DE69527602T2

DE69527602T2 - Kornorientiertes Elektrostahlblech mit hoher magnetischer Flussdichte und geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE69527602T2
Application number: DE69527602T
Authority: DE
Inventors: Yukio Inokuti
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1994-12-05
Filing date: 1995-12-05
Publication date: 2002-11-28
Anticipated expiration: 2015-12-06
Also published as: KR960023141A; US5800633A; CN1071799C; JPH08213225A; EP0716151A1; KR100266552B1; US5702541A; CA2164466A1; JP3598590B2; DE69527602D1; CN1138107A; EP0716151B1

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, elektromagnetischen Stahlblechs, das eine hohe magnetische Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust zeigt und das ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften besitzt.
Die EP 0 184 891 A1 und die EP 0 588 342 A1 offenbaren Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliziumstahlblechen, die hohe magnetische Flußdichten haben.
Die EP 0 577 124 A2 und die EP 0 534 432 A2 offenbaren eine Nitrierungsbehandlung während eines Dekarbonisierungsglühens oder darauffolgend hierzu jeweils.
Kornorientierte, elektromagnetische Stahlbleche sind vornehmlich als Eisenkerne für Transformatoren und andere elektrische Ausrüstungen verwendet worden. Diese Anwendungen erfordern ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften, d. h. eine hohe magnetische Flußdichte (B8) und einen niedrigen Eisenverlust (W17/50).
Um die magnetischen Eigenschaften von kornorientierten, elektromagnetischen Blechen zu verbessern, ist es wichtig, dass die < 001> Achse von sekundär rekristallisierten Körnern in dem Stahlblech hoch in der Walzrichtung orientiert sind. Verunreinigungen und Präzipitate in den Endprodukten müssen auch so stark wie möglich reduziert werden. Seit N. P. Goss das grundsätzliche Zwei-Stufen-Walzherstellungsverfahren für kornorientierte, elektromagnetische Stahlbleche vorschlug, sind verbesserte Herstellungsverfahren, die eine bessere magnetische Flußdichte und Eisenverlustwerte realisieren, virtuell jedes Jahr eingeführt worden. Als typische Beispiele offenbart die japanische Patentveröffentlichung No. 40-15644 ein Verfahren unter Verwendung einer AlN-Präzipitations-Phase, während die japanische Patentveröffentlichung No. 51-13469 die Verwendung einer kleinen Menge an Sb, Se und/oder S als Inhibitoren offenbart. Magnetische Flußdichten (B&sub8;), die 1,89T übersteigen, sind über diese Verfahren erzielt worden.
Allerdings sind diese Verfahren nicht ohne Probleme. Das Verfahren, das die AlN- Präzipitations-Phase bzw. -Niederschlagsphase verwendet, leidet unter einem relativ hohen Eisenverlust aufgrund einer Gröbergestaltung von sekundär rekristallisierten Körnern nach dem Endglühen. Um sich diesem Nachteil zuzuwenden, ist ein Verfahren zum Verbessern (Verringern) des Eisenverlusts in dem japanischen Patent 54-13846 vorgeschlagen worden, bei dem sekundär rekristallisierte Körner über ein Hochwalzreduktions- Warmwalzen gefeint werden, das zwischen Kaltwalzvorgängen durchgeführt wird. Produkte, die einen Eisenverlust (W17/50) von weniger als 1,05 W/kg haben, sind über dieses Verfahren hergestellt worden. Weiterhin wird ein akzeptierbar niedriger Eisenverlust nicht immer über dieses Verfahren realisiert, insbesondere unter Berücksichtigung der relativ hohen magnetischen Flußdichte des Produkts. Weiterhin wird der Warmwalzschritt durch ein Wickelglühen durchgeführt, und dies ist demzufolge nicht ein ökonomisches, industrielles Herstellverfahren. Deshalb liefert dieses Verfahren keinen stabilen Herstellungsprozess, der konsistent ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erzeugt.
Das vorstehend erwähnte Verfahren, das eine geringe Menge an Sb, Se und/oder S verwendet, das durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung entdeckt wurde, kann Produkte liefern, die eine Magnetflußdichte (B&sub8;) von mehr als 1,90T und einen Eisenverlust (W17/50) von geringer als 1,05 W/kg besitzen. Allerdings verlangen derzeitige Anwendungen einen noch niedrigeren Eisenverlust von kornorientierten, elektromagnetischen Stahlblechen. Das Erfordernis für einen verringerten, elektrischen Energieverlust hat aufgrund der Energiekrisen zugenommen, was wiederum eine weitere Verbesserung der Eisenkernmaterialien erfordert. Ein noch dichteres Orientieren jedes Kristallkorns zu der idealen Kristallorientierung mit {110}< 001> würde deutlich ein besseres Eisenkernmateriel liefern.
Man hat die Orientierungsverteilung von sekundär rekristallisierten Körnern ebenso wie von primär rekristallisierten Körnern in Siliziumstahlblech unter Verwendung einer in neuerer Zeit entwickelten Technik studiert. Vor diesem neuartigen Verfahren ist eine herkömmliche, theoretische Methodologie unter Verwendung von nur auf Phänomenen basierenden Studien, in denen der sekundäre Rekristallisationsmechanismus durch Beobachten der Änderung der Aggregat-Textur unter Verwendung von Röntgenstrahlung bestimmt wurde, entwickelt worden. Allerdings hat man ein Übertragungs-Kossel-Instrument unter Verwendung eines Abtastelektronenbilds (offenbart in der japanischen Patentoffenlegung No. 55- 33660, und dem japanischen, offengelegten Gebrauchsmuster No. 55-313349) entwickelt, und mit diesem wird die Orientierung von kleinen Kristallkörnern innerhalb eines Mikrobereichs von ungefähr 5 bis 20 um gemessen. Messungen wurden von Proben, extrahiert an jeder Produktionsstufe von dem Warmwalzen bis zu dem Dekarbonisierungs/primären Rekristallisationsglühen, vorgenommen. Die Orientierung von sekundär rekristallisierten Körnern während einer sekundären Rekristallisation und nach einem sekundären Rekristallisationsglühen sind auch umfangreich studiert worden.
Man hat den Mechanismus hinter der Propagation von prädominant Goss-orientierten, sekundär rekristallisierten Körnern (auch bezeichnet als sekundäre(s) Goss-Korn(Körner)) über ein Computerfarbauflistungsverfahren verdeutlicht. Ein Bildanalysierer wurde auch verwendet, um die Kristallorientierungsdaten in eine Kristallorientierungsliste umzuwandeln.
