DE68921377T2

DE68921377T2 - Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Stahl-Grobbleche mit hoher magnetischer Flussdichte.

Info

Publication number: DE68921377T2
Application number: DE68921377T
Authority: DE
Inventors: Tastuya C O Nippon Ste Kumagai; Yukio C O Nippon Steel Tomita; Yukio C O Nippon Steel C Tsuda; Ryota C O Nippon Steel Yamaba; Katsuyoshi C O Nippon Yamanaka
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-06-24
Filing date: 1989-06-23
Publication date: 1995-11-02
Anticipated expiration: 2009-06-24
Also published as: EP0349853A2; EP0349853A3; EP0349853B1; DE68921377D1; US4950336A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl-Grobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte für Magnetkerne, die unter Gleichstrommagnetisierungsbedingungen verwendet werden, und zur magnetischen Abschirmung.
Mit dem Fortschritt in den letzten Jahren der Elementarteilchenforschung und medizinischer Instrumente sind Geräte mit Magneten in großen Strukturen verwendet worden, und es gibt eine Nachfrage nach verbesserter Leistung in derartigen Strukturen. Zahlreiche Elektro-Stahlbleche mit guter magnetischer Flußdichte sind bereitgestellt worden, insbesondere Siliziumstahlbleche und weiche unlegierte Elektro-Stahlbleche.
Hinsichtlich ihrer Verwendung als wichtige Bauteile gibt es jedoch Probleme bei der Aufbaufertigung und der Festigkeit derartiger Materialien, und dies hat die Verwendung eines Stahl-Grobblechs erforderlich gemacht. Bisher sind solche Elektrostahl-Grobbleche mit Reineisenkomponenten hergestellt worden, wie zum Beispiel in JP-A Nr. 60(1985)-96749.
Mit der Zunahme der Große und Leistung der betreffenden Geräte gibt es jedoch eine starke Nachfrage nach Stahlmaterialien mit besseren magnetischen Eigenschaften, insbesondere einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld, zum Beispiel 80 A/m. Mit den bekannten Stahlmaterialien kann eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m nicht stabil erreicht werden.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl-Grobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bereitzustellen.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl- Grobbleche mit einer Zugfestigkeit von mindestens 40 kg/mm² und einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bereitzustellen.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl- Grobbleche mit einer Zugfestigkeit von mindestens 40 kg/mm², einem hohen spezifischen Widerstand und einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bereitzustellen.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl- Grobbleche mit einer geringen Koerzitivkraft und einer hohen magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bereitzustellen.
Diese Aufgaben werden mit dem Verfahren gemäß der Patentanspruche gelöst.
Die Aufgaben und Merkmale der vorliegenden Erfindung ergeben sich aus der folgenden detaillierten Beschreibung in Verbindung mit den zugehörigen Zeichnungen; es zeigen:
Figur 1 eine graphische Darstellung, die die Wirkung des Kohlenstoffgehalts auf die magnetische Flußdichte bei 80 A/m zeigt;
Figur 2 eine graphische Darstellung, die die Wirkung der Hohlraumdefektgröße und der Dehydrierungs-Wärmebehandlungs temperatur auf die magnetische Flußdichte bei 80 A/m zeigt;
Figur 3 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Kaltwalzreduktionsverhältnis und der Größe der Ferritkörner zeigt;
Figur 4 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Aluminiumgehalt und der Größe der Ferritkörner zeigt;
Figur 5 eine graphische Darstellung, die die Wirkung von Silizium auf die Zugfestigkeit und den spezifischen Widerstand zeigt;
Figur 6 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Koerzitivkraft und dem Nickelgehalt zeigt; und
