DE69210503T2 - Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Siliziumstahlblech mit niedrigem Eisenverlust - Google Patents

Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Siliziumstahlblech mit niedrigem Eisenverlust

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DE69210503T2
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Yasuyuki Hayakawa
Yoshiaki Iida
Michiro Komatsubara
Ujihiro Nishiike
Fumihiko Takeuchi
Masataka Yamada
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Description

    HINTERGRUND DER ERFINDUNG Sachgebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von korn-orientiertem Siliziumstahlblech, das besonders niedrige Eisenverluste besitzt, das vorteilhaft dazu verwendet werden kann, um Eisenkerne für Transformatoren und eine andere elektrische Ausrüstung zu bilden.
  • Beschreibung des in Bezug stehenden Standes der Technik
  • Verfahren zum Herabsetzen der Eisenverluste von korn-orientiertem Siliziumstahlblech umfassen die Folgenden: [1] Erhöhung des Silizium-(Si)-Gehalts; [2] Herstellen feiner sekundär rekristallisierter Körner; [3] Ausrichten der Orientierung der Sekundär-Rekristallisation mit < 1 0 0> ; [4] Lokale Änderung der Deformationsspannung während eines Kaltwalzens, um so die primär rekristallisierte Gefugetextur zu verbessern; und [5] Reduzieren des Verunreinigungsgehalts.
  • Unter diesen Verfahren ist Verfahren [1] (Erhöhung des Gehalts an Si) nicht für eine industrielle Herstellung geeignet, da eine solche Erhöhung stark die Kaltwalzverarbeitbarkeit des Stahls verschlechtert.
  • Verschiedene Vorschläge sind in Bezug auf Verfahren [2] (Herstellung feiner sekundär rekristallisierter Körner) vorgenommen worden, insbesondere bei dem Stand der Technik des Kaltwalzens, um niedrige Eisenverluste zu erzielen. Dieser Stand der Technik ist in verschiedenen Formen vorhanden, die in verschiedenen Dokumenten offenbart sind. Eine Form verwendet den Alterungseffekt, bei dem Kohlenstoff (C) und Stickstoff (N) durch Wärmebehandlung in der Dislokation, die zuvor während des Kaltwalzens eingeführt wurde, fixiert werden. Typische Beispiele dieser Form umfassen: Annehmen einer Temperatur von 50 bis 350ºC während eines Walzens (japanische Patentveröffentlichtung No. 50-26493); Erreichen eines Heizeffekts innerhalb eines Temperaturbereichs von 50 bis 350ºC zwischen Kaltwalzdurchgängen (japanische Patentveröffentlichtungen No.'s 54-13846 und 56-3892); und Annehmen einer Kombination eines schnellen Kühlens während einer heiß gewalzten Stahlblechglühung und Halten des Stahlblechs innerhalb eines Temperaturbereichs von 50 bis 500ºC zwischen Durchgängen. Allerdings besitzen vom Standpunkt der industriellen Produktion diese offenbarten Verfahren viele Probleme. Zum Beispiel wird ein Kaltwalzen aufgrund einer Alterungshärtung schwierig. Da der Wärmebehandlungsprozeß hinzugefügt wird, wird die Produktionseffektivität herabgesetzt. Weiterhin verschlechtert sich, nach einem Walzen, die Oberflächenrauhigkeit des Stahlblechs stark, wodurch es unmöglich gemacht wird, die magnetischen Eigenschaften wesentlich zu verbessern.
  • Ein Ausrichten der Sekundär-Rekristallisations-Orientierung mit [1 0 0] (Verfahren [3]) bedeutet eine Erhöhung der magnetischen Flußdichte. Derzeit ist es möglich, dieses Verfahren unter Erzielen eines Werts von ungefähr 97% des theoretischen Werts durchzuführen. Deshalb kann dieses Verfahren weiter nur marginal verbessert werden, wobei die Eisenverlustreduktion nur geringfügig gefördert wird.
  • In Bezug auf das Verfahren [4] (lokale Änderung der Deformationsspannung während eines Kaltwalzens, um so die primär rekristallisierte Textur zu verbessern) offenbaren die japanischen Patentoffenlegung No. 54-71028 und die japanische Patentveröffentlichung No. 58-55211 ein Walzen mit genuteten Walzen und die japanische Patentveröffentlichung No. 58-33296 offenbart ein Kaltwalzen mit stumpfen Walzen, die eine Oberflächenrauhigkeit von 0,20 bis 2 µm besitzen. Diese Verfahren besitzen allerdings ungelöste Probleme. Da die Lebensdauer der Walzen sehr kurz ist, behindert dies die Produktion. Die Oberflächenrauhigkeit des Stahlblechs wird so stark verschlechtert, daß gerade dann, wenn ein abschließendes Durchgangswalzen mit glatten Oberflächenwalzen bewirkt wird, das Stahlblech dazu tendiert, eine schlechte Oberflächenrauhigkeit zu haben, was es unmöglich gestaltet, die magnetischen Eigenschaften ausreichend zu verbessern.
  • Eine Reduzierung des Verunreinigungsgehalts (Verfahren [5]) dient nur geringfügig zum Zwecke einer Erniedrigung der Eisenverluste. Verunreinigungen, die anders als diejenigen der den Inhibitor bildenden Komponente sind, wie beispielsweise Phosphor (P) und Sauerstoff (O), erschweren die Hysterese-Verluste. Um dieses Problem zu vermeiden, umfaßt die derzeitige Praxis eine Reduzierung des Gehalts an P und O auf nicht mehr als ungefähr 30 ppm. Gerade wenn der Gehalt an P und O unterhalb dieses Nievaus reduziert wird, können die Eisenverluste nur um einen kleinen Betrag von dem derzeit erreichbaren Wert herabgesetzt werden.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Bilden eines korn-orientierten Siliziumstahlblechs mit der Eigenschaft geringer Eisenverluste in einer Art und Weise, die für eine industrielle Produktion vorteilhaft ist, zu schaffen.
