JP2503125B2 - 良電磁厚板の製造方法 - Google Patents
良電磁厚板の製造方法Info
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- JP2503125B2 JP2503125B2 JP3104490A JP10449091A JP2503125B2 JP 2503125 B2 JP2503125 B2 JP 2503125B2 JP 3104490 A JP3104490 A JP 3104490A JP 10449091 A JP10449091 A JP 10449091A JP 2503125 B2 JP2503125 B2 JP 2503125B2
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は中磁場での磁気特性の優
れた高強度な、良電磁厚板の製造方法を提供するもので
ある。
れた高強度な、良電磁厚板の製造方法を提供するもので
ある。
【0002】
【従来の技術】近年最先端科学技術である素粒子研究や
医療機器の進歩に伴って、大型構造物に磁気を用いる装
置が使われ、その性能向上が求められている。直流磁化
条件で使用される粒子加速器用磁極材、リターンヨーク
材では、高い飽和磁束密度の他に10Oe(800A/
m)付近の中磁場での高い磁束密度が求められている。
磁束密度に優れた電磁鋼板としては、従来から薄板分野
で珪素鋼板、電磁軟鉄板をはじめとする数多くの材料が
提供されているのは公知である。しかし、構造部材とし
て使用するには組立加工及び強度上の問題があり、厚鋼
板を利用する必要が生じてくる。これまで電磁厚板とし
ては純鉄系成分で製造されている。たとえば、特開昭6
0−96749号公報が公知である。
医療機器の進歩に伴って、大型構造物に磁気を用いる装
置が使われ、その性能向上が求められている。直流磁化
条件で使用される粒子加速器用磁極材、リターンヨーク
材では、高い飽和磁束密度の他に10Oe(800A/
m)付近の中磁場での高い磁束密度が求められている。
磁束密度に優れた電磁鋼板としては、従来から薄板分野
で珪素鋼板、電磁軟鉄板をはじめとする数多くの材料が
提供されているのは公知である。しかし、構造部材とし
て使用するには組立加工及び強度上の問題があり、厚鋼
板を利用する必要が生じてくる。これまで電磁厚板とし
ては純鉄系成分で製造されている。たとえば、特開昭6
0−96749号公報が公知である。
【0003】しかしながら、近年の装置の大型化、能力
の向上等に伴い高強度で、さらに磁気特性の優れた、特
に中磁場、たとえば10Oe(800A/m)付近での
磁束密度の高い鋼材開発の要望が強い。前掲の特許等で
開発された鋼材では、強度が低く、10Oe付近での中
磁場の高い磁束密度が安定して得られていない。
の向上等に伴い高強度で、さらに磁気特性の優れた、特
に中磁場、たとえば10Oe(800A/m)付近での
磁束密度の高い鋼材開発の要望が強い。前掲の特許等で
開発された鋼材では、強度が低く、10Oe付近での中
磁場の高い磁束密度が安定して得られていない。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は以上の
点を鑑みなされたもので、高強度で、中磁場での磁気特
性の優れた良電磁厚板の製造方法を提供するものであ
る。
点を鑑みなされたもので、高強度で、中磁場での磁気特
性の優れた良電磁厚板の製造方法を提供するものであ
る。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明は重量%で、C:
0.01%以下、Si:0.10%以上、3.5%以
下、Mn:0.20%以下、S:0.010%以下、A
l:0.10%以上、3.0%以下、N:0.004%
以下、O:0.005%以下、H:0.0002%以
下、残部実質的に鉄からなる鋼組成の鋼片または、鋳片
950〜1150℃に加熱し、800℃以上で圧延形状
比Aが0.6以上の圧延パスを1回以上はとる圧延を行
ない、引き続き800℃以下で圧下率を35〜70%と
する圧延を行なうことを特徴とする高強度で、中磁場で
の磁気特性の優れた良電磁厚板の製造方法である。
0.01%以下、Si:0.10%以上、3.5%以
下、Mn:0.20%以下、S:0.010%以下、A
l:0.10%以上、3.0%以下、N:0.004%