Figur 7 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Koerzitivkraft und dem Titangehalt zeigt.
Der Vorgang der Magnetisierung, um die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erhöhen, besteht darin, unmagnetischen Stahl in einem Magnetfeld anzuordnen und die Orientierung der magnetischen Domänen zu ändern, indem die Stärke des Magnetfeldes erhöht wird, so daß im wesentlichen in Magnetfeldrichtung orientierte Domänen überwiegen, auf andere Domänen übergreifen und sich mit ihnen vereinigen. Das heißt, daß die Blochwände bewegt werden. Wenn das Magnetfeld weiterhin verstärkt wird und die Bewegung der Blochwände abgeschlossen ist, ist die magnetische Orientierung aller Domänen verändert. Bei diesem Magnetisierungsvorgang bestimmt die Leichtigkeit, mit der die Blochwände bewegt werden können, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld. Das heißt, um eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erhalten, müssen Hindernisse für die Bewegung der Blochwand so weit wie möglich verringert werden.
Um eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erhalten, führten die Erfinder detaillierte Untersuchungen bezüglich der Kristallkorngröße, den Wirkungen der Elemente, die innere Spannungen und Hohlraumdefekte bewirken, durch.
AlN hat die Wirkung, die Kristallkörner zu verfeinern, so daß die Körner durch Vermindern des AlN vergröbert werden können. Bezüglich des Herstellungsverfahrens wird die Erwärmungstemperatur so stark wie möglich erhöht, um die Austenitkörner zu vergröbern, und wird die Fertigwalztemperatur ebenfalls so stark wie möglich erhöht, um zu verhindern, daß die Kristallkörner durch den Walzvorgang verfeinert werden, was wahlweise zusammen mit den auf das Walzen folgenden Glühbedingungen verwendet wird.
Kohlenstoff muß verringert werden, um innere Spannungen zu vermindern. Figur 1 zeigt, daß, wenn der Kohlenstoffgehalt erhöht wird, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld von 80 A/m sinkt. Für die Proben wurde (0,01 Si - 0,1 Mn - 0,01 Al)-Stahl verwendet.
Bezüglich der Wirkung von Hohlraumdefekten wurde herausgefunden, daß eine starke Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften auftrat, wenn Hohlraumdefekte 100 Mikrometer oder mehr maßen. Es wurde herausgefunden, daß ein Formverhältnis A von 0,7 oder mehr benötigt wird, um derartige nachteilige Hohlraumdefekte, die 100 Mikrometer oder mehr messen, zu beseitigen.
Wie durch Figur 2 gezeigt wird, ist die Anwesenheit von Wasserstoff in dem Stahl schädlich, und es wurde entdeckt, daß die magnetischen Eigenschaften durch Verwendung einer Dehydrierungs-Wärmebehandlung stark verbessert werden konnten.
Figur 2 zeigt, daß durch Verwendung von Walzen mit hohem Formverhältnis, um die Größe der Hohlraumdefekte auf weniger als 100 Mikrometer zu verringern, und durch Verringern von Wasserstoff in dem Stahl durch eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld merklich erhöht werden konnte. Für die Proben wurde (0,007 C - 0,01 Si - 0,1 Mn)-Stahl verwendet.
Bei dieser Erfindung ist der Stahl vorzugsweise hochreiner Stahl, der bis zu 0,01 Prozent Kohlenstoff, bis zu 0,02 Prozent Silizium, bis zu 0,20 Prozent Mangan, bis zu 0,015 Prozent Phosphor, bis zu 0,010 Prozent Schwefel, bis zu 0,05 Prozent Chrom, bis zu 0,01 Prozent Molybdän, bis zu 0,01 Prozent Kupfer, 0,005 bis zu 0,40 Prozent Aluminium, bis zu 0,004 Prozent Stickstoff, bis zu 0,005 Prozent Sauerstoff und bis zu 0,0002 Prozent Wasserstoff und ein oder mehrere Desoxidationsmittel enthält, wobei der Rest im wesentlichen Eisen ist.
Die Gründe für die Beschränkungen der Bestandteile bei dem erwähnten hochreinen Stahl im Hinblick auf die vorliegende Erfindung werden jetzt erklärt werden.