Das Transmissions-Kossel-Instrument, entwickelt durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung, kann effektiv eine Kristallorientierung durch das Kossel-Verfahren messen. In der vorliegenden Erfindung stellen der Winkel des Stahlblechs zu der Walzrichtung, RD, und der Winkel des Stahlblechs zu der Normalen-Richtung, ND, konische Festwinkel RD und ND, jeweils, dar.
Die Ergebnisse der Studien werden wie folgt zusammengefaßt:
(1) Sekundäre Goss-Keime, die prädominant sekundär rekristallisierte Körner propagieren, treten in einem Mikrobereich auf, der die exakte Goss-Orientierung nahe der Oberfläche des warmgewalzten Blechs besitzt. Die Goss-Keime ändern sich von einer (110)< 001> zu (111)< 112> Orientierung während eines Kaltwalzens und kehren zu einer (110)< 001> Orientierung während eines Rekristallisationsglühens zurück. Aufgrund dieses strukturellen Speichers besitzen die Goss-Keime die (110)< 001> Orientierung in dem Blech nach einem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühen, vor einer sekundären Rekristallisation.
(2) Primär rekristallisierte Körner in der Goss-Orientierung von Clustern nahe der Oberfläche des Blechs nach einem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühen. Der durchschnittliche Flächenbereich der Cluster ist zwei- bis sechsmal derjenige der durchschnittlichen Größe der primär rekristallisierten Körner.
(3) Die sekundär rekristallisierten Keime mit der Goss-Orientierung, die prädominant nahe der Stahlblechoberfläche während des darauffolgenden, sekundären Rekristallisationsglühens vorliegen, bilden ein großes, sekundäres Goss-Korn durch Verbrauchen der kleinen, primär rekristallisierten Körner, die andere Orientierungen haben.
(4) Die Kristallorientierung von sekundär rekristallisierten Körnern in einem kornorientierten Siliziumstahlblech, das geringe Mengen an Se, Sb und Mo enthält, wurde über das Computerfarbauflistungsverfahren beobachtet. Es ist anzumerken, dass man entdeckt hat, dass dann, wenn große sekundäre Goss-Körner und kleine Kristallkörner zusammen vorhanden sind, sich die sekundär rekristallisierten Körner in der (110) Ebenen-Richtung mit der Orientierung der [001] Achse leicht abweichend vorhanden sind. Umgekehrt weichen, wenn nur große, sekundäre Goss-Körner existieren, die sekundär rekristallisierten Körner von der (110) Ebenen-Orientierung um 10 bis 15º ab, orientieren sich aber dennoch im Wesentlichen entlang der [001] Achse.
(5) Von der Studie der Kristallorientierung der sekundär rekristallisierten Körner in kornorientiertem Siliziumstahlblech, das geringe Mengen an (a) Se und Al, (b) Se, Sb und Al, (c) Se, Sb, Mo und Al, enthält, wie dies über das Computerfarbauflistungsverfahren beobachtet wurde, hat man entdeckt, dass Stahl mit einem niedrigen Eisenverlust durch vorwiegendes Bilden von kleinen Kristallkörnern, die sich in der (110) Ebene in der Matrix eines sekundär rekristallisierten Korns in der Goss- Orientierung drehen oder an einer Grenze von sekundär rekristallisierten Körnern die Goss-Orientierung besitzen, hergestellt werden kann. Weiterhin hat man herausgefunden, dass Proben, die schlechte magnetische Eigenschaften zeigen, Aggregate von kleinen Körnern in der (111) Ebene bildeten, und zusätzlich sekundär rekristallisierte Körner zeigten, die eine Goss-Orientierung hatten, die leicht von der [001] Richtung abwich und die um ungefähr 10º in der Ebene gedreht wurden.
Das Kossel-Verfahren und das Computerfarbauflistungsverfahren, wie dies vorstehend beschrieben ist, wurden in diesen grundsätzlichen Studien verwendet. Unter den hervorzuhebenden Ergebnissen, die beobachtet wurden, sind die Ergebnisse, die unter dem Punkt (5) beschrieben sind, besonders für die Realisierung von einem extrem niedrigen Eisenverlust relevant.
Basierend auf den Erkenntnissen, die unter dem Punkt (5) beschrieben sind, hat man intensiv die Herstellung von elektromagnetischem Stahlblech mit einem niedrigen Eisenverlust studiert. Als Ergebnis hat man ein elektromagnetisches Blech erhalten, das magnetische Eigenschaften besitzt, die ausgezeichnet gegenüber irgendeinem herkömmlichen Blech sind. Dieses besondere Blech wird durch Kontrollieren der sekundär rekristallisierten Aggregat-Textur mittels einer verbesserten Inhibitor-Zusammensetzung und einem neuartigen Herstellverfahren hergestellt.
Es ist eine Aufgabe dieser Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, elektromagnetischen Stahlblechs zu schaffen, das eine hohe magnetische Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust besitzt.
Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung durch das Verfahren nach Anspruch 1 und durch das Verfahren nach dem unabhängigen Anspruch 2 gelöst.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand eines Beispiels und unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben, in denen:
Fig. 1 zeigt eine schematische Darstellung von Festwinkeln, die die Walzrichtung, RD, drehen, und der Normalen-Richtung der Blechebene, ND, des Stahlblechs;
Fig. 2 zeigt ein schematisches Diagramm, das ein Beispiel einer Computerfarbauflistung des Stahlblechs, hergestellt durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung, darstellt;
Fig. 3 zeigt eine schematische Darstellung eines Orientierungsausdrucks, definiert durch Winkel α, β und γ;
Fig. 4 zeigt ein schematisches Diagramm, das ein Beispiel einer Computerfarbauflistung eines herkömmlich hergestellten Stahlblechs demonstriert;
Fig. 5 zeigt ein schematisches Diagramm, das die Relation zwischen einem großen, sekundären Goss-Korn, einem MnSe-Niederschlag und einer prädominanten Orientierung und einer Gitterkonstanten der kleinen Körner darstellt; und
Fig. 6 zeigt ein schematisches Diagramm, das kleine Kristallkörner darstellt, die leicht von der [001] Achse abweichen und die eingehüllt sind, allerdings nicht durch das sekundäre Goss-Korn an der Anfangsstufe eines sekundären Rekristallisationsglühens verbraucht sind.
Die vorliegende Erfindung wird nun im Detail, beginnend mit den experimentellen Ergebnissen, die zu der Entdeckung dieser Erfindung führten, erläutert werden.
