JPH02243716A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は板厚方向磁気特性が均一で、低磁場での磁束密
度が高く、かつ高い固有抵抗を有する無方向性電磁厚板
の製造法に関するものである。

（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
る磁石用、あるいは磁場を遮蔽するのに必要な磁気シー
ルド用の材料では、低磁場での高い磁束密度が求められ
ているが、さらに構造物が巨大化するに従い、使用鋼片
の磁気特性のバラツキの少ない、特に板厚方向磁気特性
の均一な鋼片が要求されるようになった。

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か
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
上の問題かあり、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て製造されている
。たとえば、特開昭［ｉｏ　−９６７４９号公報が公知
である。

しかしなから、近年の装置の大型化、能力の向上等に伴
いさらに磁気特性の優れた、特に低磁場、たとえば８０
Ａ／ｍでの磁束密度の高い鋼片開発の要望が強い。従来
開発された鋼片では、８０Ａ／ｍでの低磁場の高い磁束
密度か安定して得られていない。

これに加え実用上問題となる使用鋼材の磁気特性のバラ
ツキ、特に板厚方向磁気特性の均一性に関する考慮はな
されていない。

（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、板厚方
向磁気特性が均一で、低磁場での磁束密度の高く、かつ
、高い固有抵抗を有する無方向性電磁厚板の製造法を提
供することである。

（課題を解決するための手段） 本発明は重量％で、ｃ　：　ｏ、ｏｉ％以下、Ｓｉ：０
．１−４．０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｓ　：０．０
１０％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．旧％以
下、Ｃｕ：ｏ、０１％以下を含有し、Ａρ：０．０４０
％以下、Ｃａ：０．０１％以下の範囲でＡΩ、Ｃａのい
ずれか１種をＳｉ　と共に含み、Ｎ　：０．００４％以
下、Ｏ：０．００５％以下、Ｈ：０．０００２％以下を
含み、残部実質的に鉄からなる鋼組成の鋼片または、鋳
片を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、引続き８００℃以下で圧下率を１０〜３５％
とする圧延を行ない、板厚５０ｍｍ以上の厚板について
は６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行なった後、必要
に応じて７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０
〜１０００°Ｃて焼準し、板厚５０ｍｍ未満については
７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１００
０℃で焼準することを特徴とする板厚方向磁気特性が均
一で、低磁場での磁束密度か高く、かつ、高い固有抵抗
を有する無方向性電磁厚板の製造法である。

たたし、 Ａ＝　（２Ｒ（ｈ、　−ｈ　　）　）　／　（ｈ十ｈ　
　）Ａ　：圧延形状比 ｈｉ：入側板厚　（ｍｍ） ｈ　：出側板厚　（＋ｎ＋ｎ） Ｒ：圧延ロール半径（＋ｎ＋ｎ） （作　　用） まず、低磁場での磁束密度を高くするために磁化のプロ
セスについて述べると、消磁状態の鋼を磁界の中に入れ
、磁界を強めていくと次第に磁区の向きに変化か生じ、
磁界の方向に近い磁区か優勢になり他の磁区を蚕食併合
していく。つまり、磁壁の移動が起こる。

さらに磁界か強くなり磁壁の移動が完了すると、次に磁
区全体の磁化方向に向きを変えていく。この磁化プロセ
スの中で低磁場での磁束密度を決めているのは、磁壁の
移動しやすさである。つまり低磁場で高磁束密度を得る
ためには、磁壁の移動を障害するものを極力減らすこと
であると定性的に言うことができる。

この観点から従来磁壁の移動の障害となる結晶粒の粗大
化か重要な技術となっていた（特開昭６０−９８７４９
号公報）。

発明者らは、ここにおいて低磁場で高磁束密度を得なが
ら、特に板厚方向磁気特性を均一にするためには、単に
結晶粒の粗大化をねらったのでは圧延中の歪分布、温度
分布の不均一性により不可避的に混粒となるため達成困
難であることを見出した。