Kohlenstoff erhöht innere Spannungen im Stahl und ist das Element, das am stärksten für die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften verantwortlich ist, besonders der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld, und somit hilft die Minimierung des Kohlenstoffgehalts, einen Abfall der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verhindern. Ebenfalls verringert eine Verminderung des Kohlenstoffgehalts das magnetische Altern des Stahls, und erhöht dadurch die Zeitspanne, in der der Stahl seine guten magnetischen Eigenschaften behält. Deshalb wird Kohlenstoff auf maximal 0,010 Prozent begrenzt. Wie in Figur 1 gezeigt ist, kann eine noch höhere magnetische Flußdichte erhalten werden, indem der Kohlenstoffgehalt auf 0,005 Prozent oder weniger vermindert wird.
Geringe Mengen Silizium und Mangan sind wünschenswert, um eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu erreichen; geringe Mengen Mangan sind ebenfalls wünschenswert, um MnS-Einschlüsse zu verringern. Deshalb wird 0,01 bis 4,0 Prozent als Grenze für Silizium und bis zu 0,20 Prozent für Mangan festgesetzt. Um MnS-Einschlüsse zu verringern, ist ein Mangangehalt von höchstens 0,10 Prozent vorzuziehen.
Phosphor, Schwefel und Sauerstoff erzeugen in dem Stahl nichtmetallische Einschlüsse, und die Segregation dieser Elemente behindert außerdem die Bewegung der magnetischen Blochwände. Somit gilt, daß je höher die Gehaltmengen dieser Elemente sind, desto stärker ausgebildet ist die Verschlechterung der magnetischen Flußdichte und der anderen magnetischen Eigenschaften. Deshalb ist eine Obergrenze von 0,015 Prozent für Phosphor, 0,010 Prozent für Schwefel und 0,005 Prozent für Sauerstoff festgesetzt worden.
Wegen des nachteiligen Effekts, den Chrom, Molybdän und Kupfer auf die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld haben, werden vorzugsweise die Gehaltmengen dieser Elemente so niedrig wie möglich gehalten. Ein anderer Grund für die Minimierung dieser Elemente ist, den Segregationsgrad zu verringern. Demgemäß ist eine Obergrenze von 0,05 Prozent für Chrom, 0,01 Prozent für Molybdän und 0,01 Prozent für Kupfer festgesetzt worden.
Mit seiner Rolle als ein Desoxidationsmittel ist Aluminium ein unerläßliches Element, um in Materialien innere Gleichförmigkeit zu erreichen, wie etwa in dem Blech gemäß der vorliegenden Erfindung, und für diesen Zweck wird ein Minimum von 0,001 Prozent hinzugefügt. Da übermäßig viel Aluminium zu Einschlüssen führen wird, was die Qualität des Stahls herabsetzt, wird eine obere Grenze von 0,40 Prozent festgesetzt. Noch besser sollte die Aluminiummenge 0,020 Prozent nicht übersteigen, um das AlN zu verringern, das die Wirkung hat, die Kristallkörner zu verfeinern.
Da Stickstoff innere Spannungen in dem Stahl verstärkt und in der Form von AlN die Wirkung hat, die Kristallkörner zu verfeinern, was eine Verschlechterung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bewirkt, ist eine Obergrenze von 0,004 Prozent festgesetzt worden.
Um zu verhindern, daß Wasserstoff eine nachteilige Wirkung auf die magnetischen Eigenschaften hat, und um die Verminderung der Hohlraumdefekte zu verhindern, ist eine Obergrenze von 0,0002 Prozent Wasserstoff festgesetzt worden.
Das Verfahren zur Herstellung des Stahls wird jetzt beschrieben werden. Der Stahl wird vor dem Walzen auf eine Temperatur von 1150ºC erwärmt, um die Austenitkörner zu vergröbern und die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Eine Obergrenze von 1350ºC, vorzugsweise 1300ºC, wird festgesetzt, um Skalierungsverlust zu verhindern und Energie zu sparen.
Wenn die Fertigwalztemperatur unterhalb von 900ºC liegt, wird das Walzen die Kristallkörner verfeinern, was die magnetischen Eigenschaften nachteilig beeinflußt. Somit wird eine Temperatur von mindestens 900ºC festgesetzt mit dem Ziel, als Folge einer Vergröberung der Kristallkörner eine Zunahme der magnetischen Flußdichte zu erhalten.
