JP4192403B2 - 直流偏磁下で使用される電磁鋼板 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた電磁鋼板に関するもので、特に粒子加速器などの電磁石材料に好適な電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、高出力の加速器を用いることにより中性子を取り出し、物質科学、宇宙物理学等の分野で利用する試みがなされている。中性子は透過性に優れていることから、材料に中性子を照射することにより物質の特性、構造等をより詳細に観察できる。このようなことから、各国で大型加速器の建設が計画されている。
【０００３】
前記加速器内では、陽子等の粒子を加速することで高エネルギービームを得るため、前記加速器で使用される電磁石は１０〜５０Ｈｚ程度の比較的低周波域で励磁されるが、使用される電磁石の材料は数トンとなり、電磁石全体での鉄損によるエネルギーロスは膨大となる。
【０００４】
さらに、前記加速器では陽子等の粒子の制御を容易にしかつ加速電圧領域を広く取る目的から、直流偏磁下で電磁石が制御される場合が多い。このような電磁石のヨーク材料には直流偏磁下での鉄損の低いことが要求される。
【０００５】
このような要求に対し、従来の加速器用の電磁石材料として、例えば、特開平５−２４７６０４号公報には、Ｃ：０．００３ ｍａｓｓ％以下、 Ｓｉ：０．０５ｍａｓｓ％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、 Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、 Ｐ＋Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、 Ｏ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下、 Ｎ：０．００５ ｍａｓｓ％以下 を含有し、残部は実質的にＦｅからなり、フェライト粒の結晶粒度が結晶粒度番号で−７以上２以下である軟磁性鉄板が開示されている。
【０００６】
また、特開平６−３０６４７５号公報には、ｍａｓｓ％で Ｃ ≦０．０１％、Ｓｉ≦０．３％、 Ｍｎ≦０．５％、 Ｐ ≦０．３％、 Ｓ ≦０．０２％、 Ａｌ≦０．２％、 Ｎ ≦０．００４％以下を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを９５０〜１２００℃で加熱し、仕上温度を９２０℃以上とし熱延コイルを得た後、スキンパス圧延を実施する、板厚が２．５〜１０ｍｍであり、保磁力が２．４エルステッド以下で且つ、降伏点強度が２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の粒子加速器用熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平５−２４７６０４号公報及び特開平６−３０６４７５号公報はいずれも、直流磁気特性を向上させる目的で材料開発が行われているため、直流偏磁下で交流励磁を行った場合には鉄損が大きいという問題点を有している。また、加速器用途に高グレードの低鉄損電磁鋼板を使用した場合には、磁束密度が低いのみならず、直流偏磁下での鉄損が必ずしも良好とならない。
【０００８】
本発明はこのような問題点を解決するためになされたもので、直流偏磁下での磁気特性に優れ、特に粒子加速器用材料として好適な鋼板を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らが上記課題を解決すべく鋭意検討したところ、Ｓｉを０．２〜３％添加した鋼の結晶粒径を５０μｍ〜３００μｍとすることにより、直流偏磁下での磁気特性に優れた電磁鋼板が得られることを見出した。
【００１０】
さらには、Ｔｉ量を制御すること、板厚を特定の範囲に限定すること、Ｓ量を０．０００９％以下とすることにより、直流偏磁下での磁気特性がさらに優れた電磁鋼板が得られることを見出した。
【００１１】
また、Ｓ量が０．０００９％以下においては、ＳｂまたはさらにＳｎを定量添加することにより、直流偏磁下での磁気特性がさらに優れた電磁鋼板が得られることも見出した。
【００１２】
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下のような構成を有する。
【００１３】
［１］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｉ：０．２〜１．５％（但し、１．５％は除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径が５０〜３００μｍであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１４】
［２］前記［１］において、さらに、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｓ：０．０００９ｍａｓｓ％以下のうちの少なくともいずれかであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１５】