以下、O:0.005%以下、H:0.0002%以
下、残部実質的に鉄からなる鋼組成の鋼片または、鋳片
950〜1150℃に加熱し、800℃以上で圧延形状
比Aが0.6以上の圧延パスを1回以上はとる圧延を行
ない、引き続き800℃以下で圧下率を35〜70%と
する圧延を行なうことを特徴とする高強度で、中磁場で
の磁気特性の優れた良電磁厚板の製造方法である。
【数2】
【0006】
【作用】従来は低磁場で高磁束密度を得るためには、磁
壁の移動の障害となる結晶粒の粗大化が重要な技術とな
っていた(特開昭60−96749号公報)。これに対
し、中磁場で高磁束密度を得るための方法については知
見がなかった。
壁の移動の障害となる結晶粒の粗大化が重要な技術とな
っていた(特開昭60−96749号公報)。これに対
し、中磁場で高磁束密度を得るための方法については知
見がなかった。
【0007】発明者らは、ここにおいて中磁場で高磁束
密度を得るためには、従来言われていた磁壁を移動しや
すくするための結晶粒の粗大化よりも、磁化容易方向が
板面に平行な方向を向いていることが重要であることを
見出した。つまり、〔100〕方向が板面に平行な方向
にランダムとなることで、中磁場の磁気特性が大幅に向
上することを見出したのである。
密度を得るためには、従来言われていた磁壁を移動しや
すくするための結晶粒の粗大化よりも、磁化容易方向が
板面に平行な方向を向いていることが重要であることを
見出した。つまり、〔100〕方向が板面に平行な方向
にランダムとなることで、中磁場の磁気特性が大幅に向
上することを見出したのである。
【0008】さらに、高強度を得るためには、低温領域
である値以上の圧下率を施し、かつ、圧延ままで製品と
することが重要であることを見出した。これらのための
熱間圧延条件として、800℃以下において35%以上
70%以下の圧下率をとることで、〔100〕の結晶方
位を圧延方向に平行にランダムとなると同時に、高強度
が得られる。
である値以上の圧下率を施し、かつ、圧延ままで製品と
することが重要であることを見出した。これらのための
熱間圧延条件として、800℃以下において35%以上
70%以下の圧下率をとることで、〔100〕の結晶方
位を圧延方向に平行にランダムとなると同時に、高強度
が得られる。
【0009】図1に1.5Si−0.06Mn−1.1
Al鋼での800℃以下の圧下率と10Oeでの磁束密
度を示す。35〜70%の圧下により、高磁束密度が得
られる。さらに、中磁場での高磁束密度を得るための手
段として、内部応力の原因となる元素及び空隙性欠陥の
作用につき詳細な検討を行ない、所期の目的を達成し
た。
Al鋼での800℃以下の圧下率と10Oeでの磁束密
度を示す。35〜70%の圧下により、高磁束密度が得
られる。さらに、中磁場での高磁束密度を得るための手
段として、内部応力の原因となる元素及び空隙性欠陥の
作用につき詳細な検討を行ない、所期の目的を達成し
た。
【0010】また、空隙性欠陥の影響についても種々検
討した結果、そのサイズが100μ以上のものが磁気特
性を大幅に低下することを知見したものである。そして
この100μ以上の有害な空隙性欠陥をなくすためには
圧延形状比Aが0.6以上必要であることを見出した。
討した結果、そのサイズが100μ以上のものが磁気特
性を大幅に低下することを知見したものである。そして
この100μ以上の有害な空隙性欠陥をなくすためには
圧延形状比Aが0.6以上必要であることを見出した。
【数3】
【0011】成分元素に関しては、本製造法において、
特にSi及びAl添加が低磁場で高磁束密度を得るため
に非常に有効であることを見出した。図2及び図3は、
0.007C−0.09Mn鋼にあって、Si量及びA
l量が中磁場(10Oe)での磁束密度に及ぼす影響を
示したものである。本製造法において、Si量が0.1
〜3.5%、特に0.6〜2.5%の範囲で、Al量が
0.1〜3.0%、特に、0.9〜2.5%の範囲で高
い磁束密度を示している。
特にSi及びAl添加が低磁場で高磁束密度を得るため
に非常に有効であることを見出した。図2及び図3は、
0.007C−0.09Mn鋼にあって、Si量及びA
l量が中磁場(10Oe)での磁束密度に及ぼす影響を
示したものである。本製造法において、Si量が0.1
〜3.5%、特に0.6〜2.5%の範囲で、Al量が
0.1〜3.0%、特に、0.9〜2.5%の範囲で高