Hinsichtlich des Warmwalzens wird der Verfestigungsvorgang immer zu Hohlraumdefekten führen, obwohl die Größe der Defekte variieren kann. Das Walzen muß durchgeführt werden, um solche Hohlraumdefekte zu beseitigen, und somit spielt Warmwalzen eine wichtige Rolle. Ein wirksames Mittel ist es, die Umformungsmenge pro Warmwalzen zu erhöhen, so daß sich die Umformung zum Blechkern hin erstreckt.
Insbesondere ist die Anwendung eines hohen Formverhältnisses förderlich, das mindestens einen Walzstich mit einem Formverhältnis A von mindestens 0,7 einschließt, so daß die Größe der Hohlraumdefekte nicht 100 Mikrometer übersteigt, um wünschenswerte magnetische Eigenschaften zu erreichen. Die Beseitigung der Hohlraumdefekte bei dem Walzvorgang durch Anwendung dieses hohen Formverhältnisses erhöht merklich die Dehydrierungseffizienz bei der nachfolgenden Dehydrierungs-Wärmebehandlung.
Das Walzformverhältnis A ist durch die folgende Gleichung definiert:
A = ( 2 [R(h&sub1;-h&sub0;])) /h&sub1; + h&sub0;
mit
A: Walzformverhältnis
h&sub1;: Blechdicke an der Eingangsseite (mm)
h&sub0;: Blechdicke an der Ausgangsseite (mm)
R: Radius (mm) der Walzrolle.
Ausgehend vom Warmwalzen wird eine Dehydrierungs-Wärmebehandlung auf ein Grobblech mit einer Meßdicke von 50 mm oder mehr angewendet, um die Kristallkörner zu vergröbern und die inneren Spannungen zu beseitigen. Wasserstoff dispergiert in Grobblech mit einer Dicke von 50 mm oder mehr nicht leicht, was Hohlraumdefekte bewirkt und, zusammen mit der Wirkung des Wasserstoffs selbst, die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld herabsetzt.
Deswegen wird die Dehydrierungs-Wärmebehandlung angewendet. Wenn jedoch die Temperatur der Dehydrierungs-Wärmebehandlung unterhalb von 600ºC liegt, ist die Dehydrierungseffizienz gering, während, wenn die Temperatur 750ºC übersteigt, setzt die Umwandlung teilweise ein. Deshalb wird ein Temperaturbereich von 600 bis 750ºC festgesetzt. Nach mehreren Untersuchungen über die Dehydrierungszeit wurde herausgefunden, daß eine Zeit von [0,6 (t - 50) + 6] (Stunden) geeignet ist (hier steht t (mm) für die Dicke des Blechs).
Der Stahl wird wahlweise geglüht, um die Kristallkörner zu vergröbern und um innere Spannungen zu beseitigen. Eine Temperatur unterhalb von 750ºC wird keine Vergröberung der Kristallkörner erzeugen, während, wenn die Temperatur 950ºC übersteigt, kann die Gleichförmigkeit der Kristallkörner in der Dickenabmessung des Blechs nicht aufrechterhalten werden. Deshalb ist ein Glühtemperaturbereich von 750 bis 950ºC festgesetzt worden.
Das Normalglühen wird wahlweise durchgeführt, um die Kristallkörner in der Dickenabmessung des Blechs anzugleichen und um die inneren Spannungen zu beseitigen. Mit einer Ac&sub3;-Punkttemperatur unterhalb von 910ºC oder oberhalb von 1000ºC kann die Gleichförmigkeit der Kristallkörner in der Dickenabmessung des Blechs nicht aufrechterhalten werden, so daß ein Bereich von 910 bis 1000ºC für die Normalglühtemperatur festgesetzt worden ist.
Die Dehydrierungs-Wärmebehandlung, die für Grobbleche mit einer Meßdicke von 50 mm oder mehr verwendet wird, kann ebenfalls für das Glühen oder das Normalglühen verwendet werden. Da Wasserstoff in Grobblech, das 20 mm bis weniger als 50 mm dick ist, leicht dispergiert, erfordert ein derartiges Grobblech lediglich das Glühen oder das Normalglühen, nicht die Dehydrierungs-Wärmebehandlung.
Als weiteres Beispiel der vorliegenden Erfindung können Walzbedingungen verwendet werden, um die Kristallkörner zu vergröbern.
Für die vorliegende Erfindung sind geeignete Bedingungen herausgefunden worden, bei denen anomales Kornwachstum erreicht wird, um durch die Einführung von Kaltwalzverarbeitungsspannungen und die Verwendung der folgenden Glühbedingungen die Ferritkörper zu vergröbern, was bisher nicht möglich war.