これを解決するものとして板厚方向の粒径が均一となる
やや粗い粒径（粒度Ｎｏ、で１〜４番）とし、その粒径
を板厚各位置でそろえる製造法を完成したものである。

比較的低温の加熱を行ない加熱γ粒を板厚方向にそろえ
、さらに８００℃以下で軽圧下を加えることで適当な粒
成長をはかる。その結果巨大粒を得るのではなく、やや
粗粒な板厚方向に均一な粒径を得る。

そして、この８００℃以下の軽圧下て導入された集合組
織により、磁区の方向をそろえ、低磁場での磁壁の移動
を容易とし、磁気特性を向上させる。

第１図に０．０ＩＣ−１，２Ｓｉ　−０，０１０ＡΩ鋼
での８００℃以下の圧下率と８ＯＡ／ｍでの磁束密度及
び磁束密度のバラツキを示す。

１０〜３５％の軽圧下により、高磁束密度と板厚方向の
磁束密度の均一性が得られる。

さらに低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。

まず、磁壁移動を妨げるＡρＮを減少するため、Ａｌ，
Ｎを低下すること、特にＡｉ１無添加（ＡΩ＜　０．０
０５％）にすることが望ましい。内部応力減少のための
元素の影響としては、Ｃの低下が必要である。

第２図に示す０．５Ｓｉ　−０，１Ｍｎ−０，０ＩＡｉ
ｌ鋼にあってＣ含有量の増加につれ低磁場（８０Ａ／ｍ
）での磁束密度が低下している。

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。

ただし、 Ａ　−（２Ｒ（ｈ、　−ｈ　　）　）　／　（ｈ、　十
ｈ　　）Ａ　：圧延形状比 ｈｉ：入側板厚　（ａｍ） ｈ　：出側板厚　（關） Ｒ：圧延ロール半径（ｉｎ） さらに、鋼中の水素の存在も第３図に示すように有害で
、脱水素熱処理を行なうことによって磁気特性が大幅に
向上することを知見した。

第３図に示すように０．００７Ｃ−Ｉ　Ｓ　ｉ−０，１
Ｍｎ鋼にあって高形状比圧延により空隙性欠陥のサイズ
を１００μ以下にし、かつ脱水素熱処理により鋼中水素
を減少することで、低磁場での磁束密度が大幅に上昇す
ることがわかる。

さらに、Ａｌ１の無添加の領域（１！　＜０．００５）
でＡ、ｇに代わる脱酸剤として使え、かつ鋼に高い固有
抵抗値と高強度を与える元素として、第４図に示すよう
にＳｉが最適であることを知見した。

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、極力下げることが低
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。

第２図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。

Ｓｉ、ＡΩ、Ｃａは脱酸剤として用いるもので、Ｓｉで
脱酸する場合は０．１％以上、Ａ１１で脱酸する場合は
０．００５％以上、Ｃａで脱酸する場合は０．０００５
％以上添加する必要がある。しかし、Ａρは０．０４０
％超、Ｃａは０．０１％超添加すると低磁場での磁束密
度を低下させるので、Ａｌｌは０．０４０％、Ｃａは０
．０１％を上限とする。

さらに、Ｓｉは第４図に示すように固有抵抗値、引張強
さを高めるためには不可欠な元素で、０．１％以上添加
する必要がある。しかし、４．０％超添加すると低磁場
での磁束密度か低下するため、上限は４．０％とする。

しかして、本発明はＡΩの添加、無添加（ＡΩ＜　０．
００５％）にかかわらすＳＬの添加によって脱酸すると
ともに、鋼に高い固有抵抗値と高強度を付与することを
主眼とし、八Ω、Ｃａはそれぞれいずれか１種を前述の
如き制限された量をＳｉと同時添加して、鋼の脱酸を行
うものである。

Ｍｎは低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。Ｍ
ｎ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。

