JPH02243717A - 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造方法 - 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、低い保磁力を有する良電磁厚板の製造
方法を提供するものである。

（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、大型構造物に高い磁気特性を有する部材を使
用する装置が使われ、その磁気特性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、使用鋼材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材が要求される
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６０−９８７４９号公報が公知であ
る。

しかしながら、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／ｒｎての磁束密度の高い鋼材開発の要望が強い。従
来開発された鋼材では、８０Ａ／ｍでの低磁場の高い磁
束密度が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
向磁気特性か均一で、低磁場での磁束密度が高く、かつ
、低い保磁力を有する良電磁厚板の製造方法を提供する
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・０．旧％以下、Ｓ　ｉ：０．０
２％以下、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１．０％
以下、Ｃｒ：Ｄ、０５％以下、Ｍｏ：０．０］％以下、
Ｃｕ：０．０１％以下、Ｎｉ：　０．１〜２．０％を含
有し、Ａρ：０．００５〜０．０４０％、Ｃａ：０．０
００５−０．０１％のうちいずれか一方で脱酸し、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で規準し、板厚５０
＋ｎｍ未満については７５０〜９５０℃で焼鈍するかあ
るいは９１０〜１０００°Ｃで規準することを特徴とす
る板厚方向磁気特性が均一な良電磁厚板の製造方法であ
る。

たたし、 Ａ＝　（２Ｒ（ｈ、　−ｈ　　）　）　／　（ｈ、　＋
ｈ　　）＋０　　　　　　　　　　　　　１０ Ａ　：圧延形状比 り、：入側板厚　（＋ｎ＋＋＋） ｈ　：出側板厚　（關） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ） まず、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
きに変化が生じ、磁界の方向に近い磁区が優勢になり他
の磁区を蚕食併合していく。

つまり、磁壁の移動が起こる。

さらに磁界が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
る結晶粒の粗大化が重要な技術となっていた（特開昭６
０−９６７４９号公報）。

発明者らは、ここにおいて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、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ことか達成困難
であることを見出した。

そこで板厚方向の粒径が均一でやや粗い粒径（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。

この方法は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ものである。

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ことができる。

そして、この８００℃以下の軽圧下で導入された集合組
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０．０１Ｃ−０，０６Ｍｎ　−０，０２０Ａｌ
ｌ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ＡｆｉＮを減少するため、Ａ、
１７．Ｎを低下すること、特にＡｊ）無添加（ＡΩ＜　
０．００５％）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０．０１Ｓｉ　−０，１Ｍｎ−０，０１Ａ
Ｎ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、＋ｈ　　）１　
０　　　　１　　。

Ａ　＝圧延形状比 り、：入側板Ｎ　（龍） ｈ　：出側板厚　（＋ｎ＋ｎ） Ｒ：圧延ロール半径（＋ｎｎ＋） 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−０，０１Ｓ　ｉ　−
０，１Ｍｎ鋼にあって高形状比圧延により空隙性欠陥の
サイズをｌＯＯμ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、保磁力を低くし、かつ低磁場での磁束密度を低
下させない元素として種々検討した結果、第４図に示す
ように０．００８Ｃ−０，１５Ｍｎ　−０，０１０Ａ、
１７鋼で、Ｎｉ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
磁束密度を最も低下させる元素であり、極力低減するこ
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。

Ｓｔ、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Ｓｔは０．０２％以下、Ｍｎは
０６２０％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。

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ｏ、ｏｉｏ％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が必要であり、この意味からＣ
ｒは０．０５％以下、Ｍｏは０．０１％以下、Ｃｕは０
．０１％以下とする。

Ｎｉは保磁力を低下させ、かつ低磁場での磁束密度を低
下させない元素として不可欠なもので、保磁力を低下さ
せるためには０．１％以上添加させる必要がある。２．
０％以上添加すると保磁力の上昇と低磁場での磁束密度
を低下させるので、０．１〜２．０％に限定する。また
、これによって磁気特性を低下させずに強度をあげるこ
とが可能であり、望ましくは１，０〜２．０％である。

