DE69025537T2

DE69025537T2 - Verfahren zur herstellung von gerichteten siliziumstahlblechen mit ausgezeichneten magnetischen eigenschaften

Info

Publication number: DE69025537T2
Application number: DE69025537T
Authority: DE
Inventors: Yasuyuki Kawasaki Ste Hayakawa; Yoshiaki Kawasaki Steel C Iida; Michiro Kawasaki S Komatsubara; Mitsumasa Kawasaki St Kurosawa; Toshio Kawasaki Steel Sadayori
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1989-05-15
Filing date: 1990-05-15
Publication date: 1996-10-31
Anticipated expiration: 2010-05-16
Also published as: US5181972A; DE69025537D1; WO1990014445A1; EP0424546A1; KR0163158B1; EP0424546B1; CA2033059C; CA2033059A1; EP0424546A4; KR920701492A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung kornorientierter Siliziumstahlbleche mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften. Insbesondere ist die Erfindung auf die Erhöhung der Produktivitöt und weiter die Verbesserung der magnetischen Eigenschaften durch Modifizierung eines Kaltwalzschrittes gerichtet.
Von kornorientieren Siliziumstahlblechen wird gefordert, daß sie hohe magnetische Flußdichte und einen niederen Eisenverlust als magnetische Eigenschaften aufweisen. Mit den kürzlichen Fortschriffen in der Herstellungstechnik sind z. B. 0,23 mm dicke Stahlbleche mit einer magnetischen Flußdichte B&sub8; (Wert bei 800 A/m der magnetischen Kröfte) von 1,92 T erhalten worden und Produkte mit ausgezeichneten Eisenverlusteigenschaften W17/50 (Wert bei der maximalen Magnetisierung von 1,7 T bei 50 Hz) von 0,90 W/kg können in einem lndustriemaßstab hergestellt werden.
Die Materialien mit solchen ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften enthalten eine Kristallstruktur, in welcher die < 001> -Orientierung als eine Achse der leichten Magnetisierung des Eisen hoch regelmößig in der Walzrichtung des Stahlbleches angeordnet ist. Die Textur einer solchen Kristallstruktur wird durch ein Sekundörrekristallisation genanntes Phänomen gebildet, bei dem die Kristallkörner mit einer (110) [001] genannten Goss-Orientierung vorzugsweise stark wöhrend des abschließenden Endverglühens bei der Herstellung der kornorientierten Siliziumstahlbleche wachsen. Als grundlegender Faktor, der erforderlich ist, damit diese sekundör rekristallisierten Körner mit der (110) [001]-Orientierung ausreichend wachsen, ist es eine wohlbekannte Tatsache, daß ein Inhibitor vorliegen muß, um das Wachs tum der Kristallkörner mit der nicht gewünschten Orientierung als der (110) [001]- Orientierung während dem Sekundärrekristallisierungsschriff zu steuern und daß die primär rekristallisierte Struktur vorliegt, um das ausreichende Wachstum der sekundärrekristallisierten Körner mit der (110) [001]-Orientierung zu begunstigen.
Im allgemeinen wird ein feinprözipitierbares Material aus MnS, MnSe, AlN o.dgl. als ein Inhibitor verwendet. Darüber hinaus ist es herkömmliche Praxis, daß die Wirkungen des lnhibitors durch Zugabe eines Korngrenzen absondernden Elementtyps wie Sb, Sn o.dgl. zusammen in Kombination mit solchen wie sie in den japanischen Patentveröftentlichungen Nr. 51-13,469 oder 54-32,412 offenbart sind, verstärkt werden.
Um dagegen eine geeignete primär rekristallisierte Struktur zu bilden, sind verschiedene Gegenmaßnahmen bis heute sowohl beim Warmwalzen und Kaltwalzen vorgenommen worden. Z. B. wird es beim starken Kaltwalzen unter Verwendung von AlN als Inhibitor als wirksam erachtet, thermische Wirkungen zum Zeitpunkt des Warmwalzens oder Kaltwalzens zu verleihen, wie das Zwischenvergüten wie es in den japanischen Patentanmeldungen Nr.50-26,493, 54-13,846 und 54-29,182 offenbart ist. Durch diese Technik wird eine günstige Textur durch Ändern des Deformierungsmechanismus der Materialien beim Walzen durch Ausnutzung der Interaktion zwischen Dislokation and N und C als fest gelöste Elemente in dem Stahl gebildet.
Jedoch ist es schwer zu sagen, daß die aus dem Stand der Technik bekannten Techniken vorteilhafte Verfahren hinsichtlich der Produktivität sind. Darüber hinaus können nicht immer gute magnetische Eigenschaften stabil durch diese Techniken erhalten werden. Z. B. sind die Verfahren technisch schwierig in einem Industriemaßstab im Fall des Warmwalzens durchzuführen. Umgekehrt wird Zwischenvergüten gewöhnlicherweise durch mehrmalige thermische Behandlung des gewickelten Stahlblechs unter Verwendung einer Umkehrstraße mit einem Ständer bewirkt. Der Grund ist, daß das Stahlblech nicht gleichförmig thermisch über die gesamte Wickellänge in dem gewickelten Zustand thermisch behandelt werden kann.
Nebenbei sind zur Erhöhung der Produktivität Techniken unter Verwendung von Tandem- bzw. Verbundwalzwerken mit einer Vielzahl von Ständern kürzlich zum Haupttrend geworden. Im Unterschied zur Umkehrstraße müssen die Proportionen des Ziehens der Vorbeigänge mit der Walzgeschwindigkeit im Fall des Walzens unter Verwendung eines Tandemwalzwerks übereinstimmen. Konsequenterweise ist die Deformation natürlich hauptschlich mehr eine Kompressionsdeformation als eine Spannungsdeformation. Daher kann, da der Deformationsmechanismus beim Walzen stark differiert von dem aus dem Stand der Technik bekannten, keine ausreichende Wirkung durch herkömmliche Alterungsbehandlung erhalten werden. Dies ist ein Hindernis im Fall des Tandemwalzens von Siliziumstahlblechen mit hoher magnetischer Flußdichte und die Al enthalten. Zusätzlich verschlechtert eine wiederholte Alterungsbehandlung auffallend die Produktivität im Hinblick auf den Charakter des Tandemwalzens. Daher verbleibt ein Problem insofern als die Alterung nicht bei der Zahl der vielen Male unähnlich den Techniken aus dem Stand der Technik bewirkt werden, um die Alterungseffekte zu erhöhen
Die vorliegende Erfindung betrifft die vorteilhafte Lösung der vorstehenden Probleme und stellt ein neues Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Siliziumstahlblechen bereit, welche stabil die magnetischen Eigenschaften verbessern können, sogar wenn die Produktivität durch Verwendung eines Tandemwalzwerks erhöht wird.
Um sowohl stabiler die magnetische Stabilität zu verbessern, als auch stark die Produktivität zu erhöhen, wurden verschiedene Untersuchungen durchgeführt. Als ein Ergebnis davon wurde gefunden, daß sogar wenn das durch das Tandemwalzwerk kaltgewalzte Stahlblech einmal gealtert wurde, kornorientierte Stahlbleche mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften stabil produziert werden können.
Die vorliegende Erfindung wurde bezogen auf die vorstehende Kenntnis fertiggestellt.
D. h., die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Stahlbleche, die eine Reihe von Schritten des Warmwalzens eines Rohmaterials für den kornorientierten Stahl, des ein- oder zweimaligen Kaltwalzens des erhaltenen kaltgewalzten Blechs einschließlich eines Zwischenglühens, Auftragen eines Glühseparators auf das kaltgewalzte Blech nach dem Dekarbonisierungsglühen und des Unterwerfens eines Endglühens, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Endkaltwalzen das Stahlblech zuerst bei einer Streckung von 30 bis 70% durch ein Tandemwalzen kaltgewalzt und kontinuierlich thermisch in einem Termperaturbereich von 200 bis 400ºC unter Anwendung von Spannung von nicht weniger als 0,2 kg/mm² während 10 Sekunden bis 10 Minuten und nachfolgend bis zu einer Enddicke kaltgewalzt wird.
Gemäß der Erfindung, wenn die Qualität des Stahlblechs in der coil-longitudinalen Richtung vor dem Endkaltwalzen verschieden ist, wird die Temperatur bei der kontinuierlichen Wärmebehandlung nach dem Tandemwalzen vorzugsweise kontinuierlich in der coil-longitudenalen Richtung in Abhängigkeit vom Qualitätsunterschied variiert.
Wenn die thermische Behandlung in einem solch niederen Temperaturbereich bewirkt wird, wird vorzugsweise ein heißer Gebläsewind als Wärmeeinrichtung verwendet.
Darüber hinaus beträgt erfindungsgemäß die Streckung beim Tandemwalzen 35 bis 70 %, wenn das Rohmaterial für das kornorientierte Stahlblech AlN als Hauptinhibitor enthält.
Dagegen ist die Streckung beim Tandemwalzen vorzugsweise 30 bis 50%, wenn das Rohmaterial für das kornorientierte Stahlblech MnS und/oder MnSe als den Hauptinhibitor enthält.
Der vorstehend erwähnte Hauptinhibitor bedeutet einen Inhibitor für eine zweite Dispersionsphase, die notwendig für das Einleiten eines zweiten Rekristallisierungs-Phänomens nach dem Kaltwalzschriff ist. Jedoch verwirft es nicht notwendigerweise die kombinierte Verwendung einer anderen sekundären Dispersionsphase oder eines Hilfsinhibitors vom Segregationstyp wie Sb, Te, Bi, Si oder dgl.
Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung konkret durch experimentelle Ergebnisse unter Bezugnahme auf die Erfindung näher erläutert.
Ein Rohmaterial für ein kornorientiertes Stahlblech bestehend aus 0,065 Gew.-% (nachfolgend lediglich als "%" abgekürzt) C, 3,25%, Si, 0,068% Mn, 0,004% P, 0,025% S, 0,025% sol AI, 0,008% N und Ausgleich im wesentlichen Fe wurde bei hohen Temperaturen erhitzt und in ein heißes Band von 2,2 mm Dicke durch gewöhnliches Heißwalzen umgewandelt. Nach dem Beizen wurde anschließend das heiße Band auf eine Zwischendicke von 1,5 mm kaltgewalzt und einem Zwischen-20 glühen bei 1100ºC während einer Minute unterworfen und schnell abgekühlt, um AlN zu prazipitieren.