  • Wir haben im Detail das Kaltwalzen eines korn-orientierten Siliziumstahlblechs studiert. Wir haben Überraschenderweise herausgefunden, daß es dann, wenn Oxide in einer sehr dünnen Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs während des Kaltwalzens bestehen, möglich ist, eine sehr gute Eigenschaft in Bezug auf die Eisenverluste zu erreichen. Die vorliegende Erfindung ist basierend auf dieser neuartigen Erkenntnis vorgenommen worden.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung, wie sie im Anspruch 1 definiert ist, wird ein Verfahren zum Herstellen eines korn-orientierten Siliziumstahlblechs geschaffen, das niedrige Eisenverluste besitzt, das die Schritte aufweist: Heißwalzen einer Siliziumstahlplatte, die 2,0 bis 4,0 % bezogen auf das Gewicht Si und eine einen Inhibitor bildende Komponente mindestens eines Elements ausgewählt aus der Gruppe, die aus S und Se besteht, enthält, um dadurch ein heiß gewalztes Stahlblech zu erhalten; nach einem Glühen, wenn notwendig, dieses heiß gewalzten Stahlblechs, Kaltwalzen des heiß gewalzten Stahlblechs, das geglüht worden sein kann, in ein kalt gewalztes Stahlblech, das eine Enddicke besitzt, wobei das Kaltwalzen entweder ein Kaltwalzen, das einmal durchgeführt wird, oder ein Kaltwalzen, das mehrere Male mit Zwischenglühungen, die dazwischen eingefügt sind, durchgeführt ist, aufweist; Dekarburieren des kalt gewalzten Stahlblechs; und nach einer Beschichtung der Oberfläche des dekarbutierten, kalt gewalzten Stahlblechs mit einem Glühseparationsmittel, das hauptsächlich MgO aufweist, Unterwerfen des sich ergebenden, kalt gewalzten Stahlblechs einer sekundären Rekristallisationsglühung und dann einer Reinigungsglühung,
  • wobei das Kaltwalzen bewirkt wird, während eine Oxidschicht auf der Oberfläche des Stahlblechs existiert.
  • Bevorzugte Ausfuhrungsformen des beanspruchten Verfahrens gemäß Anspruch 1 sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
  • Hierbei erfüllen, um eine Oxidschicht zu bewirken, die auf der Oberfläche des Stahlblechs vorhanden ist, irgendwelche der nachfolgenden Punkte den Zweck ohne irgendeinen begleitenden Nachteil:
  • (1) in dem Kaltwalzschritt wird Roll- bzw. Walzöl nur an dem Eintritt des Walzwerks zugeführt und eine Oxidschicht einer Dicke von 0,05 bis 5 µm wird erzeugt.
  • (2) Eine äußere Oxidschicht einer Oxidschichtstruktur, die auf der Oberfläche des Stahlblechs nach dem Heißwalzen oder einem Zwischenglühen erzeugt wird, wird entfernt, und eine innere Oxidschicht einer Dicke von 0,05 bis 5 µm wird auf der Oberfläche beibehalten.
  • In der Praxis ist es bevorzugt, ein Kaltwalzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 100 bis 350ºC zu bewirken und/oder eine Kühlgeschwindigkeit von weniger als 20ºC/sec innerhalb eines Temperaturbereichs von 800 bis 100ºC bei dem Ausglühen vor dem abschließenden Kaltwalzen anzuwenden.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Die einzige Zeichnung ist eine photomikrographische Aufnahme, die Oxide in der Nähe der Oberfläche eines Stahlblechs darstellt.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
  • Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung wird bei einer Siliziumstahlplatte angewandt, die 2,0 bis 4,0 % bezogen auf das Gewicht Si (Prozentsätze bezogen auf das Gewicht werden nachfolgend mit "%" abgekurzt) und eine einen Inhibitor bildende Komponente mindestens eines Elements ausgewählt aus der Gruppe, die aus Schwefel (S) und Selen (Se) besteht, enthält. Eine bevorzugte chemische Zusammensetzung der Siliziumstahlplatte kann zusätzlich zu Si, das in dem vorstehend angeführten Bereich enthalten ist, Kohlenstoff (C): 0,02 bis 0,10 %, Mangan (Mn): 0,02 bis 0,20 % und mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, die aus S und Se beteht: 0,010 bis 0,040 % (einzeln oder insgesamt), enthalten. Mindestens eines der nachfolgenden Elemente kann zusätzlich in den nachfolgenden Mengen, wie dies erforderlich ist, vorhanden sein (Aluminium (Al): 0,010 bis 0,065 %, Stickstoff (N): 0,0010 bis 0,0150 %, Antimon (Sb): 0,01 bis 0,20 %, Kupfer (Cu): 0,02 bis ,20 %, Molybdän (Mo): 0,01 bis 0,05 %, Zinn (Sn): 0,02 bis 0,20 %, Germanium (Ge): 0,01 bis 0,30 %, und Nickel (Ni): 0,02 bis 0,20 %.
  • Das Nachfolgende sind bevorzugte Gehalte verschiedener chemischer Komponenten:
  • Si: etwa 2,0 bis 4,0 %
  • Si ist wichtig zum Erhöhen des elektrischen Widerstands des Produkts ebenso wie zur Reduzierung seiner Wirbelstromverluste. Wenn der Gehalt an Si geringer als 2,0 % beträgt, wird die Kristallorientierung durch eine &alpha;-&gamma; Transformation während des abschließenden Endglühens beschädigt. Wenn der Gehalt 4,0 % übersteigt, entstehen Probleme in der Kaltwalzverarbeitbarkeit des Materials. Deshalb sollte der Gehalt an Si vorzugsweise von etwa 2,0 bis 4,0 % reichen.