ＡΩ、Ｃａは脱酸剤として用いるもので、八βは０００
５％以上必要であるが、多くなりすぎると介在物を生成
し鋼の性質を損なうので上限は０．０４０％とする。さ
らに磁壁の移動を妨げる析出物であるＡΩＮを減少させ
るためには低いほどよく、望ましくは０．０２０％以下
がよい。

ＣａはＡρ＜　０．００５％の場合、八Ωに代わる脱酸
元素として用いられ、０．０００５％以上添加されるが
、０．０１％超では低磁場での磁束密度を低下させるの
で、上限は０．０１％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％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。

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°
Ｃ以下にするのは、１１５０°Ｃ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、
上限を月５０℃とする。加熱温度が９５０°Ｃ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。

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、必す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か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以下にすることか磁気特性によい。圧延中に
この高形状比圧延により空隙性欠陥をな（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℃以下の軽圧下により板厚方向に均一な粒成
長を図り、かつこの軽圧下で導入された集合組織により
、磁区の方向か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かできる
。

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」二の圧下率か必要であるため、１０％を下
限とする。８００°Ｃ以下で３５％を超える圧下率の圧
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５０ｍｍ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が、その際６００℃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、６ｏｏ〜７５０　’Ｃ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ｒＯ，８（ｔ　
−５［））　＋６）時間（ｔ、板ｒａｙ　＞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℃未満では結晶粒粗大化が起こらず、また９５０
°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
なうか、下限はオーステナイト域下限のＡ　ｃ　３点て
あル９１Ｃ１℃以上で、がっ、ｒｏｏｏ℃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９１０
〜１０００℃に限定する。

なお、板厚５０＋ｎ＋ｎ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、規準をかねることが可能であ
る。一方、板厚５０ｍ＋ｎ未満のものは水素の拡散か容
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ノくう例１〜１１
は本発明の実施例を示し、例１２〜３３は比較例を示す
。

例１〜６は板厚１．００　ｍｍ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、保磁力は低い。

例１に比べ、例２はさらに低Ｃ１例３゜４は低Ｍｎ、例
５は低ＡΩ、例６はＡ、Ｑ無添加Ｃａ添加であり、より
高い磁気特性を示す。例７〜９は５００＋＋＋ｍ、例１
０は４０ｍ＋ｎ、例１１は６ｎ＋ｍ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、保磁力は低
い。

例１２はＣが高く、例１３はＳｉが高く、例１４はＭｎ
が高く、例１５はＳが高く、例１６はＣｒが高く、例１
７はＭｏが高く、例１８はＣｕか高く、それぞれ上限を
超えるため低磁束密度で、保磁力は高い。

例１９はＮｉが低く、保磁力が高い。例２０はＮｉが高
く、例２１はＡｇか尚く、例２２はＮか高く、例２３は
Ｏが高く、例２４はＨが高く、それぞれ上限を超えるた
め低磁束密度で保磁力が高い。例２５は加熱温度が上限
を超え板厚方向の磁束密度のバラツキが大きい。例２６
は加熱温度か上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８０
０°Ｃ以下の圧下率が下限をはずれ低磁束密度となって
いる。例２８は８００°Ｃ以下の圧下率が上限を超える
ため、板厚方向の磁束密度のバラツキが大きい。例２９
は最大形状比が下限をはすれ、例３０は脱水素熱処理温
度が下限をはすれ、例３１は焼鈍温度が下限をはずれ、
例３２は規準温度が上限を超え、例３３は脱水素熱処理
が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子犬な効果を奏するもの
である。

コ９

【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℃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／ｍ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図は保磁力に及はすＮｉ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０　　１０　
　２０　３０　　４０　　　Ｓθ８００°Ｃ↓又下の圧
下率（′１０） （（γＡ） Ｉ汲峯叡 （４γ孟）Ｉ？ｓ審口

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．０２％以下、 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、 Ｎｉ：０．１〜２．０％を含有し、 Ａｌ：０．００５〜０．０４０％，Ｃａ：０．０００５
   〜０．０１％のうちいずれか一方で脱酸し、 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の均一な良電
   磁厚板の製造方法。 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）