Figur 3 zeigt die Beziehung zwischen dem Kaltwalzreduktionsverhältnis und der Ferritkorngröße. Eine wesentliche Vergröberung der Kristallkörner tritt bei einem Kaltwalzreduktionsverhältnis zwischen 5 Prozent und 25 Prozent auf, wobei der Spitzenwert bei etwa 10 Prozent liegt. Deshalb wird das Kaltwalzen mit dem Glühen kombiniert mit dem Ziel, durch anomales Kornwachstum eine Vergröberung der Ferritkörner zu erreichen. Ein geeignetes Kaltwalzreduktionsverhältnis dafür liegt bei 5 bis 25 Prozent.
Der Stahl wird geglüht, um die Kristallkörner zu vergröbern und innere Spannungen zu beseitigen. Eine Temperatur unterhalb von 750ºC wird keine Vergröberung der Kristallkörner erzeugen, während, wenn die Temperatur 950ºC übersteigt, kann die Gleichförmigkeit der Kristallkörner in der Dickenabmessung des Blechs nicht aufrechterhalten werden. Deshalb ist ein Glühtemperaturbereich von 750 bis 950ºC festgesetzt worden.
Andere Beispiele, bei denen die Kristallkörner vergröbert werden, werden jetzt beschrieben. AlN hat die Wirkung, die Kristallkörner zu verfeinern, so daß die Körner durch Verringern des AlN vergröbert werden können. Wie in Figur 4 gezeigt, erzeugt weniger Aluminium eine Zunahme des Wachstums der Ferritkörner. Wo kein Aluminium hinzugefügt worden ist, so daß höchstens 0,005 Prozent Aluminium vorliegt, findet anomales Wachstum der Kristallkörner statt. Wenn jedoch kein Aluminium hinzugefügt wird, wird es notwendig, ein anderes Desoxidationsmittel hinzuzufügen.
Die Erfinder fanden heraus, daß anstelle von Aluminium Silizium, Titan oder Kalzium Elemente sind, die als Desoxidationsmittel verwendet werden können und keine Verminderung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld mit sich bringen. Die hinzugefügten Mengen sind: 0,01 bis 4,0 Prozent, vorzugsweise 0,1 bis 1,0 Prozent, Silizium; 0,005 bis 0,20 Prozent, vorzugsweise bis 0,03 Prozent, Titan; und 0,0005 bis 0,01 Prozent, vorzugsweise 0,005 bis 0,01 Prozent, Kalzium. Titan und Kalzium können in Verbindung hinzugefügt werden.
Zusätzlich, wie in Figur 5 gezeigt, kann unter Verwendung von Silizium als Desoxidationsmittel, wobei kein Aluminium hinzugefügt ist, dem Stahl eine hohe Zugfestigkeit von mindestens 40 kg/mm² und ein hoher spezifischer Widerstand von mindestens 35 uΩ cm verliehen werden. Ein Bereich von 0,01 bis 4,0 Prozent, vorzugsweise 1,0 bis 4,0 Prozent, ist als hinzuzufügende Menge festgesetzt worden, da oberhalb von 4,0 Prozent eine Verminderung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld bewirkt werden wird.
Nickel ist ein wirksames Element, um die Koerzitivkraft ohne Verminderung der magnetischen Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zu verringern. Wie in Figur 6 gezeigt, wird mindestens 0,1 Prozent Nickel bevorzugt, um die Koerzitivkraft zu verringern. Ein Gehalt von mehr als 2,0 Prozent Nickel erzeugt eine Zunahme der Koerzitivkraft und verringert in einem schwachen Magnetfeld die magnetische Flußdichte, deshalb ist ein Bereich von bis zu 2,0 Prozent, vorzugsweise 0,1 bis 2,0 Prozent, festgesetzt worden. Dieser Bereich ist ebenfalls wünschenswert, da er es ermöglicht, daß die Festigkeit des Stahls ohne Verminderung seiner magnetischen Eigenschaften zunimmt
Wenn Titan als Desoxidationsmittel verwendet werden soll, wenn kein Aluminium hinzugefügt ist, d.h. daß der Aluminiumgehalt höchstens 0,005 Prozent beträgt, und um eine hohe Zugfestigkeit von mindestens 40 kg/mm² zu erreichen, wie in Figur 7 gezeigt, werden mindestens 0,04 Prozent bevorzugt. Da jedoch die magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld vermindert werden wird, wenn mehr als 0,20 Prozent Titan vorliegen, ist ein Bereich von 0,005 bis 0,20 Prozent, vorzugsweise 0,04 bis 0,20 Prozent, festgesetzt worden.