  • C: etwa 0,02 bis 0,10 %
  • Wenn der Gehalt an C geringer als etwa 0,02 % beträgt, ist es nicht möglich, eine gute primär rekristallisierte Struktur zu erhalten. Wenn dieser Gehalt etwa 0,10 % übersteigt, führt dies zu einer schlechten Dekarbonisierung, wodurch die magnetischen Eigenschaften verschlechtert werden. Deshalb sollte der Gehalt an C vorzugsweise von etwa 0,02 bis 0,10 % reichen.
  • Mn: etwa 0,020 bis 0,20 %
  • Mn bildet MnS undloder MnSe, um als ein Teil des Inhibitors zu wirken. Wenn der Gehalt an Mn geringer als 0,02 % beträgt, ist die Funktion des Inhibitors unzureichend. Wenn dieser Gehalt 0,20 % übersteigt, wird die Plattenheiztemperatur zu hoch, um praktikabel ist. Deshalb sollte der Gehalt an Mn vorzugsweise von etwa 0,02 bis 0,20 % reichen.
  • S und/oder Se: etwa 0,010 bis 0,040 %
  • Se und S sind Komponenten, die einen Inhibitor bilden. Wenn der Gehalt eines von S und Se, oder wenn der Gesamtgehalt beider davon, geriner als 0,010 % beträgt, ist die Funktion des Inhibitors unzureichend. Wenn der Gehalt an S und/oder Se 0,040 % übersteigt, wird die Plattenheiztemperatur zu hoch, um praktikabel zu sein. Deshalb wurde der Gehalt an S und/oder Se vorzugsweise von etwa 0,010 bis 0,040 % reichen.
  • Al: etwa 0,010 bis 0,065 %, N: etwa 0,0010 bis 0,0150 %
  • Komponenten, die zusätzlich zugegeben werden können, umfassen AlN, eine bekannte, einen Inhibitor bildende Komponente. Um eine gute Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste zu erhalten, sind ein minimaler Gehalt an Al von etwa 0,010 % und ein minimaler Gehalt an N von etwa 0,0010 % notwendig. Allerdings schlägt sich, wenn der Gehalt an Al etwa 0,065 % übersteigt oder wenn der Gehalt an N etwa 0,0150 % übersteigt, AlN grob nieder und AlN verliert seine inhibierende Fähigkeit. Deshalb sollte der Gehalt an Al und der Gehalt an N vorzugsweise innerhalb der vorstehend angeführten Bereiche liegen.
  • Sb: etwa 0,01 bis 0,20 5, Cu: etwa 0,01 bis 0,20 %
  • Sb und Cu können hinzugefügt werden, um die magnetische Flußdichte zu erhöhen. Wenn der Gehalt an Sb etwa 0,20 % übersteigt, führt dies zu einer schlechten Dekarburierung, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als 0,01 % beträgt, im wesentlichen kein Effekt aus einer solchen Hinzufügung von Sb erhalten wird. Deshalb sollte der Gehalt an Sb von etwa 0,01 bis 0,20 % reichen. Wenn der Gehalt an Cu etwa 0,20 % übersteigt, wird die Beizfähigkeit verschlechtert, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,01 % beträgt, eine solche Hinzufügung von Cu im wesentlichen keinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an Cu vorzugsweise von etwa 0,01 bis etwa 0,020 % reichen.
  • Mo: etwa 0,01 bis 0,05 %
  • Mo kann hinzugefügt werden, um die Oberflächeneigenschaften zu verbessern. Wenn der Gehalt an Mo etwa 0,05 % übersteigt, führt dies zu einer schlechten Dekarburierung, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,01 % beträgt, eine solche Hinzufügung von Mo im wesentlichen keinen Effekt liefert. Deshalb reicht der Gehalt an Mo vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,05 %.
  • Sn: etwa 0,01 bis 0,30 %, Ge: etwa 0,01 bis 0,30 %, Ni: etwa 0,01 bis 0,20 %, P: etwa 0,01 bis 0,30 %, V: etwa 0,01 bis 0,30 %
  • Sn, Ge, Ni, P und/oder V können hinzugefügt werden, um weiterhin die Fähigkeit in Bezug auf Eisenverluste zu verbessern. Wenn der Gehalt an Sn etwa 0,30 % übersteigt, wird das Material spröde, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,01 % beträgt, eine solche Hinzufügung von Sn im wesentlichen keinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an Sn vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,30 % reichen. Wenn der Gehalt an Ge etwa 0,30 % übersteigt, ist es nicht möglich, eine gute primär rekristallisierte Struktur zu erhalten, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,10 % beträgt, eine solche Hinzufügung von Ge im wesentlichen keinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an Ge vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,30 % reichen. Wenn der Gehalt an Ni etwa 0,20 % übersteigt, verringert sich die Heißwalzfestigkeit des Materials, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,01 % ist, eine solche Hinzufügung von Ni im wesentlichen keinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an Ni vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,20 % reichen. Ähnlich erniedrigt sich, wenn der Gehalt an P etwa 0,30 % übersteigt, die Heißwalzfestigkeit des Materials, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als 0,01 % ist, eine solche Hinzufügung an P nur einen kleinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an P vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,30 % reichen. Wenn der Gehalt an V etwa 0,30 % übersteigt, führt dies zu einer schlechten Dekarbonisierung, wogegen dann, wenn der Gehalt geringer als etwa 0,01 % beträgt, eine solche Hinzufugung an V nur einen kleinen Effekt liefert. Deshalb sollte der Gehalt an V vorzugsweise von etwa 0,01 bis 0,30 % reichen.
  • Eine Siliziumstahlplatte, die eine bevorzugte chemische Zusammensetzung wie vorstehend besitzt, kann durch Unterwerfen eines geschmolzenen Stahls, der durch ein herkömmlich verwendetes Stahlherstellverfahren erhalten wird, einem Gießprozeß, der ein kontinuierliches Gießverfahren oder ein anderes Stahlgießverfahren einsetzt, vorbereitet werden. Der Gießprozeß kann ein Blooming bzw. Vorwalzen umfassen, falls dies notwendig ist.