い磁束密度を示している。
【0012】次に成分限定理由を述べる。Cは鋼中の内
部応力を高め、磁気特性、特に低磁場での磁束密度を最
も下げる元素であり、極力下げることが中磁場での磁束
密度を低下させないことに寄与する。また、磁気時効の
点からも低いほど経時低下が少なく、磁気特性の良い状
態で恒久的に使用できるものであり、このようなことか
ら、0.01%以下に限定する。図4に示すようにさら
に、0.005%以下にすることにより一層高磁束密度
が得られる。
部応力を高め、磁気特性、特に低磁場での磁束密度を最
も下げる元素であり、極力下げることが中磁場での磁束
密度を低下させないことに寄与する。また、磁気時効の
点からも低いほど経時低下が少なく、磁気特性の良い状
態で恒久的に使用できるものであり、このようなことか
ら、0.01%以下に限定する。図4に示すようにさら
に、0.005%以下にすることにより一層高磁束密度
が得られる。
【0013】Si,Alは中磁場での磁束密度の点から
添加した方が有利な元素である。Siに関しては、図2
に示すように、0.1〜3.5%の範囲で、さらに望ま
しくは、0.6〜3.0%の範囲で添加する。Alに関
しては、図4に示すように、0.1〜3.0%の範囲
で、さらに望ましくは、0.9〜2.5%の範囲で添加
する。
添加した方が有利な元素である。Siに関しては、図2
に示すように、0.1〜3.5%の範囲で、さらに望ま
しくは、0.6〜3.0%の範囲で添加する。Alに関
しては、図4に示すように、0.1〜3.0%の範囲
で、さらに望ましくは、0.9〜2.5%の範囲で添加
する。
【0014】Mnは中磁場での磁束密度の点から少ない
方が好ましく、MnはMnS系介在物を生成する点から
も低い方がよい。この意味からMnは0.20%以下に
限定する。Mnに関してはMnS系介在物を生成する点
よりさらに望ましくは0.10%以下がよい。
方が好ましく、MnはMnS系介在物を生成する点から
も低い方がよい。この意味からMnは0.20%以下に
限定する。Mnに関してはMnS系介在物を生成する点
よりさらに望ましくは0.10%以下がよい。
【0015】S,Oは鋼中において非金属介在物を形成
し、結晶粒の粗大化を妨げる害を及ぼし含有量が多くな
るに従って磁束密度の低下が見られ、磁気特性を低下さ
せるので少ない程よい。このため、Sは0.010%以
下、Oは0.005%以下とした。
し、結晶粒の粗大化を妨げる害を及ぼし含有量が多くな
るに従って磁束密度の低下が見られ、磁気特性を低下さ
せるので少ない程よい。このため、Sは0.010%以
下、Oは0.005%以下とした。
【0016】Nは内部応力を高めかつAlNにより結晶
粒微細化作用により中磁場での磁束密度を低下させるの
で上限は0.004%とする。Hは磁気特性を低下さ
せ、かつ、空隙性欠陥の減少を妨げるので0.0002
%以下とする。
粒微細化作用により中磁場での磁束密度を低下させるの
で上限は0.004%とする。Hは磁気特性を低下さ
せ、かつ、空隙性欠陥の減少を妨げるので0.0002
%以下とする。
【0017】次に製造法について述べる。圧延条件につ
いては、まず圧延前加熱温度を1150℃以下にするの
は、1150℃を超える加熱温度では、加熱γ粒径の板
厚方向のバラツキは大きく、このバラツキが圧延後も残
り最終的な結晶粒が不均一となるため、上限を1150
℃とする。加熱温度が950℃未満となると圧延の変形
抵抗が大きくなり、以下に述べる空隙性欠陥をなくすた
めの形状比の高い圧延の圧延負荷が大きくなるため、9
50℃を下限とする。
いては、まず圧延前加熱温度を1150℃以下にするの
は、1150℃を超える加熱温度では、加熱γ粒径の板
厚方向のバラツキは大きく、このバラツキが圧延後も残
り最終的な結晶粒が不均一となるため、上限を1150
℃とする。加熱温度が950℃未満となると圧延の変形
抵抗が大きくなり、以下に述べる空隙性欠陥をなくすた
めの形状比の高い圧延の圧延負荷が大きくなるため、9
50℃を下限とする。
【0018】熱間圧延にあたり前述の空隙性欠陥は鋼の
凝固過程で大小はあるが、必ず発生するものでありこれ
をなくす手段は圧延によらなければならないので、熱間
圧延の役目は重要である。すなわち、熱間圧延1回当た
りの変形量を大きくし板厚中心部にまで変形が及ぶ熱間
圧延が有効である。具体的には圧延形状比Aが0.6以
上の圧延パスが1回以上を含む高形状比圧延を行ない、
