DE69613343T2

DE69613343T2 - Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche mir sehr guten magnetischen Eigenschaften

Info

Publication number: DE69613343T2
Application number: DE1996613343
Authority: DE
Inventors: Akio Fujita; Mineo Muraki; Yoshihiro Ozaki
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1996-03-28
Filing date: 1996-03-28
Publication date: 2001-09-20
Anticipated expiration: 2016-03-29
Also published as: DE69613343D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches und insbesondere ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches, das einen geringen Eisenverlust und eine hohe magnetische Flussdichte aufweist.

Beschreibung des Standes der Technik

Kornorientierte Siliziumstahlbleche werden hauptsächlich als Kernmaterialien für Transformatoren und verschiedene elektrische Vorrichtungen eingesetzt. Für diese Einsatzzwecke sind Kernmaterialien erforderlich, die ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweisen, d. h. hohe magnetische Flussdichte und niedrigen Eisenverlust.
Bei herkömmlichen Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem Siliziumstahlblech wird eine Bramme hergestellt, die 100 bis 300 mm dick ist, die Bramme wird Warmwalzen unterzogen, nachdem sie auf 1250ºC oder mehr erhitzt wurde, um ein warmgewalztes Blech herzustellen; das warmgewalzte Blech wird wenigstens einmal auf eine abschließende Blechdicke kaltgewalzt, wobei ein oder mehrere Zwischenglühvorgänge zwischen aufeinanderfolgenden Kaltwalzvorgängen ausgeführt werden, das kaltgewalzte Blech wird fertiggeglüht, um Sekundärkristallisation und Reinigung auszuführen, wobei das Fertigglühen ausgeführt wird, nachdem das kaltgewalzte Blech Entkohlungsfreiglühen unterzogen wird und dann ein Glühtrennmittel darauf aufgetragen wird.
Das heißt, nachdem die Bramme zunächst auf hohe Temperaturen erhitzt wird, um Inhibitorbestandteile vollständig zu lösen, wird eine Primärrekristallisations-Kornstruktur durch das Warmwalzen, das wenigstens einmalige Kaltwalzen und das wenigstens einmalige Glühen hergestellt, und dann werden die primärrekristallisierten Körner zu sekundärrekristallisierten Kristallkörnern mit einer (110)-(001)-Richtung durch Fertigglühen rekristallisiert, wodurch die erforderlichen magnetischen Eigenschaften gewährleistet werden.
Um die Sekundärrekristallisation zu beschleunigen, ist es wichtig, die Ablagerung einer Dispersionsphase über einen Inhibitor zu steuern. Die Funktion des Inhibitors besteht darin, das normale Komwachstum der primärrekristallisierten Körner zu hemmen, so dass die Dispersionsphase gleichmäßig und in geeigneter Größe in dem Stahl dispergiert wird, und darin, die primär rekristallisierte Kornstruktur gleichmäßig über die gesamte Blechdicke in einer geeigneten Kristallkorngröße zu verteilen. Zu Beispielen für Inhibitoren gehören Sulfide, Selenide und Nitride, wie beispielsweise MnS, MnSe, AlN und VN sowie andere Materialien, die eine geringe Löslichkeit in Stahl aufweisen. Des Weiteren werden Korngrenzen-Segregations-Elemente, wie beispielsweise Sb, Sn, As, Pb, Ce, Cu und Mo als Inhibitoren eingesetzt.
Um eine gute sekundärrekristallisierte Struktur herzustellen, ist es wichtig, dass die Ablagerung des Inhibitors vom Warmwalzen zum anschließenden Sekundärrekristallisations-Glühen gesteuert wird. Diese Inhibitorablagerungssteuerung ist wichtig für die Herstellung ausgezeichneter magnetischer Eigenschaften.
Verfahren, die in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 38-14009, der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 56-33431, der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 59-50118, der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 64-73023, der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 2-263924, der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 2-274811 sowie der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 5-295442 beschrieben werden, offenbaren herkömmliche Verfahren, mit denen die Inhibitorablagerung gesteuert wird, indem die Temperaturhysterese vom Fertigwalzen beim Warmwalzschritt zum Aufwickeln gesteuert wird.
In der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 38-14009 wird ein Verfahren zum Herstellen von komorientiertem Silizium-Elektrostahl offenbart, bei dem ein kaltgewalztes Stahlband des kornorientierten Silizium-Elektrostahls Lösungswärmebehandlung bei Temperaturen unterzogen wird, die zwischen 790ºC und 950ºC liegen, um Kohlenstoff in Form von Mischkristallen zu erhalten, das Stahlband schnell auf eine Temperatur von 540ºC oder darunter abgeschreckt wird, um zu verhindern, dass sich interkristalline Karbide bilden, das Stahlband auf Temperaturen von 310 bis 480ºC gehalten wird, wobei dabei linsenförmige Ablagerungen in den Körnern auftreten, anschließend ein weiterer Abschreckschritt folgt und dann abwechselnd Kaltwalzen und Glühen wiederholt wird, um eine komorientierte Struktur herzustellen.
Bei diesem Verfahren wird jedoch kein Inhibitorbestandteil zugesetzt. Daher wird mit diesem Verfahren versucht, die Form von abgelagertem Karbid vor allem zu steuern, indem die Abkühlgeschwindigkeit und die Zeit gesteuert werden, die in einem Bereich der Karbidablagerungstemperatur (um 700ºC herum) verbracht wird. Dementsprechend sind beim Einsatz dieses Verfahrens keine verbesserten magnetischen Eigenschaften bei der Herstellung eines komorientierten elektromagnetischen Stahlbleches erzielt worden, das AlN, MnSe und MnS enthält.
In der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 56-33431 werden ein Verfahren, bei dem die Wickeltemperaturen in einem Temperaturbereich von 700 bis 1000ºC gesteuert werden, ein Verfahren, bei dem ein Bund nach dem Wickeln bei hohen Temperaturen von 700 bis 1000ºC 10 Minuten bis 5 Stunden lang erhitzt wird, und ein Verfahren offenbart, bei dem der Bund nach dem Wickeln bei hohen Temperaturen von 700 bis 1000ºC abgeschreckt wird.
Mit dem in dieser Veröffentlichung offenbarten Verfahren wird versucht, den Ablagerungs-Dispersions-Zustand von AlN als Inhibitor zu verbessern, jedoch kommt es dennoch aufgrund von Selbstglühen (self-annealing) innerhalb des Bundes nach dem Wickeln zu heterogener Entkohlung, und die anschießende Ausbildung eines kalt gewalzten Mischgefüges ist unstabil, so dass die Streuung der Eigenschaften des Erzeugnisses zunimmt. Insbesondere das Wasserkühlen eines Bundes führt zu einer ungleichmäßigen Abkühlgeschwindigkeit und stellt daher den Hauptfaktor bei der Streuung der Produkteigenschaften dar.
In der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 59-50118 wird ein Verfahren offenbart, bei dem ein warmgewalztes Stahlband auf Temperaturbereiche, die mit den unten stehenden Gleichungen (a) und (b) berechnet werden, mit einer Kühlgeschwindigkeit von 7 bis 40ºC/Sekunde nach dem Trennen von einem anschließenden Fertiggestell abgekühlt wird. Das Stahlband wird dann aufgewickelt und kann sich abkühlen. Des Weiteren wird ein Verfahren offenbart, bei dem ein warmgewalztes Stahlband auf Temperaturen, die mit der unten stehenden Gleichung (c) berechnet werden, oder darunter mit einer Kühlgeschwindigkeit von 7 bis 30ºC/Sekunde nach dem Trennen von dem abschließenden Fertiggerüst abgekühlt wird. Das Stahlband wird dann aufgewickelt, und das aufgewickelte Stahlband wird weiter mit Wasser abgekühlt. Die Gleichungen (a), (b) und (c) sind die folgenden:
(35 · log V + 515)ºC (a)
(445 · log V - 570)ºC (b)
(20 · log V + 555)ºC (c)
wobei V die Abkühlgeschwindigkeit (ºC/Sekunde) des warmgewalzten Stahlbandes bei den Schritten der Trennung vom abschließenden Fertiggerüst bis zum Wickeln darstellt.
Diese Verfahren betreffen jedoch Prozesse, bei denen AlN nicht als Inhibitor eingesetzt wird, und es ist zu erwarten, dass derartige Verfahren die Herstellung von kornorientiertem elektromagnetischen Stahlblech nachteilig beeinflussen, wenn AlN allein oder AlN zusammen mit MnSe eingesetzt wird.