Beispiel 1

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 1 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 2 aufgeführten Erfindungs- und Vergleichsbedingungen hergestellt. Wie gezeigt, sind die Stähle 1 bis 10 Erfindungsstähle und die Stähle 11 bis 27 Vergleichsstähle.
Die Stähle 1 bis 5, die auf eine Dicke von 100 mm gefertigt waren und grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten gute magnetische Eigenschaften. Verglichen mit dem Stahl 1 zeigten der Stahl 2 mit weniger Kohlenstoff, die Stähle 3 und 4 mit weniger Mangan und der Stahl 5 mit weniger Aluminium bessere magnetische Eigenschaften. Die Stähle 6 bis 8, die auf eine Dicke von 500 mm gefertigt waren, der Stahl 9, der auf eine Dicke von 40 mm gefertigt war, und der Stahl 10, der auf eine Dicke von 20 mm gefertigt war, besaßen jeweils grobe, gleichförmige Körner und zeigten gute magnetische Eigenschaften.
Als Folge davon, daß in dem Stahl 11 für Kohlenstoff, in dem Stahl 12 für Mangan, in dem Stahl 13 für Phosphor, in dem Stahl 14 für Schwefel, in dein Stahl 15 für Chrom, in dem Stahl 16 für Molybdän, in dem Stahl 17 für Kupfer, in dem Stahl 18 für Stickstoff, in dem Stahl 19 für Sauerstoff und in dem Stahl für Wasserstoff die Obergrenze überstiegen wurde, hatte jeder dieser Stähle schlechtere magnetische Eigenschaften.
Schlechtere magnetische Eigenschaften wurden ebenfalls von dem Stahl 21 gezeigt, da die verwendete Erwärmungstemperatur zu niedrig war, von dem Stahl 22, da die Fertigwalztemperatur zu niedrig war, von dem Stahl 23, da das maximale Formverhältnis zu niedrig war, von dem Stahl 24, da die Dehydrierungstemperatur zu niedrig war, von dem Stahl 25, da die Glühtemperatur zu niedrig war, von dem Stahl 26, da die Normalglühtemperatur zu hoch war, und von dem Stahl 27, da keine Dehydrierung angewendet wurde. Tabelle 1 (Gew.%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 1 (Fortsetzung) (Gew.-%) Stahl Nr. Vergleich Tabelle 2 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung Vergleich Tabelle 2 (Forsetzung) Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Vergleich