  • Die so vorbereitete Platte wird einem Heißwalzen unterworfen, und dann, wenn notwendig, wird das sich ergebende, heiß gewalzte Stahlblech geglüht. Danach wird das heiß gewalzte Stahlblech, das ausgeglüht worden ist, entweder einem Kaltwalzen unterworfen, das einmal durchgefuhrt wird, oder einem Kaltwalzen unterworfen, das mehrere Male mit Zwischenglühen dazwischen durchgeführt wird, wodurch ein kalt gewalztes Stahlblech erhalten wird, das eine Enddicke besitzt.
  • Es ist wichtig, daß bei diesem Kaltwalzen eine sehr dünne und dichte Oxidschicht auf der Oberfläche des Metallblechs vorhanden ist.
  • Dies kommt daher, daß es dann, wenn das Stahlblech kalt gewalzt ist, während Oxide sehr dünn und dicht auf der Oberfläche des Stahlblechs positioniert sind, möglich ist, wesentlich die Eisenverluste des Stahls zu erniedrigen.
  • Allerdings kann sich, wenn die Dicke der Oxidschicht geringer als etwa 0,05 µm beträgt, die Schicht von der Oberfläche während des Kaltwalzens abschälen und dahingehend fehlschlagen, irgendeinen vorteilhaften Effekt zu erzielen. Andererseits verschlechtert sich, wenn die Oxidschichtdicke etwa 5 µm übersteigt, die Funktion des Inhibitors auf der Oberflächenschicht, was zu einer schlechten, sekundären Rekristallisation und demzufolge zu schlechten, magnetischen Eigenschaften führt. Deshalb reicht eine vorteilhafte Dicke der Oxidschicht von etwa 0,05 bis 5 µm.
  • Es ist bis jetzt noch nicht vollständig geklärt, welcher Mechanismus eines Kaltwalzens, das durchgeführt wird, während Oxide sehr dünn auf der Oberfläche des Stahlblechs vorhanden sind, die Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste verbessert. Allerdings gehen wir davon aus, daß der Mechanismus der folgende sein kann:
  • Wenn das Kaltwalzen durchgeführt wird, während Oxide, die dicht auf der Oberfläche des Stahlblechs bestehen, beibehalten werden, wird eine Zugkraft an der Zwischenfläche zwischen den Oxiden und dem Basiseisen des Stahlblechs hervorgerufen, wodurch eine Änderung in dem Schlupfsystem bewirkt wird. Als Folge erhöhen sich (1 1 0) < 0 0 1> Körner in dem Gefüge der Oberflächenschicht, wo sekundär rekristallisierte Körner vorzugsweise erzeugt werden, wodurch sekundär rekristallisierte Körner fein gemacht werden. Demgemäß wird die Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste des Stahlblechs verbessert.
  • Gewöhnlich werden Oxide, die auf der Oberfläche des Stahlblechs nach einem Heißwalzen oder einer Hochtemperatur-Zwischenglühung erzeugt werden, vollständig vor einem Kaltwalzen entfernt. Dies kommt daher, daß dann, wenn die Oxide verbleiben, sie während des Kaltwalzens abblättern können und Defekte in dem Endprodukt verursachen können.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung können solche Oxide vollständig vor einem Kaltwalzen entfernt werden. In diesem Fall werden Oxide sehr dünn und dicht in einem anfänglichen Zustand des Kaltwalzens der vorliegenden Erfindung erzeugt. Zu diesem Zweck ist es effektiv, Oxide unter einer Temperatur zu erzeugen, bei der keine Rekristallisation auftritt.
  • Zum Beispiel wird ein Brenner bzw. werden Brenner an dem Eintritt und/oder dem Austritt jedes Kaltwalzdurchgangs so angeordnet, um das Stahlblech aufzuheizen. Dieses Verfahren ist von dem Produktionsgesichtspunkt aus gesehen vorteilhaft. Es ist auch möglich, Spulen mit jedem Durchgang aufzuheizen, um so Oxide der vorstehend beschriebenen Art auf der Oberfläche zu erzeugen. Unter solchen möglichen Verfahren kann Kühlöl bei dem Kaltwalzen verwendet und nur an dem Eintritt eines jeden Durchgangs zugefügt werden, wobei kein Kühlöl an dem Austritt zugeführt wird. Dies ist effektiv. Kühlöl zum Walzen wird normalerweise an sowohl dem Eintritt als auch dem Austritt des Walzwerks verwendet. Allerdings macht es, wenn Kühlöl nur an dem Austritt verwendet wird, dies möglich, eine Reduktion der Stahlblechtemperatur nach einem Walzen zu verhindern. Auf diese Weise erhöht sich deshalb die Stahlblechtemperatur an dem Austritt derart, daß einiges Öl (Walzöl) auf der Oberfläche des Stahlblechs brennt, was bewirkt, daß Oxide dünn auf der Oberfläche erzeugt werden.
  • In dem Fall eines Stahls, der Si enthält, liegen die Oxide, die auf der Oberfläche des Stahlblechs durch Heißwalzen oder ein Zwischenglühen erzeugt werden, in der Form einer Oxidschichtstruktur vor, die, wie in Fig. 1 dargestellt ist, eine äußere Oxidschicht (hauptsächlich aus FeO und Fe&sub2;O&sub3; gebildet), in der eine Oxidation fortschreitet, wenn Eisen (Fe) nach außen diffundiert, und eine innere Oxidschicht (hauptsächlich aus SiO&sub2; gebildet), die unterhalb der äußeren Oxidschicht vorhanden ist, aufweist und in der eine Oxidation fortschreitet, wenn O nach innen diffundiert. Deshalb kann, bevor das Stahlblech einem Kaltwalzen unterworfen wird, nur die äußere Oxidschicht entfernt werden, während die innere Oxidschicht beibehalten wird.