[３]前記[１]又は[２]において、さらに、Ｓｂ、Ｓｎのうちの１つ以上を合計で０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％含むことを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１６】
［４］前記[１]ないし[３]において、板厚が０．３５〜１ｍｍであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００２０】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％であり、ｐｐｍもｍａｓｓ ｐｐｍである。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
最初に、直流偏磁下での磁気特性について調査するため、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：３．５％、 Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２０％、Ｐ：０．０１％、Ｓ=０．００２％、Ｎ=０．００２１％、 Ｔｉ：０．００１％とした鋼（供試材Ａ）とＣ：０．００２０％、Ｓｉ：０．６％、 Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２％、Ｓ=０．００２％、Ｎ=０．００１８％、 Ｔｉ：０．００１％とした鋼(供試材Ｂ)を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で９５０℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００２２】
得られた各供試材を幅５５ｍｍ、長さ３００ｍｍの単板サンプルとし、圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向(Ｃ方向)から切り出し、無偏磁下と直流偏磁下で磁気特性を調査した。表１にこのようにして得られた供試材のＬ方向とＣ方向の鉄損の平均を示す。ここで、直流偏磁下での磁束密度の時間変化は図１に示す通りであり、直流偏磁量ΔＢ＝１．０Ｔ、交流振幅Ｂｍ ＝０．５Ｔ、交流周波数は４０Ｈｚとして、鉄損を求めた。
【００２３】
【表１】
【００２４】
表１より、無偏磁下では供試材Ｂに比べ、供試材Ａのほうが鉄損特性に優れているが、直流偏磁下では供試材Ａに比べ、供試材Ｂのほうが鉄損特性に優れており、従来（無偏磁下）の鉄損の低い材料が直流偏磁下でも低鉄損となりえないことがわかる。
【００２５】
そこで、本発明者らは、直流偏磁特性を良好にするためには、低磁場域から高磁場域まで高透磁率が達成されることおよび適正な固有抵抗を有していることが重要と考え、結晶粒径の適正化および成分の最適化について検討した。
【００２６】
直流偏磁下での鉄損に及ぼす結晶粒径の影響を調査するため、Ｃ：０．００１８％、 Ｐ：０．００５％、 Ｓｉ=１．０％、 Ａｌ=０．３％ 、Ｎ=０．００２１％、Ｓ=０．００２％ 、 ｔｒ．Ｔｉとした鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で８００〜１１００℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００２７】
図２に、このようにして得られた供試材の結晶粒径と鉄損の関係を示す。ここで、磁気特性の測定は表１と同様に行い、交流周波数は４０Ｈｚとした。
【００２８】
図２より、結晶粒径が５０〜３００μｍの範囲で直流偏磁下での鉄損が低下することがわかる。一方、結晶粒径３００μｍ超えでは鉄損が増大しており、この原因は集合組織劣化による磁束密度の低下と、高温焼鈍時の表層窒化等による鉄損増大に起因したものと考えられる。
以上の理由により、本発明では平均結晶粒径を５０〜３００μｍとする。
【００２９】
次いで、直流偏磁下での鉄損に及ぼすＳ量の影響を調査するため、Ｃ：０．００１８％、 Ｐ：０．００５％、 Ｓｉ=１．０％、 Ａｌ=０．３％ 、Ｎ=０．００２１％としＳを０．０００３〜０．００２５％と変化させた鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で８００〜８５０℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。ここで、得られた供試材の結晶粒径は６０μｍであった。
【００３０】
図３に、このようにして得られた供試材のＳ量と鉄損の関係を示す（図中○印）。ここで、磁気特性の測定は表１と同様に行い、交流周波数は４０Ｈｚとした。
【００３１】
図３より、Ｓ量が９ｐｐｍ（０．０００９％）以下の範囲で直流偏磁下での鉄損が低下することがわかる。ここで、 Ｓ量が０．０００９％以下で鉄損が低下した原因は、磁壁の移動を妨げる鋼中のＭｎＳが少なくなることにより、低磁場域の透磁率が向上したためと考えられる。
以上の理由により、 Ｓ量は０．０００９％以下とするのが好ましい。
【００３２】