空隙性欠陥のサイズを100μ以下にすることが磁気特
性によい。
凝固過程で大小はあるが、必ず発生するものでありこれ
をなくす手段は圧延によらなければならないので、熱間
圧延の役目は重要である。すなわち、熱間圧延1回当た
りの変形量を大きくし板厚中心部にまで変形が及ぶ熱間
圧延が有効である。具体的には圧延形状比Aが0.6以
上の圧延パスが1回以上を含む高形状比圧延を行ない、
空隙性欠陥のサイズを100μ以下にすることが磁気特
性によい。
【0019】次に800℃以下の温度において累積圧下
率35%以上にすることにより、〔100〕の結晶方位
を圧延方向に平行にランダムとする。ただし70%超の
圧下率になると、熱処理後結晶粒度が板厚方向に不均一
になり、磁束密度のばらつきを大きくする。さらに、図
5に示すように800℃以下の温度において累積圧下率
を35%以上にすることにより、高強度が得られる。従
って、高強度で、中磁場で高い磁気特性を得るために、
圧下率を35〜70%とする。
率35%以上にすることにより、〔100〕の結晶方位
を圧延方向に平行にランダムとする。ただし70%超の
圧下率になると、熱処理後結晶粒度が板厚方向に不均一
になり、磁束密度のばらつきを大きくする。さらに、図
5に示すように800℃以下の温度において累積圧下率
を35%以上にすることにより、高強度が得られる。従
って、高強度で、中磁場で高い磁気特性を得るために、
圧下率を35〜70%とする。
【0020】
【実施例】表1に電磁厚板の製造条件とフェライト粒
径、中磁場での磁束密度を示す。
径、中磁場での磁束密度を示す。
【0021】
【表1】
【0022】
【表2】
【0023】例1〜7は本発明の実施例を示し、例8〜
21は比較例を示す。例1〜4は板厚90mmに仕上げた
もので高強度で、中磁場で高磁束密度を示す。例1に比
べ、例2はさらに低C、例3,4は低Mnであり、より
高い磁気特性を示す。例5は450mm、例6は45mm、
例7は60mmに仕上げたもので高強度で、中磁場で高磁
束密度である。
21は比較例を示す。例1〜4は板厚90mmに仕上げた
もので高強度で、中磁場で高磁束密度を示す。例1に比
べ、例2はさらに低C、例3,4は低Mnであり、より
高い磁気特性を示す。例5は450mm、例6は45mm、
例7は60mmに仕上げたもので高強度で、中磁場で高磁
束密度である。
【0024】例8はCが高く、例9はSiが低く、例1
0はSiが高く、例11はMnが高く、例12はSが高
く、例13はAlが低く、例14はAlが高く、例15
はNが高く、例16はOが高く、例17はHが高く、そ
れぞれ上限、下限を超えるため低磁気特性値となってい
る。例18は加熱温度が上限を超え低磁束密度となって
いる。例19は加熱温度が下限をはずれ、低磁束密度と
なっている。例20は800℃以下の圧下率が下限をは
ずれ強度が低く、低磁束密度となっている。例21は最
大形状比が下限をはずれ、低磁束密度となっている。
0はSiが高く、例11はMnが高く、例12はSが高
く、例13はAlが低く、例14はAlが高く、例15
はNが高く、例16はOが高く、例17はHが高く、そ
れぞれ上限、下限を超えるため低磁気特性値となってい
る。例18は加熱温度が上限を超え低磁束密度となって
いる。例19は加熱温度が下限をはずれ、低磁束密度と
なっている。例20は800℃以下の圧下率が下限をは
ずれ強度が低く、低磁束密度となっている。例21は最
大形状比が下限をはずれ、低磁束密度となっている。
【0025】
【発明の効果】本発明は、適切な成分限定により板厚の
厚い厚鋼板に均質な高電磁特性を具備せしめることに成
功し、直流磁化による磁気特性を利用する構造物に適用
可能としたものであり、かつその製造方法も前述の成分
限定と熱間圧延を行なう方式であり、極めて経済的に製
造する方法を提供するもので、産業上多大な効果を奏す
るものである。
厚い厚鋼板に均質な高電磁特性を具備せしめることに成
功し、直流磁化による磁気特性を利用する構造物に適用
可能としたものであり、かつその製造方法も前述の成分
限定と熱間圧延を行なう方式であり、極めて経済的に製
造する方法を提供するもので、産業上多大な効果を奏す
るものである。
【図1】10Oeにおける磁束密度におよぼす800℃
以下の圧下率の影響を示すグラフである。
以下の圧下率の影響を示すグラフである。