  • Wenn sowohl die äußere Oxidschicht als auch die innere Oxidschicht verbleiben, ist dies nachteilig dahingehend, daß das äußere Erscheinungsbild der Oberfläche verschlechtert wird und daß sich die Walzen stark abnutzen. Zusätzlich kann sich die äußere Schicht, die nicht dicht ist, während des Walzens abschälen. In einem solchen Fall kann sich die innere Oxidschicht auch zusammen mit dem Abschälen der äußeren Oxidschicht abschälen, was es unmöglich macht, den vorstehenden Effekt einer Verbesserung der Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste durch Verwendung von Oxiden zu erzielen.
  • Allerdings kann sich, wenn die innere Oxidschicht eine Dicke von weniger als ungefähr 0,05 µm besitzt, die Schicht von der Oberfläche während eines Kaltwalzens abschälen, was dahingehend fehlschlägt, irgendeinen vorteilhaften Effekt zu erzielen. Wenn die Dicke etwa 5 µm übersteigt, verschlechtert sich die Funktion des Inhibitors auf der Oberflächenschicht, was zu einer schlechten, sekundären Rekristallisation und demzufolge zu schlechten magnetischen Eigenschaften führt. Deshalb reicht eine vorteilhafte Dicke der inneren Oxidschicht von etwa 0,05 bis 5 µm.
  • Dort, wo nur die äußere Oxidschicht entfernt werden soll, können Verfahren, die für diesen Zweck verwendet werden, umfassen: geeignetes Kontrollieren der Beizbedingungen; mechanisches Schneiden der relevanten Oberflächenschicht; und Abschälen durch Bewirken einer Wasserströmung oder einer geeigneten Substanz, um auf die relevante Oberflächenschicht aufzutreffen.
  • Die Adaption der vorstehend beschriebenen Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste, die einen Mechanismus gemäß der vorliegenden Erfindung verbessert, ist in der nachfolgenden Hinsicht vorteilhaft: Da der Effekt von demjenigen einer Alterungsbehandlung unterschiedlich ist, die auf ein Fixieren von C und N in der Dislokation gerichtet ist, bewirkt die Adaption des Mechanismus kein Härten des Materials aufgrund einer Alterung. Deshalb ist das Walzen einfach und die Herstellbarkeit ist hoch. Weiterhin ist die Adaption des Mechanismus gegenüber dem Stand der Technik unterschiedlich, bei dem die Deformationsspannung während eines Kaltwalzens lokal mit genuteten oder stumpfen Walzen geändert wird, um so die primär rekristallisierte Textur zu verbessern. Im Gegensatz dazu ist es gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, mit Walzen mit glatter Oberfläche zu walzen. Dies macht es möglich, die Oberfläche des Materials glatt zu halten, was sehr vorteilhaft in Bezug auf die Verbesserung der Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste ist.
  • Natürlich kann der den Effekt der Eisenverluste verbessernde Mechanismus mit dem Effekt einer Alterung kombiniert werden, der einen unterschiedlichen, die magnetische Eigenschaft verbessernden Mechanismus besitzt. Weiterhin können, obwohl die Herstellbarkeit niedriger ist, die magnetischen Eigenschaften weiterhin durch Anwenden einer Walztemperatur von etwa 100 bis 350ºC verbessert werden. Wenn die Walztemperatur geringer als etwa 100ºC ist, ist der sich ergebende Effekt unzureichend, wogegen dann, wenn diese Temperatur etwa 350ºC übersteigt, sich die magnetische Flußdichte umgekehrt erniedrigt, um dadurch die Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste zu verschlechtern. Demzufolge sollte die Walztemperatur vorzugsweise von etwa 100 bis 350ºC reichen.
  • Es ist auch möglich, den die Eiseneigenschaft verbessernden Mechanismus in Kombination mit einem Verfahren anzuwenden, bei dem das Glühen vor dem endgültigen Kaltwalzen eine Kühlgeschwindigkeit von nicht weniger als etwa 20ºC/sec innerhalb eines Temperaturbereichs von etwa 800 bis 100ºC einsetzt, so daß sich feine Karbid-Teilchen niederschlagen, um die kalt gewalzte Textur zu verbessern. Die Kühlgeschwindigkeit sollte vorzugsweise etwa 20ºC/sec oder höher sein, da sich, wenn die Geschwindigkeit niedriger ist, feine Karbid-Teilchen nicht niederschlagen und die Eigenschaft in Bezug auf Eisenverluste nicht wesentlich verbessert werden kann.
  • Nach einem abschließenden Kaltwalzen wird das kalt gewalzte Stahlblech einer Dekarburierung unterworfen. Darauffolgend wird ein Glühseparationsmittel, das hauptsächlich MgO aufweist, darauf beschichtet. Danach wird ein abschließendes Glühen bei einer Temperatur im wesentlichen gleich 1200ºC bewirkt und dann wird eine Beschichtung zum Zweck des Erzielens einer Zugkraft bewirkt, um dadurch ein Endprodukt zu erhalten.
  • Die vorliegende Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf Beispiele beschrieben werden, die dazu vorgesehen sind, erläuternd zu sein, und nicht dazu, den Schutzumfang der Erfindung zu definieren oder einzuschränken, der in den Ansprüchen definiert ist.
  • Beispiel 1
  • Eine Platte aus einem Siliziumstahl, der 3,25 % Si, 0,041 % C, 0,069 % Mn, 0,021 % Se und 0,025 % Sb enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und Verunreinigungen besteht, wurde vorbereitet. Die Siliziumstahlplatte wurde auf 1420ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann zu heiß gewalzten Stahlplatten einer Dicke von 2,0 mm gewalzt. Darauffolgend wurden die heiß gewalzten Stahlplatten bei 100ºC für 1 Minute geglüht und die geglühten Stahlbleche wurden kalt gewalzt.
