsprozente) repräsentiert,

und wobei das Blech ferner Verunreinigungen enthält von nicht mehr als 0,003 Gewichtsprozente oder weniger aus C, von nicht mehr als 0,003 Gewichtsprozente oder weniger aus S und Se insgesamt, von nicht mehr als 0,002 Gewichtsprozente oder weniger aus Al, von nicht mehr als 0,002 Gewichtsprozente oder weniger aus O und von nicht mehr als 0,003 Gewichtsprozente oder weniger aus Ti, und wobei der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen ist.

2. Korn-orientiertes Elektrostahlblech nach Anspruch 1, wobei eine Vielzahl von Rillen mit einer Breite von 50-1000 um und einer Tiefe von 10-50 um auf der Stahlblechoberfläche vorgesehen sind, die in einer Richtung angeordnet sind, welche die Walzrichtung des Blechs kreuzt.

3. Korn-orientiertes Elektrostahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech eine Oberfläche hat, die eine Spiegelflächenbehandlung oder eine Kristall-Orientierungsverstärkungsbehandlung erfahren hat, und wobei ein Endbehandlungsüberzug auf der Oberfläche des Stahlblechs vorgesehen ist.

4. Prozeß für die Herstellung eines Korn-orientierten Elektrostahlblechs nach den Ansprüchen 1 bis 3, umfassend die folgenden Schritte:

- Aufheizen einer Stahlbramme auf 1300ºC oder höher, die enthält:

0,02-0,10 Gewichtsprozente von C,

1,5-7,0 Gewichtsprozente von Si,

0,010-0,040 Gewichtsprozente von Al und/oder

0,0003-0,040 Gewichtsprozente von B als Hemmungselement,

0,005-0,025 Gewichtsprozente von S und Se allein oder in Kombination,

0,0010-0,0100 Gewichtsprozente von N,

0,005-0,15 Gewichtsprozente von Sb, und

0,005-2,5 Gewichtsprozente von einem oder mehreren Elementen, die aus der Gruppe ausgewählt werden, welche aus Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te und Mo besteht, ausgedrückt als eine einzige Menge oder als ein Gesamtbetrag von zwei oder mehreren Elementen davon, wobei die Bramme ferner Ni enthält und wobei die folgenden Beziehungen unter den Komponenten der Bramme erfüllt sind:

0,02 ≤ Y ≤ 1,0, 5(X - 0,05) ≤ Y ≤ 10X

und

0,02 ≤ Z ≤ 1,0, -0,6X + 0,06 ≤ Z ≤ -0,6X + 0,11

wobei X den Sb-Anteil (Gewichtsprozente), Y den Ni-Anteil (Gewichtsprozente) und Z den C-Anteil (Gewichtsprozente) repräsentiert, und der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen ist, zum Zwecke des Warmwalzens.

- ein- oder mehrmaliges Kaltwalzen auf Enddicke und dann Ausführen einer Schlussglühung nach einer Entkohlungsglühung,

wobei die Auslasstemperatur des abschließenden Warmwalzens auf 900ºC oder höher bis 1150ºC oder niedriger gesteuert wird;

wobei die Aufheizgeschwindigkeit zwischen 700ºC und 900ºC bei ersten Glühen über eine Temperatur von 900ºC nach dem Warmwalzen gesteuert auf 2 bis 30ºC/Sekunde eingestellt wird;

und wobei H&sub2; in der Atmosphäre mindestens ab 900ºC beim Aufheizen in der Schlussglühung vorhanden ist,

und wobei N&sub2; in der Atmosphäre mindestens bis 1000ºC vorhanden ist.

5. Prozess nach Anspruch 4, wobei eine Vielzahl von Rillen auf der Oberfläche des Stahlblechs in und nach dem Schlusskaltwalzen gebildet wird.

6. Prozess nach Anspruch 4 oder 5, wobei eine Spiegelflächenbehandlung oder eine Kristall-Orientierungsverstärkungsbehandlung nach der Schlussglühung ausgeführt wird,

und wobei ein Endüberzug nach diesem Behandlungsschritt ausgeführt wird.