A. Vergleich zwischen Tandemwalzen und Sendzimirwalzen

Das Walzen wurde durchgeführt, um die Dicke von 0,23 mm hinsichtlich einem endbehandeltem Blech zu erhalten, während das Glühen währenddessen bewirkt wurde.
(Einmaliges Altern)
Ein Stahlblech wurde durch dreimaliges Profilwalzen mit einem Sendzimirwalzwerk oder durch Walzen mit einem Dreiständertandemwalzwerk hergestellt. In jedem Fall war das Stahlblech auf 0,60 mm gewalzt, gefolgt von Altern und nachfolgendes Walzen mit dem Walzwerk.
(Zweimaliges Altern)
Ein Stahlblech wurde auf ähnliche Weise mit dem Sendzimirwalzwerk oder dem Tandemwalzwerk gewalzt während es auf dem Weg zu einer Dicke von 1,0 mm und 0,60 mm gealtert wurde. Das Stahlblech wurde nachfolgend auf eine Enddicke von 0, 23 mm gewalzt.
(Dreimaliges Altern)
Ein Stahlblech wurde auf ähnliche Weisemit dem Sendzimirwalzwerk oder dem Tandemwalzwerk gewalzt, während es auf dem Weg zu einer Dicke von 1,0 mm, 0,60 mm und 0,40 mm gealtert wurde. Das Stahlblech wurde anschließend auf eine Enddicke von 0,23 mm gewalzt.
Jede der vorstehenden Alterungsbehandlungen wurde bei 300ºC während 2 Minuten durchgeführt.
Das so erhaltene Stahlblech wurde einem Dekarbonisierungsgli;hen bei 840ºC während zwei Minuten in feuchtem Wasserstoff unterworfen und anschließend wurde das Stahlblech mit einem hauptsächlich aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und anschließend endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften sind in der Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1 Zahl der Alterungen Magn. Eigenschaft einmal zweimal dreimal Walzweg Sendzimir Tandem
Wie erwartet, ist den Ergebnissen der Tabelle 1 zu entnehmen, daß die Wirkungen zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften durch die Alterungsbehandtung in dem Tandemwalzen geringer sind und erheblich geringer im Vergleich mit denen im Falle des Sendzimirwalzens.
Es ist jedoch festzustellen, daß sogar, wenn die Zahl der Alterungsbehandlungen beim Tandemwalzen zunimmt, die magnetischen Eigenschaften nicht stark variieren. Dies zeigt, daß das Arbeitsdeformationsverhalten beim Tandemwalzen von dem Sendzimirwalzen vom Umkehrtyp diffieriert.
Ausgehend von einer unterschiedlichen Betrachtungsweise legt dies die Möglichkeit nahe, daß die magnetischen Eigenschaften durch nur einmaliges Altern im Falle des Tandemwalzens verbessert werden können.
Nachfolgend werden Experimente hinsichtlich des ersten Schriffs gemäß vorliegender Erfindung dargestellt.