  • Genauer gesagt wurden die Stahlbleche zuerst zu einer Dicke von 0,60 mm mit einem Walzwerk gewalzt, während Oxide über verschiedene Dicken erzeugt wurden, wie dies in Tabelle 1 dargestellt ist, und zwar auf den jeweiligen Oberflächen der Stahlbleche durch Aufheizen der Stahlbleche mittels Brennern, die an dem Eintritt und an dem Austritt des Walzwerks angeordnet waren. Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 950ºC für 2 Minuten unterworfen. Die Stahlbleche wurden weiterhin kalt auf eine Enddicke von 0,20 mm gewalzt, während Oxide durch Aufheizen der Stahlbleche durch ähnliche Brenner erzeugt wurden.
  • Danach wurden die so kalt gewalzten Stahlbleche einer Dekarburierungs-Glühung bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen, und, nachdem MgO darauf beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einem Endglühen bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Von den Produkten, die so erhalten wurden, wurden deren magnetische Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) gemessen. Die Ergebnisse dieser Messung sind auch in Tabelle 1 dargestellt. Wie aus Tabelle 1 ersichtlich werden wird, hatten Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 1 OXIDDICKE (DURCHSCHNITT: µm) MAGNETISCHE FLUSSDICHTE B&sub8; (T) EISENVERLUSTE W17/50 (w/kg) REFERENZ BEISPIEL DER ERFINDUNG VERGLEICHSBEISPIEL
  • Beispiel 2
  • Platten aus Siliziumstahl, der 3,39 % Si, 0,076 % C, 0,076 % Mn, 0,024 % Se, 0,022 % Al, 0,0093 % N, 0,12 % Cu und 0,029 % Sb enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und Verunreinigungen besteht, wurden vorbereitet. Die Siliziumstahlplatten wurden auf 1430ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann in heiß gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,2 mm heiß gewalzt. Darauffolgend wurden die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für 1 Minute geglüht, und die geglühten Stahlbleche wurden kalt gewalzt.
  • Genauer gesagt wurden die Stahlbleche zuerst zu einer Dicke von 1,5 mm kalt gewalzt, während Auflagen, die verschiedene Dicken besaßen, wie dies in Tabelle 2 dargestellt ist, auf den jeweiligen Oberflächen der Stahlbleche durch Heizen der Stahlbleche mittels Brenner, die an dem Eintritt und dem Austritt des Walzwerks angeordnet waren, erzeugt wurden. Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 1100ºC für 2 Minuten unterworfen, wobei das Glühen in diesem Fall ein Glühen vor einem abschließenden Kaltwalzen bildete. Die Stahlbleche wurden weiter kalt auf eine Enddicke von 0,23 mm gewalzt, während Oxide durch Heizen der Stahlbleche durch ähnliche Brenner erzeugt wurden.
  • Danach wurden die so kalt gewalzten Stahlbleche einer Dekarburierungs-Glühung bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen und, nachdem MgO darauf beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einem Endglühen bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Die magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der so erhaltenen Produkte wurden gemessen, wobei die Ergebnisse dieser Messung auch in Tabelle 2 gezeigt sind. Wie aus Tabelle 2 ersichtlich werden wird, hatten Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 2 OXIDDICKE (DURCHSCHNITT: µm) KÜHLGESCHWINDIGKEIT (ºC/s) *1 KALTWALZTEMPERATUR (ºC) MAGNETISCHE FLUSSDICHTE B&sub8; (T) EISENVERLUSTE W17/50 (w/kg) ANMERKUNGEN BEISPIEL DER ERFINDUNG VERGLEICHSBEISPIEL *1: Kühlgeschwindigkeit (ºC/s) innerhalb eines Temperaturbereichs von 800 bis 100ºC beim Glühen vor einem abschließenden Kaltwalzen
  • Beispiel 3
  • Siliziumstahlplatten, die chemische Zusammensetzungen haben, wie dies in Tabelle 3 dargestellt ist, wurden bei 1430ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann in heiß gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,2 mm heiß gewalzt. Darauffolgend wurden, nachdem die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für 1 Minute geglüht wurden, die geglühten Stahlbleche kalt gewalzt. Genauer gesagt wurden die Stahlbleche zuerst auf eine Dicke von 1,5 mm kalt gewalzt, während Oxide über verschiedene Dicken, die von 0,1 bis 0,3 µm reichten, auf den jeweiligen Oberflächen der Stahlbleche durch Aufheizen der Stahlbleche mittels Brenner erzeugt wurden, die an dem Eintritt und dem Austritt des Walzwerks angeordnet waren. Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 1100ºC für 2 Minuten unterworfen. Die Stahlbleche wurden weiter auf eine Enddicke von 0,23 mm kalt gewalzt, während Oxide über Dicken, die von 0,1 bis 0,3 µm reichten, durch Aufheizen der Stahlbleche mittels Brenner, die ähnlich an dem Eintritt und dem Austritt des Kaltwalzwerks angeordnet waren, erzeugt wurden.
  • Danach wurden die so kalt gewalzten Stahlbleche einer Dekarburierungsglühung bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen und, nachdem MgO beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einer Endglühung bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Die magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der so erhaltenen Produkte wurden gemessen, wobei die Ergebnisse dieser Messung auch in Tabelle 3 dargestellt sind. Wie aus Tabelle 3 verständlich wird, besaßen die Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 3
  • Beispiel 4
  • Platten aus Siliziumstahl, der 3,39 % Si, 0,076 % C, 0,076 % Mn, 0,024 % S, 0,022 % Al, 0,0093 % N, 0,12 % Cu und 0,029 % Sb enthielt, wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und Verunreinigungen bestand, wurden vorbereitet. Die Siliziumstahlplatten wurden auf 1430ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann in heiß gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,2 mm heiß gewalzt. Darauffolgend wurden, nachdem die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für 1 Minute geglüht wurden, die geglühten Stahlbleche kalt gewalzt.