Beispiel 2

Die Stähle 5 bis 10 und die Stähle 21 bis 22 aus Beispiel 1 wurden verwendet, um Elektrostahl-Grobbleche unter den in Tabelle 3 aufgeführten Bedingungen herzustellen.
Die Erfindungsstähle 5 bis 10, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten eine hohe magnetische Flußdichte. Die Vergleichsstähle 21 und 22 zeigten, aufgrund der zu niedrigen Erwärmungstemperatur in dem Fall des ersteren und der zu niedrigen Fertigwalztemperatur in dem Fall des letzteren, schlechte magnetische Eigenschaften. Tabelle 3 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Kaltwalzreduktion (%) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet. Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung Vergleich

Beispiel 3

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 4 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 5 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 28 bis 34, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten gute magnetische Eigenschaften. Tabelle 4 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Tabelle 5 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung

Beispiel 4

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 6 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 7 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 35 bis 40, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten gute magnetische Eigenschaften.
Der Vergleichsstahl 41 mit viel Kalzium zeigte schlechte magnetische Eigenschaften. Tabelle 6 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 7 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung Vergleich

Beispiel 5

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 8 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 9 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 42 bis 46, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten gute magnetische Eigenschaften.
Die Vergleichsstähle 47 und 48, die viel Kalzium besaßen, zeigten jeweils schlechte magnetische Eigenschaften.

Beispiel 6

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 10 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 11 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 49 bis 55, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten eine Zugfestigkeit von 40 kg/mm² oder mehr, einen hohen spezifischen Widerstand und eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld.
Der Vergleichsstahl 56 mit viel Silizium hatte eine geringe magnetische Flußdichte. Tabelle 8 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 9 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung Vergleich Tabelle 10 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 11 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. Zugfestigkeit (kgf/mm²) magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Widerstand (uΩ cm) Erfindung Vergleich

Beispiel 7

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 12 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 13 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 57 bis 63, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten eine hohe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld und eine geringe Koerzitivkraft.
Wegen überschüssigem Nickel zeigte der Vergleichsstahl 64 eine geringe magnetische Flußdichte in einem schwachen Magnetfeld zusammen mit einer hohen Koerzitivkraft. Tabelle 12 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 13 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Koerzitivkraft (A/m) Erfindung Vergleich

Beispiel 8

Elektrostahl-Grobblech mit den in Tabelle 14 aufgeführten Zusammensetzungen wurde unter den in Tabelle 15 aufgeführten Bedingungen hergestellt.
Die Erfindungsstähle 65 bis 71, die jeweils grobe, gleichförmige Körner besaßen, zeigten gute Zugfestigkeit und magnetische Eigenschaften.
Der Vergleichsstahl 72 mit viel Titan zeigte schlechte magnetische Eigenschaften. Tabelle 14 (Gew.-%) Stahl Nr. Erfindung Vergleich Tabelle 15 Stahl Nr. Erwärm.-temp. (ºC) Fertigwalztemp. (ºC) Formverhältnis Dehydrierungs-Wärmebehandl.-temp. (ºC) Ausglühtemp. (ºC) Normalglühtemp. (ºC) Dicke (mm) Hohlraumdefektgröße (u) Ferritkorn Nr. Zugfestigkeit (kgf/mm²) magnet Flußdichte (bei 80 A/m) (Tesla) Erfindung Vergleich