次に、図３の○印の成分の鋼にＳｂを４０ｐｐｍ添加した結果を図中□印で示す。Ｓｂの鉄損低減効果に着目すると、Ｓ量が９ｐｐｍ超えの領域では、Ｓｂ添加により鉄損は０．０１Ｗ／ｋｇ程度しか低下しないが、Ｓ量が９ｐｐｍ以下の領域では、Ｓｂ添加により鉄損は０．０５〜０．０７Ｗ／ｋｇ程度低下しており、Ｓ量が少ない場合すなわちＳ量が９ｐｐｍ以下の場合にＳｂの鉄損低減効果は顕著に認められる。これはＳｂが鋼板表層部に濃化し極低Ｓ材で顕在化する表層の窒化を抑制したためと考えられる。
【００３３】
次にＳｂの最適添加量を調査するため、Ｃ：０．００２６％、Ｓｉ：０．７２％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２０％、Ａｌ=０．３８％、Ｓ=０．０００４％、Ｎ=０．００２０％としＳｂ量をｔｒ．〜６００ｐｐｍの範囲で変化させた鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で９５０℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００３４】
図４に、このようにして得られた供試材のＳｂ添加量と鉄損と関係を示す。ここで磁気特性の測定は図３と同様の方法で行った。
【００３５】
図４より、Ｓｂ添加量が１０ｐｐｍ以上の領域で鉄損が低下することがわかる。しかし、Ｓｂをさらに添加し、Ｓｂ添加量が５０ｐｐｍ超えとなった場合には、鉄損は再び増大することもわかる。
【００３６】
このＳｂ添加量が５０ｐｐｍ超えの領域で鉄損が増大する原因を調査するため、光学顕微鏡による組織観察を行った。その結果、Ｓｂ添加量が５０ｐｐｍ超えの領域では、表層細粒組織は認められなかったものの、平均結晶粒径が若干小さくなっていた。この原因は明確ではないが、Ｓｂが粒界に偏析しやすい元素であるため、Ｓｂの粒界ドラッグ効果により粒成長性が低下したものと考えられる。
【００３７】
但し、Ｓｂを６００ｐｐｍまで添加してもＳｂ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００３８】
以上の理由によりＳｂ添加量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００３９】
以上の鉄損低減効果はＳｂと同様な表面偏析型元素であるＳｎを１０ｐｐｍ以上添加した場合にも認められた。さらには、Ｓｎを５０ｐｐｍ超えで添加すると、鉄損が若干増大した。但し、Ｓｎを６００ｐｐｍまで添加してもＳｎ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００４０】
以上の理由によりＳｎ添加量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００４１】
さらに、ＳｂとＳｎを複合添加した場合にも上記と同様の効果が得られた。すなわち、Ｓｂ+Ｓｎで１０ｐｐｍ以上添加した場合に鉄損が低下し、Ｓｂ+Ｓｎで５０ｐｐｍ超え添加した場合に若干の鉄損増大が認められた。但し、Ｓｂ+Ｓｎを６００ｐｐｍまで添加してもＳｂ+Ｓｎ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００４２】
以上の理由によりＳｂとＳｎを複合添加した場合にはＳｂ+Ｓｎで１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００４３】
次に、成分の限定理由について説明する。Ｓｉは従来の加速器用材料ではほとんど添加されていないが、この場合、渦電流損が増大し、直流偏磁下での鉄損が増大することとなる。このため、本発明では固有抵抗を上げるためＳｉ量は０．２％以上、好ましくは０．５％以上添加する。一方、Ｓｉ量の上限は１．５％とする（但し、１．５％は除く）。
【００４４】
ＡｌはＳｉと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、２％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下すると共に直流偏磁下での鉄損が増大するため上限を２％とする。
【００４５】
Ｃは磁気時効の問題があり、また炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため０．００５％以下とする。
【００４６】
Ｍｎは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、０．０５％以上必要であるが、１．５％超えになると磁束密度を低下させるので０．０５〜１．５％とする。
【００４７】
Ｐは０．２％を超えて添加すると鋼板が硬くなるため０．２％以下とする。
【００４８】
Ｎは、含有量が多い場合にはＡｌＮ等の窒化物の析出量が多くなり、鉄損を増大させるため０．００５％以下とする。
【００４９】
Ｔｉは、含有量が多い場合には微細な炭窒化物の析出量が多くなり、鉄損を増大させるため０．００５％以下とするのが好ましい。
【００５０】
本発明において板厚は０．３５〜１ｍｍとするのが好ましい。板厚０．３５ｍｍ未満では必要な磁束を得るための積み枚数が増大し、コアの製造工程、コスト等が不利になる。一方、板厚が１ｍｍを超えた場合には渦電流損増大に起因し直流偏磁下での鉄損が増大する。