Eine Siliziumstahlbramme, die eine Zusammensetzung besaß, umfassend 0,068 Gewichtsprozent an C, 3,34 Gewichtsprozent an Si, 0,076 Gewichtsprozent an Mn, 0,030 Gewichtsprozent an Sb, 0,012 Gewichtsprozent an Mo, 0,025 Gewichtsprozent an Al, 0,019 Gewichtsprozent an Se, 0,004 Gewichtsprozent an P, 0,003 Gewichtsprozent an S, 0,0072 Gewichtsprozent an N, und der Rest im wesentlichen Fe, wurde bei 1380ºC für 4 Stunden erhitzt, um Inhibitoren in dem Siliziumstahl zu separieren und aufzulösen, und wurde dann zu einer warmgewalzten Platte, 2,2 mm dick, gewalzt. Nach einem Homogenisierungsglühen bei 1050ºC wurde die Platte zu einer Dicke von 0,23 mm durch zwei Kaltwalzstufen mit einem Zwischenglühen bei 1030ºC zwischen den Kaltwalzvorgängen endbearbeitet. Ein Warmwalzen bei 250ºC bildete das zweite Walzen.
Dann wurde ein Dekarbonisierungs- und primäres Rekristallisationsglühen bei dem kaltgewalzten Blech bei 840ºC in einer Atmosphäre aus Wasserdampf mit einem Taupunkt von 50ºC durchgeführt. Während des Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühens wurde das Blech schnell unter einer Rate von mehr als 10º/min in einer Erholungsphase und einem darauffolgendem Rekristallisationstemperaturbereich von 450ºC bis 840ºC erhitzt.
Weiterhin wurde während der zweiten Hälfte des Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühens eine Nitrierung auf der Stahlblechoberfläche in einer Stickstoffatmosphäre durchgeführt, die einen Taupunkt von -20ºC oder geringer besaß, um so die Stickstoffkonzentration der Stahlblechoberfläche zu erhöhen, während eine Oxidation verhindert wurde.
Danach wurde ein Glühseparationsmittel, das hauptsächlich MgO enthielt, auf die Stahlblechoberfläche gestrichen, das sekundäre Rekristallisationsglühen wurde bei 850ºC für 15 Stunden durchgeführt. Sekundär rekristallisierte Körner, stark orientiert in der Goss- Richtung, wurden darauffolgend durch Anheben der Temperatur auf 1050ºC bei 10ºC/min propagiert. Danach wurde ein Reinigungsglühen bei 1200ºC durchgeführt.
Die magnetischen Eigenschaften des Stahlprodukts, das erhalten wurde, waren ausgezeichnet:
B&sub8; = 1,969 T und W17/50 = 0,79 W/kg.
Dann wurde eine Mikrospannung auf das Blechprodukt mit einer Plasmabestrahlung unter einem Intervall von 8 mm in der Normalen-Richtung zu der Walzrichtung aufgebracht, wodurch der Eisenverlust weiter verbessert wurde:
B&sub8; = 1,969 T und W17/50 = 0,67 W/kg.
Danach wurde die Orientierung der sekundär rekristallisierten Körner in dem Blechprodukt unter Verwendung des Kossel-Verfahrens gemessen und Computerfarblisten der Orientierungsdaten wurden über einen Bildanalysierer erhalten.
Fig. 2 zeigt ein schematisches Diagramm einer typischen Computerfarbliste, die eine Kristallgrenze zwischen einem sekundär rekristallisierten Korn mit einer Goss-Orientierung und angrenzenden, sekundär rekristallisierten Körnern in dem Blechprodukt darstellt. In diesem Beispiel bildeten sich fünf kleine Kristallkörner von ungefähr 0,2 bis 1,4 mm, markiert mit den Zahlen "2", "5", "6", "9" und "10" in Fig. 2, entweder in einem großen, sekundär rekristallisierten Korn von 35,7 mm mit einer Goss-Orientierung, oder entlang der Korngrenze.
Die Kristallorientierung des elektromagnetischen Stahlblechs kann oftmals akkurater durch Messen eines Winkels in einer parallelen Ebene zu der Stahlblechebene, α, eines Winkels in einer Ebene, die normal zu der Stahlblechebene liegt und RD umfaßt, β, und eines Winkels in einer Ebene normal zu den obigen zwei Ebenen, γ, wie dies in Fig. 3 dargestellt ist, definiert werden, im Gegensatz dazu, die Orientierung mit den festen, konischen Winkeln RD und ND zu definieren, wie dies in Fig. 1 dargestellt ist. Dies kommt daher, dass der Hauptanteil der großen, sekundär rekristallisierten Körner gemäß der Erfindung sehr nahe zu der Goss-Orientierung liegt. Deshalb kann die Kristallorientierung des elektromagnetischen Stahlblechs akkurater durch die Winkel α, β und γ ausgedrückt werden.
Es ist anzumerken, dass die Orientierung der großen, sekundär rekristallisierten Körner, dargestellt in Fig. 2, -1,0º für α, 0º für β und -1,0º für γ beträgt, was demzufolge zeigt, dass die sekundären Körner eine nahezu ideale Goss-Orientierung haben. Im Gegensatz dazu besitzen die fünf kleinen sekundär rekristallisierten Körner in Fig. 2 keine vorherrschende Orientierung. Die Durchschnitte von α, β und γ für diese fünf kleinen, rekristallisierten Körner sind 14,5º, 8,9º und 9,6º jeweils. Es muß nicht gesagt werden, dass α nahezu zweimal so groß ist wie β und γ.
Die Orientierung von Kristallkörnern in einem herkömmlich hergestellten elektromagnetischen Stahlblech wurde unter Verwendung des Kossel-Verfahrens gemessen. Für dieses Beispiel wurde die vorstehend spezifizierte Nitrierungsstufe nach dem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühen nicht durchgeführt und die Wärmebehandlung bei 850ºC wurde auch von dem sekundären Rekristallisationsglühen weggelassen. Anstelle davon wurde die Propagation von sekundär rekristallisierten Körnern mit einer Goss- Orientierung durch Erwärmen von 850ºC auf 1050ºC unter einer Rate von 10ºC/Stunde alleine durchgeführt. Das herkömmliche Blechprodukt wurde auch erhalten, rein-geglüht bei 1200ºC.
Die magnetischen Eigenschaften, die magnetische Flußdichte und der Eisenverlust des herkömmlichen Blechprodukts waren geringer als solche des Blechs, hergestellt nach der vorliegenden Erfindung. Die gemessenen Werte für das herkömmliche Produkt waren:
B&sub8; = 1,895 T und W17/50 = 0,88 W/kg.
Fig. 4 zeigt ein schematisches Diagramm einer typischen Computerfarbliste, die Kristallgrenzen zwischen einem sekundär rekristallisierten Korn mit einer Goss-Orientierung und angrenzenden, sekundär rekristallisierten Körnern in einem herkömmlich hergestellten Blechprodukt darstellt. Fig. 4 stellt viele kleine Kristallkörner von 0,2 bis 1,0 mm, gebildet als Aggregate und umgeben durch zwei große, sekundäre Goss-Körner (α = 1,5º, β = 0,5º und γ = 2,0º), dar. Das große, sekundäre Goss-Korn, teilweise gezeigt oben links von Fig. 4, ist 21 mm im Durchmesser, während das große, sekundäre Goss-Korn, teilweise dargestellt unten rechts von Fig. 4, 32 mm im Durchmesser ist.