Claims

1. Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl- Grobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte, wenn deren Meßdicke 50 mm oder mehr beträgt, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:

Herstellen einer Stahlbramme, die in Gewichtsanteilen bis zu 0,01 Prozent Kohlenstoff, bis zu 0,20 Prozent Mangan, bis zu 0,015 Prozent Phosphor, bis zu 0,010 Prozent Schwefel, bis zu 0,05 Prozent Chrom, bis zu 2,0 Prozent Nickel, bis zu 0,01 Prozent Molybdän, bis zu 0,01 Prozent Kupfer, bis zu 0,004 Prozent Stickstoff, bis zu 0,005 Prozent Sauerstoff und bis zu 0,0002 Prozent Wasserstoff und ein oder mehrere Desoxidationsmittel enthält, die aus einer aus 0,01 bis 4,0 Prozent Silizium, 0,005 bis 0,20 Prozent Titan, 0,001 bis 0,40 Prozent Aluminium und 0,0005 bis 0,01 Prozent Kalzium bestehenden Gruppe ausgewählt werden, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist;

Erwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 1150 bis 1350ºC;

Durchführen mindestens eines Warmwalzens mit einem Formverhältnis A von mindestens 0,7 bei einer Fertigwalztemperatur von mindestens 900ºC;

Anwenden einer Dehydrierungs-Wärmebehandlung zwischen 600 und 750ºC;

wahlweise Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder Normalglühen bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC, wie erforderlich;

wodurch der Stahl eine magnetische Flußdichte von mindestens 0,8 Tesla bei einem Magnetfeld von 80 A/m erhält; wobei

A = ( 2 [R(h&sub1; - h&sub0;)]) /h&sub1; + h&sub0;

mit

A: Walzformverhältnis

h&sub1;: Blechdicke auf der Eingangsseite (mm)

h&sub0;: Blechdicke auf der Ausgangsseite (mm)

R: Radius (mm) der Walzrolle.

2. Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahl- Grobbleche mit hoher magnetischer Flußdichte, wenn deren Meßdicke mindestens 20 mm, aber weniger als 50 mm beträgt, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:

Erwärmen der Bramme auf eine Temperatur von 1150 bis 1350ºC;

Anwenden eines Glühens bei einer Temperatur von 750 bis 950ºC oder eines Normalglühens bei einer Temperatur von 910 bis 1000ºC;

wodurch der Stahl eine magnetische Flußdichte von mindestens 0,8 Tesla bei einem Magnetfeld von 80 A/m erhält;

wobei

A = ( 2 [R(h&sub1;-h&sub0;)]) /h&sub1; + h&sub0;

mit

A: Walzformverhältnis

h&sub1;: Blechdicke auf der Eingangsseite (mm)

h&sub0;: Blechdicke auf der Ausgangsseite (mm)

R: Radius (mm) der Walzrolle.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, das vor dem Glühen den Schritt des Kaltwalzens bei einem Reduktionsverhältnis zwischen 5 und 25 Prozent aufweist.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Brammenerwärmungstemperatur 1200 bis 1350ºc beträgt.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls 0,1 bis 1,0 Prozent Silizium und bis zu 0,005 Prozent Aluminium enthält.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls 0,005 bis 0,03 Prozent Titan und bis zu 0,005 Prozent Aluminium enthält.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls bis zu 0,005 Prozent Aluminium enthält.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls 1,0 bis 4,0 Prozent Silizium und bis zu 0,040 Prozent Aluminium enthält.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls 0,01 bis 2,0 Prozent Nickel enthält.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 4, wobei die Zusammensetzung des Stahls 0,04 bis 0,20 Prozent Titan und bis zu 0,040 Prozent Aluminium enthält.