  • Genauer gesagt wurden die Stahlbleche zuerst kalt bei verschiedenen Tamperaturen, die in Tabelle 4 dargestellt sind, auf eine Dicke von 1,5 mm kalt gewalzt, während Kühlöl nur an dem Eintritt des Kaltwalzwerks zugeführt wurde und kein Kühlöl an dem Austritt zugeführt wurde (erster Kaltwalzvorgang). Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 1100ºC für 2 Minuten unterworfen. Die Stahlbleche wurden weiter kalt auf eine Enddicke von 0,23 mm gewalzt, wobei Kühlöl in einer ähnlichen Art und Weise zugeführt wurde (zweiter Kaltwalzvorgang). Die durchschnittlichen Dicken der Oxidschichten, die während des vorstehenden Kaltwalzens erzeugt wurden, sind in Tablele 4 dargestellt. Jede dieser durchschnittlichen Dicken stellt eine Oxidschichtdicke oberhalb der entsprechenden Stahlblechoberfläche dar, die bestand, bevor der erste und der zweite Kaltwalzvorgang stattgefunden hat.
  • Nach dem Kaltwalzen wurden die sich ergebenden Stahlbleche einer Dekarburierungsglühung bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen und, nachdem MgO darauf beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einer Endglühung bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Vergleichsbeispiele (in Tabelle 4 dargestellt) wurden in exakt derselben Art und Weise wie diejenige, die vorstehend beschrieben ist, hergestellt, mit der Ausnahme, daß, in dem Kaltwalzschritt, Kühlöl an sowohl dem Eintritt als auch dem Austritt des Walzwerks verwendet wurde. Die Ergebnisse einer Messung der magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispielen erhalten wurden, sind auch in Tabelle 4 dargestellt. Wie anhand der Tabelle 4 verständlich wird, hatten solche Produkte, die durch Durchführen eines Kaltwalzens erhalten wurden, während eine Oxidschicht auf der Oberfläche jedes Stahlblechs gebildet wurde, und zwar gemäß der vorliegenden Erfindung, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 4 KÜHLÖL OXIDSCHICHT (µm) *1 KÜHLGESCHWINDIGKEIT (ºC/s) *2 KALTWALZTEMPERATUR (ºC) MAGNETISCHE FLUSSDICHTE B&sub8; (T) EISENVERLUSTE W17/50 (w/kg) ANMERKUNGEN EINTRITTSSEITE AUSTRITTSSEITE ANGEWANDT NICHT ANGEWANDT BEISPIEL DER ERFINDUNG VERGLEICHSBEISPIEL *1: OXIDSCHICHTDICKE (µm), die während eines Kaltwalzen erzeugt ist *2: Kühlgeschwindigkeit (ºC/s) innerhalb eines Temperaturbereichs von 800 bis 100ºC
  • Beispiel 5
  • Platten aus Siliziumstahl, der 3,19 % Si, 0,042 % C, 0,074 % Mn, 0,019 % Se und 0,027 % Sb enthielt, wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und Verunreinigungen bestand, wurden vorbereitet. Jede der Siliziumstahlplatten wurde bei 1430ºC für 30 Minuten beheizt und dann in gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,0 mm heiß gewalzt.
  • Nachdem die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für 1 Minute geglüht wurden, wurden die Stahlbleche einem Beizen unter verschiedenen Bedingungen unterworfen, um zu bewirken, daß Oxide über die verschiedenen Dicken, die in Tabelle 5 dargestellt sind, auf den entsprechenden Oberflächen verblieben. Dann wurden die Stahlbleche kalt auf eine Enddicke von 0,20 mm gewalzt.
  • Danach wurden die so kalt gewalzten Stahlbleche einer Dekarburierungsglühung bei 820ºC für 2 Minuten unterwofen, und, nachdem MgO beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einer Endglühung bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Die magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der so erhaltenen Produkte wurden gemessen, wobei die Ergebnisse dieser Messung auch in Tabelle 5 dargestellt sind. Wie aus Tabelle 6 ersichtlich werden wird, hatten Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 5 OXIDSCHICHTDICKE (DURCHSCHNITT µm) MAGNETISCHE FLUSSDICHTE B&sub8; (T) EISENVERLUSTE W17/50 (w/kg) ANMERKUNGEN ÄUßERE SCHICHT INNERE SCHICHT BEISPIEL DER ERFINDUNG VERGLEICHSBEISPIEL
  • Beispiel 6
  • Platten aus Siliziumstahl, der 3,29 % Si, 0,081 % C, 0,077 % Mn, 0,020 % Se, 0,022 % Al, 0,0091 % N, 0,18 % Cu und 0,026 % Sb enthielt, wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und Verunreinigungen bestand, wurden vorbereitet. Jede der Siliziumstahlplatten wurde bei 1430ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann heiß in heiß gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,2 mm gewalzt.
  • Nachdem die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für 1 Minute geglüht wurden, wurden die Stahlbleche zuerst auf eine Dicke von 1,5 mm kalt gewalzt. Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 1100ºC für 1 Minute unterworfen. Die sich ergebenden Stahlbleche wurden einem Oberflächenplanfräsen mit einem elastischen Schleifstein unterworfen, um so zu bewirken, daß Oxide über die verschiedenen Dicken, wie dies in Tabelle 6 dargestellt ist, auf den entsprechenden Oberflächen verblieben. Dann wurden die Stahlbleche weiter kalt auf eine Enddicke von 0,20 mm gewalzt.