Viele kleine Kristallkörner sind in Fig. 4 dargestellt, die die (111) Ebene parallel zu der Plattenebene haben, nämlich solche, die mit den Zahlen "18", "21", "22", "25", "27", "28", "29", "31 ", "34" und "38" markiert sind. Andere kleine Körner sind in Fig. 4 dargestellt, die die [110] Achse in der RD-Richtung haben, nämlich solche, die mit den Zahlen "18", "20", "25" und "42" markiert sind.
Diese Ergebnisse zeigen deutlich, dass ein elektromagnetisches Stahlblech, das eine hohe magnetische Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust besitzt, durch vornehmlich Bilden von kleinen Kristallkörnern erhaltbar ist, bei denen jede [001] Achse leicht von der [001] Achse der großen, sekundär rekristallisierten Körner abweicht, d. h. jede (110) Ebene dreht um die [001] Achse, und zwar in den großen, sekundären Goss-Körnern oder an der Korngrenze.
Die Bildung von sekundär rekristallisierten Körnern in Siliziumstahlblechen, enthaltend eine kleine Menge an (a) Se und Al, (b) Se, Sb und Al, oder (c) Se, Sb, Mo und Al (siehe Punkt (5) vorstehend), ist dahingehend dargestellt worden, dass sie sich stark von der Formation unterscheidet, die in einem Siliziumstahlblech zu sehen ist, das eine kleine Menge an Se, Sb und Mo besitzt (siehe Punkt (4) vorstehend). Diese extreme Differenz erfolgt aufgrund der geringen Festigkeit der Aggegrat-Textur, die eine Goss-Orientierung nahe der Oberfläche des warmgewalzten Blechs in den Stählen nach Punkt (5) relativ zu den Stählen nach Punkt (4) haben. Die geringen Festigkeitsdifferenzen in den Zwischenstufen verursachen extreme Differenzen in der Propagation von sekundär rekristallisierten Körnern. Das bedeutet, dass, in den warmgewalzten Stahlblechen nach Punkt (5), der Mechanismus zum Beibehalten der Goss-Orientierung der Aggregat-Textur, d. h. der Strukturspeichereffekt, schlecht ist. Demzufolge werden die sekundär kristallisierten Körner größer und der Eisenverlust ist zu hoch für die hohe, magnetische Flußdichte. Die vorliegende Erfindung vermeidet dieses Problem.
Dieser Punkt wird nachfolgend weiter erläutert werden.
Der Grund des relativ niedrigen Eisenkernverlusts, der bei der vorliegenden Erfindung gezeigt wird, ist die Propagation von kleinen Kristallkörnern von ungefähr 0,2 bis 0,4 mm in dem großen, sekundär rekristallisierten Korn oder entlang der Korngrenze, wie in Fig. 2 dargestellt ist. Weiterhin sollte angemerkt werden, dass die fünf kleinen Kristallkörner, gezeigt in Fig. 2, mit hohen α-Werten oder niedrigen β- und γ-Werten orientiert sind. Die bevorzugte Formation von kleinen Kristallkörnern, bei denen sich die (110) Ebene auf der [001] Achse dreht und bei denen die kleinen Kristallkörner in einer sekundär rekristallisierten Kornmatrix oder an Korngrenzen gebildet sind, führt zu einem niedrigen Eisenverlust. Dieser bemerkenswerte Effekt tritt gerade bei großen, sekundären Goss-Körnern auf. Demzufolge kann der niedrige Eisenverlust effektiv durch vornehmliches Bilden von kleinen Körnern erreicht werden, bei denen sich die (110) Ebene auf der [001] Achse dreht, und durch Vermeiden der Bildung von kleinen Körnern in der (111) Ebene, und zwar in der Matrix eines sekundär rekristallisierten Korns mit einer Goss-Orientierung oder an Korngrenzen.
Bei der Erfindung besitzt nur der Winkel α von den Winkeln α, β und γ einen großen Wert. Aus einer Analyse der Beziehungen zwischen den sekundär rekristallisierten Körnern mit einer Goss-Orientierung, des MnSe-Niederschlags und der vorherrschenden Orientierung und der Gitterkonstanten des kleinen Korns, wie es in Fig. 5 zu sehen ist, kann der große α-Wert erläutert werden wie folgt.
Wie in Fig. 5 zu sehen ist, beträgt jede Gitterkonstante in der Richtung der [001] Achse der Einheitszelle von zwei großen, sekundär rekristallisierten Körnern 2 · 0,2856 (nm) = 0,5712 (nm). Andererseits beträgt die relative Anordnung des MnSe-Niederschlags zu der Matrix, dargestellt in der Mitte der Fig. 5, (012)Mnse//(110)α, und [100]Mnse//[001]α, wie in Journal of the Japan Institute of Metals, Vol. 49, No. 1, Seite 15, (1985), berichtet ist; es wird davon ausgegangen, dass in Kristallkörnern mit einer Goss-Orientierung kleine Niederschläge von MnSe sich stabil in der Richtung der [100] Achse bilden. Es kann gesehen werden, dass die Gitterkonstante der Richtung der [001] Achse von MnSe- Niederschlägen, gezeigt in der Mitte von Fig. 5, 0,5462 (nm) beträgt, und etwas kleiner als die Gitterkonstante der Richtung der [001] Achse in den zwei großen, sekundären Goss- Körnern ist. Es sollte angemerkt werden, dass das schematische Diagramm des kleinen Korns, dargestellt links in Fig. 5, vermittelt, dass die Gitterkonstante des kleinen Korns dieselbe wie die Gitterkonstante des MnSe-Niederschlags durch Drehen ungefähr 17º zu der [001] Achse wird, d. h. durch eine α-Drehung. Primäre Körner, die nur eine 17º α- Drehung zeigen, sind auch gut durch einen MnSe-Niederschlag stabilisiert. Da primäre Körner nur sehr wenig durch die sekundären Goss-Körner verbraucht werden, werden die Separation und das Auflösen des MnSe-Niederschlags in den primären Körnern, verglichen mit Kristallkörnern, die andere Orientierungen haben, verringert.
Fig. 6(a), (b) und (c) stellen schematisch und sequentiell das Verfahren dar, unter dem Körner, leicht von der [001] Achse abweichend, unverbraucht durch das sekundäre Goss- Korn an der Anfangsstufe eines sekundären Rekristallisationsglühens verbleiben. Fig. 6 zeigt, dass die kleinen Kristallkörner, die leicht von der [001] Achse abweichen (schattiert in der Figur), entwickelt sind, allerdings nicht durch das sekundäre Goss-Korn verbraucht sind. Der MnSe-Niederschlag, dargestellt in Fig. 5, schlägt sich stabil in den schattierten, kleinen Kristallkörnern nieder und wird sich unter einer langsameren Rate, verglichen mit Kristallkörnern, die andere Orientierungen haben, separieren und auflösen.
Die Mengen der Komponenten, die in dem Stahlblech, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, verwendet werden, werden nun erläutert.