In der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 64-73023 wird ein Verfahren offenbart, bei dem die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit vom Abschluss des Fertigwalzens beim Warmwalzschritt an bis zum Wickeln auf 10ºC/Sekunde oder mehr und weniger als 40ºC/Sekunde gesteuert wird und der Bereich der Wickeltemperaturen zwischen 550 und 750ºC gesteuert wird. Ein Verfahren, bei dem die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit und die Wickeltemperatur auf 40 bis 80ºC/Sekunde bzw. 550 bis 750ºC gesteuert werden, wird ebenfalls offenbart.
Was die in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 59-50118 offenbarten Verfahren angeht, so werden bei diesen Verfahren MnS und MnSe als Inhibitoren eingesetzt, und sie betreffen kein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten elektromagnetischen Stahlbleches, bei dem AlN eingesetzt wird, und beziehen sich nicht darauf. Des Weiteren werden, was die offenbarten Abkühlgeschwindigkeiten angeht, bei beiden Bezugsbeispielen nur die durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeiten bei den Schritten vom Abschluss des Fertigwalzens bis zum Wickeln berücksichtigt. Das heißt, die Verweilzeit bei hohen Temperaturen unmittelbar nach dem Abschluss des Walzens, die den Ablagerungszustand von AlN als Inhibitor bzw. den gemeinsamen Ablagerungszustand von AlN und MnSe oder MnS erheblich beeinflusst, werden nicht berücksichtigt.
Weiterhin wird in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 2-263924 ein Verfahren offenbart, bei dem eine Siliziumstahlbramme, die 0,02 bis 0,100 Gew.-% Kohlenstoff, 2,5 bis 4,5 Gew.-% Silizium, einen herkömmlichen Inhibitorbestandteil und den Rest Eisen sowie zufällige Verunreinigungen enthält, Warmwalzen, Kaltwalzen mit einer Querschnittsverringerung von 80% oder mehr, Entkohlungsfreiglühen und abschließendem Fertigglühen unterzogen wird, ohne dass der Stahl dem Glühen von Warmwalzenblech unterzogen wird, um so ein kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech herzustellen. Die Warmwalz-Abschlusstemperatur wird auf 750 bis 1150ºC gesteuert, das Walzblech wird wenigstens eine Sekunde oder länger nach dem Abschluss des Warmwalzens auf Temperaturen von 700ºC oder darüber gehalten, und die Wickeltemperatur wird auf unter 700ºC gesteuert.
Unter dem Gesichtspunkt der Herstellungskosten wird mit diesem Verfahren versucht, die Rekristallisation zu beschleunigen, indem hohe Temperaturen nach dem Fertigwalzen aufrechterhalten werden, um so die Struktur zu verbessern, wobei das Glühen des warmgewalzten Bleches weggelassen wird. Die Beschleunigung der Rekristallisation nach dem Warmwalzen bei diesem Verfahren führt zu einer Verbesserung der Struktur und der Möglichkeit, das Glühen eines warmgewalzten Bleches wegfallen zu lassen, jedoch wird kein verbesserter Inhibitorablagerungszustand erreicht. Da das Glühen eines warmgewalzten Bleches bei diesem Verfahren weggelassen wird, geht dies auf Kosten der Steuerung der Inhibitorablagerung.
Des Weiteren wird in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 2- 274811 ein Verfahren offenbart, bei dem eine Bramme, die 0,021 bis 0,075 Gew.-% Kohlenstoff, 2,5 bis 4,5 Gew.-% Silizium, 0,010 bis 0,060 Gew.-% säurelösbares Al, 0,0030 bis 0,000130 Gew.-% Stickstoff, 0,014 Gew.-% oder weniger Selen, 0,05 bis 0,8 Gew.-% Mangan und als Rest Eisen und zufällige Verunreinigungen umfasst, auf Temperaturen unter 1280ºC erhitzt und dann Warmwalzen unterzogen wird. Anschließend wird das warmgewalzte Blech, wenn erforderlich, Glühen des warmgewalzten Bleches unterzogen und dann wenigstens einem Kaltwalzvorgang einschließlich eines abschießenden Kaltwalzvorgangs mit einer Querschnittsverringerung von 80% oder mehr, wobei Zwischenglühvorgänge zwischen aufeinanderfolgenden Kaltwalzvorgängen ausgeführt werden, wenn dies erforderlich ist. Anschließend wird das kaltgewalzte Blech Entkohlungsfreiglühen und abschließendem Fertigglühen unterzogen, um so die Herstellung eines kornorientierten elektromagnetischen Stahlbleches abzuschließen. Bei dem Prozess wird die Warmwalz-Abschlusstemperatur auf 750 bis 1150ºC gesteuert, das warmgewalzte Blech wird wenigstens eine Sekunde lang oder länger nach dem Abschluss des Warmwalzens auf Temperaturen von 700ºC oder höher gehalten, und die Wickeltemperatur wird auf unter 700ºC gesteuert.
Mit diesem Verfahren wird bei einem Herstellungsverfahren mit Niedrigtemperaturerwärmung der Bramme versucht, die Rekristallisation zu beschleunigen, indem das gewalzte Blech nach dem Fertigwalzen auf hohen Temperaturen gehalten wird, um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern und zu stabilisieren. Dennoch kann, obwohl die Lösung von AlN beim Niedrigtemperaturerwärmen der Bramme möglich ist, die Lösung von MnS und MnSe nicht ausreichend erreicht werden. Insbesondere können dann, wenn das Warmwalzen und das Kaltwalzen, wie sie oben beschrieben sind, bei einem Herstellungsverfahren eingesetzt werden, bei dem Hochtemperaturerwärmung der Bramme ausgeführt wird, um Inhibitoren ausreichend zu lösen, keine Erzeugnisse mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften hergestellt werden, was auf unterschiedliche Ablagerungszustände der Inhibitoren zurückzuführen ist. Das heißt, da die Inhibitorsteuerung nicht beim Niedrigtemperaturerhitzen der Bramme auftritt, können Erzeugnisse mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nicht stabil hergestellt werden.
Des Weiteren wird in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 5- 295442 ein Verfahren offenbart, bei dem ein Stahlblech nach dem Warmwalzen Kaltwalzen bei einer abschließenden Kaltwalz-Querschnittsverringerung von 80% oder mehr unterzogen wird, wobei das Verhältnis zwischen dem Ti-Gehalt und der durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit Ta (ºC/Sekunde) bei Temperaturen von 850ºC oder niedriger und bis zu 600º nach dem Austreten aus einem Fertigwalzgerüst zum Warmwalzen wie folgt ist:
wenn Ta ≥ 30ºC/Sekunde und Ti ≤ 0,003 Gew.-%,
Ta ≥ -7/3Ti + 100,
wenn 0,003 < Ti ≤ 0,008 Gew.-%,
Ta ≤ -11/5T + 206,
Ta: ºC/Sekunde
Ti: 10&supmin;&sup4; Gew.-%.
Jedoch werden durch in einem mit diesem Verfahren hergestellten Erzeugnis verbleibendes Ti Oxide und Nitride gebildet, so dass es zu einer allmählichen Verschlechterung des Kernverlustes (core loss age degradation) kommt.
Bei herkömmlichen Verfahren ist die Wärmehysterese eines Stahlbleches vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zum Wickeln nicht berücksichtigt worden, um einen Inhibitor in Stahl gleichmäßig und in geeigneter Größe zu dispergieren.
Es sind Verfahren zum Steuern der Abkühlgeschwindigkeit vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zum Wickeln (wie beispielsweise in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift Nr. 59-50118 offenbart) bekannt. Dieses Verfahren bezieht sich jedoch nicht auf die Steuerung eines Inhibitors, sondern auf die Ablagerung von Feinkarbiden. Des Weiteren wird bei bekannten Verfahren zum Steuern der Abkühlgeschwindigkeit vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zum Wickeln nur die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit gesteuert. Das heißt, die Abkühlung unmittelbar nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens ist nicht berücksichtigt worden.
Die oben beschriebenen herkömmlichen Verfahren haben nicht zu einer wirkungsvollen Steuerung der Ablagerung eines Inhibitors geführt. Das hat es unmöglich gemacht, mit herkömmlichen Verfahren ein komorientiertes Siliziumstahlblech herzustellen, das ausgezeichnete magnetische Flussdichte und Eisenverlustwerte aufweist.