B. Spannungseffekt bei der Alterungsbehandlung

Nachdem ein Teil des Stahlblechs, das die vorstehende Zwischenglüh-Abkühl-Behandlung durchlaufen hat, auf 0,60 mm mit dem Tandemwalzwerk gewalzt wurde, wurden schmale Streifen des Stahlblechs als Proben hergestellt. Während eine Spannung von 0, 0,1, 0,2, 0,5, 1,5 oder 3,0 kg/mm² auf einen schmalen Stahlstreifen in einem spannungsanlegbaren, thermischen Erwärmungsofen aufgebracht wurde, wurde der Stahlstreifen thermisch darin auf 300ºC während einer Minute erhitzt. Jeder der so behandelten Stahistreifen wurde auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das Tandemwalzwerk gewalzt.
Anschließend wurde der Stahlstreifen einem Dekarbonisierungsglühen bei 840ºC während zwei Minuten in naßem Wasserstoff unterworfen und ein im wesentlichen aus MgO bestehender Glühseparator aufgebracht, gefolgt von einem Endglühen. Die magnetischen Eigenschaften der Produkte sind in der Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2 Spannung (kg/mm²) Magnet. Eigenschaften
Die Ergebnisse gemäß Tabelle 2 zeigen, daß wenn das Altern unter Anwendung von Spannung bewirkt wurde, die magnetischen Eigenschaften stark erhöht waren. Insbesondere kann gesehen werden, daß wenn das Altern unter Anwendung von Spannung von nicht weniger als 0,2 kg/mm² durchgeführt wurde erheblich ausgezeichnetere magnetische Eigenschaften erhalten wurden sogar bei dem Tandemwalzem im Vergleich mit den Sendzimirwalzen.
Es ist unklar, warum solch ein Phänomen eintrift Jedoch wird angenommen, daß wenn C oder N bei der Dislokation des Stahls fixiert wird, die bei dem dem Tandemwalzen eigenem Deformationsverhalten erzeugt wird, die Fixieranisotropie von N oder C abhangig von der Spannung ist, um das nachfolgende Deformationsverhalten des Stahls zu variieren.
Nachfolgend werden die Experimente als Grundlage für die Bestimmung der Alterungsbedingungen gemäß vorliegender Erfindung näher erläutert.

C. Untersuchung der optimalen Streckung während der Alterungsbehandlung

Nachdem ein Teil des die vorstehende Zwischenglüh-Abkühlbehandlung durchlaufenden Stahlstreifens auf eine Streckung von 5 bis 80% durch das Tandemwalzwerk gewalzt war, wurde der Stahlstreifen bei 250ºC während drei Minuten unter Anwendung von 0,5 kg/mm² gealtert und nachfolgend auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das Sendzimirwalzwerk fertiggestellt.

D. Untersuchung der optimalen Temperatur während des Alterns

Ein Teil des Stahlstreifens, der die vorstehende Zwischenglühabkühlbehandlung durchlaufen hafte, wurde auf 0,60 mm (Streckung:60 %) durch das Tandemwalzwerk gewalzt, der Stahlstreifen thermisch in einem Temperaturbereich von 100ºC bis 500ºC während 60 Sekunden unter Anwendung einer Spannung von 1,5 kg/mm² behandelt und nachfolgend auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das Tandemwalzwerk fertiggestellt.