Si: ungefähr 2,5 bis 4,0 Gewichtsprozent

Da ein Stahlblech, das weniger als ungefähr 2,5 Gewichtsprozent Si besitzt, einen niedrigen, elektrischen Widerstand besitzt, erhöht sich ein Wirbelstromverlust, was zu einem erhöhten Eisenverlust führt. Andererseits tritt, wenn der Si-Gehalt ungefähr 4,0 Gewichtsprozent übersteigt, ein Sprödbruch leicht auf. Deshalb ist ein Si-Gehalt auf den Bereich von ungefähr 2,5 bis 4,0 Gewichtsprozent beschränkt.

Al: ungefähr 0,005 bis 0,06 Gewichtsprozent

Al bildet feine AlN-Niederschläge durch sich Verbinden mit N, das in dem Stahlblech vorhanden ist. AlN-Niederschläge wirken effektiv als starke Inhibitoren. Ein Al-Gehalt von weniger als ungefähr 0,005 Gewichtsprozent ermöglicht nicht die Bildung von ausreichenden Mengen von feinen AlN-Niederschlägen, wodurch folglich sekundäre Körner dahingehend fehlschlagen, dass sie sich ausreichend in der Goss-Richtung ausbreiten. Ähnlich bewirkt ein Al-Gehalt von mehr als ungefähr 0,06 Gewichtsprozent eine unzureichende Propagation von Goss-Körnern. Deshalb ist ein Al-Gehalt auf den Bereich von ungefähr 0,005 bis 0,06 Gewichtsprozent beschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung können Sb und Mo in das Stahlblech zusätzlich zu Si und Al eingesetzt werden, um weiterhin die großen, sekundären Goss-Körner zu stabilisieren.

Sb: ungefähr 0,005 bis 0,2 Gewichtsprozent

Sb unterdrückt eine normale Propagation von primären Kristallkörnern und unterstützt die Propagation der sekundären Kristallkörner mit einer {110}< 001> Orientierung nach einem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühen und während eines sekundären Rekristallisationsglühens, um dadurch die magnetischen Eigenschaften des Stahlblechs zu verbessern. Deshalb wird Sb bevorzugt als ein Inhibitor in Verbindung mit AlN, ebenso wie in Verbindung mit MnSe und MnS, wie dies nachfolgend beschrieben ist, verwendet. Allerdings liefert ein Sb-Gehalt von weniger als ungefähr 0,005 Gewichtsprozent nicht effektiv den Inhibitionseffekt. Andererseits bewirkt ein Gehalt von mehr als ungefähr 0,2 Gewichtsprozent nicht nur eine schlechte Kaltwalzformbarkeit, sondern verschlechtert auch die magnetischen Eigenschaften des Blechs. Demzufolge wird ein Sb-Gehalt, der von ungefähr 0,005 bis 0,2 Gewichtsprozent reicht, bei der Erfindung verwendet.

Mo: ungefähr 0,003 bis 0,1 Gewichtsprozent

Mo ist, ähnlich Sb, ein nützliches Element zum Unterdrücken der normalen Propagation von primären Kristallkörnern. Allerdings liefert ein Mo-Gehalt von weniger als ungefähr 0,003 Gewichtsprozent nicht effektiv den Inhibitionseffekt. Andererseits bewirkt ein Gehalt von mehr als ungefähr 0,1 Gewichtsprozent eine schlechte Kaltwalzformbarkeit und schlechte magnetische Eigenschaften in dem Blech. Demzufolge wird ein Mo-Gehalt auf ungefähr 0,003 bis 0,1 Gewichtsprozent in der Erfindung kontrolliert.

Mn: ungefähr 0,02 bis 0,2 Gewichtsprozent

Mn ist ein nützliches Element zum Bilden von MnSe und MnS Inhibitoren, wie dies nachfolgend beschrieben ist. Mn unterstützt auch effektiv die Brüchigkeit während eines Warmwalzens, ebenso wie es eine Kaltwalzformbarkeit verbessert. Ein Gehalt an Mn von weniger als ungefähr 0,02 Gewichtsprozent liefert nicht den Inhibitionseffekt. Andererseits verschlechtert ein Gehalt von mehr als ungefähr 0,2 Gewichtsprozent die magnetischen Eigenschaften des Blechs. Demzufolge ist es bevorzugt, dass ein Mn-Gehalt von ungefähr 0,02 bis 0,2 Gewichtsprozent reicht.
Das Stahlblech enthält weiterhin bevorzugt ungefähr 0,005 bis 0,05 Gewichtsprozent an Se und S, und ungefähr 0,001 bis 0,020 Gewichtsprozent an N als Elemente, die einen Inhibitor bilden, ebenso wie die ungefähr 0,005 bis 0,10 Gewichtsprozent an C. Sowohl Se als auch S bilden feine Niederschläge mit Mn in dem Stahl, und diese Niederschläge wirken als starke Inhibitoren, sehr ähnlich zu AIN. Weiterhin trägt C stark zu dem Feinen der Kristallkörner unter Kontrolle der Textur durch eine γ-Modifikation bei. Allerdings werden diese Komponenten von dem Stahlblech während eines Reinglühens entfernt.
Es ist wichtig, dass mindestens ungefähr 95% der Kristallkörner große, sekundäre Kristallkörner sind, von denen jedes einen Durchmesser von ungefähr 5 bis 50 mm besitzt und jedes die [001] Achse innerhalb von ungefähr 5º zu der Walzrichtung, RD, besitzt, und die (110) Ebene innerhalb ungefähr 5º zu der Normalen-Richtung, ND, der Blechebene besitzt (mit anderen Worten kippt die (110) Ebene innerhalb von ungefähr 5º der Blechebene). Diese Struktur ist kritisch aus den folgenden Gründen.
Erstens stellt die Orientierung der [001] Achse innerhalb von ungefähr 5º zu der Walzrichtung (RD) und die (110) Ebene innerhalb von ungefähr 5º zu der Normalen-Richtung (ND) der Stahlblechebene sicher, dass die Kornorientierung nahe zu der Goss-Orientierung liegt. Deshalb ist es bevorzugt, dass sowohl die Abweichung der [001] Achse zu der Walzrichtung als auch die Abweichung der [110] Achse zu der Normalen-Richtung der Blechebene innerhalb ungefähr 3º liegen.
Wenn der Gehalt solcher Goss-orientierten Körner geringer als ungefähr 95% ist, verbessern sich die magnetischen Eigenschaften, insbesondere die magnetische Flußdichte, nicht ausreichend. Demzufolge sollte der Prozentsatz an Goss-orientierten Körnern mindestens ungefähr 95% sein. Zusätzlich beträgt die Partikelgröße der Goss-orientierten Körner ungefähr 5 bis 50 mm, und vorzugsweise ungefähr 10 bis 20 mm, da dann, wenn die Partikelgröße geringer als ungefähr 5 mm oder mehr als ungefähr 50 mm beträgt, die Eisenverlustverbesserung herabgesetzt wird.
Weiterhin kann, wenn der relative Winkel der [001] Achse der kleinen Kristallkörner zu der [001] Achse der großen sekundären Körner außerhalb des Bereichs von ungefähr 2 bis 30º liegt, eine zufriedenstellende Verbesserung in dem Eisenverlust nicht erwartet werden.
Deshalb reicht dieser relative Winkel von ungefähr 2 bis 30º, vorzugsweise von ungefähr 2 bis 15º.
Weiterhin ist es bevorzugt, dass die Orientierung der kleinen Kristallkörner, ausgedrückt über die Winkel α, β und γ, die Beziehungen α ≥ ungefähr 2º, α ≥ ungefähr 1,5β und α ≥ ungefähr 1,5γ, erfüllt, da ausgezeichnete, magnetische Eigenschaften dann erreicht werden können, wenn diese Beziehungen erfüllt sind. Bevorzugte Winkelbeziehungen sind Beziehungen α ≥ ungefähr 5º, α ≥ ungefähr 2,0β und α ≥ ungefähr 2,0γ.
Wenn die Größe der kleinen Kristallkörner außerhalb des Bereichs von ungefähr 0,05 bis 2 mm liegt, verbessert sich ein Eisenverlust nicht ausreichend. Deshalb reicht die Größe der Kristallkörner von ungefähr 0,05 bis 2 mm, vorzugsweise von ungefähr 0,1 bis 1,0 mm. Ein Verfahren gemäß der Erfindung zum Herstellen des Stahlblechs wird nun erläutert. Nach einem Bilden einer Bramme, die eine vorgegebene Dicke besitzt, aus geschmolzenem Stahl, der eine Zusammensetzung entsprechend der Erfindung besitzt, durch Stranggießen oder Blockwalzen, wird die Bramme auf zwischen ungefähr 1350ºC und 1380ºC erwärmt, um vollständig Inhibitor-Komponenten, wie beispielsweise Al, Se und S, aufzulösen. Dann wird, nach dem Warmwalzen und Glühen (falls notwendig), zu einer warmgewalzten Stahlplatte, die Stahlplatte zu einer Endproduktdicke von ungefähr 0,15 bis 0,5 mm durch eine Kaltwalzstufe oder zwei Kaltwalzstufen mit einem Zwischenglühschritt endbearbeitet.
Danach wird ein Dekarbonisierungs- und primäres Rekristallisationsglühen in Bezug auf das erhaltene Blech durchgeführt. Ein Dekarbonisierungs- und primäres Rekristallisationsglühen ist sehr wichtig zum Erzielen einer sekundär rekristallisierten Textur gemäß der vorliegenden Erfindung. Das Dekarbonisierungs- und primäre Rekristallisationsglühen wird in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre bei ungefähr 800º bis 880ºC für ungefähr 1 bis 10 Minuten durchgeführt. Das Dekarbonisierungs- und primäre Rekristallisationsglühen setzt ein Erwärmen des Stahlblechs auf eine vorbestimmte, konstante Temperatur ein, bei der eine schnelle Erwärmungsrate von mehr als ungefähr 10ºC/min von 450ºC (die Erholungs- und Rekristallisationstemperatur) auf die vorbestimmte, konstante Temperatur eingesetzt wird. Eine Erwärmungsrate geringer als ungefähr 10ºC/min bewirkt keine ausreichenden primären Kristallkorn-Aggregate, die eine {110}< 001> Orientierung haben. Weiterhin ist es wesentlich, dass eine Nitrierung auf dem Stahlblech in einer Stickstoffatmosphäre, mit einem niedrigen Taupunkt, durchgeführt wird. Die Nitrierung kann während der zweiten Hälfte des Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühens durchgeführt werden. Der Taupunkt der Atmosphäre während der Nitrierung sollte geringer als ungefähr -20ºC sein, da eine zufriedenstellende Verbesserung in den magnetischen Eigenschaften nicht bei einem Taupunkt erreicht werden kann, der ungefähr -20ºC übersteigt. Es sollte angemerkt werden, dass sich die Konzentration an N an der Stahlblechoberfläche um 20 bis 200 ppm durch eine solche Nitrierung erhöht. Die sekundär rekristallisierte Textur, wesentlich für die Erfindung, ist nicht ohne eine Nitrierung erhaltbar, gerade wenn der Stahlgehalt und die Erwärmungsrate während einer Dekarbonisierung und Glühung entsprechend der Erfindung vorliegen. Obwohl es im Hinblick auf die Ökonomien und eine stabile Herstellung von qualitativ hochwertigem Blech wünschenswert ist, dass das Dekarbonisieren und die Nitrierung kontinuierlich während des Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühens durchgeführt werden, können beide Behandlungen während unterschiedlicher Produktionsphasen vorgenommen werden.
Nach Aufbringen eines Glühseparationsmittels, das im Wesentlichen MgO aufweist, auf die Stahlblechoberfläche, wird das Blech für eine sekundäre Rekristallisation bei ungefähr 840º bis 870ºC für ungefähr 10 bis 20 Stunden geglüht. Es ist bevorzugt, dass das Blech von der vorstehenden Temperatur auf eine Temperatur zwischen ungefähr 1050º bis 1100ºC unter einer Erwärmungsrate von ungefähr 8º bis 15ºC/min unmittelbar nach der Aufbringung des Glühseparationsmittels erwärmt wird, um sekundäre Körner zu propagieren, die stark in der Goss-Richtung orientiert sind. Das Blech wird auch vorzugsweise für eine Reinigung bei ungefähr 1200º bis 1250ºC für ungefähr 5 bis 20 Stunden geglüht. Die die magnetischen Domänen unterteilende Behandlungen, wie beispielsweise Plasmabestrahlung und Laserbestrahlung, können auch bei dem Blechprodukt angewandt werden, um den Eisenverlust zu verringern.
Die Erfindung wird nun anhand von erläuternden Beispielen beschrieben. Die Beispiele sind nicht dazu vorgesehen, den Schutzumfang der Erfindung, wie er in den beigefügten Ansprüchen definiert ist, zu beschränken.