【００５１】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板を得るには、例えば、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、最終焼鈍を行う。
【００５２】
ここで、結晶粒径は、平均結晶粒径のことであり、例えば、仕上焼鈍温度を８００℃〜１０００℃程度として仕上焼鈍を行うことにより本発明で規定する範囲とすることができる。
【００５３】
【実施例】
（実施例１）
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表２の成分に鋳造後、１１４０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行った後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。ここで熱延仕上げ温度は８００℃とし、巻取り温度は６１０℃とした。巻取り後、７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、表２に示す板厚まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で表２に示す条件において仕上焼鈍を行った。
【００５４】
磁気特性は幅５５ｍｍ長さ３００ｍｍの単板試験片を圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）から切り出し、ΔＢ＝１．０Ｔ、Ｂｍ＝０．５Ｔ、交流周波数４０Ｈｚで直流偏磁鉄損を測定した。また、磁束密度Ｂ５０はＢｍ＝０．５Ｔ一定とし、ΔＢを変化させた際の磁界の強さのピークが５０００Ａ／ｍとなった際の磁束密度の最大値を測定した。各鋼板の磁気特性を表２に併せて示す。なお、表２において各磁気特性（鉄損、磁束密度）値は、Ｌ方向とＣ方向の平均値である。
【００５５】
【表２】
【００５６】
表２より、本発明鋼において、直流偏磁下での磁気特性に優れた材料が得られることがわかる。
一方、比較鋼では鉄損が高いかもしくは磁束密度が低くなっている。
【００５７】
（実施例２）
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表３の成分に鋳造後、１２１０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行った後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。ここで熱延仕上げ温度は８００℃とし、巻取り温度は６１０℃とした。巻取り後、７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、表３に示す板厚まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で表３に示す条件において仕上焼鈍を行った。
【００５８】
磁気特性は幅５５ｍｍ長さ３００ｍｍの単板試験片を圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）から切り出し、ΔＢ=１．０Ｔ、Ｂｍ＝０．５Ｔ、交流周波数４０Ｈｚで直流偏磁鉄損を測定した。また、磁束密度Ｂ５０はＢｍ＝０．５Ｔ一定とし、ΔＢを変化させた際の磁界の強さのピークが５０００Ａ／ｍとなった際の磁束密度の最大値を測定した。なお、表３において各磁気特性（鉄損、磁束密度）値は、Ｌ方向とＣ方向の平均値である。
【００５９】
【表３】
【００６０】
表３より、本発明鋼において、直流偏磁下での磁気特性に優れた材料が得られることがわかる。
一方、比較鋼では鉄損が高いかもしくは磁束密度が低くなっている。
【００６１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば直流偏磁下での磁気特性に優れ、透磁率が高い鋼板を得ることができる。
【００６２】
本発明により得られる鋼板は、加速器をはじめとする直流偏磁下で使用されるコアおよびヨーク材として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】直流偏磁測定時の磁束密度波形を示す図
【図２】結晶粒径と鉄損との関係を示すグラフ。
【図３】Ｓ量と鉄損との関係を示すグラフ
【図４】Ｓｂ添加量と鉄損との関係を示すグラフ
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた電磁鋼板に関するもので、特に粒子加速器などの電磁石材料に好適な電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、高出力の加速器を用いることにより中性子を取り出し、物質科学、宇宙物理学等の分野で利用する試みがなされている。中性子は透過性に優れていることから、材料に中性子を照射することにより物質の特性、構造等をより詳細に観察できる。このようなことから、各国で大型加速器の建設が計画されている。
【０００３】