E. Untersuchung der optimalen Zeit während des Alterns

Nachdem ein Teil des Stahlstreifens auf 0,50 mm (Streckung:67%) durch das Tandemwalzwerk gewalzt war, wurde der Stahlstreifen thermisch bei 350ºC während einer Zeit von drei Sekunden bis einer Stunde unter Anwendung einer Spannung von 0,3 kg/mm² thermisch behandelt und auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das Tandemwalzwerk fertiggestellt.
Anschließend, nachdem das endgewalzte Blech einem Dekarbonisierungsglühen bei 840ºC während zwei Minuten im nassen Wasserstoff unterworfen war, wurde das Blech mit dem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und endgeglüht.
Die magnetischen Eidenschaften des so erhaltenen Stahlblechs wurden untersucht und die Ergebnisse sind in den Tabellen 3 bis 5 gezeigt. Tabelle 3 Streckung (%) nach dem Altern Magnet. Eigenschaften Tabelle4 Alterungs temp. (ºC) Magnet. Eigenschaften Tabelle 5 Alterungszeit Magnet. Eigenschaften
Aus den Ergebnissen der Tabellen 3 bis 5 ergibt sich, daß die optimalen Alterungsbedingungen der vorliegenden Erfindung im Temperaturbereich von 200 bis 400ºC näher als dem herkömmlichen Temperaturbereich und einem relativ kurzen Zeitraum von 10 Sek. bis 10 Min. sind und daß sehr gute magnetische Eigenschaften sogar beim einmaligen Altern erreicht werden können. Darüber hinaus ist zu entnehmen, daß das Stahlblech auf eine Streckung von 35 bis 70% beim Tandemwalzen vor der Alterungsbehandlung gewalzt werden muß.
Die vorstehenden Wirkungen werden ebenfalls mit kornorientierten Stahlblechen unter Verwendung von MnS und/oder MnSe als den Hauptinhibitor erkannt. In diesem Fall sind die Alterungsbedingungen die gleichen wie jene im Falle unter Verwendung von AlN als den Hauptinhibitor. Es wurde bestätigt, daß der optimale Streckungsbereich beim Tandemwalzen vor der Alterungsbehandlung vorzugsweise bei einem relativ niederen Niveau von 30 bis 50 % gesetzt wird.
Wie vorstehend ausgeführt, können kornorientierte Stahlbleche mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten werden. Jedoch traten Variationen in den magnetischen Eigenschaften in einem seltenen Fall der Longitudinalrichtung des Stahlblechs bei dem vorstehenden Herstellungsverfahren auf.
Im nachfolgenden wird die Geschichte, wie dieses Problem gelöst wird, erklärt.
Ein Rohmaterial für das kornorientierte Stahlblech mit einer Zusammensetzung von 0,062 % C, 3,15 % Si, 0,080% Mn, 0,005 % P, 0,026% 5, 0,024 % sol Al, 0,0085 % N, 0,08% Cu und Ausgleich im wesentlichen Fe wurde kontinuierlich gegossen, bei höheren Temperaturen erneut erwärmt und auf eine Dicke von 2,2 mm heißgewalzt. Anschließend wurde das heiße Band bei 1.100 ºC während einer Minute geglüht und nachfolgend auf Raumtemperatur abgekühlt, um AlN zu präzipitieren. Auf diese Weise wurde das heiße Band einer thermischen Zwischenbehandlung, Kaltwalzen, Dekarbonisierung und Endglühen in einem Laboratorium unterworfen. Anschließend wurden die Einflüsse dieser Behandlungen auf die magnetischen Eigenschaften untersucht.
Fig. 1 zeigt die Beziehung zwischen der Zwischenwärmebehandlungstemperatur und der magnetischen Flußdichte B&sub8;, wenn die Stahlbleche einer Kaltwalzung bei einer Streckung von 35 %, einer nachfolgenden Zwischenwärmebehandlung (angelegte Spannung: 0,5 kg/mm²) bei verschiedenen Temperaturen und Kaltwalzen auf eine Dicke von 0,30 mm unterworfen wurden. In Fig. 1 entsprechen die Markierungen L, M und T den aus den Stahlblechen an den Spitzen, den Mitten und den Enden entnommenen Proben.
Wie aus Fig. 1 ersichtlich, kann, obwohl die magnetische Flußdichte durch Einwirkung einer Zwischenwärmebehandlung verbessert wird, es eintreten, daß die optimale Zwischenwärmebehandlungstemperatur in der Longitudinalrichtung sogar in dem gleichen Coil variiert.
In diesem Fall ist es schwierig, stabile magnetische Eigenschaften über die gesamte Länge des Coils bei der einmaligen Zwischenbehandlung bei einer konstanten Temperatur sicherzustellen.
Durch wiederholte Untersuchung von Gründen, die zu Variationen in der optimalen Temperatur führen, wurde geklärt, daß die Größe der Kristallkörner und der C-Gehalt vor dem Kaltwalzen in der Longitudinalrichtung des Coils variiert. Die Gründe sind wie nachfolgend: Da die Dekarbonisierung durch Selbstglühen gefolgt von einem Wickeln des heißen Bandes bewirkt wird, differiert die Dekarbonisierungsmenge zwischen dem Außenbereich und dem Innenbereich des Coils zu diesem Zeitpunkt wegen deren unterschiedlichen Kühizustände, und da die für das Rohwal zen und das Endwalzen in dem Heißwalzschritt erforderliche Zeit zwischen der Spitze und dem hinteren Ende des Coils differiert, wird die Kristallkorngröße in dem darauffolgenden Schritt durch den Unterschied im Rekristallisierungsverhalten während des Heißrollens beeinflußt. Aus diesem Grund wird angenommen, daß die optimale Wärmebehandlungstemperatur in der Longitudinairichtung des Coils aufgrund der Kombination dieser Faktoren variiert.
Anschließend werden Verfahren zur Eliminierung des Unterschieds bei der optimalen thermischen Behandlungstemperatur in dem Coil untersucht.
Streckungseinflüsse während des Zwischenkaltwalzens vor der Zwischenerwärmungsbehandlung aufgrund Variationen bei der optimalen Wärmebehandlungstemperatur innerhalb des Coils wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Figur 2 gezeigt.
Wie aus der Fig. 2 klar hervorgeht, ist es geklärt, daß obwohl die Variation mit Zunahme in der Streckung zunimmt, wenn die Streckung 70 % überschreitet, die magnetischen Eigenschaften auffällig verschlechtert werden und die Variationen in der Temperatur nicht kompleft eliminiert werden können., Obwohl weiter ein Verfahren mit der variierten Wärmebehandlungszeit untersucht worden ist, sind weitere Unterschiede in den Behandlungszeiten ungeeignet für den Industriemaßstab.
Daraus wurde geschlossen, daß zur Sicherstellung der magnetischen Eigenschaften in der Longitudinalrichtung des Coils durch einmalige Wärmebehandlung ein Verfahren zum Variieren der Wärmebehandlungstemperatur in der Longitudinalrichtung das aktuellste Verfahren ist.
Erfindungsgemäß wurden konkrete Miftel zum Bewirken der thermischen Behandlung untersucht.
Als ein Ergebnis davon wurde klargestellt, daß obwohl das Erwärmen unter Verwendung eines gewöhnlichen elektrischen Wärmers oder eines Wärmeofens vom Gasverbrennungstyp bewirkt werden kann, die Antwort auf die Abnahme und Erhöhung der Temperatur so gering ist, daß es ziemlich schwierig ist, die Temperatur in Synchronisierung mit dem Coil bei der aktuellen Coildurchlaufgeschwindigkeit zu variieren. Weiter ist es, obwohl ein Infrarotheizer geeignet zur Aufrechterhaltung der Stahlblechdurchlaufgeschwindigkeit war, ein Problem, daß diese Ausrüstung sehr teuer ist. In dieser Hinsicht, da die Temperatur des Heißwindofens in Abhängigkeit von der Menge des eingeblasenen Heißwindes gesteuert werden kann, ist von diesem Ofen auszuführen, daß er für das Heizsystem gemäß vorliegender Erfindung geeignet ist. In diesem Fall, wenn die eingeblasene Menge des Heißwindes kontinuierlich für jede der Mehrfach-Zonen eingestellt ist, kann die Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Temperaturen in der Longitudinalrichtung in Synchronisation mit dem Coil bewirkt werden in Abhängigkeit von der Stelle, die das Coil durchlaufen hat.
Anschließend werden günstige Zusammensetzungen des Rohmaterials für die kornorientierten Siliziumstahlbleche gemäß der vorliegenden Erfindung erklärt.
Falls Si zu gering ist, kann eine gute Eisenverlusteigenschaft nicht wegen des verringerten elektrischen Widerstandes erreicht werden. Umgekehrt, wenn es zu hoch ist, wird das Kaltwalzen schwierig. Aus diesem Grund ist Silizium vorzugsweise in einem Bereich von 2,5 bis 4,0 %.
Die Art einer als der Inhibitor einzuarbeitenden Komponente variiert leicht in Abhängigkeit ob sie Al als die Hauptkomponente enthält oder nicht.
Wenn kein Al enthalten ist, wird eine Abnahme der Menge der Komponente so klein wie möglich aus magnetischen Gründen bevorzugt, da Al eine unnötige Komponente und nicht mehr als 0,005% A gewünscht sind. Hinsichtlich N ist eine Abnahme ebenfalls bevorzugt. Da es ledoch eine große Arbeit erfordert, N zu verringern und N ein Element von, das während des Alterns gering wirksam ist, ist N vorzugsweise in einem Bereich von 0,001 bis 0,005 % enthalten. Zu dieser Zeit ist MnS und/oder MnSe hauptsächlich als der Inhibitorgenannt. Die geeignete Menge an S oder Se zur Feinpräzipitierung von MnS oder MnSe ist etwa 0,01 bis 0,04 %, wenn sie allein oder in Kombination eingesetzt werden. Obwohl Mn wie vorstehend erwähnt als eine Inhibitorkomponente notwendig ist, macht zuviel Mn eine Feststofflösungsbehandlung unmöglich. Aus diesem Grund ist Mn vorzugsweise in einem Bereich von 0,05 bis 0,15 % enthalten.
Umgekehrt ist es notwendig, wenn Al enthalten ist, N in einer Menge von nicht weniger als einem vorgegebenem Niveau zuzugeben, da Al und N eine wichtigere Rolle als der Inhibitor spielen. Wenn N ledoch zuviel ist, wird es schwierig, die Feinprazipitation zu bewirken. Aus diesem Grund ist es bevorzugt, daß 0,01 ≤ Al ≤ 0,15 % und 0,0030 ≤ N ≤ 0,020%.
In diesem Fall können S, Se als ein Inhibitor bildendes Element eingearbeitet werden.
Neben den vorstehenden Elementen können weiter inhibitorverstärkende Elemente wie Sb, Cu, Sn, B oder Ge geeigneterweise zugesetzt werden, um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Ihre Zugabemenge kann in einem bekannten Bereich sein. Um durch Warmsprödigkeit hervorgerufene Oberflächendefekte zu verhindem ist es bevorzugt, Mo in einem Bereich von 0,005 ≤ Mo ≤ 0,020% zuzugeben.
Als das Verfahren zur Herstellung des Rohstahlmaterials kann ein bekanntes Herstellungsverfahren angewendet werden. Ein(e) hergestellte(r) Barren oder Plafte wird gereinigt und falls nötig in eine gegebene Form verarbeitet und zu einer gleichförmigen Größe geschnitten. Anschließend werden sie erhitzt und warmgewalzt. Der warmgewalzte Stahlstreifen wird einmal kaltgewalzt oder zweimal kaltgewalzt, wobei ein Zwischenglühen überbrückt wird, wodurch eine Enddicke erreicht wird.
Zu diesem Zeitpunkt beträgt die Streckung beim Tandemwalzen vor der Alterungsbehandlung 30 bis 50 %, im Falle, daß kein Al enthalten ist, und 35 bis 70 %, im Fall, daß Al enthalten. Es wird angenommen, daß der Grund, warum der bevorzugte Bereich zwischen diesen Fällen differiert, der ist, daß die festgelöste Menge an C zwischen diesen differiert. Wenn die Streckung beim Tandemwalzen vor der Alterungsbehandlung außerhalb des vorstehenden Bereichs liegt, kann keine ausreichende Alterungswirkung erreicht werden. Die Alterungsbehandlung im Temperaturbereich von 200 bis 400 ºC während eines kurzen Zeitraums von 10 Sek. bis 10 Min. ist vorteilhaft, da die kontinuierliche Wärmebehandlung besser vom Standpunkt der Gleichförmigkeit des Stahlstreifens in der Longitudinalrichtung nach der Alterung ist und auch vom Standpunkt der Spannungsanwendung. Wenn die Alterungszeit und -temperatur außerhalb der vorstehenden jeweiligen Bereiche liegt, wird der Alterungseffekt geringer und gute Wirkungen können nicht erhalten werden.
Dem Stahlstreifen während der Alterungsbehandlung Spannung zu verleihen, ist der wichtigste Punkt der vorliegenden Erfindung. D. h., wenn die Spannung dem Stahlstreifen während der Alterungsbehandlung verliehen wird, werden nicht nur Defekte in der durch das Tandemwalzen hervorgerufenen Walzstruktur beseitigt, sondern auch weit verbessertere Wirkungen können im Vergleich zum herkömmlichen Umkehrwalzen erhalten werden. Dies ist ein in der herkömmlichen Theorie nicht erwartetes Phänomen. Möglicherweise kann man in Betracht ziehen, daß dies durch das Phänomen verursacht wird, daß das Fixierverhalten von C oder N zu derdislokation hinzutritt, um Anisotropie in der Spannungsrichtung zu zeigen. Dieses Phänomen ist vollständig und neu gemäß vorliegender Erfindung gefunden worden.
Zum Zeitpunkt, da die verliehene Spannung weniger als 0,2 kg/mm² ist, kann eine ausreichende Wirkung erhalten werden. Daher ist es notwendig, daß die verliehen Spannung nicht weniger als 0,2 kg/mm² (vorzugsweise 10 kg/mm²) ist.
Gemäß vorliegender Erfindung sollte die Spannung in dem Zustand verliehen werden, wenn der Stahlstreifen bei hohen Temperaturen sich befindet. Im Falle eines gewöhnlichen kontinuierlichen Glühofens wird die Spannung durch Tänzerrollen verliehen, die an einem Einlaß oder einem Auslaß des Ofens angeordnet sind. Jedoch kann lede bekannte Technik wie die Technik der Verwendung des Eigengewichts des Stahlstreifens zur Spannungsverleihung wie in einem Integralofen kann geeigneterweise sich zu eigen gemacht werden.
Nach der Alterungsbehandlung wird der Stahlstreifen kontinuierlich gewalzt, um die Enddicke zu erzielen. Dieses Walzen kann durch Tandemwalzen oder das herkömmuche Umkehrwalzen bewirkt werden.
Die Streckung in dem Endwalzschritt beträgt vorzugsweise 55 bis 75 % im Fall, daß kein Al enthalten ist, und vorzugsweise 80 bis 95 %, im Fall, wenn Al enthalten ist. Wenn Al enthalten ist, ist es wünschenswert, daß das Kühlen beim Glühen vor dem Endwalzen durch das herkömmliche Abschrecken bewirkt wird. In ledem Fall ist die vorliegende Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß das Altern für eine kurze Zeit in der Mitte des Endwalzens bewirkt wird, und daß das Walzen vor dem Altern durch das Tandemwalzen mit einer Vielzahl von Ständern bewirkt wird.
Die vorliegende Erfindung unterscheidet sich stark von den herkömmlichen Techniken, indem eine solche Alterungsbehandlung nur einmal ausreichend bewirkt wird.
Das gewalzte Stahlblech wird mittels herkömmlicher Techniken dekarbonisierungsgeglüht und nachdem das Stahlblech mit dem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet ist, wird es gewickelt und dem Endglühen unterwor fen. Anschließend wird, falls notwendig, das fertige Stahlblech mit einer Isolierbeschichtung beschichtet. Es ist unnötig zu sagen, daß das Stahlblech einer magnetische Domänen trennenden Behandlung durch Laser, Plasma, Elektronenstrahl oder andere Techniken unterworfen werden kann.
Anfänglich wird das heiße Band gewöhnlich in einem Bereich von 500 bis 800ºC gewickelt und die Dekarbonisierung tritt durch Selbstglühen zur gleichen Zeit ein. Wenn der gekühlte Zustand des Coils zwischen seinen Innen- und Außenseiten differiert, variiert der C-Gehalt in der Längsrichtung des heißen Bandes. Obwohl dieses Phänomen von dem Gewicht des Coils und der Wickeltemperatur abhängt, wird der C-Gehalt ungleichförmig für eine bis zwei Tonnen zu jeder der vorhergehenden und rückwärtigen Bereiche des Coils. Daher wird in dem Fall, wenn das Coil durch den Wärmebehandlungsofen hindurchgeführt wird, die Wärmbehandlung wünschenswerterweise kontinuierlich auf optimale Temperaturen für zumindest den Zweitonnenbereich in dem vorausgehenden Endabschnitt (L), dem Mittelbereich (M) und dem Mittelbereich und der Zweitonnenfläche (T) in dem rückwärtigen Endbereich variiert.
Die optimalen Temperaturen der vorstehenden Bereiche in der Longitudinalrichtung werden durch die Komponenten des Rohmatenals, das Verhalten der Kristalle während des Warmrollens und die dekarbonisierte Menge des heißen Bandes nach dem Kühlen beeinflußt, aber liegen im allgemeinen in den folgenden Bereichen.
250ºC ≤ TL ≤ 400º C
(TL-50)ºC ≤ TM ≤ (TL-50)º C
(TL-50)ºC ≤ TT ≤ (TL-20)º C
Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Zeichnungen näher erläutert.
Fig. 1 ist eine graphische Darstellung, die den Einfluß der Zwischenwärmebehandlungstemperatur auf die magnetische Eigenschaft zeigt, und
Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Strekkung beim Zwischenkaltwalzen vor der Zwischenwärmebehandlung und den Variationen in den optimalen Wörmebehandlungstemperaturen innerhalb des Coils zeigt.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1