  • Danach wurden die so gewalzten Stahlbleche einem Dekarburierungsglühen bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen und, nachdem MgO darauf beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einem Endglühen bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Die magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der so erhaltenen Produkte wurden gemessen, wobei die Ergebnisse dieser Messung in Tabelle 6 dargestellt sind. Wie anhand der Tabelle 6 ersichtlich werden wird, hatten die Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 6 OXIDSCHICHTDICKE (DURCHSCHNITT µm) MAGNETISCHE FLUSSDICHTE B&sub8; (T) EISENVERLUSTE W17/50 (w/kg) ANMERKUNGEN ÄUßERE SCHICHT INNERE SCHICHT BEISPIEL DER ERFINDUNG VERGLEICHSBEISPIEL
  • Beispiel 7
  • Siliziumstahlplatten, die chemische Zusammensetzungen besaßen, wie dies in Tabelle 7 dargestellt ist, wurden bei 1430ºC für 30 Minuten aufgeheizt und dann in heiß gewalzte Stahlbleche einer Dicke von 2,2 mm heiß gewalzt. Darauffolgend wurden, nachdem die heiß gewalzten Stahlbleche bei 1000ºC für eine Minute geglüht wurden, die geglühten Stahlbleche kalt gewalzt. Genauer gesagt wurden die Stahlbleche zuerst kalt auf eine Dicke von 1,5 mm gewalzt. Dann wurden die Stahlbleche einer Zwischenglühung bei 1100ºC für 2 Minuten unterworfen. Die Stahlbleche wurden dann gebeizt, um vollständig die äußere Oxidschicht zu entfernen, und besaßen eine auf SiO&sub2; basierende innere Oxidschicht von 1,0 µm, die verblieb, und die Stahlbleche wurden weiter kalt auf eine Enddicke von 0,23 mm gewalzt.
  • Danach wurden die so kalt gewalzten Stahlbleche einer Dekarburierungsglühung bei 820ºC für 2 Minuten unterworfen, und, nachdem MgO beschichtet wurde, wurden die sich ergebenden Stahlbleche einer Endglühung bei 1200ºC für 5 Stunden unterworfen. Die magnetischen Charakteristika (magnetische Flußdichte und Eisenverluste) der so erhaltenen Produkte wurden gemessen, wobei die Ergebnisse dieser Messung in Tabelle 7 dargestellt sind. Wie aus der Tabelle 7 ersichtlich werden wird, hatten die Produkte, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurden, bemerkenswert niedrige Eisenverluste. Tabelle 7
  • Vorteile der Erfindung
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung können korn-orientierte Siliziumstahlbleche, die extrem niedrige Eisenverluste haben, in einem industriellen Maßstab und als stabile Lieferprodukte, die ausgezeichnete Eigenschaften besitzen, produziert werden.

Claims (9)

1. Verfahren zum Herstellen eines korn-orientierten Siliziumstahlblechs, das niedrige Eisenverluste besitzt, das folgende Schritte aufweist:
Heißwalzen einer Siliziumstahlplatte, die 2,0 bis 4,0 % bezogen auf das Gewicht Si und eine einen Inhibitor bildende Komponente mindestens eines Elements ausgewählt aus der Gruppe, die aus S und Se besteht, enthält, um dadurch ein heiß gewalztes Stahlblech zu erhalten;
nach einem Glühen, wenn notwendig, dieses heiß gewalzten Stahlblechs, Kaltwalzen des heiß gewalzten Stahlblechs, das geglüht worden sein kann, in ein kalt gewalztes Stahlblech, das eine Enddicke besitzt, wobei das Kaltwalzen entweder ein Kaltwalzen, das einmal durchgeführt wird, oder ein Kaltwalzen, das mehrere Male mit Zwischenglühungen, die dazwischen eingefügt sind, durchgeführt ist, aufweist;
Dekarburieren deskalt gewalzten Stahlblechs; und
nach einer Beschichtung der Oberfläche des dekarburierten, kalt gewalzten Stahlblechs mit einem Glühseparationsmittel, das hauptsächlich MgO aufweist, Unterwerfen des sich ergebenden, kalt gewalzten Stahlblechs einer sekundären Rekristallisationsglühung und dann einer Reinigungsglühung,
wobei das Kaltwalzen bewirkt wird, während eine Oxidschicht auf der Oberfläche des Stahlblechs existiert.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Kaltwalzen mit einem Walzwerk bewirkt wird, während Walzöl nur an dem Eintritt des Walzwerks zugeführt wird, und eine Oxidschicht einer Dicke von etwa 0,05 bis 5 µm auf der Oberfläche des Stahlblechs erzeugt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, wobei eine äußere Oxidschicht eine Oxidschichtstruktur auf der Oberfläche des Stahlblechs nach dem Heißwalzen oder dem Zwischenglühen erzeugt und entfernt wird, wodurch eine innere Oxidschicht einer Dicke von etwa 0,05 bis 5 µm auf der Oberfläche des Stahlblechs beibehalten wird, wobei das sich ergebende Stahlblech dann einem Kaltwalzen unterworfen wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1, 2 und 3, wobei das Kaltwalzen innerhalb eines Temperaturbereichs von etwa 100 bis 350ºC bewirkt wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei, bei dem Glühen vor dem abschließenden Kaltwalzen, die Kühlgeschwindigkeit nicht geringer als etwa 20ºC/sec innerhalb eines Temperaturbereichs von 800 bis 100ºC beträgt.
6. Verfahren zum Herstellen eines kalt gewalzten korn-orientierten Siliziumstahlblechs gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, aus einem Stahlblech, das etwa 2,0-4,0 Gewichts-% Si und etwa 0,010-0,040 Gewichts-% eines Inhibitors, ausgewählt aus der Gruppe, die aus S und Se besteht, enthält, wobei die Schritte ein Aufbringen auf der Oberfläche des Bleches einer Oxidschicht, die eine Dicke von etwa 0,05-5 µm besitzt, und ein Kaltwalzen des Blechs auf eine Enddicke unter Vorhandensein der Oxidschicht aufweisen.
7. Verfahren nach Anspruch 6, wobei die Oxidschicht durch Heizen des Bands während eines Kaltwalzens erzeugt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, wobei das Beheizen durch Begrenzen der Verwendung eines Kühlöls in einem solchen Umfang, daß ein Teil des Öls auf der Oberfläche des Stahlblechs brennt, bewirkt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei das Kaltwalzen in verschiedenen, aufeinanderfolgenden Durchgängen, wobei jeder einen Eintritt und einen Austritt besitzt, durchgeführt wird und wobei das Kühlöl auf das Blechs nur an den Eintritten und nicht an den Austritten der Durchgänge aufgebracht wird.
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