Zusammenfassung der Erfindung

Dementsprechend besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches zu schaffen, das ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweist, wenn AlN allein und AlN sowie MnS oder MnSe zusammen als Inhibitoren eingesetzt werden.
Ausführliche Untersuchungen verschiedener Faktoren bei einem Warmwalzschritt, die von den Erfindern der vorliegenden Erfindung angestellt wurden, um die oben beschriebene Aufgabe zu erfüllen, haben ergeben, dass eine gute Verteilung des Inhibitors erreicht werden kann, indem die Abkühlhysterese nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens gesteuert wird, um den Anteil ohne sekundäre Rekristallisation in einem Erzeugnis zu verringern, und hohe magnetische Flussdichte und niedriger Eisenverlust erreicht werden können.
Das heißt, die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, das das Erhitzen einer Siliziumstahlbramme, die:
C: 0,01 bis 0,10 Gew.-%, Si: 2,5 bis 4,5 Gew.-%,
Mn: 0,02 bis 0,12 Gew.-%, Al: 0,005 bis 0,10 Gew.-%,
N: 0,004 bis 0,015 Gew.-%,
enthält, auf 1280ºC oder mehr und das anschließende Warmwalzen desselben zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbleches, das Warmwalzblech-Glühen des warmgewalzten Stahlbleches je nach Erfordernis und das anschließende ein-, zwei- oder mehrmalige Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbleches sowie das Einschieben von Zwischenglühvorgängen dazwischen zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlbleches sowie das Entkohlungsfreiglühen des kaltgewalzten Stahlblechs und das Fertigglühen des letzteren nach dem Auftragen eines Trennmittels umfasst, wobei eine Fertigwalz- Abschlusstemperatur beim Warmwalzen auf einen Bereich von 900 bis 1100ºC gesteuert wird, und das gewalzte Blech so bearbeitet wird, dass eine Stahlblechtemperatur T(t) (ºC) nach einer Zeit t, die in einen Bereich fällt, der durch Gleichung (1) bestimmt wird, und die vom Abschluss des Fertigwarmwalzens vergeht, Gleichung (2) erfüllt:
2 Sekunden ≤ t ≤ 6 Sekunden (1)
T(t) ≤ FDT - (FDT - 700)/6 · t (2),
wobei FDT eine Warmwalz-Abschlusstemperatur (ºC) darstellt.
In einer weiteren Ausführung betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, wobei die Siliziumstahlbramme, die bei der oben beschriebenen ersten Ausführung eingesetzt wird, des Weiteren wenigstens ein Element enthält, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus Se: 0,005 bis 0,06 Gew.-%, und S. 0,005 bis 0,06 Gew.-%, besteht.
Die Abkühlgeschwindigkeit des Stahlbleches in dem Zeitraum von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens bis zum Wickeln wird vorzugsweise so gesteuert, dass sie 25ºC/Sekunden oder weniger beträgt.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung der Warmfertigwalz-Abschlusstemperatur und der Verweilzeit nach dem Walzen zu den magnetischen Eigenschaften in Versuch 1 darstellt.
Fig. 2 ist eine Kurve, die die Temperatur des Stahlbleches nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens in Versuch 2 darstellt.
Fig. 3 ist eine Kurve, die die Beziehung der Warmfertigwalz-Abschlusstemperatur und der Temperatur (T&sub1;) nach 2 Sekunden, die seit dem Abschluss des Warmfertigwalzens vergangen sind, zu den magnetischen Eigenschaften in Versuch 2 darstellt.
Fig. 4 ist eine Kurve, die die Temperatur des Stahlbleches nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens in Versuch 3 darstellt.
Fig. 5 ist ein Diagramm, das die Beziehung der Zeit At, die vergeht, bis die Temperatur (T&sub2;) beim Abschlusskühlen von T&sub1; ausgehend nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erreicht ist, sowie von T&sub2; zu den magnetischen Eigenschaften in Versuch 3 darstellt.
Fig. 6 ist ein Diagramm, das die Beziehung der Zeit Δt, die vergeht, bis die Temperatur (T&sub2;) beim Abschlusskühlen von T&sub1; ausgehend nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erreicht ist, sowie von T&sub2; zu den magnetischen Eigenschaften in Versuch 3 darstellt.
Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Beziehung der Zeit At, die vergeht, bis die Temperatur (T&sub2;) beim Abschlusskühlen von T&sub1; ausgehend nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erreicht ist, sowie von T&sub2; zu den magnetischen Eigenschaften in Versuch 3 darstellt.
Fig. 8 ist eine Kurve, die die Temperatur des Stahlbleches nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens in Versuch 4 darstellt.
Fig. 9 ist eine Kurve, die die Temperatur des Stahlbleches nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens in Versuch 4 darstellt.
Fig. 10 ist eine Kurve, die die Temperatur des Stahlbleches nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens in Versuch 4 darstellt.
Fig. 11 ist eine Kurve, die den Einfluss der Stahlblech-Wärmehysterese auf der Grundlage der Stahlblechtemperatur nach dem Warmfertigwalzen darstellt, der auf den Ablagerungszustand eines Inhibitors ausgeübt wird.
Fig. 12 ist eine Kurve, die die Beziehung der Temperaturhysterese im Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach sowie der Abkühlgeschwindigkeit nach dem Verlauf von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens zu den magnetischen Eigenschaften darstellt, wobei der Stahl 4 als Probestahl in Versuch 6 eingesetzt wird.
Fig. 13 ist eine Kurve, die die Beziehung der Temperaturhysterese im Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach sowie der Abkühlgeschwindigkeit nach dem Verlauf von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens zu den magnetischen Eigenschaften darstellt, wobei der Stahl 5 als ein Probestahl in Versuch 6 eingesetzt wird.
Fig. 14 ist eine Kurve, die die Beziehung der Temperaturhysterese im Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach sowie der Abkühlgeschwindigkeit nach dem Verlauf von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens zu den Magneteigenschaften darstellt, wobei der Stahl 4 als ein Probestahl in Versuch 6 eingesetzt wird.
Fig. 15 ist eine Kurve, die die Beziehung der Temperaturhysterese im Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach sowie der Abkühlgeschwindigkeit nach dem Verlauf von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Fertigwarmwalzens zu den magnetischen Eigenschaften darstellt, wobei der Stahl 4 als ein Probestahl in Versuch 6 eingesetzt wird.
Die Versuchsergebnisse, die zu der vorliegenden Erfindung geführt haben, werden im Folgenden beschrieben.

Versuch 1

Zunächst wurde ein Versuch ausgeführt, um Aufklärung über den Einfluss der Temperaturhysterese eines Stahlbleches unmittelbar nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens auf die Ablagerung eines Inhibitors zu gewinnen.
Stahl, der 0,07 Gew.-% C, 3,05 Gew.-% Si, 0,06 Gew.-% Mn, 0,020 Gew.-% Al sowie 0,0090 Gew.-% N enthielt, wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erhitzt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Nachdem Muster mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm hergestellt und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass die Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen (FDT) wurden auf die entsprechenden Temperaturen von 700 bis 1200ºC gesteuert, und die gewalzten Bleche 1 bis 7 Sekunden lang auf diesen Temperaturen gehalten. Anschließend wurden die Bleche abgeschreckt, und nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen belassen worden waren, wurden die Bleche an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie einem Primär-Kaltwalzen unterzogen und dann Zwischenglühen, um sie durch Sekundär-Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigzuwalzen. Anschließend wurden die Bleche, nachdem sie 2 Minuten lang bei 850ºC Entkohlungsfreiglühen in einer nassen Wasserstoffatmosphäre unterzogen worden waren und ein Glüh- Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, aufgetragen wurde, einem abschließenden Fertigglühen über 10 Stunden bei 1200ºC in einer Wasserstoffatmosphäre unterzogen.
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 dargestellt. Die Verweilzeit nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens wurde der Abszisse zugeordnet, und die Warmfertigwalz-Abschlusstemperatur wurde der Ordinate zugewiesen, und der Magnetismus der Erzeugnisse, der den entsprechenden Bedingungen entspricht, ist mit den Symbolen O und x dargestellt. Das Symbol O zeigt, dass ein Magnetismus von B&sup8; : 1,88 T oder mehr erreicht wurde, und das Zeichen x zeigt, dass ein Magnetismus von weniger als B&sup8; : 1,88 T erreicht wurde.
Aus den in Versuch 1 erzielten Ergebnissen wird ersichtlich, dass, um eine Feinablagerung von Inhibitoren zu erreichen und einen guten Magnetismus herzustellen, die Warmfertigwalz-Abflusstemperatur bei der Stahlblech-Temperaturhysterese unmittelbar nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens 900ºC oder mehr beträgt. Des Weiteren hat sich herausgestellt, dass das Aufrechterhalten hoher Temperatur in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis ungefähr 2 Sekunden danach keine besonders nachteilige Auswirkung auf die Ablagerung von Inhibitoren hat.
Dann wurde das folgende Experiment ausgeführt, um Aufklärung über den Einfluss der Stahlblech-Temperaturhysterese nach dem Verlauf von 2 Sekunden seit dem Abschluss des Warmfertigwalzens zu erhalten.