Ｓ、０は鋼中において非金属介在物を形成し、磁壁の移
動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ほ
どよい。このため、Ｓは０．０１０％以下、０は０．０
０５％以下とした。

Ｃｒ　、Ｍｏ　、Ｃｕは低磁場での磁束密度を低下させ
るので少ないほど好ましく、また偏析度合を少なくする
ことから極力低くすることか必要であり、この意味から
Ｃｒは０．０５％以下、Ｍｏは０．０１％以下、Ｃｕは
０．０１％以下とする。

Ｎは内部応力を高めかつＡΩＮにより結晶粒微細化作用
により、低磁場での磁束密度を低下させるので上限は０
．００４％以下とする。

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％以ドとする。

次に製造法について述べる。

圧延条件については、まず圧延面加熱温度を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が大きく、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°Ｃ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、９５０℃を下限とする。

］　２ 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回当たりの変形態
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以上の圧延パスか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。圧延中に
この高形状比圧延により空隙性欠陥をなくすことで、後
で行なう脱水素熱処理における脱水素効率が飛躍的に上
昇するのである。

次に８００°Ｃ以下の軽圧下により板厚方向に均一な粒
成長を図り、かつこの軽圧下て導入された集合組織によ
り磁区の方向がそろい、低磁場での磁壁の移動を容易と
し、板厚方向に均一な磁気特性の向上を図ることができ
る。

この軽圧下の圧下率としては、第１図に示すように低磁
場での磁束密度を高くするためには、最低８００℃以下
で１０％以上の圧下率が必要であるため、１０％を下限
とする。８００°Ｃ以下で３５％超の圧下率の圧下を加
えると板厚方向の磁気特性のバラツキが増大するため、
３５％を上限とする。

次に熱間圧延に引続き結晶粒粗大化、内部歪除去及び板
厚５０ｍｍ以上の厚手材については脱水素熱処理を施す
。板厚５０＋＋＋＋ｎ以上では水素の拡散がしにくく、
これが空隙性欠陥の原因となり、かつ、水素自身の作用
と合わさって低磁場での磁束密度を低下させる。

このため、脱水素熱処理を行なうか、その際６００８Ｃ
未満では脱水素効率が悪＜７５０℃超では変態が一部開
始するので、６００〜７５０℃の温度範囲で行なう。脱
水素時間としては種々検討の結果［０，８（ｔ　−５０
）　＋６）時間（ｔ　板厚）が適当である。

焼鈍は結晶粒粗大化及び内部歪除去のために行なうが、
７５０°Ｃ未満では結晶粒粗大化か起こらず、また９５
０°Ｃ超では結晶粒の板厚方向の均質性が保てないため
、焼鈍温度としては７５０〜９５０℃に限定する。

規準は板厚方向の結晶粒調整及び内部歪除去のために行
なうが、下限はオーステナイト域下限のＡ　ｃ　ａ点で
ある９１０℃以上とする。しかし、１０００℃超では結
晶粒の板厚方向の均質性が保てないので、規準温度は９
１０〜１０００℃に限定する。

なお、板厚５Ｄｍｒｓ以上の厚手材で行なう脱水素熱処
理でこの焼鈍あるいは、規準をかねることか可能である
。一方、板厚５０ｍｍ未満のものは水素の拡散が容易な
ため、脱水素熱処理は不要で前述の焼鈍または規準する
のみでよい。

（実　施　例） 次に本発明の実施例を比較例とともにあげる。

第１表に電磁厚板の製造条件とフェライト粒径、低磁場
での磁束密度、板厚方向の磁束密度のバラツキを示す。

９〇− 例１〜Ｉ２は本発明の実施例を示し、例１３〜３３は比
較例を示す。

例１〜５は板厚１００ｎ＋＋ｎに仕上げたもので、高磁
束密度で板厚方向のバラツキも少ない、かつ高い固有抵
抗値を有する。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ１例３，
４は低Ｍｎ、例５は低Ａｇ１例６はＡｇ無添加でＣａ添
加、例７はＡ、ｉｌｌ、Ｃａとも無添加でＳｉ脱酸して
おり、より高い磁気特性を示す。例８〜１０は５００ｎ
＋ｍ、例１１は４０＋ｎｍ、例１２は６ｍｍに仕上げた
もので、高磁束密度で板厚方向のバラツキも少なく、か
つ高い固有抵抗値を有する。