前記加速器内では、陽子等の粒子を加速することで高エネルギービームを得るため、前記加速器で使用される電磁石は１０〜５０Ｈｚ程度の比較的低周波域で励磁されるが、使用される電磁石の材料は数トンとなり、電磁石全体での鉄損によるエネルギーロスは膨大となる。
【０００４】
さらに、前記加速器では陽子等の粒子の制御を容易にしかつ加速電圧領域を広く取る目的から、直流偏磁下で電磁石が制御される場合が多い。このような電磁石のヨーク材料には直流偏磁下での鉄損の低いことが要求される。
【０００５】
このような要求に対し、従来の加速器用の電磁石材料として、例えば、特開平５−２４７６０４号公報には、Ｃ：０．００３ ｍａｓｓ％以下、 Ｓｉ：０．０５ｍａｓｓ％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、 Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、 Ｐ＋Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、 Ｏ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下、 Ｎ：０．００５ ｍａｓｓ％以下 を含有し、残部は実質的にＦｅからなり、フェライト粒の結晶粒度が結晶粒度番号で−７以上２以下である軟磁性鉄板が開示されている。
【０００６】
また、特開平６−３０６４７５号公報には、ｍａｓｓ％で Ｃ ≦０．０１％、Ｓｉ≦０．３％、 Ｍｎ≦０．５％、 Ｐ ≦０．３％、 Ｓ ≦０．０２％、 Ａｌ≦０．２％、 Ｎ ≦０．００４％以下を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを９５０〜１２００℃で加熱し、仕上温度を９２０℃以上とし熱延コイルを得た後、スキンパス圧延を実施する、板厚が２．５〜１０ｍｍであり、保磁力が２．４エルステッド以下で且つ、降伏点強度が２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の粒子加速器用熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平５−２４７６０４号公報及び特開平６−３０６４７５号公報はいずれも、直流磁気特性を向上させる目的で材料開発が行われているため、直流偏磁下で交流励磁を行った場合には鉄損が大きいという問題点を有している。また、加速器用途に高グレードの低鉄損電磁鋼板を使用した場合には、磁束密度が低いのみならず、直流偏磁下での鉄損が必ずしも良好とならない。
【０００８】
本発明はこのような問題点を解決するためになされたもので、直流偏磁下での磁気特性に優れ、特に粒子加速器用材料として好適な鋼板を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らが上記課題を解決すべく鋭意検討したところ、Ｓｉを０．２〜３％添加した鋼の結晶粒径を５０μｍ〜３００μｍとすることにより、直流偏磁下での磁気特性に優れた電磁鋼板が得られることを見出した。
【００１０】
さらには、Ｔｉ量を制御すること、板厚を特定の範囲に限定すること、Ｓ量を０．０００９％以下とすることにより、直流偏磁下での磁気特性がさらに優れた電磁鋼板が得られることを見出した。
【００１１】
また、Ｓ量が０．０００９％以下においては、ＳｂまたはさらにＳｎを定量添加することにより、直流偏磁下での磁気特性がさらに優れた電磁鋼板が得られることも見出した。
【００１２】
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下のような構成を有する。
【００１３】
［１］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｉ：０．２〜１．５％（但し、１．５％は除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径が５０〜３００μｍであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１４】
［２］前記［１］において、さらに、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｓ：０．０００９ｍａｓｓ％以下のうちの少なくともいずれかであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１５】
[３]前記[１]又は[２]において、さらに、Ｓｂ、Ｓｎのうちの１つ以上を合計で０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％含むことを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００１６】
［４］前記[１]ないし[３]において、板厚が０．３５〜１ｍｍであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
【００２０】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％であり、ｐｐｍもｍａｓｓ ｐｐｍである。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
最初に、直流偏磁下での磁気特性について調査するため、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：３．５％、 Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２０％、Ｐ：０．０１％、Ｓ=０．００２％、Ｎ=０．００２１％、 Ｔｉ：０．００１％とした鋼（供試材Ａ）とＣ：０．００２０％、Ｓｉ：０．６％、 Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２％、Ｓ=０．００２％、Ｎ=０．００１８％、 Ｔｉ：０．００１％とした鋼(供試材Ｂ)を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で９５０℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００２２】
得られた各供試材を幅５５ｍｍ、長さ３００ｍｍの単板サンプルとし、圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向(Ｃ方向)から切り出し、無偏磁下と直流偏磁下で磁気特性を調査した。表１にこのようにして得られた供試材のＬ方向とＣ方向の鉄損の平均を示す。ここで、直流偏磁下での磁束密度の時間変化は図１に示す通りであり、直流偏磁量ΔＢ＝１．０Ｔ、交流振幅Ｂｍ ＝０．５Ｔ、交流周波数は４０Ｈｚとして、鉄損を求めた。
【００２３】
【表１】
表１より、無偏磁下では供試材Ｂに比べ、供試材Ａのほうが鉄損特性に優れているが、直流偏磁下では供試材Ａに比べ、供試材Ｂのほうが鉄損特性に優れており、従来（無偏磁下）の鉄損の低い材料が直流偏磁下でも低鉄損となりえないことがわかる。
【００２５】
そこで、本発明者らは、直流偏磁特性を良好にするためには、低磁場域から高磁場域まで高透磁率が達成されることおよび適正な固有抵抗を有していることが重要と考え、結晶粒径の適正化および成分の最適化について検討した。
【００２６】
直流偏磁下での鉄損に及ぼす結晶粒径の影響を調査するため、Ｃ：０．００１８％、 Ｐ：０．００５％、 Ｓｉ=１．０％、 Ａｌ=０．３％ 、Ｎ=０．００２１％、Ｓ=０．００２％ 、 ｔｒ．Ｔｉとした鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で８００〜１１００℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００２７】
図２に、このようにして得られた供試材の結晶粒径と鉄損の関係を示す。ここで、磁気特性の測定は表１と同様に行い、交流周波数は４０Ｈｚとした。
【００２８】
図２より、結晶粒径が５０〜３００μｍの範囲で直流偏磁下での鉄損が低下することがわかる。一方、結晶粒径３００μｍ超えでは鉄損が増大しており、この原因は集合組織劣化による磁束密度の低下と、高温焼鈍時の表層窒化等による鉄損増大に起因したものと考えられる。
以上の理由により、本発明では平均結晶粒径を５０〜３００μｍとする。
【００２９】
次いで、直流偏磁下での鉄損に及ぼすＳ量の影響を調査するため、Ｃ：０．００１８％、 Ｐ：０．００５％、 Ｓｉ=１．０％、 Ａｌ=０．３％ 、Ｎ=０．００２１％としＳを０．０００３〜０．００２５％と変化させた鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で８００〜８５０℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。ここで、得られた供試材の結晶粒径は６０μｍであった。
【００３０】
図３に、このようにして得られた供試材のＳ量と鉄損の関係を示す（図中○印）。ここで、磁気特性の測定は表１と同様に行い、交流周波数は４０Ｈｚとした。
【００３１】
図３より、Ｓ量が９ｐｐｍ（０．０００９％）以下の範囲で直流偏磁下での鉄損が低下することがわかる。ここで、 Ｓ量が０．０００９％以下で鉄損が低下した原因は、磁壁の移動を妨げる鋼中のＭｎＳが少なくなることにより、低磁場域の透磁率が向上したためと考えられる。
以上の理由により、 Ｓ量は０．０００９％以下とするのが好ましい。
【００３２】
次に、図３の○印の成分の鋼にＳｂを４０ｐｐｍ添加した結果を図中□印で示す。Ｓｂの鉄損低減効果に着目すると、Ｓ量が９ｐｐｍ超えの領域では、Ｓｂ添加により鉄損は０．０１Ｗ／ｋｇ程度しか低下しないが、Ｓ量が９ｐｐｍ以下の領域では、Ｓｂ添加により鉄損は０．０５〜０．０７Ｗ／ｋｇ程度低下しており、Ｓ量が少ない場合すなわちＳ量が９ｐｐｍ以下の場合にＳｂの鉄損低減効果は顕著に認められる。これはＳｂが鋼板表層部に濃化し極低Ｓ材で顕在化する表層の窒化を抑制したためと考えられる。
【００３３】
次にＳｂの最適添加量を調査するため、Ｃ：０．００２６％、Ｓｉ：０．７２％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２０％、Ａｌ=０．３８％、Ｓ=０．０００４％、Ｎ=０．００２０％としＳｂ量をｔｒ．〜６００ｐｐｍの範囲で変化させた鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で９５０℃×２ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。
【００３４】
図４に、このようにして得られた供試材のＳｂ添加量と鉄損と関係を示す。ここで磁気特性の測定は図３と同様の方法で行った。
【００３５】
図４より、Ｓｂ添加量が１０ｐｐｍ以上の領域で鉄損が低下することがわかる。しかし、Ｓｂをさらに添加し、Ｓｂ添加量が５０ｐｐｍ超えとなった場合には、鉄損は再び増大することもわかる。
【００３６】
このＳｂ添加量が５０ｐｐｍ超えの領域で鉄損が増大する原因を調査するため、光学顕微鏡による組織観察を行った。その結果、Ｓｂ添加量が５０ｐｐｍ超えの領域では、表層細粒組織は認められなかったものの、平均結晶粒径が若干小さくなっていた。この原因は明確ではないが、Ｓｂが粒界に偏析しやすい元素であるため、Ｓｂの粒界ドラッグ効果により粒成長性が低下したものと考えられる。
【００３７】
但し、Ｓｂを６００ｐｐｍまで添加してもＳｂ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００３８】
以上の理由によりＳｂ添加量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００３９】
以上の鉄損低減効果はＳｂと同様な表面偏析型元素であるＳｎを１０ｐｐｍ以上添加した場合にも認められた。さらには、Ｓｎを５０ｐｐｍ超えで添加すると、鉄損が若干増大した。但し、Ｓｎを６００ｐｐｍまで添加してもＳｎ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００４０】
以上の理由によりＳｎ添加量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００４１】
さらに、ＳｂとＳｎを複合添加した場合にも上記と同様の効果が得られた。すなわち、Ｓｂ+Ｓｎで１０ｐｐｍ以上添加した場合に鉄損が低下し、Ｓｂ+Ｓｎで５０ｐｐｍ超え添加した場合に若干の鉄損増大が認められた。但し、Ｓｂ+Ｓｎを６００ｐｐｍまで添加してもＳｂ+Ｓｎ無添加鋼と比べると鉄損は良好である。
【００４２】
以上の理由によりＳｂとＳｎを複合添加した場合にはＳｂ+Ｓｎで１０ｐｐｍ（０．００１％）以上とし、コストの問題から上限を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするのが好ましい。鉄損の観点より、望ましくは１０ｐｐｍ（０．００１％）以上、５０ｐｐｍ（０．００５％）以下とするのが好ましい。
【００４３】
次に、成分の限定理由について説明する。Ｓｉは従来の加速器用材料ではほとんど添加されていないが、この場合、渦電流損が増大し、直流偏磁下での鉄損が増大することとなる。このため、本発明では固有抵抗を上げるためＳｉ量は０．２％以上、好ましくは０．５％以上添加する。一方、Ｓｉ量の上限は１．５％とする（但し、１．５％は除く）。
【００４４】
ＡｌはＳｉと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、２％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下すると共に直流偏磁下での鉄損が増大するため上限を２％とする。
【００４５】
Ｃは磁気時効の問題があり、また炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため０．００５％以下とする。
【００４６】
Ｍｎは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、０．０５％以上必要であるが、１．５％超えになると磁束密度を低下させるので０．０５〜１．５％とする。
【００４７】
Ｐは０．２％を超えて添加すると鋼板が硬くなるため０．２％以下とする。
【００４８】
Ｎは、含有量が多い場合にはＡｌＮ等の窒化物の析出量が多くなり、鉄損を増大させるため０．００５％以下とする。
【００４９】
Ｔｉは、含有量が多い場合には微細な炭窒化物の析出量が多くなり、鉄損を増大させるため０．００５％以下とするのが好ましい。
【００５０】
本発明において板厚は０．３５〜１ｍｍとするのが好ましい。板厚０．３５ｍｍ未満では必要な磁束を得るための積み枚数が増大し、コアの製造工程、コスト等が不利になる。一方、板厚が１ｍｍを超えた場合には渦電流損増大に起因し直流偏磁下での鉄損が増大する。
【００５１】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板を得るには、例えば、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、最終焼鈍を行う。
【００５２】
ここで、結晶粒径は、平均結晶粒径のことであり、例えば、仕上焼鈍温度を８００℃〜１０００℃程度として仕上焼鈍を行うことにより本発明で規定する範囲とすることができる。