【図2】10Oeにおける磁束密度に及ぼすSi量の影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
【図3】10Oeにおける磁束密度に及ぼすAl量の影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
【図4】10Oeにおける磁束密度に及ぼすC含有量の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
【図5】引張強さに及ぼす800℃以下の圧下率の影響
を示すグラフである。
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.01%以下、 Si:0.10%以上、3.5%以下、 Mn:0.20%以下、 S :0.010%以下、 Al:0.10%以上、3.0%以下、 N :0.004%以下、 O :0.005%以下、 H :0.0002%以下、 残部実質的に鉄からなる鋼組成の鋼片または、鋳片95
0〜1150℃に加熱し、800℃以上で圧延形状比A
が0.6以上の圧延パスを1回以上はとる圧延を行な
い、引き続き800℃以下で圧下率を35〜70%とす
る圧延を行なうことを特徴とする高強度で、中磁場での
磁気特性の優れた良電磁厚板の製造方法。 【数1】
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3104490A JP2503125B2 (ja) | 1991-05-09 | 1991-05-09 | 良電磁厚板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3104490A JP2503125B2 (ja) | 1991-05-09 | 1991-05-09 | 良電磁厚板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04333520A JPH04333520A (ja) | 1992-11-20 |
JP2503125B2 true JP2503125B2 (ja) | 1996-06-05 |
Family
ID=14381986
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3104490A Expired - Lifetime JP2503125B2 (ja) | 1991-05-09 | 1991-05-09 | 良電磁厚板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2503125B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2836930B1 (fr) * | 2002-03-11 | 2005-02-25 | Usinor | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63171825A (ja) * | 1987-01-12 | 1988-07-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 歪付与型強磁性厚鋼板 |
JPH0713264B2 (ja) * | 1989-03-16 | 1995-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法 |
JP2609723B2 (ja) * | 1989-05-31 | 1997-05-14 | 株式会社東芝 | 増幅回路 |
JP2679258B2 (ja) * | 1989-06-17 | 1997-11-19 | 日本鋼管株式会社 | 鉄基軟磁性鋼材 |
JP2503113B2 (ja) * | 1991-02-20 | 1996-06-05 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁厚板の製造法 |
-
1991
- 1991-05-09 JP JP3104490A patent/JP2503125B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH04333520A (ja) | 1992-11-20 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960130 |