Versuch 2

Stahl, der 0,08 Gew.-% C, 3,20 Gew.-% Si, 0,05 Gew.-% Mn, 0,025 Gew.-% Al sowie 0,0085 Gew.-% N enthielt, wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erhitzt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Nachdem Proben mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm hergestellt und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen (FDT) wurden auf 900ºC, 1000ºC und 1100ºC gesteuert, und 2 Sekunden später wurden die gewalzten Bleche so abgekühlt, dass sie die entsprechenden Temperaturen (T&sub1;) erreichten, die niedriger waren als die jeweiligen Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen und 800ºC oder mehr betrugen. Anschließend wurden die Bleche abgeschreckt, und nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen belassen worden waren, wurden die Bleche an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Temperaturen sind in Fig. 2 dargestellt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche einem Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie Primär-Kaltwalzen und anschließend Zwischenglühen unterzogen, um sie dann durch Sekundär-Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigzubearbeiten. Anschließend wurden die Bleche, nachdem sie 2 Minuten lang in einer nassen Wasserstoffatmosphäre Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen worden waren und ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteirenthielt, auf sie aufgetragen worden war, 10 Stunden lang in einer Wasserstoffatmosphäre abschließendem Fertigglühen bei 1200ºC unterzogen.
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Fig. 3 dargestellt.
Die maximale Temperatur (TiC) zur Erreichung von gutem Magnetismus variiert je nach der Warmfertigwalz-Abschlusstemperatur. TiC erfüllt die Gleichung (3), wie dies in Fig. 3 mit den unterbrochenen Linien dargestellt ist:
T1C = 2/3 · FDT + 700/3 (3)

Versuch 3

Stahl, der 0,04 Gew.-% C, 3,00 Gew.-% Si, 0,06 Gew.-% Mn, 0,03 Gew.-% Al und 0,0090 Gew.-% N enthielt, wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erhitzt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Nachdem Proben mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm daraus hergestellt worden und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen (FDT) wurden auf 900ºC, 1000ºC und 1100ºC gesteuert, und 2 Sekunden später wurden die gewalzten Bleche kontinuierlich auf T1C heruntergekühlt, die den Fertigwalztemperaturen entsprach, und weiter kontinuierlich in At Sekunden auf T&sub2;ºC heruntergekühlt. Danach wurden die Bleche abgeschreckt, und nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen belassen worden waren, wurden die Bleche an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Temperaturen sind in Fig. 4 dargestellt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie Primär-Kaltwalzen und dann Zwischenglühen unterzogen, um sie abschließend durch Sekundär-Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigzubearbeiten. Dann wurden die Bleche, nachdem sie in einer nassen Wasserstoffatmosphäre 2 Minuten lang Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen worden waren und ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, auf sie aufgetragen worden war, in einer Wasserstoffatmosphäre 10 Stunden lang abschließendem Fertigglühen bei 1200ºC unterzogen.
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Fig. 5 bis Fig. 7 dargestellt.
Fig. 5 bis Fig. 7 sind sämtlich Diagramme, die die Beziehung der Zeit Δt, in der die Stahlblechtemperatur von dem in Fig. 4 dargestellten Wert T1C ausgehend T&sub2; nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erreicht, und der Stahlblechtemperatur T&sub2; zu den magnetischen Eigenschaften darstellen, wobei in Fig. 5 FDT = 900ºC und T1C = 833ºC, in Fig. 6 FDT = 1000ºC und TiC = 900ºC und in Fig. 7 FDT = 1100ºC und T1C = 966ºC. In Fig. 5 bis Fig. 7 zeigt das Symbol O, dass ein Magnetismus von B&sup8; : 1,88 T oder mehr erzielt wurde, und das Zeichen x zeigt, dass ein Magnetismus von weniger als B&sup8; : 1,88 T erzielt wurde.
Es ist aus Fig. 5 bis Fig. 7 zu ersehen, dass für Δt unabhängig von FDT Δt ≤ 4 Sekunden gilt (6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens), und dass, wenn T&sub2; ≤ 700ºC, gute magnetische Eigenschaften erzielt wurden.
Aus den in den Versuchen 2 und 3 erzielten Ergebnissen lässt sich schließen, dass eine notwendige Bedingung darin besteht, die Temperatur in ungefähr 2 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens auf die Temperatur T1C zu verringern und sie in ungefähr 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmwalzens auf ungefähr 700ºC oder weniger zu verringern.
Im Folgenden wurde ein Einfluss untersucht, den die Art und Weise des Abkühlens in dem Zeitraum von 2 Sekunden nach dem Abschluss des Warmwalzens bis 6 Sekunden danach ausübte.

Versuch 4

Stahl, der 0,05 Gew.-% C, 2,95 Gew.-% Si, 0,061 Gew.-% Mn, 0,023 Gew.-% Al und 0,0085 Gew.-% N enthielt, wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erwärmt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Nachdem Proben mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm daraus hergestellt und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Kühlbedingungen in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis 6 Sekunden danach sind in Fig. 8 bis 10 dargestellt, wobei die Warmfertigwalz-Abschlusstemperatur (FDT) auf 1000ºC festgelegt wurde. Gerade Linien, die den Punkt des Abschlusses des Warmfertigwalzens, den Punkt T1CºC 2 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens und den Punkt von 700ºC 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens verbinden, sind mit einer fetten Linie dargestellt. Diese fette Linie ist durch die folgende Gleichung (4) dargestellt:
T(t) = FDT-(FDT-700)/6 · t (4)
t: nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens vergangene Zeit, und
T(t): Stahlblechtemperatur in t Sekunden.
Anschließend wurden die gewalzten Bleche abgeschreckt, und nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen belassen worden waren, wurden die Bleche an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie Primär-Kaltwalzen und anschließend Zwischenglühen unterzogen, um sie anschließend durch Sekundär-Warmwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertig zu bearbeiten. Dann wurden die Bleche, nachdem sie in einer nassen Wasserstoffatmosphäre 2 Minuten Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen worden waren und ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, auf sie aufgetragen worden war, in einer Wasserstoffatmosphäre 10 Stunden lang bei 1200ºC abschließendem Fertigkühlen unterzogen.
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Der Sekundär-Rekristallisations-Erzeugungsbereichratenausschuss bedeutet eine Rate eines Bereichs, der durch Kristallkörner mit einem Durchmesser von 2 mm in einem Erzeugnis nach dem Fertigglühen eingenommen wurde.
Aus den in Versuch 4 erzielten Ergebnissen ergab sich, dass, wenn die Gleichung
T(t) ≤ FDT-(FDT-700)/6 · t
in 2 bis 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erfüllt wird, gute magnetische Eigenschaften erzielt werden können. Tabelle 1
Es wird angenommen, dass dieses Phänomen aus den folgenden Gründen auftritt:
Der Einfluss, den die Stahlblech-Wärmehysterese nach dem Warmfertigwalzen auf den Ablagerungszustand eines Inhibitors ausübt, ist in Fig. 11 grafisch dargestellt.
Es kommt zur Vergröberung der Inhibitoren nach dem Ablauf einer gewissen Latenzzeit nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens. Je größer die Querschnittsverringerung ist, oder wenn die Querschnittsverringerungen gleich sind und die Warmfertigwalz- Abschlusstemperatur niedriger ist, um so kürzer ist diese Latenzzeit. Des Weiteren läuft der Vergröberungsvorgang um so schneller ab, je höher die Temperatur ist.
Dementsprechend wird der grobe Inhibitor in dem schraffierten Bereich in Fig. 11 ausgebildet. Wenn das Stahlblech der mit X in der Zeichnung dargestellten Wärmehysterese folgt und den schraffierten Bereich durchläuft, kommt es zur ausgeprägten Ausbildung des groben Inhibitors. Dadurch wird die Sekundärrekristallisation unstabil, und die magnetischen Eigenschaften verschlechtern sich. Da bei der mit Y in der Zeichnung dargestellten Wärmehysterese das Stahlblech nicht den Bereich des gröberen Inhibitors durchläuft, kommt es zu keiner Vergröberung des Inhibitors, und daher können gute magnetische Eigenschaften hergestellt werden.
In Versuch 2 hat sich herausgestellt, dass es, um zu verhindern, dass Stahlbleche den schraffierten Bereich in Fig. 11 durchlaufen, erforderlich ist, dass die Stahlblechtemperatur T(2) die folgende Gleichung erfüllt:
T(2) ≤ 2/3 · FDT + 700/3,
und aus Versuch 3, dass das Stahlblech in 6 Sekunden auf ungefähr 700ºC oder weniger abgekühlt wird. Dies wurde in Versuch 4 bestätigt.
Im Folgenden wurde ein Fall, bei dem MnSe und MnS neben AlN als Inhibitor enthalten waren, untersucht.