【００５３】
【実施例】
（実施例１）
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表２の成分に鋳造後、１１４０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行った後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。ここで熱延仕上げ温度は８００℃とし、巻取り温度は６１０℃とした。巻取り後、７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、表２に示す板厚まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で表２に示す条件において仕上焼鈍を行った。
【００５４】
磁気特性は幅５５ｍｍ長さ３００ｍｍの単板試験片を圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）から切り出し、ΔＢ＝１．０Ｔ、Ｂｍ＝０．５Ｔ、交流周波数４０Ｈｚで直流偏磁鉄損を測定した。また、磁束密度Ｂ５０はＢｍ＝０．５Ｔ一定とし、ΔＢを変化させた際の磁界の強さのピークが５０００Ａ／ｍとなった際の磁束密度の最大値を測定した。各鋼板の磁気特性を表２に併せて示す。なお、表２において各磁気特性（鉄損、磁束密度）値は、Ｌ方向とＣ方向の平均値である。
【００５５】
【表２】
表２より、本発明鋼において、直流偏磁下での磁気特性に優れた材料が得られることがわかる。
一方、比較鋼では鉄損が高いかもしくは磁束密度が低くなっている。
【００５７】
（実施例２）
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表３の成分に鋳造後、１２１０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行った後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。ここで熱延仕上げ温度は８００℃とし、巻取り温度は６１０℃とした。巻取り後、７５％Ｈ2-２５％Ｎ2雰囲気で８３０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、表３に示す板厚まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で表３に示す条件において仕上焼鈍を行った。
【００５８】
磁気特性は幅５５ｍｍ長さ３００ｍｍの単板試験片を圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）から切り出し、ΔＢ=１．０Ｔ、Ｂｍ＝０．５Ｔ、交流周波数４０Ｈｚで直流偏磁鉄損を測定した。また、磁束密度Ｂ５０はＢｍ＝０．５Ｔ一定とし、ΔＢを変化させた際の磁界の強さのピークが５０００Ａ／ｍとなった際の磁束密度の最大値を測定した。なお、表３において各磁気特性（鉄損、磁束密度）値は、Ｌ方向とＣ方向の平均値である。
【００５９】
【表３】
表３より、本発明鋼において、直流偏磁下での磁気特性に優れた材料が得られることがわかる。
一方、比較鋼では鉄損が高いかもしくは磁束密度が低くなっている。
【００６１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば直流偏磁下での磁気特性に優れ、透磁率が高い鋼板を得ることができる。
【００６２】
本発明により得られる鋼板は、加速器をはじめとする直流偏磁下で使用されるコアおよびヨーク材として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】直流偏磁測定時の磁束密度波形を示す図
【図２】結晶粒径と鉄損との関係を示すグラフ。
【図３】Ｓ量と鉄損との関係を示すグラフ
【図４】Ｓｂ添加量と鉄損との関係を示すグラフ
Claims (4)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｉ：０．２〜１．５％（但し、１．５％は除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径が５０〜３００μｍであることを特徴とする直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
- さらに、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｓ：０．０００９ｍａｓｓ％以下のうちの少なくともいずれかであることを特徴とする請求項１に記載の直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
- さらに、Ｓｂ、Ｓｎのうちの１つ以上を合計で０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
- 板厚が０．３５〜１ｍｍであることを特徴とする請求項１ないし３記載の直流偏磁下で使用される電磁鋼板。
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