Ein Rohmaterial für kornorientiertes Stahlblech, das im wesentlichen aus 0,060 % C, 3,25 Si, 0,075 % Mn, 0,009 % P, 0,009 % 5, 0,025 % sol Al, 0,020 % Se, 0,025 % Sb, 0,06 % Cu, 0,013 % Mo, 0,008 % N und der Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde geschmolzen, welches in eine Platte durch kontinuierliches Gießen umgewandelt wurde. Nach Erwärmen der Platte bei 1450º C während 10 Minuten wurde es in ein warmgewalztes Coil mit einer Dicke von 2,7 mm durch herkömmliches Warmwalzen umgewandelt. Nachdem das warmgewalzte Coii bei 1000º C während einer Minute geglüht und gewalzt wurde, wurde es weiter auf eine Zwischendicke von 1,50 mm gewalzt. Nachdem das Glühen bei 1100ºC während zwei Minuten bewirkt wurde, wurde das Zwischenblech auf 0,6 mm durch ein Tandemwalzwerk mit drei Ständern gewalzt. Anschließend wurde das kaltgewalzte Blech bei 350º C während zwei Minuten in einem kontinuierlichen Ofen unter Anwendung einer Spannung von 0,5 kg/m² gealtert und anschließend das gealterte Blech dem Umkehrwalzen mittels eines Sendzimirwalzwerks unterworfen, um eine Enddicke von 0,23 mm zu erreichen.
Anschließend wurde, nachdem das kaltgewalzte Blech bei 840º C während zwei Minuten in naßem Wasserstoff dekarbonisierungsgeglüht wurde, das Blech mit 5 % TiO&sub2;-haltigem MgO beschichtet und bei 1200º C während zehn Stunden endgeglüht. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Stahlblech sind nachfolgend gezeigt.
B&sub8;: 1,945T, W17/50 : 0,82 W/kg