例１３はＣが高く上限を超えるため低磁気特性値となっ
ている。例１４はＳＩが低く下限をはずれるため固有抵
抗値が低い。例１５はＳｊか高く、例Ｉ６はＭｎが高く
、例１７はＳが高く、例１８はＣｒが高く、例ｊ９はＭ
ｏが高く、例２０はＣｕが高く、例２■はＡｇか高く、
例２２はＮが高く、例２３はＯが高く、例２４はＨか高
く、それぞれ上限を超えるため低磁気特性値となってい
る。例２５は加熱温度か上限を超え板厚方向の磁束密度
のバラツキが大きい。例２６は加熱温度か下限をはずれ
最大形状比が小さいため、低磁束密度で板厚方向のバラ
ツキも大きい。

例２７は８００℃以下の圧下率が下限をはすれ低磁束密
度となっている。例２８は８００°Ｃ以下の圧下率か上
限を超えるため、板厚方向の磁束密度のバラツキが大き
い。例２９は最大形状比か下限をはすれ、例３０は脱水
素熱処理温度が下限をはずれ、例３１は焼鈍温度か下限
をはずれ、例３２は規準温度か上限を超え、例３３は脱
水素熱処理かないため低磁束密度で、板厚方向の磁束密
度のバラツキが大きい。

（発明の効果） 以上詳細に述べたごとく、本発明によれば適切な成分限
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、かつその製造法
も前述の成分限定と熱間圧延後結晶粒調整及び脱水素熱
処理を同時に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。

１つ

【図面の簡単な説明】

第１図は８０Ａ／ｍにおける磁束密度及び板厚方向の磁
束密度のバラツキに及ぼす８００°Ｃ以下の圧下率の影
響を示すグラフである。第２図は８０Ａ／ｍ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。第
３図は８０Ａ／ｒｎにおける磁束密度に及ぼす空隙性欠
陥のサイズ及び脱水素熱処理の影響を示すグラフである
。第４図は固有抵抗値、引張強さに及ぼすＳｉ含有量の
影響を示すグラフである。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫０１θ　　２
θ　３θ　　４０　　　Ｓθ８００°Ｃ↓久下の圧Ｔ率
（％） 第２図 θθ２ θ０４ θθ８ Ｃ（’／、）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．１〜４．０％、 Ｍｎ：０．２０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：０．０５％以下、 Ｍｏ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．０１％以下を含有し、 Ａｌ：０．０４０％以下、 Ｃａ：０．０１％以下の範囲でＡｌ，Ｃａのいずれか１
   種をＳｉと共に含み、 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、鋳片を９
   ５０〜１１５０℃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、引続き８００℃以下で圧下率を１０〜３５％とする
   圧延を行ない、板厚５０ｍｍ以上の厚板については６０
   ０〜７５０℃の脱水素熱処理を行なった後、必要に応じ
   て７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１０
   ００℃で焼準し、板厚５０ｍｍ未満については７５０〜
   ９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１０００℃で焼
   準することを特徴とする板厚方向磁気特性が均一で、低
   磁場での磁束密度が高く、かつ、高い固有抵抗を有する
   無方向性電磁厚板の製造法。 ただし、 Ａ＝｛２√〔Ｒ（ｈ＿ｉ−ｈ＿ｏ）〕｝／（ｈ＿ｉ＋ｈ
   ＿ｏ） Ａ：圧延形状比 ｈ＿ｉ：入側板厚（ｍｍ） ｈ＿ｏ：出側板厚（ｍｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ）