DE69123410T2 - Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften - Google Patents

Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften

Info

Publication number
DE69123410T2
DE69123410T2 DE69123410T DE69123410T DE69123410T2 DE 69123410 T2 DE69123410 T2 DE 69123410T2 DE 69123410 T DE69123410 T DE 69123410T DE 69123410 T DE69123410 T DE 69123410T DE 69123410 T2 DE69123410 T2 DE 69123410T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
rolling
steel sheet
steel
rolled
tempering
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE69123410T
Other languages
English (en)
Other versions
DE69123410D1 (de
Inventor
Katsuo Iwamoto
Takahiro Kan
Michiro Komatsubara
Mitsumasa Kurosawa
Toshio Sadayori
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of DE69123410D1 publication Critical patent/DE69123410D1/de
Publication of DE69123410T2 publication Critical patent/DE69123410T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/125—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with application of tension

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Description

    HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • Diese Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahlblechs mit verbesserten magnetischen Eigenschaften, und insbesondere auf ein verbessertes Kaltwalzverfahren, das Verbesserungen der produktivität und der magnetischen Eigenschaften des Blechs ermöglicht.
  • Von den magnetischen Eigenschaften orientierter Siliziumstahlbleche sind eine hohe magnetische Flußdichte und geringe Kernverluste wichtig. Jüngste Fortschritte bei den Herstellungsverfahren haben ermöglicht, daß man beispielweise ein Stahlblech mit einer magnetischen Flußdichte B&sub8; von 1,92 T (Wert bei einer Magnetisierungskraft von 800 A/m) mit Bezug auf eine Dicke von 0,23 mm erhalten kann, und daß man in industriellem Maßstab ein verbessertes Produkt mit einer Kernverlusteigenschaft W17/50 von 0,90 w/kg (ein Wert bei vollständig magnetisiertem Zustand: 1,7 T bei 50Hz) herstellen kann.
  • Ein Blech mit dieser verbesserten magnetischen Eigenschaft hat einen kristallinen Aufbau bei der < 001> Richtungen, die einer Achse der einfachen Magnetisierung des Eisens entsprechen, einheitlich in Walzrichrichtung des Stahlbleches ausgerichtet sind. Diese Struktur wird beim abschließenden Anlassen bei einem Herstellungsvorgang eines orientierten Siliziumstahlbleches ausgebildet, und zwar durch sekundäre Umkristallisierung, bei der Kristallkörner mit einer (110) [001] Richtung, genannt die Goss-Orientierung, mit Vorrang zu großen Kristallkörnern vergrößert werden. Als Grundvoraussetzungen für ein ausreichendes Anwachsen sekundär umkristallisierter Körner ist ein Hemmstoff, der das Anwachsen der Kristallkörner begrenzt, die eine andere, unerwünschte Richtung haben, als die (110) [001] Richtung beim sekundären Umkristallisiervorgang, und die Bildung einer primären umkristallisierten Struktur notig, die dazu geeignet ist, sekundär umkristallisierte Körner der (100) [001] Richtung zu entwickeln, wie dies hinreichend bekannt ist.
  • Eine feine Ablagerung von Mns, MnSe, AlN oder dergleichen wird für gewöhnlich als Hemmstoff verwendet. Auch die Verstärkung der Hemmstoffwirkung durch den Zusatz einer Korngrenzen-Trennkomponente, wie etwa Sb oder Sn, zum Hemmstoff ist durchgeführt worden, wie es in den japanischen Patentveröffentlichung No. 51- 13469 und 54-32412 beschrieben ist.
  • Andererseits wurden verschiedenartige Einrichtungen für gewöhnlich bei den Schritten des Warm- und Kaltwalzens benutzt, um eine geeignete primäre umkristallisierte Struktur auszubilden. Beispielsweise wurde mit Bezug auf ein Kaltwalzverfahren unter Verwendung von AlN als Hemmstoff erachtet, daß die Verarbeitung von Stahl durch den thermischen Effekt beim Warmwalzen oder Zwischentempern während des Kaltwalzens, wie es in den japanischen Patentveröffentlichung No. 50-26493, 54-13846 oder 54-29182 beschrieben ist, besonders effektiv ist. Diese Technik stützt sich auf die Idee, eine geeignete Struktur durch die Nutzung des wechselseitigen Effektes zwischen den festen Lösungen N und C und der Verschiebungen im Stahl auszubilden, so daß der Mechanismus zur Verformung des Materials während dem Walzen verändert wird.
  • Die oben beschriebenen Verfahren nach Stand der Technik sind jedoch von erheblichem Nachteil im Hinblick auf die Produktivität und stellen nicht immer den Effekt sicher, daß man eine verbesserte magnetische Eigenschaft mit Stabilität erhält. Es ist beispielsweise aus technischen Gründen immer noch schwierig, Warmwalzen in industriellem Maßstab durchzuführen. Im Bezug auf das Zwischentempern ist es allgemein üblich, den Stahl in einem aufgerollten Zustand einige Male mit einem Eingerüst-Reversierwalzwerk wärmezubehandeln, da es sehr schwierig ist, den Stahl einheitlich über seine gesamte Walzlänge wärmezubehandeln.
  • Eine Technik zum Gebrauch eines Tandemwalzwerkes mit einer Vielzahl von Walzgerüsten zur Verbesserung der Produktivität findet seit kurzem allgemein Verwendung. Das Walzen mit einem Tandemwalzwerk erfordert im Gegensatz zum Walzen mit einem Reversierwalzwerk die Übereinstimmung des Walzverhältnisses und der Walzgeschwindigkeiten zwischen dem vorangehenden und dem nachfolgenden Walzgerüst. Für gewöhnlich verursacht dies eine Druckverformung durch Druck und nicht durch Zug. Der Walzverformungsmechanismus dieser Walzart unterscheidet sich somit stark von denen anderer, herkömmlicher Walzverfahren, und die Wirkung des herkömmlichen Härtungsverfahrens ist daher unzureichend. In dieser Situation ist das Tandemwalzen eines Siliziumstahlbleches mit einer hohen magnetischen Flußdichte, das Al enthält, besonders schwierig. Darüberhinaus wird die Produktionseffizienz aufgrund der Eigenschaften beim Tandemwalzen beträchtlich verringert, wenn das Tempern wiederholt ausgeführt wird, und es ist im Hinblick auf die Verbesserung der Produktivität nicht wünschenswert, das Tempern wie bei herkömmlichen Verfahren einige Male auszuführen.
  • EP-A-0372076 beschreibt den Gebrauch eines Hochgeschwindigkeits- Tandemwalzwerkes, um das abschließende Kaltwalzen eines Bleches, das man durch die Wärmebehandlung eines warmgewalzten Bleches erhält, das Kaltwalzen und das Ausbilden von Rillen in dem kaltgewalzten Blech durchzuführen, um die Oberflächenebenheit nach dem abschließenden Walzen zu verbessern.
    • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Im Hinblick auf die oben beschriebenen Probleme ist Ziel der vorliegenden Erfindung, ein neuartiges Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahlbleches mit Verbesserten magnetischen Eigenschaften und Stabilität anzugeben, wenn ein Tandemwalzwerk verwendet wird, um die Produktivität zu verbessern.
  • Wir haben verschiedene Arten zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften von Siliziumstahlblechen mit Stabilität und einer stark verbesserten Produktivität studiert. Wir haben ein Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahlbleches mit einer verbesserten magnetischen Eigenschaft durch Tandemwalzen und einmaligem Tempern gefunden.
  • Entsprechend der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahlbleches durch Wärmebehandlung eines warmgewalzten Bleches und durch Bearbeitung diese Bleches mit einem Tandemwalzwerk vorgesehen, bei dem ein warmgewalztes Stahlblech aus orientiertem Siliziumstahl mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,10 % Al und 0,01 bis 0,04 % Sn als Hemmstoffe und 0,03 bis 0,1 % C wärmebehandelt und einoder zweimal kaltgewalzt wird, um eine Enddicke zu erreichen, wobei bei der abschließenden Wärmebehandlung und dem abschließenden Kaltwalzen allein das Verfahren folgende Schritte enthält: Abschrecken des Stahlbleches von einer Temperatur von 900 bis 1100ºC auf eine Temperatur kleiner oder gleich 50ºC und Wärmebehandlung des Stahlbleches bei 50 bis 150ºC für 30 sek bis 30 min, während eine Zugspannung von 5,0 bis 20 kg/mm² aufgewendet wird; danach Kaltwalzen des Stahlbleches mit einer Reduktionsrate von 35 bis 70 % in einem Tandemwalzwerk; Tempern des Stahlbleches bei 200 bis 400ºC für 10 sek bis 10 min; und Zurichten des Stahlbleches durch Kaltwalzen auf eine Enddicke.
  • Die vorliegende Erfindung wird unter Bezugnahme auf die Versuche beschrieben, die der Erläuterung dienen sollen und nicht den Umfang der Erfindung begrenzen.
  • Die beiden orientierten Siliziumstahlmaterialien, die in den Versuchen verwendet werden, sind:
  • Stahl A, mit 0,071% C, 3,25% Si, 0,072% Mn, 0,026% sol. Al, 0,022% Se, 0,0086% N und der Rest im wesentlichen Fe, und
  • Stahl B mit einer Zusammensetzung ähnlich der von Stahl A mit Zugabe von Sb, d.h. mit 0,070% C, 3,24% Si, 0,069% Mn, 0,026% sol. Al, 0,022% Se, 0,0084% N, 0,027% Sb und der Rest im wesentlichen Fe.
  • Die Stähle A und B wurden nach Wiedererwärmen des Blockes bei 1440ºC auf eine Dicke von 2,2 mm warmgewalzt. Dann wurden sie gebeizt, auf eine mittlere Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt und einheitlich bei einer Temperatur von 1100ºC für 90 sek. durch Zwischenanlassen gehalten und abgeschreckt, um AlN abzuscheiden. Das Abschrecken wurde mit Feuchtigkeitskühlung von 950ºC auf Raumtemperatur durchgeführt, mit einer Kühlungsgeschwindigkeit von 50ºC/s.
  • Als nächstes wurden die Stahlbleche zum Vergleich des Tandemwalzverfahrens mit dem Sendzimir-Walzverfahren mit den folgenden Walzvorgängen, die ein ein-, zwei-, oder dreimaliges Tempern beinhalten, gewalzt, um ihre Dicke auf eine Enddicke von 0,23 mm zu verringern.
    • (A) Einmaliges Tempern
  • Die Stahlbleche wurden jeweils durch dreifaches Reversierwalzen mit einem Sendzimir-Walzwerk und durch Kaltwalzen mit einem Tandemwalzwerk mit drei Gerüsten gewalzt, so daß ihre Dicke auf 0,60 mm verringert wurde, die Bleche wurden danach getempert und mit den entsprechenden Walzwerken auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
    • (B) Zweimaliges Tempern
  • Die Stahlbleche wurden mit dem Sendzimir-Walzwerk und dem Tandemwalzwerk auf 1,0 mm und dann auf 0,6 mm kaltgewalzt und nach jedem Kaltwalzen getempert, und danach wurden die Bleche auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
    • (C) Dreimaliges Tempern
  • Die Stahlbleche wurden mit dem Sendzimir-Walzwerk und dem Tandemwalzwerk auf 1,0 mm, 0,6 mm und 0,4 mm kaltgewalzt und nach jedem Kaltwalzen getempert, und danach wurden die Bleche auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
  • Jeder Temperschritt wurde bei 200ºC für 2 Minuten durchgeführt.
  • Danach wurden die Stahlbleche angelassen und bei 840ºC für zwei Minuten in einer nassen Sauerstoffatmosphäre gefrischt, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf die Stahlbleche aufgetragen, und die Stahlbleche wurden danach abschließend angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 1
  • Wie in Tabelle 1 gezeigt wird, war die Wirkung zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften durch das Tandemwalzen geringer als die im Falle des Sendzimir-Walzens, obwohl die Anzahl der Temperschritte erhöht wurde.
  • Es wird bemerkt, das beim Tandemwalzen die magnetischen Eigenschaften nicht wesentlich verändert wurden, wenn die Anzahl der Temperschritte erhöht wurde. Dieses Resultat zeigt, daß sich das Werkstoffverformungsverhalten von jenem beim reversivartigen Sendzimir-Walzen unterscheidet. Von einem anderen Blickwinkel aus gesehen bietet dieses Ergebnis die Möglichkeit, daß die magnetischen Eigenschaften durch einmaliges Tempern bei einem Tandemwalzvorgang verbessert werden können.
  • Stahl B, dem Sb als ein Hemmstoff-Verstärkungselement zugegeben war, zeigte bessere magnetische Eigenschaften als die von Stahl A, der kein Sb enthält, wenn er durch Sendzimir-Walzen bearbeitet wird, zeigte jedoch schlechtere magnetische Eigenschaften, wenn er durch Tandemwalzen bearbeitet wird. Experimente und Untersuchungen wurden durchgeführt, um den Grund für dieses Phänomen herauszufinden, und dabei wurde festgestellt, daß in Stahl B, dem Sb zugegeben war, keine feinen Karbidabscheidungen nach dem Zwischenanlassen ausgebildet wurden. Man geht davon aus, daß Sb die Abscheidung von Karbiden begrenzt, wodurch diese Phänomen verursacht wird.
  • Mit Bezug auf ein orientiertes Siliziumstahlmaterial, in dem AlN als Haupthemmstoff verwendet wird, wird allgemein angenommen, daß das Abschrecken für die Abscheidung von AlN notwendig ist. Abschrecken vergrößert den Anteil der festen Lösung C oder der feinen Karbidabscheidung, was vorteilhaft bei der Verbesserung der Struktur durch das Tempern während des Kaltwalzens ist. Dieses war einer der Gründe, warum das Abschrecken unentbehrlich war. Es wird angenommen, das im Stahl B, dem Sb zugesetzt ist, keine feinen Karbidabscheidungen ausgebildet werden und C beinahe vollständig als feste C-Lösung übrigbleibt.
  • Während die Temperwirkung unabhängig von dem Vorhandensein/Nichtvorhandensein des zugesetzten Sb beim Sendzimir-Walzen konstant war, verschlechterten sich die magnetischen Eigenschaften von Stahl B ohne feine Karbide im Fall des Tandemwalzens. Diese Ergebnis legt nahe, daß beim Tandemwalzen die feste C-Lösung eine geringere Wirkung zur Veränderung der Verformungsart hat, daß aber die Abscheidung feiner Karbide eine vorteilhafte Wirkung bei der Verstärkung der Temperwirkung hat.
  • Dann wurden verschiedene Verfahren zur Ausbildung feiner Karbidabscheidungen untersucht. Zunächst wurden die Stähle A und B unter den Kühlbedingungen (a), (b), (c), (d) und (e), gezeigt in Tabelle 2, gekühlt, danach auf eine Dicke von 0,6 mm mit einem Dreigerüst-Tandemwalzwerk gewalzt, bei 300ºC für zwei Minuten in einem Durchgangsofen getempert und auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt. Sie wurden danach Angelassen und bei 840ºC für zwei Minuten in einer nassen Sauerstoffatmosphäre gefrischt, ein Anlaßseparator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf die Stahlbleche aufgetragen, und die Stahlbleche wurden danach abschließend angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 2
  • (a) Abschrecken von 950ºC auf 400ºC bei 50C/s, gefolgt von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
  • (b) Abschrecken von 950ºC auf 300ºC bei 50C/s, gefolgt von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
  • (c) Abschrecken von 950ºC auf 200ºC bei 50C/s, gefolgt von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
  • (d) Abschrecken von 950ºC auf 100ºC bei 50C/s, gefolgt von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
  • (e) Abschrecken von 950ºC auf Raumtemperatur bei 50C/s, gefolgt von natürlicher Abkühlung auf Raumtemperatur
  • Entsprechend der in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse, wird C an Kristallkörnergrenzen angelagert und Karbide werden nicht als Kristallkörner abgelagert, wenn die Kühlungsendtemperatur größer oder gleich 400ºC ist. Als die Kühlungsendtemperatur reduziert wurde, erhöhte sich die Tendenz der Karbide, sich fein abzuscheiden. Bei Stahl B jedoch, dem Sb zugesetzt wurde, wurde das feine Abscheiden der Karbide wieder gestoppt, als er auf eine Temperatur nicht höher als 100ºC abgeschreckt wurden. In Stahl B wurden die Karbide bei einer Kühlungstemperatur von 200 bis 300ºC fein abgeschieden, obwohl ihre Dichte gering war. Es wird angenommen, daß es sich bei diesem Phänomen um Temperablagerung handelt, die durch die Hitze verursacht wird, die nach Beendigung des Abschreckens im Material übrig bleibt.
  • Nach dem Abschrecken wurden die Bleche in einem Temperaturbereich von 50 bis 400ºC weiterbearbeitet, um Karbide abzuscheiden. Man erhielt jedoch keine Karbidabscheidungen, die kleiner waren als 500 Å (1Å = 10&supmin;&sup4; µm). Die Experimente wurden weitergeführt, um dieses Phänomen zu untersuchen, und es wurde herausgefunden, daß sehr feine Karbidabscheidungen ausgebildet werden, wenn eine Zugspannung während der Abscheidungsbehandlung angewendet wird.
  • Der Einfluß der Karbidablagerung auf die magnetischen Eigenschaften wurde dann durch Abschrecken des Stahls unter jenen Umständen, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, und durch Ausführen der Abscheidungsbehandlungen mit Anwendung einer Zugspannung in Übereinstimmung mit den Zuständen (f), (g), (h), (i) und (j) untersucht.
  • Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse der magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die so bearbeitet wurden, wie auch die Karbidabscheidungsform vor dem Kaltwalzen. Tabelle 3
  • Kühlungszustand: Abschrecken von 950ºC auf Raumtemperatur bei 60ºC/s
  • (f) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit Anwendung einer Zugspannung von 0,2 kg/mm² nach dem Abschrecken
  • (g) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit Anwendung einer Zugspannung von 0,5 kg/mm² nach dem Abschrecken
  • (h) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit Anwendung einer Zugspannung von 2,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
  • (i) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit Anwendung einer Zugspannung von 5,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
  • (j) Karbidabscheidungsbehandlung bei 90ºC für 2 min, mit Anwendung einer Zugspannung von 10,0 kg/mm² nach dem Abschrecken
  • Es wurde herausgefunden, daß man mit Bezugnahme auf den Stahl B feine Karbidabscheidungen mit einer Größe kleiner als 300 Å erhalten kann, indem man das Stahlblech auf Raumtemperatur abkühlt und danach die Abscheidungsbehandlung mit Anwendung einer Zugspannung größer oder gleich 0,5 kg/mm² ausführt, und daß es dadurch möglich ist, verbesserte magnetische Eigenschaften zu erhalten, wie dies aus Tabelle 3 deutlich wird. Da bei Stahl A Karbide von etwa 500 Å vor der Abscheidungsbehandlung abgeschieden werden, kann man danach feinere Abscheidungen nicht erhalten, und umgekehrt werden die Karbidabscheidungen grob, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führt.
  • Ebenso wurde herausgefunden, das sogar bei Stahl B solche feinen Karbidabscheidungen so grob werden, daß kein Verbesserungseffekt der magnetischen Eigenschaften nachweisbar ist, wenn die Abscheidungstemperatur mit Anwendung einer Zugspannung höher als 150ºC ist.
  • Der Grund für dieses Phänomen ist nicht klar, aber man nimmt an, daß es schwierig ist, Karbide in Koexistenz mit Sb auszubilden, und daß feine Karbidabscheidungen solange nicht ausgebildet werden, bis das Stahlblech bei einer niedrigen Temperatur, die nicht höher als 150ºC ist, behandelt wird, während es in oben beschriebener Weise gezogen wird.
  • Ein Phänomen dieser Art konnte nicht erwartet werden und wurde vor der vorliegenden Erfindung nicht vorgeschlagen.
  • Beim oben beschriebenen Tandemwalzen wird die Temperwirkung zwischen den Kaltwalzschritten erhöht, und man kann verbesserte magnetische Eigenschaften erhalten, wenn mit Bezug auf die Form von C die Karbidabscheidungen feiner sind, das bedeutet, wenn sie eine Größe von kleiner oder gleich 300 Å haben, und wenn sie in einer größeren Dichte abgeschieden werden. Es hat sich bestätigt, daß die Zugabe von Sb, das Abschrecken des Stahlblechs auf Raumtemperatur und die Bearbeitung des Stahlblechs durch Abscheidung bei einer Temperatur von 50 bis 150ºC mit Anwendung einer Zugspannung größer oder gleich 0,5 kg/mm², ein Stahlblech mit verbesserten magnetischen Eigenschaften im Vergleich zu vorhergehenden Blechen erzeugt, die durch Tandemwalzen hergestellt werden. Dies wurde als unmöglich erachtet, wenn das Tempern nur einmal durchgeführt wird. Der Grund für diese Wirkung ist nicht klar, aber die folgende Erklärung kann gegeben werden.
  • Beim Vergleich der Struktur eines Sendzimir-gewalzten Bleches und eines tandemgewalzten Bleches nach dem Frischen zeigte das tandemgewalzte Blech einen Anstieg der {111} < uvw> Komponente, während das Sendzimir-gewalzte Blech {111} < 112> als Hauptkomponente hatte. Es wird angenommen, daß beim Sendzimir-Walzen die Einflüsse der festen Lösung C und der feinen Karbidabscheidungen auf das Werkstückverformungsverhalten die gleichen Wirkungen mit Bezug auf das Tempern zwischen den Kaltwalzschritten haben, und daß beim Tandemwalzen die Existenz der feinen Karbidablagerungen verursacht, daß sich das Werkstückverformungsverhalten während der Werkstückverformung ändert und den Aggregatzustand vorteilhaft von {111} < uvw> zu {111} < 112> beeinflußt.
  • Zwischenanlassen des Materials, das AlN als Hemmstoff enthält, wird für gewöhnlich bei 1100ºC durchgeführt. Wenn die Temperatur, bei der das Abschrecken begonnen wird (auch beabsichtigt, um AlN abzulagern), sehr hoch ist, neigt ein Teil des Materials, das durch &gamma;-Transformation während des Anlassens verändert wurde, in perlitischer Struktur zu bleiben, um im wesentlichen die feste Lösung C oder feine Karbidabscheidungen zu reduzieren. Es ist daher nicht wünschenswert, die Temperatur zu Beginn des Abschreckens stark zu erhöhen.
  • Das Material des orientierten Siliziumbleches hat vorzugsweise die folgende Zusammensetzung:
  • C: 0,03 bis 0,10 %
  • C ist unerläßlich, um die Kristallstruktur durch Phasentransformation während dem Warmwalzen gleichförmig zu machen. Die gewünschte gleichformende Wirkung kann nicht erreicht werden, wenn der C-Gehalt sehr gering ist, andererseits ist Zeitraum für den nachfolgenden Frischungsschritt sehr lang, wenn der C-Gehalt sehr groß ist. Es ist daher vorzuziehen, den C-Gehalt auf 0,03 bis 0,10 % einzustellen.
  • Si: 2,5 bis 4,0 %
  • -Der elektrische Widerstand wird verringert, so daß die gewünschte Kernverlusteigenschaft nicht erreicht werden kann, wenn der Si-Gehalt sehr gering ist, andererseits ist es schwierig, ein Kaltwalzen durchzuführen, wenn der Si-Gehalt sehr groß ist. Es ist daher vorzuziehen, den Si-Gehalt auf 2,5 bis 4,0 % einzustellen.
  • Al: 0,01 bis 0,10 %, N: 0,0030 bis 0,020 %
  • Al und N spielen eine wichtige Rolle als hemmstoffbildende Elemente. Bestimmte Mengen dieser Elemente sind erforderlich. Wenn diese Mengen jedoch extrem sind, ist es schwierig feine Abscheidungen auszubilden. Es ist daher vorzuziehen, den Gehalt von Al und N auf 0,01 bis 0,10 % bzw, 0,0030 bis 0,020 % einzustellen. Am besten ist ein Al-Gehalt von 0,01 bis 0,05 %.
  • In diesem Fall können S und/oder Se als hemmstoffbildende Elemente vorhanden sein.
  • S und/oder Se: 0,01 bis 0,04 %; Mn: 0,05 bis 0,15 %
  • In diesem Fall sind die Hemmstoffe im wesentlichen MnS und/oder MnSe. Der geeignete Bereich von S oder Se zur feinen Abscheidung von MnS oder MnSe ist 0,01 bis 0,04 % bei der Verwendung von einem oder beiden Stoffen von S und Se. Wenn der Mn-Anteil sehr groß ist, kann Mn nicht in Lösung gehalten werden. Es ist vorzuziehen, den Mn-Anteil in einem Bereich von 0,05 bis 0,15 % einzustellen.
  • Sb: 0,01 bis 0,04 %
  • Sb ist nach vorliegender Erfindung ein wichtiges Element. Die feine Karbidabscheidung kann nicht gesteuert werden, wenn der Sb-Anteil sehr gering ist, andererseits werden Oberflächendefekte des Produktes vermehrt, wenn der Sb-Anteil sehr groß ist. Sb wird daher im Bereich von 0,01 bis 0,04 % zugesetzt.
  • Hemmstoff-Verstärkungselemente, wie etwa Cu, Sn, B, Ge und dergleichen können, anders als die oben erwähnten Elemente, je nach Wunsch zugesetzt werden, um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Der Anteil dieser Elemente wird auf allgemein bekannte Bereiche eingestellt. Um Oberflächendefekte aufgrund von heißer Versprödung zu verhindern, wird ein Zusatz von Mo mit 0,005 bis 0,020 % bevorzugt.
  • Es wird ein allgemein bekanntes Verfahren für den Herstellungsablauf dieses orientierten Siliziumstahlmaterials angewendet. Ein dabei hergestellter Barren oder Block wird umgewalzt und in Übereinstimmung mit der gewünschten Größe ausgebildet und danach erhitzt und warmgewalzt. Nach dem Warmwalzen wird das Stahlband wärmebehandelt und zusätzlich ein- oder zweimal auf eine Enddicke kaltgewalzt.
  • Beim Kühlen während des Anlaßschrittes vor dem letzten Kaltwalzen ist ein Abschrecken von 900ºC auf die niedrigste Temperatur erforderlich, um AlN gleichförmig abzuscheiden. Wenn jedoch die Abschreck-Ausgangstemperatur sehr hoch ist, neigt die &gamma;-Phase dazu, in perlitischer Struktur zu bleiben. Die Abschreck-Ausgangstemperatur wird deshalb auf 900 bis 1100ºC eingestellt.
  • Wenn die Kühlungsgeschwindigkeit sehr niedrig ist, wird AlN nicht gleichförmig abgeschieden, und die Abscheidung von Körnern an Korngrenzen findet ebenfalls statt. Wenn die Kühlungsgeschwindigkeit sehr groß ist, wird das Ausmaß der verbleibenden perlitischen Struktur vergrößert, oder ein Defekt der Stahlblechgestalt wird leicht verursacht. Es ist vorzuziehen, die Kühlunggeschwindigkeit auf 20 bis 100ºC/s einzustellen.
  • Es ist wichtig die Kühlungsendtemperatur auf einen Bereich einzustellen, bei dem die Karbide während der Kühlung nicht fein abgeschieden werden. Wenn Sb wie bei der vorliegenden Erfindung enthalten ist, ist es notwendig, diese Temperatur auf 50ºC oder niedriger einzustellen.
  • Wenn die Temperatur für die nachfolgende Behandlung zur feinen Karbidabscheidung sehr niedrig ist, werden feine Karbidabscheidungen nicht ausgebildet, wenn jedoch die Behandlungstemperatur sehr hoch ist, werden die Karbide nicht fein ausgebildet und die Dichte derselben wird verringert. Entsprechend der vorliegenden Erfindung ist die Behandlungstemperatur daher auf einen Bereich von 50 bis 150ºC begrenzt. Wenn die Abscheidungs-Behandlungszeit zu kurz ist, werden Abscheidungen nicht ausreichend ausgebildet, wenn jedoch die Abscheidungs- Behandlungszeit lang ist, wird die Produktivität vermindert. Die Abscheidungs-Behandlungszeit wird daher auf 30 sek. bis 30 min. eingestellt. Bei einer Kühlung in einer Oxidationsatmosphäre kann die Abscheidungsbehandlung zusammen mit dem Beizen ausgeführt werden. Bei der Abscheidungsbehandlung ist die Wirkung, Karbide fein abzuscheiden unzureichend, wenn die angewendete Zugspannung kleiner ist als 0,5 kg/mm². Es ist daher notwendig, die angewendete Zugspannung auf 0,5 kg/mm² oder größer einzustellen. Die Zugspannung kann durch Verwendung einer Zugwalze oder dergleichen auf den Stahlstreifen einwirken. Wenn die angewendete Zugspannung extrem ist, wird die Werkzeuggröße beträchtlich vergrößert. Es ist daher vorzuziehen, die Zugspannung auf 20kg/mm² oder kleiner einzustellen.
  • Zum Zeitpunkt des Tandemwalzens vor dem abschließenden Kaltwalzen wird das Stahlblech vor dem Tempern mit einer Reduktionsrate von 35 bis 70 % gewalzt, und eine kurzzeitige Wärmebehandlung wird zum Tempern in einem Temperaturberich von 200 bis 400ºC für 10 sek. bis 10 min. ausgeführt. Das Stahlblech wird anschließend auf eine Enddicke kaltgewalzt. Das Kaltwalzen zum Erreichen der Enddicke kann entweder durch Tandemwalzen oder durch Sendzimir-Walzen erfolgen. Der Grund für die Einstellung der Bedingungen beim abschließenden Kaltwalzen auf die oben beschriebenen Bereiche ist, daß die Temperwirkung nicht ausreichend ist, wenn die Reduktionsrate beim Tandemwalzen vor dem Tempern außerhalb des oben erwähnten Bereiches liegt. Wenn die Temperungsdauer und die Temperatur außerhalb der oben beschriebenen Bereiche liegen, ist die Temperwirkung ebenfalls ungenügend. Vorzugsweise wird eine ununterbrochene Wärmebehandlung als Temperbehandlung durchgeführt, wobei das Stahlband einheitlich in Längsrichtung verbessert wird. Wenn ein Stahl, dem Sb zugesetzt wurde, durch Tandemwalzen gewalzt wird, kann ein einmaliges Tempern dieser Art genügen.
  • Wenn die Enddicke gering ist, wird ein gewöhnliches Anlassen bei 1100 bis 1200ºC und ein Zwischenkaltwalzen auf der Basis des Sendzimir-Walzens oder des Tandemwalzens die erforderlichen Male durchgeführt, und das Verfahren der vorliegenden Erfindung wird beim Schritt des Zurichtens auf die endgültige Blechdicke angewendet.
  • Das gewalzte Stahlband wird mit einem bekannten Verfahren angelassen und gefrischt, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wird auf das Stahlband aufgetragen, und das Stahlband wird aufgerollt und abschließend angelassen unterzogen. Ein Isolierüberzug wird danach, wenn nötig, auf dem Stahlband ausgebildet. Es erübrigt sich zu sagen, daß das Stahlband weiterbearbeitet werden kann, um die Weißschen Bezirke mit einem Laser-, einem Plasma-, einem Elektronenstrahl, oder mit anderen Einrichtungen zu erzeugen.
    • Beispiel 1
  • Geschmolzener Stahl zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahls mit 0,070 % C, 3,28 % Si, 0,074 % Mn, 0,002 % P, 0,025 % S, 0,025 % Sb, 0,024 % sol. Al, 0,0087 % N, 0,012 % Mo und als Rest im wesentlichen Fe wurde vorbereitet und als Block durch Strangguß ausgebildet. Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung bei 1420ºC für 20 Minuten erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,2 mm auszubilden. Das Stahlblech wurde dann einheitlich zum Anlassen bei 1150ºC für 90 sek. gehalten, schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf Raumtemperatur mit einer Rate von 70ºC/s abgeschreckt, und einer Karbidabscheidungsbehandlung in einem Heißwasserbad bei 85ºC für 5 min. unterzogen, während es durch eine Zugspannung von 3,5 kg/mm² gezogen wurde. Das Stahlblech wurde danach mit jeder der Reduktionsraten aus Tabelle 4 tandemkaltgewalzt, in einem Heißlufthärtungsofen bei 300ºC für 3 min. zum Tempern wärmebehandelt und danach mit einem Tandemwalzwerk auf die Enddicke von 0,30 mm kaltgewalzt.
  • Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend bei 1200ºC angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften des Stahlbleches, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 4
  • Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der Reduktionsrate beim Kaltwalzen vor dem Tempern innerhalb des Bereiches von 35 bis 70 % hergestellt wurden, besser sind als jene von Vergleichsbeispielen, die unter Verwendung einer Reduktionsrate außerhalb dieses Bereiches hergestellt wurden.
    • Beispiel 2
  • Geschmolzender Stahl zur Ausbildung eines gestreckten Siliziumstahls mit 0,072 % C, 3,32 % Si, 0,069 % Mn, 0,002 % P, 0,002 % S, 0,021 % Se, 0,025 % Sb, 0,024 % sol. Al, 0,07 % Cu, 0,0085 % N, 0,013 % Mo und als Rest im wesentlichen Fe wurde vorbereitet und als und als Block durch Strangguß ausgebildet. Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung bei 1420ºC für 20 Minuten erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,2 mm auszubilden. Dann wurde das Stahlblech kaltgewalzt, so daß die Dicke auf 1,5 mm reduziert wurde, bei 1100ºC für 60 sek. zwischenangelassen, danach schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf Raumtemperatur mit einer Rate von 50ºC/s abgeschreckt und einer Karbidabscheidungsbehandlung in einem Heißwasserbad bei 100ºC für 3 min. unterzogen, während es mit einer Zugspannung von 2,0 kg/mm² gezogen wurde. Das Stahlblech wurde danach mit einer Reduktionsrate von 50 % tandemkaltgewalzt, zum Tempern in einem Heißluft-Temperofen unter jeden der in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen wärmebehandelt und danach mit einem Tandemwalzwerk auf eine Enddicke von 0,23 mm kaltgewalzt.
  • Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend bei 1200ºC angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften des Stahlbleches, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 5 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 5
  • Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellung der Temperwärmebehandlungstemperatur auf einen Bereich von 200 bis 400ºC und der Temperzeit auf einen Bereich von etwa 10 sek. bis 10 min. hergestellt sind, besser sind als jene von Vergleichsbeispielen, die durch Einstellung der entsprechenden Faktoren außerhalb dieser Bereiche hergestellt sind.
    • Beispiel 3
  • Geschmolzener Stahl zur Herstellung von gestrecktem Siliziumstahl mit 0,075 % C, 3,30 % Si, 0,071% Mn, 0,002 % P, 0,001 % S, 0,019 % Se, 0,025 % Sb, 0,027 % sol. Al, 0,07 % Cu, 0,0090 % N, 0,012 % Mo und und als Rest im wesentlichen Fe wurde vorbereitet und als und als Block durch Strangguß ausgebildet. Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzung für 20 Minuten auf 1420ºC erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,2 mm auszubilden. Dann wurde das Stahlblech kaltgewalzt, so daß die Dicke auf 1,5 mm reduziert wurde, zum Zwischenanlassen für 60 sek. einheitlich bei 1100ºC gehalten, danach schrittweise auf 950ºC gekühlt, auf Raumtemperatur mit einer Rate von 40ºC/s abgeschreckt und einer Karbidabscheidungsbehandlung in einem Hydrochloridätzbad bei 80ºC unter jedem der in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen zum Beizen unterzogen, wie auch durch eine Zugspannung von 1,5 kg/mm² gezogen. Das Stahlblech wurde danach mit einer Reduktionsrate von 55% tandemkaltgewalzt, zum Tempern in einem Heißluft-Temperofen bei 300ºC für 2 min. wärmebehandelt und anschließend mit einem Reversierwalzwerk auf eine Enddicke von 0,23 kaltgewalzt.
  • Als nächstes wurde das Stahlblech gefrischt/zur primären Umkristallisierung angelassen bei 840ºC für 5 Minuten, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend bei 1200ºC angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 6
  • Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der Abscheidungs-Behandlungstemperatur auf etwa 800ºC und der Abscheidungs-Behandlungszeit auf einen Bereich von etwa 30 Sekunden bis 30 Minuten, während eine Zugsbeanspruchung von 1,5 kg/mm² angewendet wurde, besser sind als jene der Vergleichsbeispiele, die durch Einstellen der entsprechenden Faktoren außerhalb jener Bereiche hergestellt wurden.
    • Beispiel 4
  • Geschmolzener Stahl zur Herstellung von gestrecktem Siliziumstahl mit 0,072 % C, 3,33 % Si, 0,065 % Mn, 0,002 % P, 0,001 % S, 0,022 % Se, 0,027 % Sb, 0,026 % sol. Al, 0,07 % Cu, 0,0092 % N, 0,011 % Mo und als Rest im wesentlichen Fe wurde vorbereitet und als Block durch Strangguß ausgebildet. Der Block wurde durch Hochtemperatur-Kurzzeiterhitzen bei 1430ºC für 15 Minuten erhitzt und danach warmgewalzt, um eine Rolle warmgewalztes Blech mit einer Dicke von 2,0 mm auszubilden. Das Stahlblech wurde dann kaltgewalzt, so daß die Dicke auf 1,2 mm reduziert wurde, zwischenzeitlich bei 1150ºC für 60 Sekunden angelassen, danach von der Abschreckausgangstemperatur in Übereinstimmung mit jeder der in Tabelle 7 gezeigten Bedingungen mit einer Rate von 60ºC/s auf Raumtemperatur abgeschreckt und anschließend einer Karbidabscheidungsbehandlung in einem Heißwasserbad bei 80ºC für 5 Minuten unterzogen, während es mit einer Zugspannung von 4,5 kg/mm² gezogen wurde. Das Stahlblech wurde danach mit einer Reduktionsrate von 50% tandemkaltgewalzt, zum Tempern in einem Heißluft-Temperofen bei 300ºC für 2 Minuten wärmebehandelt, und anschließend mit einem Reversierwalzwerk auf eine Enddicke von 0,18 mm kaltgewalzt.
  • Als nächstes wurde das Stahlblech bei 840ºC für 3 Minuten gefrischt/zur primären Umkristallisierung angelassen, ein Anlaßseperator mit MgO als Hauptbestandteil wurde auf das Stahlblech aufgetragen, und das Stahlblech wurde abschließend bei 1200ºC angelassen.
  • Die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche, die man auf diese Weise erhält, wurden gemessen. Tabelle 7 zeigt die Ergebnisse dieser Messung. Tabelle 7
  • Die Ergebnisse zeigen, daß die magnetischen Eigenschaften der Stahlbleche der vorliegenden Erfindung, die durch Einstellen der Abschreck-Ausgangstemperatur in einen Bereich von etwa 900 bis 1100ºC hergestellt worden sind, besser sind als jene der Vergleichsbeispiele, die durch Einstellung der entsprechenden Faktoren außerhalb dieses Bereiches hergestellt wurden.
  • Wie oben beschrieben, kann näch vorliegender Erfindung ein orientiertes Siliziumstahlblech mit verbesserten magnetischen Eigenschaften mit Stabilität hergestellt werden, auch wenn aus Gründen der Produktivität das Tandemwalzen angewendet wird.

Claims (2)

1. Verfahren zur Herstellung eines orientierten Siliziumstahls durch Wärmebehandlung eines warmgewalzten Bleches und Tandemwalzen dieses Bleches, bei dem ein warmgewalztes Stahlblech aus orientiertem Siliziumstahl, das 0,01 bis 0,10 % Gewichtsanteile Al und 0,01 bis 0,04 % Gewichtsanteile Sb als Hemmstoffe und 0,03 bis 0,10 % Gewichtsanteile C enthält, wärmebehandelt und ein- oder zweimal kaltgewalzt wird, um eine Enddicke auszubilden, wobei das Verfahren bei der abschließenden Wärmebehandlung und dem abschließenden Kaltwalzen allein folgende Schritte enthält:
Abschrecken des Stahlbleches von einer Temperatur von 900 bis 1100ºC auf eine Temperatur kleiner oder gleich 50ºC, und Wärmebehandeln des Stahlbleches bei 50 bis 150ºC für 30 Sekunden bis 30 Minuten, während eine Zugspannung von 0,5 bis 20 kg/mm² angewendet wird;
danach Kaltwalzen des Stahlbleches mit einer Reduktionsrate von 35 bis 70 % in einem Tandemwalzwerk;
Tempern des Stahlbleches bei 200 bis 400ºC für 10 Sekunden bis 10 Minuten; und
Zurichten das Stahlbleches durch Kaltwalzen derart, daß die Enddicke erreicht wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Kühlgeschwindigkeit beim Abschrecken 20 bis 100ºC/s beträgt.
DE69123410T 1990-09-10 1991-09-09 Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften Expired - Fee Related DE69123410T2 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP23723590A JP3160281B2 (ja) 1990-09-10 1990-09-10 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE69123410D1 DE69123410D1 (de) 1997-01-16
DE69123410T2 true DE69123410T2 (de) 1997-04-24

Family

ID=17012392

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE69123410T Expired - Fee Related DE69123410T2 (de) 1990-09-10 1991-09-09 Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften

Country Status (6)

Country Link
US (1) US5139582A (de)
EP (1) EP0475710B1 (de)
JP (1) JP3160281B2 (de)
KR (1) KR930009976B1 (de)
CA (1) CA2050976C (de)
DE (1) DE69123410T2 (de)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3275712B2 (ja) * 1995-10-06 2002-04-22 日本鋼管株式会社 加工性に優れた高珪素鋼板およびその製造方法
US6200395B1 (en) 1997-11-17 2001-03-13 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic
US6206983B1 (en) 1999-05-26 2001-03-27 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability
KR101039971B1 (ko) * 2008-10-30 2011-06-09 현대하이스코 주식회사 일반소재 열연강판을 이용한 방향성 전기강판 제조방법
CN102477483B (zh) * 2010-11-26 2013-10-30 宝山钢铁股份有限公司 一种磁性能优良的取向硅钢生产方法
JP7081725B1 (ja) 2020-06-30 2022-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN116802328A (zh) * 2021-01-28 2023-09-22 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法和电磁钢板制造用轧制设备
KR20240011759A (ko) * 2021-06-30 2024-01-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 방향성 전기 강판 제조용 압연 설비
JPWO2023277169A1 (de) * 2021-06-30 2023-01-05
CN113732071B (zh) * 2021-09-15 2023-09-15 首钢智新迁安电磁材料有限公司 硅钢冷连轧轧制过程温度获取方法、装置及电子设备

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5113469B2 (de) * 1972-10-13 1976-04-28
JPS5413846B2 (de) * 1973-06-18 1979-06-02
JPS5432412B2 (de) * 1973-10-31 1979-10-15
JPS53129116A (en) * 1977-04-18 1978-11-10 Nippon Steel Corp Oriented electromagnetic steel sheet with excellent magnetic characteristic s
US4269634A (en) * 1979-12-04 1981-05-26 Westinghouse Electric Corp. Loss reduction in oriented iron-base alloys containing sulfur
JPS5825425A (ja) * 1981-08-06 1983-02-15 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JPS58157917A (ja) * 1982-03-15 1983-09-20 Kawasaki Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS61149432A (ja) * 1984-12-25 1986-07-08 Kawasaki Steel Corp 磁束密度が高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS62202024A (ja) * 1986-02-14 1987-09-05 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS63100127A (ja) * 1986-10-16 1988-05-02 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2814437B2 (ja) * 1987-07-21 1998-10-22 川崎製鉄 株式会社 表面性状に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
EP0424546B1 (de) * 1989-05-15 1996-02-28 Kawasaki Steel Corporation Verfahren zur herstellung von gerichteten siliziumstahlblechen mit ausgezeichneten magnetischen eigenschaften
JPH0784615B2 (ja) * 1990-07-27 1995-09-13 川崎製鉄株式会社 磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA2050976A1 (en) 1992-03-11
EP0475710A3 (en) 1993-04-14
KR920006516A (ko) 1992-04-27
EP0475710A2 (de) 1992-03-18
US5139582A (en) 1992-08-18
JPH04120216A (ja) 1992-04-21
KR930009976B1 (ko) 1993-10-13
JP3160281B2 (ja) 2001-04-25
EP0475710B1 (de) 1996-12-04
DE69123410D1 (de) 1997-01-16
CA2050976C (en) 1996-11-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69705282T2 (de) Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche
DE69617092T2 (de) Kornorientierter Elektrostahl mit erhöhtem elektrischen Durchgangswiderstand und ein Verfahren zur Herstellung desselben
DE68925743T2 (de) Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche durch Schnellerwärmung
DE69703246T2 (de) Herstellungsverfahren von kornorientierter elektrostahlband mit hohe magnetische eigenschaften, ausgehend von dünnbrammen
DE69527602T2 (de) Kornorientiertes Elektrostahlblech mit hoher magnetischer Flussdichte und geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren
DE69703248T2 (de) Verfahren zum herstellen von kornorientiertes elektrostahlband, ausgehend von dünnbrammen
DE69705688T2 (de) Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech und dessen Herstellungsverfahren
DE69703590T2 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektrisch leitendem stahlblech mit hohen magnetischen eigenschaften
DE69518529T2 (de) Verfahren zur herstellung von elektrischen nicht orientierten stahlplatten mit hoher magnetischer flussdichte und geringem eisenverlust
DE69020620T2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften.
DE69021110T2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften.
DE2409895C3 (de) Verfahren zur Herstellung eines Siliciumstahls mit Würfelkantenstruktur und einer Permeabilität bei H = 10 Oersted von mehr als 1820
DE3751429T2 (de) Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche aus Stahl mit magnetischen Eigenschaften.
WO1999019521A1 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation
DE69923102T3 (de) Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften
DE68916980T2 (de) Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrostahlbleche mit hoher Flussdichte.
DE69420058T2 (de) Kornorientiertes Elektroblech mit sehr geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren
DE69218880T2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrostahlband mit hoher magnetischer Flußdichte
DE69030781T3 (de) Verfahren zur Herstellung kornorientierter Elektrostahlbleche mittels rascher Abschreckung und Erstarrung
DE69123410T2 (de) Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften
DE69810852T2 (de) Kornorientiertes Elektrostahlblech mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften und dessen Herstellungsverfahren
DE1433707C3 (de) Verfahren zur Herstellung von Elektroblechen
DE69214554T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Siliziumstahlbändern mit feiner Körnung in GOSS Textur
DE3147584C2 (de) Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Siliciumstahl in Band- oder Blechform
DE69328998T2 (de) Kornorientierte Elektrobleche und Material mit sehr hoher magnetischer Flussdichte und Verfahren zur Herstellung dieser

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition
8339 Ceased/non-payment of the annual fee