Versuch 5

Der Stahl mit einer in Tabelle 2 dargestellten Zusammensetzung wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erwärmt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Nachdem Proben mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm daraus hergestellt und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen wurden auf 1100ºC bis 900ºC gesteuert, und die Abkühlbedingungen in den Schritten vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach wurden so gesteuert, dass sie zu einem Teil der in Fig. 8 bis Fig. 10 dargestellten Kühlabläufe wurden. Anschließend wurden die Bleche abgeschreckt, und nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen gehalten worden waren, wurden die Bleche an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie Primär-Kaltwalzen und anschließend Zwischenglühen unterzogen, um sie durch Sekundär-Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigzubearbeiten. Anschließend wurden die Bleche, nachdem sie in einer nassen Wasserstoffatmosphäre 2 Minuten lang Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen worden waren und ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, darauf aufgetragen worden war, in einer Wasserstoffatmosphäre 10 Stunden lang abschließendem Fertigglühen bei 1200ºC unterzogen. Tabelle 2
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt. Differenzen (ΔB, ΔW) zu den Ergebnissen, die mit dem gleichen Abkühlverlauf wie in Versuch 4 erzielt wurden, sind zusammen in Tabelle 3 dargestellt.
Entsprechend den in Tabelle 3 dargestellten Ergebnissen hat sich herausgestellt, dass, wenn Se und S gleichzeitig enthalten sind, wenn die Gleichung
T(t) ≤ FDT - (FDT - 700)/6 · t
innerhalb von 2 bis 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens erfüllt wurde, wie dies bei den in Versuch 4 erzielten Ergebnissen der Fall war, gute magnetische Eigenschaften hergestellt werden konnten. Dies ist darauf zurückzuführen, dass MnSe oder MnS außer AlN als Inhibitoren wirken. Tabelle 3
Im Folgenden wurde der Einfluss einer Abkühlgeschwindigkeit nach 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens untersucht.

Versuch 6

Der Stahl mit einer in Tabelle 4 dargestellten Zusammensetzung wurde durch Vakuumschmelzen zu einem Block geformt und nach dem Gießen erneut auf 1200ºC erwärmt, um den Block auf eine Dicke von 40 mm zu walzen. Der Stahl 7 hatte die gleiche Zusammensetzung wie der in Versuch 4 hergestellte Stahl. Nachdem Proben mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 400 mm daraus hergestellt und auf 1300ºC erhitzt worden waren, um zu bewirken, dass Inhibitorbestandteile in Lösung gehen, wurden sie Warmwalzen auf eine Blechdicke von 2,3 mm unterzogen. Die Warmfertigwalz-Abschlusstemperaturen wurden auf 1100ºC bis 900ºC gesteuert, und die Abkühlbedingungen in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach wurden so gesteuert, dass sie die gleichen waren wie ein Teil der in Fig. 8 bis Fig. 10 dargestellten Abkühlverläufe. Das Stahlblech wurde mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 bis 35ºC/Sekunden von dem obengenannten Temperaturbereich auf 500ºC abgekühlt. Dann wurden die Bleche, nachdem sie eine Stunde lang bei 500ºC in einem Ofen belassen worden waren, an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachdem diese warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen unterzogen worden waren, wurden sie Primär-Kaltwalzen und dann Zwischenglühen unterzogen, um sie durch Sekundär-Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,23 mm fertigzubearbeiten. Dann wurden die Bleche, nachdem sie in einer nassen Wasserstoffatmosphäre 2 Minuten lang Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen worden waren und ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, darauf aufgetragen worden war, in einer Wasserstoffatmosphäre 10 Stunden lang abschließendem Fertigglühen bei 1200ºC unterzogen. Tabelle 4
Die magnetischen Eigenschaften der so hergestellten Erzeugnisse wurden untersucht.
Fig. 12 ist eine Kurve, die den Einfluss darstellt, der durch eine Abkühlgeschwindigkeit 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens bei dem Stahl 4 ausgeübt wurde. Bei einem Abkühlverlauf im Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach, sind 0 und 1 in Fig. 10, Δ und B in Fig. 8 sowie und F in Fig. 9 identisch.
Fig. 13 ist eine Kurve, die den Einfluss darstellt, der durch eine Abkühlgeschwindigkeit 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens bei dem Stahl 5 auf die magnetischen Eigenschaften ausgeübt wurde. Bei einem Abkühlverlauf in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis zu 6 Sekunden danach sind O und I in Fig. 10, Δ und B in Fig. 8 sowie und F in Fig. 9 identisch.
Fig. 14 ist eine Kurve, die den Einfluss darstellt, der durch eine Abkühlgeschwindigkeit 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens bei dem Stahl 6 auf die magnetischen Eigenschaften ausgeübt wurde. Bei einem Abkühlverlauf in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis 6 Sekunden danach sind O und C in Fig. 8, Δ und F in Fig. 9 sowie und B in Fig. 8 identisch.
Fig. 15 ist eine Kurve, die den Einfluss darstellt, der durch eine Abkühlgeschwindigkeit 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzens bei dem Stahl 7 auf die magnetischen Eigenschaften ausgeübt wurde. Bei einem Abkühlverlauf in dem Zeitraum vom Abschluss des Warmfertigwalzens bis 6 Sekunden danach sind O und I in Fig. 10, Δ und B in Fig. 8 sowie und F in Fig. 9 identisch.
Entsprechend den in Fig. 12 bis Fig. 14 dargestellten Ergebnissen hat sich herausgestellt, dass, wenn Se oder S enthalten sind, oder Se und S zusammen enthalten sind, die magnetische Flussdichte verbessert wird, indem die Abkühlgeschwindigkeit in einem Bereich von ungefähr 700 bis 500ºC auf ungefähr 10 bis 25ºC/Sekunde gesteuert wird. Hingegen wurde entsprechend den in Fig. 15 dargestellten Ergebnissen die durch den Zusatz lediglich von AlN ausgeübte Wirkung nicht ausgeprägt registriert.
Es wird davon ausgegangen, dass die Gründe dafür, dass sich die magnetischen Eigenschaften verbessern, wenn Se oder S außer AlN enthalten sind oder Se und S zusammen enthalten sind, die folgenden sind. MnSe und MnS werden im vorangehenden Stadium des Warmfertigwalzens abgelagert. Nach dem Abschluss des Fertigwalzens wird AlN vorzugsweise auf MnSe oder MnS abgelagert, das bereits abgelagert ist, so dass eine Verbundablagerung entsteht. In diesem Fall stabilisiert sich die Verbundablagerung und wird zu einem stärkeren Inhibitor, wenn die Abkühlgeschwindigkeit gering ist. Diese Wirkung lässt sich bei AlN allein nicht verzeichnen.
Bei der vorliegenden Erfindung können die entsprechenden Schritte, wie beispielsweise Warmwalzen, Warmwalzblech-Glühen, Beizen, Zwischenglühen, Kaltwalzen, Entkohlungsfreiglühen, Auftragen eines Glüh-Trennmittels und Fertigglühen außer den oben beschriebenen Bedingungen die gleichen sein, wie sie bei bekannten Verfahren eingesetzt werden.
Stahl, der AlN allein oder AlN und MnSe oder MnS im Verbund als Inhibitoren enthält, steht für den siliziumhaltigen Stahl gemäß der Erfindung. Die Zusammensetzung desselben ist die folgende
C:0,01 bis 0,10 Gew.-%:
Kohlenstoff ist ein Element, durch das nicht nur Bestandteile beim Warmwalzen und beim Kaltwalzen gleichmäßiger verteilt und feiner ausgebildet werden, sondern auch eine Goss-Orientierung hergestellt wird. Der Kohlenstoffgehalt beträgt im Wesentlichen wenigstens 0,01 Gew.-%. Kohlenstoffzusatz, der über 0,10 Gew.-% liegt, erschwert jedoch die Entkarbonisierung und stört die Goss-Orientierung. Dementsprechend liegt die Kohlenstoff-Obergrenze bei 0,10 Gew.-%. Der bevorzugte Gehalt an Kohlenstoff beträgt ungefähr 0,03 bis 0,08 Gew.-%.
Si: 2,5 bis 4,5 Gew.-%:
Si trägt zum spezifischen Widerstand eines Stahlbleches und zur Verringerung des Eisenverlustes bei. Ein Si-Gehalt von weniger als 2,5 Gew.-% führt zu keiner guten Verringerung des Eisenverlustes und bewirkt Randomisation der Kristallrichtung durch α-γ- Transformation beim Fertigglühen, wenn es bei hohen Temperaturen zur Reinigung und zur sekundären Rekristallisation ausgeführt wird. Damit werden keine ausreichenden magnetischen Eigenschaften erreicht. Hingegen schadet ein Si-Gehalt von mehr als 4,5 Gew.-% den Kaltwalzeigenschaften und erschwert die Produktion. Dementsprechend wird der Si-Gehalt auf 2,5 bis 4,5 Gew.-% beschränkt. Er liegt vorzugsweise in einem Bereich von ungefähr 3,0 bis 3,5 Gew.-%.
Mn: 0,02 bis 0,12 Gew.-%:
Mn ist ein Element, mit dem Rissbildung aufgrund von Warmsprödigkeit beim Warmwalzen vermieden wird. Ein Gehalt von weniger als 0,02 Gew.-% hat nicht den gewünschten Effekt. Wenn hingegen mehr als 0,12 Gew.-% Mn enthalten ist, verschlechtern sich die magnetischen Eigenschaften. Dementsprechend wird der Me-Gehalt auf 0,02 bis 0,12 Gew.-% beschränkt. Vorzugsweise liegt er in einem Bereich von ungefähr 0,05 bis 0,10 Gew.-%.
Al: 0,005 bis 0,10 Gew.-%:
Al bildet AlN, das als Inhibitor wirkt. Ein Al-Gehalt von weniger als 0,005 Gew.-% führt zu keinem ausreichenden Inhibitoreffekt. Wenn hingegen mehr als 0,10 Gew.-% Al enthalten ist, wird der Inhibitoreffekt nachteilig beeinflusst. Dementsprechend wird der Al- Gehalt auf 0,005 bis 0,10 Gew.-% gesteuert. Er liegt vorzugsweise in einem Bereich von ungefähr 0,01 bis 0,05 Gew.-%.
N: 0,004 bis 0,015 Gew.-%:
N bildet AlN, das als Inhibitor wirkt. Ein N-Gehalt von weniger als 0,004 Gew.-% führt zu keinem ausreichenden Inhibitoreffekt. Ein N-Gehalt über 0,015 Gew.-% hingegen wirkt sich nachteilig auf den Inhibitoreffekt aus. Dementsprechend wird der N-Gehalt auf 0,004 bis 0,015 Gew.-% beschränkt. Vorzugsweise liegt er in einem Bereich von ungefähr 0,006 bis 0,010 Gew.-%.
Se: 0,005 bis 0,06 Gew.-%:
Se bildet MnSe, das als Inhibitor wirkt. Ein Se-Gehalt von weniger als 0,005 Gew.-% führt zu keinem ausreichenden Inhibitoreffekt. Wenn hingegen mehr als 0,06 Gew.-% Se enthalten ist, wirkt sich dies negativ auf den Inhibitoreffekt aus. Dementsprechend wird der Se-Gehalt auf 0,005 bis 0,06 Gew.-% beschränkt, und zwar sowohl beim alleinigen als auch bei gemeinsamem Zusatz. Vorzugsweise liegt er in einem Bereich von ungefähr 0,010 bis 0,030 Gew.-%.
S: 0,005 bis 0,06 Gew.-%:
S bildet MnS, das als Inhibitor wirkt. Ein S-Gehalt von weniger als 0,005 Gew.-% führt zu keinem ausreichenden Inhibitoreffekt. Wenn hingegen mehr als 0,06 Gew.-% S enthalten ist, leidet der Inhibitoreffekt darunter. Dementsprechend wird der S-Gehalt auf 0,005 bis 0,06 Gew.-% beschränkt, und zwar sowohl bei alleinigem Zusatz als auch bei gemeinsamem Zusatz. Vorzugsweise liegt er im Bereich von ungefähr 0,015 bis 0,035 Gew.-%.
Bei der vorliegenden Erfindung wirken Cu, Sn, Sb, Mo, Te und Bi (außer S, Se und Al, die oben beschrieben sind) effektiv als Inhibitorbestandteile und können daher ebenfalls zugesetzt werden. Die bevorzugten Zusatzbereiche dieser Bestandteile liegen für Cu und Sn zwischen 0,01 und 0,15 Gew.-%, sowie Sb, Mo, Te und Bi zwischen 0,005 bis 0,1 Gew.-%. Diese Inhibitorbestandteile können entweder alleine oder kombiniert eingesetzt werden.