BEISPIEL 1

Als eine Probe (a) wurde eine Siliziumstahlbramme, aufweisend 0,068 Gewichtsprozent an C, 3,44 Gewichtsprozent an Si, 0,079 Gewichtsprozent an Mn, 0,024 Gewichtsprozent an Al, 0,002 Gewichtsprozent an P, 0,002 Gewichtsprozent an S, 0,024 Gewichtsprozent an Se, 0,0076 Gewichtsprozent an N und der Rest im Wesentlichen Fe, bei 1420ºC für 3 Stunden erwärmt, um Inhibitoren in dem Siliziumstahl zu separieren und zu lösen, und wurde danach warmgewalzt, um eine warmgewalzte Platte, 2,3 mm dick, zu bilden. Nach einem Homogenisierungsglühen bei 1020ºC wurde die warmgewalzte Platte zu einer Dicke von 0,23 mm durch zwei Kaltwalzschritte mit einem Zwischenglühen bei 1050ºC fertiggestellt. Der zweite Walzschritt war ein Walzen bei 250ºC.
Das kaltgewalzte Blech wurde einem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühen unterworfen und bei 850ºC in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre, wo ein schnelles Erwärmen unter einer Rate von 15ºC/min von 450ºC bis 850ºC (850ºC stellte die vorbestimmte, konstante Temperatur dar) durchgeführt wurde. Weiterhin wurde, während der zweiten Hälfte des Dekarbonisierungsglühschritts, eine Nitrierung bei 800ºC für 1,2 Minuten in einer Stickstoffatmosphäre durchgeführt, die einen Taupunkt von -30ºC besaß, was die Stickstoffkonzentration der Stahlblechoberfläche um 80 ppm auf 0,0145 Gewichtsprozent erhöhte.
Nach Anwenden eines Glühseparationsmittels im Wesentlichen aus MgO auf der Stahlblechoberfläche wurde das Stahlblech für eine sekundäre Rekristallisation bei 850ºC für 15 Stunden geglüht, dann unter einer Rate von 10ºC/min von der Glühtemperatur auf 1050ºC erwärmt, um sekundäre Körner stark orientiert in der Goss-Richtung zu propagieren. Das Blech wurde dann für eine Reinigung bei 1200ºC geglüht.
Dann wurde, zur Herstellung einer Probe (b), ein ähnliches Verfahren zu demjenigen, das für Probe (a) verwendet wurde, bei einer Siliziumstahlbramme angewandt, aufweisend 0,074 Gewichtsprozent an C, 3,58 Gewichtsprozent an Si, 0,082 Gewichtsprozent an Mn, 0,031 Gewichtsprozent an Sb, 0,013 Gewichtsprozent an Mo, 0,026 Gewichtsprozent an Al, 0,003 Gewichtsprozent an P, 0,002 Gewichtsprozent an S, 0019 Gewichtsprozent an Se, 0,0065 Gewichtsprozent an N und der Rest im Wesentlichen Fe.
Die magnetischen Eigenschaften der Blechprodukte, erhalten durch das vorstehende Verfahren, wurden evaluiert, und die ausgezeichneten Ergebnisse sind wie folgt:
Probe (a) B&sub8; = 1,958 T, W17/50 = 0,080 W/kg
Probe (b) B&sub8; = 1,969 T, W17/50 = 0,078 W/kg
Weiterhin wurde, bei dem Stahlblechprodukt von Probe (b), eine Mikrospannung alle 8 mm in der Richtung normal zu der Walzrichtung durch Plasmabestrahlen eingebracht. Die magnetischen Eigenschaften wurden wiederum evaluiert und zeigten eine weitere Verbesserung:
B&sub8; = 1,966 T, W17/50 = 0,068 W/kg.
Die Kristallorientierungen von den Proben (a) und (b) wurden unter Verwendung des Kossel-Verfahrens gemessen und durch eine Computerfarbauflistung mit einem Bildanalysierer analysiert.
In dem Blechprodukt von Probe (α) bildeten sich sieben kleine Kristallkörner, jedes mit einer Korngröße zwischen 0,5 und 2,0 mm, zu einem großen, sekundären Goss-Korn (α = 1,2º, β = 0,5º und γ = 0,8º) oder entlang der Korngrenze. Durchschnittliche Orientierungswinkel dieser sieben kleinen Kristallkörner waren 16,8º für α, 4,2º für β und 6,8º für γ, mit einem α-Wert im Wesentlichen 3- bis 4-mal größer als sowohl der β-Wert.
In dem Blechprodukt von Probe (b) bildeten sich acht kleine Kristallkörner, jedes mit einer Korngröße zwischen 0,2 und 1,4 mm, zu einem großen, sekundären Goss-Korn (α = -0,3º, β = 0,2º und γ = -0,9º), oder entlang der Korngrenze. Obwohl diese acht kleinen Kristallkörner nicht die spezifizierte, vorherrschende Orientierung besaßen, waren die durchschnittlichen Orientierungswerte 15,5º für α, 3,9º für β und 4,8º für γ, mit einem α-Wert ungefähr 4-mal größer als sowohl der β- als auch der γ-Wert.

BEISPIEL 2

Siliziumstahlbrammen, jeweils mit einer Zusammensetzung, wie dies in Tabelle 1 dargestellt ist, wurden auf 1360ºC erwärmt und zu warmgewalzten Platten, 2,3 mm dick, warmgewalzt. Dann wurden, nach einem Homogenisierungsglühen bei 1000ºC, die Platten zu einer Blechdicke von 0,23 mm durch zwei Kaltwalzschritte mit einem Zwischenglühungsschritt bei 980ºC fertiggestellt.
Ein Dekarbonisierungs- und primäres Kristallisationsglühen und eine Nitrierung unter den Bedingungen, dargestellt in Tabelle 2, wurden in Bezug auf das kaltgewalzte Blech durchgeführt. Nach Aufbringen eines Glühseparationsmittels, im Wesentlichen aus MgO, auf der Stahlblechoberfläche, wurde ein sekundäres Rekristallisationsglühen bei 850ºC für 15 Stunden durchgeführt. Dann wurde jedes Stahlblech unter einer Rate von 8ºC/min von 850ºC auf 1080ºC erwärmt, wonach ein Reinigungsglühen bei 1200ºC folgte.
Tabelle 3 stellt die Ergebnisse der Evaluierungen der magnetischen Eigenschaften, vorgenommen bei diesen Blechprodukten, ebenso wie Messungen der großen, sekundären Goss-Korngröße, der kleinen, sekundären Korngröße und der Kristallorientierung, wie dies durch die Computerfarbauflistung bestimmt ist, dar. Tabelle 3 zeigt, dass die elektromagnetischen Stahlbleche, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, ausgezeichnete magnetische Eigenschaften gegenüber den Blechen von Vergleichsbeispielen hatten. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, elektromagnetischen Stahlblechs, das eine hohe magnetische Flußdichte und einen niedrigen Eisenverlust besitzt, aufweisend:

Warmwalzen einer Bramme zu einer warmgewalzten Platte zum Herstellen eines orientierten, elektromagnetischen Stahlblechs, wobei der Stahl eine Zusammensetzung hat, umfassend:

2,5 bis 4,0 Gewichtsprozent an Si,

0,005 bis 0,06 Gewichtsprozent an Al, und geringe Zusätze an Mn, Mo, Se oder Sb;

Fertigstellen des warmgewalzten Blechs zu einer Endproduktdicke durch einen Kaltwalzschritt oder zwei Kaltwalzschritte mit einem Zwischenglühschritt zwischen den Kaltwalzschritten;

Durchführen eines Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritts, umfassend eine erste und eine zweite halbe Zeitperiode,

in denen das Stahlblech schnell in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre unter einer Rate von 10ºC/min oder mehr von 450ºC auf eine vorbestimmte, konstante Temperatur, die von 800 bis 880ºC reicht, in dem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritt erwärmt wird; und

wobei ein Nitrierungsschritt in einer Stickstoffatmosphäre angewandt wird, die einen Taupunkt von -20ºC oder weniger besitzt, in der zweiten halben Stufe innerhalb des vorbestimmten Temperaturbereichs des Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritts zum Erhöhen der Konzentration an N auf der Stahlblechoberfläche um 20 bis 200 ppm;

Aufbringen eines Glühseparationsmittels, im Wesentlichen aufweisend MgO, auf der Stahlblechoberfläche;

und Anwenden eines Endglühschritts, aufweisend ein sekundäres Rekristallisationsglühen und ein Reinigungsglühen.

2. Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, elektromagnetischen Stahlblechs, mit einer hohen magnetischen Flußdichte und einem niedrigen Eisenverlust, aufweisend

Warmwalzen einer Bramme zu einer warmgewalzten Platte zum Herstellen eines orientierten, elektromagnetischen Stahlblechs, das eine Zusammensetzung besitzt, enthaltend:

2,5 bis 4,0 Gewichtsprozent an Si,

Anwenden eines Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritts darauf, wobei das Stahlblech schnell in einer feuchten Wasserstoffatmosphäre unter einer Rate von 10ºC/min oder mehr von 450ºC auf eine vorbestimmte, konstante Temperatur, die von 800 bis 880ºC reicht, in dem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritt erwärmt wird; und

wobei ein Nitrierungsschritt in einer Stickstoffatmosphäre angewandt wird, die einen Taupunkt von -20ºC oder weniger besitzt, innerhalb des vorbestimmten Temperaturbereichs, nach dem Dekarbonisierungs- und primären Rekristallisationsglühschritt und vor dem Endglühschritt zum Erhöhen der Konzentration an N auf der Stahlblechoberfläche um 20 bis 200 ppm;

Aufstreichen eines Glühseparationsmittels, hauptsächlich enthaltend MgO, auf der Stahlblechoberfläche; und

Anwenden eines Endglühschritts, aufweisend ein sekundäres Rekristallisationsglühen und ein Reinigungsglühen.