Beispiel 2

Eine Platte mit in Tabelle 6 gezeigten Zusammensetzungen wurde in ein heißes Band mit einer Dicke von 2,2 mm gemäß Beispiel 1 umgewandelt. Nach dem Abbeizen wurde das heiße Band auf eine Dicke von 1,6 mm kaltgewalzt. Anschließend wurde nach einminütigem Zwischenglühen bei 1.050º C während einer Minute das geglühte Blech abgeschreckt. Als nächstes wurde das Stahlblech auf eine Zwischendicke von 0,80 mm durch ein Tandemwalzwerk mit vier Ständern gewalzt. Anschließend wurde das gewalzte Blech in zwei Teile getrennt.
Eines der geteilten kaltgewalzten Bleche wurde in dem kontinuierlichen Ofen bei 250º während fünf Minuten unter Anwendung einerspannung von 1,5 kg/mm² gealtert und auf eine Enddicke von 0,20 mm unter Verwendung des vorstehend erwähnten Tandemwalzwerks gewalzt (annehmbares Beispiel).
Das verbleibende Blech wurde bei 250ºC während fünf Minuten in dem kontinuierlichen Ofen unter Anwendung einer Spannung von 0,1 kg/mm² gealtert und auf eine Enddicke von 0,20 mm unter Verwendung des gleichen Tandemwalzwerkes gewalzt (Vergleichsbeispiel).
Als nächstes wurden beide Stahlbleche dem Karbonisierungsglühen bei 840ºC während zwei Minuten im naßen Wasserstoff unterworfen. Anschließend wurde das kaltgewalzte Blech mit 7% TiO&sub2;-haitigem MgO beschichtet, gefolgt von einem Endglühen bei 1200º C während zehn Stunden. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Stahlbleche wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6(a) Zusammensetzung (%) Spannung (kg/mm²) Bemerkungen Spur annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 6(b) Zusammensetzung (%) Spannung (kg/mm²) Bemerkungen Spur annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel

Beispiel 3

Eine Platte mit einer in Tabelle 7 angegebenen Zusammensetzung wurde in ein 2,2 mm dickes heißes Band gemäß Beispiel 1 umgewandelt. Nach Abbeizen wurde das heiße Band auf eine Dicke von 0,65 mm kaltgewalzt. Anschließend wurde nach Zwischengliihen bei 1.000ºC während einer Minute das kaltgewalzte Blech auf eine Zwischendicke von 0,35 mm unter Verwendung des Tandemwalzwerks mit fünf Ständern gewalzt. Das Blech wurde in zwei Teile geteilt.
Eines der geteilten kaltgewaizten Bleche wurde bei 300º C während zwei Minuten in dem kontinuierlichen Ofen unter Anwendung einer Spannung von 0,3 kg/mm² gealtert und nachfolgend auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das Sendzimirwalzwerk als annehmbares Beispiel fertiggestellt.
Das verbleibende Blech wurde bei 300ºC während zwei Minuten in dem kontinuierlichen Ofen unter Anwendung einer Spannung von 0,05 kg/mm2 gealtert und auf eine Enddicke von 0,23 mm durch das gleiche Sendzimirwalzwerk als Vergleichsbeispiel fertiggestellt.
Dann wurde, nachdem jedes einem Dekarbonisierungsglühen bei 840º C während zwei Minuten im naßen Wasserstoff unterworfen wurde, mit MgO beschichtet und bei 1200º C während fünf Stunden endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Stahlbleche wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 7 gezeigt. Tabelle 7 Zusammensetzung (%) Spannung (kg/mm²) Bemerkungen Spur annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel

Beispiel 4

Ein Rohmaterial für kornorientiertes Stahlblech, das im wesentlichen aus 0,040 % C, 3,42 % Si, 0,068 % Mn, 0,002 % P, 0,02 % 5, 0,022 % Se, 0,026 % Sb, 0,011 % Mo und der Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde geschmolzen, welches kontinuierlich gegossen wurde, um eine Platte zu erhalten. Nach Erwlrmen der Platte bei einer hohen Temperatur von 1450ºC während einer kurzen Zeit von 15 Minuten wurde die Platte gewöhnlich warmgewalzt, um ein warmgewalztes Coil mit einer Dicke von 2,0 mm zu erhalten. Die Wickeltemperatur betrug 650º C und das Gewicht des Coils war 20 Tonnen. Wenn die Platte gewickelt war, traten leichte Variationen in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung auf.
Weiter wurde, nachdem das heiße Band bei 1000º C während einer Minute geglüht und einmal bei einer Streckung von 70 % kaltgewalzt wurde, das kaitgewalzte Blech bei 950º C während einer Minute zwischengeglüht, graduell auf 800º C abgekühlt und anschließend auf 250º C abgeschreckt. Anschließend wurde das kaltgewaizte Blech bei einer Streckung von 35 % tanderngewalzt und einer Zwischenwärmebehandlung in einem Alterungsofen vom Heißwindtyp während drei Minuten unter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen unterworfen. Die angelegte Spannung zu diesem Zeitpunkt war 0,5 kg/mm².
Als nächstes wurde das gealterte Blech auf eine Enddicke von 0,23 mm fertiggestellt und einem Dekarbonisierungs- und Primärrekristallisationsglühen bei 820º C während zwei Minuten unterworfen. Anschließend wurde das Stahlblech mit dem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und bei 1200º C endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Produkte in der Longitudinalrichtung wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 gezeigt.
In Tabelle 8 sind eine Tonne des vorangehenden Endbereichs, eine Tonne des rückwärtigen Endbereichs und der Rest als "Tip", "rear end" und "center" angegeben. Tabelle 8 Platten-Nr. Lage des Warmwalzbandes Thermische Behandlungstemperatur (ºC) Magnetische Flußdichte B&sub8; (T) Eisenverlust W17/50 (W/kg) Bemerkungen tip center rear end annehmbares Beispiel

Beispiel 5

Ein Rohmaterial für kornorientiertes Stahlblech, das im wesentlichen aus 0,070 % C, 3,28 % Si, 0,074 % Mn, 0,002 % P, 0,002 % S, 0,021 % Se, 0,026 % Sb, 0,026 % sol Al, 0,07 % Cu, 0,0087 % N, 0,012 % Mo und Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde geschmolzen, welches kontinuierlich gegossen wurde, um eine Platte zu erhalten. Nach Erwärmen der Platte auf eine hohe Temperatur von 1.420º C während einer kurzen Zeit von 20 Minuten wurde die Platte gewöhnlich warmgewalzt, um ein warmgewalztes Coil mit einer Dicke von 2,2 mm zu erhalten. Die Wickeltemperatur war 550º C und das Gewicht des Coils war 20 Tonnen. Wenn die Platte gewickelt war, traten leichte Variationen in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung auf.
Weiter wurde, nachdem das Warmwalzband auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt und nachfolgend bei 1.100ºC während einer Minute zwischengeglüht wurde, das geglühte Blech graduell auf 960ºC abgekühlt und anschließend auf 200ºC oder weniger abgeschreckt. Anschließend wurde das kaltgewalzte Blech bei einer Streckung von 35 % tandemgewalzt und einer Zwischenwärmebehandlung in einem Alterungsofen vom Heißwindtyp während zwei Minuten unter den in Tabelle 9 gezeigten Bedingungen unterworfen. Die angelegte Spannung zu dieser Zeit war 0,8 kg/mm².
Als nächstes wurde das gealterte Blech auf eine Enddicke von 0,23 mm fertiggestellt und dem Dekarbonisierungs- und Primärrerekristallisationsglühen bei 840ºC während drei Minuten unterworfen. Anschließend wurde das Stahlblech mit dem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparafor beschichtet und bei 1.200ºC endgeglüht
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Produkte in der Longitudinalrichtung wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 9 gezeigt.
In Tabelle 9 sind eine Tonne des vorhergehenden Endbereichs, eine Tonne des rückwärtigen Endbereichs und der Rest als "tip", "rear end" und "center" angegeben. Tabelle 9 Platten-Nr. Lage des Warmwalzbandes Thermische Behandlungstemperatur (ºC) Magnetische Flußdichte B&sub8; (T) Eisenverlust W17/50 (W/kg) Bemerkungen tip center rear end annehmbares Beispiel

Beispiel 6

Ein Rohmaterial für kornorientiertes Stahlblech, das im wesentlichen aus 0,041 % C, 3,35 % Si, 0,070 % Mn, 0,002 % P, 0,002 % S, 0,021 % Se, 0,025 % Sb, 0,012 % Mo und der Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde geschmolzen, welches kontinuierlich gegossen wurde, um eine Platte zu erhalten. Nach Erwärmen der Platte auf eine hohe Temperatur von 1.450ºC während einer kurzen Zeit von 15 Minuten wurde die Platte gewöhnlich warmgewalzt, um ein warmgewalztes Coil mit einer Dicke von 2,4 mm zu erhalten. Die Wickeltemperatur betrug 650ºC und das Einheitsgewicht des Coils war zehn Tonnen. Wenn die Platte gewickelt wurde, traten große Variationen in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung auf.
Weiter wurde, nachdem das Warmwalzband bei 1.000ºC während einer Minute gegliiht, einmal bei einer Streckung von 70 % kaltgewalzt und nachfolgend bei 950ºC während einer Minute zwischengeglüht wurde, das geglühte Blech graduell auf 800ºC abgekühlt und anschließend auf 250ºC abgeschreckt. Dann wurde das abgeschreckte Blech bei einer Streckung von 35% tandemgewalzt und einer Zwischenwärmebehandlung in einem Alterungsofen vorn Heißwindtyp während fünf Minuten unter den in Tabelle 10 gezeigten Bedingungen unterworfen. Die angelegte Spannung zu dieser Zeit war 0,5 kg/mm².
Als nchstes wurde das gealterte Blech auf eine Enddicke von 0,23 mm fertiggestellt und einem Dekarbonisierungs- und Primärrekristallisationsglühen bei 820ºC während zwei Minuten unterworfen. Dann wurde das Stahlblech mit dem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und bei 1.200ºC endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Produkte in der Longitudinalrichtung wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 10 angegeben.
In Tabelle 10 sind eine Tonne des vorhergehenden Endbereichs, eine Tonne des rückwärtigen Endbereichs und der Rest als "tip", "rear end" und "center" angegeben. Tabelle 10 Platten-Nr. Lage des Warmwalzbandes Thermische Behandlungstemperatur (ºC) Magnetische Flußdichte B&sub8; (T) Eisenverlust W17/50 (W/kg) Bemerkungen tip center rear end unbehandelt annehmbares Beispiel Referenz-Beispiel Vergleichsbeispiel

Beispiel 7

Ein Rohmaterial für ein kornorientiertes Stahlblech, das im wesentlichen aus 0,060 % C, 3,21 % Si, 0,072 % Mn, 0,004 % P, 0,002 % S, 0,025 % sol Al, 0,020 % Se, 0,027 % Sb, 0,07 % Cu, 0,013 % Mo, 0,0085 % N und der Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde geschmolzen, welches kontinuierlich gegossen wurde, um eine Plafte zu erhalten. Nach Erwärmen der Plaffe bei einer hohen Temperatur von 1.450ºC während einer kurzen Zeit von zehn Minuten wurde die Platte gewöhnlich warmgewalzt, um ein warmgewalztes Coii mit einer Dicke von 2,2 mm zu erhalten. Die Wickeltemperatur betrug 500ºC und das Gewicht des Coils 20 Tonnen. Wenn das Warmwalzband gewickelt wurde, traten große Variationen in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung auf.
Weiterhin wurde, nachdem das Warmwalzband bei 1.100ºC während einer Minute geglüht wurde, das geglühte Band graduell auf 900ºC gekühlt und anschließend auf 200ºC abgeschreckt. Dann wurde das abgeschreckte Band bei einer Streckung von 45 % tandemgewalzt und einer Zwischenwärmebehandlung in einem Alterungsofen vorn Heißwindtyp während fünf Minuten unter den in Tabelle 11 gezeigten Bedingungen unterworfen. Die angelegte Spannung zu dieser Zeit war 0,3 kg/mm².
Als nächstes wurde das gealterte Blech auf eine Enddicke von 0,30 mm fertiggestellt und einem Dekarbonisierungs- und Primärrekristallisationsglühen bei 840ºC während 3 Minuten unterworfen. Anschließend wurde das Stahlblech mit einem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und bei 1.200ºC während zehn Stunden endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Produkte in der Longitudinalrichtung wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 11 angegeben.
In Tabelle 11 sind eine Tonne des vorangehenden Endbereichs, eine Tonne des rückwärtigen Endbereichs und der Rest als "tip", "rear end" und "center" angegeben. Tabelle 11 Platten-Nr. Lage des Warmwalzbandes Thermische Behandlungstemperatur (ºC) Magnetische Flußdichte B&sub8; (T) Eisenverlust W17/50 (W/kg) Bemerkungen tip center rear end annehmbares Beispiel Referenz-Beispiel

Beispiel 8

Ein Rohmaterial für kornorientiertes Stahlblech, das 0,064 % C, 3,25 % Si, 0,070 % Mn, 0,003 % P, 0,023 % S, 0,026 % sol Al, 0,0088 % N, 0,07 % Cu, 0,05 % Sn, 0,01 2 % Mo und Ausgleich im wesentlichen Eisen bestand, wurde zu einem Warmwalzband gemäß Beispiel 6 (Wickeltemperatur: 550ºC, Einheitsgewicht des Coils: 20 Tonnen) umgewandelt. Wenn die Platte gewickelt wurde, traten große Variationen in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung auf.
Weiter wurde, nachdem das Warmwalzband auf 1,4 mm kaltgewalzt und anschließend auf 1.100ºC während einer Minute zwischengeglüht wurde, das geglühte Blech graduell auf 900ºC abgekühlt und anschließend auf 200ºC abgeschreckt. Dann wurde das abgeschreckte Band bei einer Streckung von 40 % tandemgewalzt und einer Zwischenwärmebehandlung während drei Minuten unter den in Tabelle 12 gezeigten Bedingungen unterworfen (in diesem Fall sind "tip", "rear end" und "center" zwei Tonnen in dem vorangehenden Endbereich, zwei Tonnen in dem rückwärtigen Endbereich und dem Zentralbereich). Die angelegte Spannung zu dieser Zeit war 0,5 kg/mm².
Als nächstes wurde das gealterte Blech auf eine Enddicke von 0,23 mm fertiggestellt und einem Dekarbonisierungs- und Primärrekristallisationsglühen bei 840ºC während zwei Minuten unterworfen. Anschließend wurde das Stahlblech mit einem im wesentlichen aus MgO bestehenden Glühseparator beschichtet und bei 1.200ºC während zehn Stunden endgeglüht.
Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Produkte in der Longitudinalrichtung wurden untersucht und die Ergebnisse sind in der Tabelle 12 angegeben. Tabelle 12 Platten-Nr. Lage des Warmwalzbandes Thermische Behandlungstemperatur (ºC) Magnetische Flußdichte B&sub8; (T) Eisenverlust W17/50 (W/kg) Bemerkungen tip center rear end annehmbares Beispiel Referenz-Beispiel
Wie vorstehend ausgeführt, können gemäß der vorliegenden Erfindung die magnetischen Eigenschaften stabil mit erhöhter Produktivitöt durch effektives Kom binieren des Tandemwalzens mit der Alterungsbehandlung in dem Endkaltwalzschnif verbessert werden. Insbesondere ist, da das Tandemwalzen, welches ein hocheffizientes Herstellungsverfahren ist, auf die Herstellung von aluminiumhaltigen kornorientierten Siliziumstahlblechen angewendet werden kann, die vorliegende Erfindung extrem nützlich für die Herstellung von kornorientierten Siliziumstahlblechen mit hohem magnetischem Fluß und hoher magnetischer Dichte.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Siliziumstahlblechen mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschoften, enthaltend eine Reihe von Schritten des Warmwalzens eines Rohmatenals für den kornorientierten Siliziumstahl, des ein- oder zweimaligen Kaltwalzens des warmen Bandes in der Weise, daß ein Zwischenglühen zwischen zwei Kaltwalzvorgängen durchgeführt wird, des Dekarbonisierungsglühens des kaltgewalzten Blechs, des Überziehens des Blechs mit einem Glühseparator, und zuletzt des Endglühens des Blechs, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltwalzen zuerst bei einer Streckung von 30 bis 70 % durch ein Tandemwalzen in dem letzten Kaltwalzschriff durchgeführt und das kaltgewalzte Blech kontinuierlich in einem Temperaturbereich von 200 bis 400ºC für 10 Sekunden bis 1 Minuten unter Anwendung von Spannung, die nicht geringer als 0,2 kg/mm² ist, wärmebehandelt und dann kontinuierlich kaltgewalzt wird, um eine endgültige Dicke zu erhalten.

2. Verfahren zur Herstellung des kornorientierten Siliziumstahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, daß wenn der warmgewalzte Coil mit Qualitätsunterschieden in Longitudinairichtung zu bearbeiten ist, die Temperatur der kontinuierlichen Wärmebehandlung nach dem Tandemwalzen kontinuierlich in Abhängigkeit von den Unterschieden in der Qualität des Coils in der Longitudinalrichtung variiert wird.

3. Verfahren zur Herstellung des kornorientierten Siliziumstahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften noch Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die kontinuierliche Wärmebehandlung nach dem Tandemwalzen durch Anwendung von Gebläsewarmluft ausgeführt wird.

4. Verfahren zur Herstellung des kornorientierten Siliziumstahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Rohmaterial für das kornorientierte Siliziumblech AlN als einen Hauptinhibitor enthält und die Streckung bei dem Tandemwalzen 35 bis 70 % beträgt.

5. Verfahren zur Herstellung des kornorientierten Siliziumstahlblechs mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Rohmaterial für den kornorientierten Siliziumstahl MnS und/oder MnSe als einen Hauptinhibitor enthält und die Streckung bei dem Tandemwalzen 30 bis 50 % beträgt.