Beispiele

Siliziumstahlbrammenstränge mit einer Dicke von 200 mm und einer Breite von 1000 mm und chemischen Zusammensetzungen, die in Tabelle 5 dargestellt sind, wobei der Rest im Wesentlichen Fe umfasst, wurden in einem herkömmlichen Gaserwärmungsofen und einem Induktionserwärmungsofen auf bis zu 1430ºC erhitzt, um den Inhibitorbestandteil in Lösung gehen zu lassen. Die Brammen wurden Warmwalzen bei Fertigwalz-Abschlusstemperaturen, die in Fig. 5 dargestellt sind, unterzogen und weiterhin Abkühlung bei einer Temperaturhysterese, wie sie in Tabelle 5 dargestellt ist, und anschließend wurden die warmgewalzten Bleche bei 550ºC gewickelt. Nachdem die warmgewalzten Bleche Warmwalzblech-Glühen und Beizen unterzogen worden waren, wurden sie Kaltwalzen und Zwischenglühen auf Zwischenblechdicken und dann Kaltwalzen auf eine abschließende Blechdicke (0,23 mm) unterzogen. Anschließend wurden die so hergestellten kaltgewalzten Bleche in einer nassen Wasserstoffatmosphäre 2 Minuten lang Entkohlungsfreiglühen bei 850ºC unterzogen. Ein Glüh-Trennmittel, das MgO als Hauptbestandteil enthielt, wurde aufgetragen. Dann wurden die Bleche in einer Wasserstoffatmosphäre 10 Stunden lang abschließendem Fertigglühen unterzogen. Die entstandenen Erzeugnisse wurden hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften und der Sekundär-Rekristallisationsrate gemessen. Die Ergebnisse sind zusammen in Tabelle 5 dargestellt.
Die in Tabelle 5 dargestellten Ergebnisse zeigen, dass gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung alle Erzeugnisse ausgezeichnete magnetische Eigenschaften einschließlich hoher magnetischer Flussdichten und niedriger Eisenverluste aufwiesen. Die Sekundär-Rekristallisation war ebenfalls stabilisiert. Im Unterschied dazu waren bei den Vergleichsbeispielen, die vom Schutzumfang der vorliegenden Erfindung abweichen, entweder die magnetischen Eigenschaften oder die Stabilität der Sekundär- Rekristallisation schlechter.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung löst, wie oben beschrieben, die Probleme, die bei herkömmlichen Verfahren bei der Herstellung von komorientiertem elektromagnetischem Stahl unter Einsatz von lediglich AlN als Inhibitor auftreten. Das gleiche gilt für kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech, bei dem AlN und MnSe oder MnS zusammen eingesetzt werden. Es ermöglicht es, kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften herzustellen.
Des Weiteren beschleunigt das Verfahren der vorliegenden Erfindung die Entwicklung einer sekundärrekristallisierten Struktur und trägt somit wirkungsvoll zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften bei der Herstellung von komorientiertem elektromagnetischen Stahlblech unter Verwendung von lediglich AlN als Inhibitor bei und auch bei komorientiertem elektromagnetischem Stahlblech, bei dem AlN und MnSe oder MnS zusammen eingesetzt werden. Es macht es dadurch möglich, kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften einschließlich hoher magnetischer Flussdichte und niedrigem Kernverlust herzustellen. Tabelle 5-1 Tabelle 5-2

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Siliziumstahlbleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, das das Erhitzen einer Siliziumstahlbramme, die:

C: 0,01 bis 0,10 Gew.-%, Si: 2, 5 bis 4,5 Gew.-%,

Mn: 0,02 bis 0,12 Gew.-%, Al: 0,005 bis 0,10 Gew.-%,

N: 0,004 bis 0,015 Gew.-%,

enthält, auf 1280ºC oder mehr und das anschließende Warmwalzen desselben zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbleches, das Warmwalzblech-Glühen des warmgewalzten Stahlbleches je nach Erfordernis und das anschließende ein-, zwei- oder mehrmalige Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbleches sowie das Einschieben von Zwischenglühvorgängen dazwischen zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlbleches sowie das Entkohlungsfreiglühen des kaltgewalzten Stahlblechs und das Fertigglühen des letzteren nach dem Auftragen eines Trennmittels umfasst, wobei eine Fertigwalz-Abschlusstemperatur beim Warmwalzen auf einen Bereich von 900 bis 1100ºC gesteuert wird, und das gewalzte Blech so bearbeitet wird, dass eine Stahlblechtemperatur T(t) (ºC) nach einer Zeit t, die in einen Bereich fällt, der durch Gleichung (1) bestimmt wird, und die vom Abschluss des Fertigwarmwalzens vergeht, Gleichung (2) erfüllt:

2 Sekunden ≤ t ≤ 6 Sekunden (1)

T(t) ≤ FDT - (FDT - 700)76 · t (2),

wobei FDT eine Warmwalz-Abschlusstemperatur (ºC) darstellt

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Siliziumstahlbramme des Weiteren wenigstens ein Element enthält, das aus der Gruppe ausgewählt: wird, die aus Se: 0,005 bis 0,06 Gew.-% und S: 0,005 bis 0,06 Gew.-%, besteht.

3. Verfahren nach Anspruch 2, wobei die Abkühlgeschwindigkeit: des Stahlbleches in dem Zeitraum von 6 Sekunden nach dem Abschluss des Warmfertigwalzschrittes bis zum Wickeln der warmgewalzten Bleche auf 25ºC/Sekunde oder weniger gesteuert wird.