JPH02243718A - 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法 - 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、かつ引張強さ４０ｋｇ　ｆ　／　ｍｍ以上の良
電磁厚板の製造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。

しかしなから、近年の装置の大型化、能力の向上筒に伴
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での低磁場の品い
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
向磁気特性が均一で、低磁場での磁束密度が高く、かつ
、引張強さか４０ｋｇｆ／−以上の良電磁厚板の製造法
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：　０．０１％以下、Ｓ　ｊ：０
．０２％以下、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｓ　：０．０１
０％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍ　ｏ　：　０　、
０１％以下、Ｃｕ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０４〜
０．２０％を含有し、へΩ：０．０４０％以下、Ｃａ：
ｏ、０１％以下の範囲でＡｌ，Ｃａのいずれか１種をＴ
ｊと共に含み、Ｎ：０．００４％以下、０　：０．００
５％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９５０〜１
１５０°Ｃ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°Ｃ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７
５０〜９５０°Ｃで焼鈍するかあるいは９１０〜１００
０°Ｃで焼準し、板厚５０ｗ未満については７５０〜９
５０℃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な電磁厚
板の製造方法である。

たたし、 Ａ＝　（２Ｒ（ｈ、　−ｈ　　）　）　／　（ｈ、　＋
ｈ　　）Ａ　、圧延形状比 り、二人側板厚　（ｍｍ） 】 ｈ　、出側板厚　（關） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｎ＋） 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か優勢になり他
の磁区を蚕食併合していく。

っ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。

そこでこれを解決するものとして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
径を板厚各位層でそろえる製造法を完成したものである
。

そ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０．００７Ｃ−０，Ｏ７Ｍｎ　−０，０１０Ａ
ρ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Ａ１１Ｎを減少するため、ＡΩ
、Ｎを低下すること、特にＡΩ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０．０１Ｓｉ　−０，Ｉ　Ｍｎ−０，０１
Ａｉ）鋼にあって、Ｃ含有量の増加につれ低磁場（８０
Ａ／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。

たたし、 Ａ＝　（２Ｒ（ｈ、　−ｈ　　）　）　／　（ｈ、　＋
ｈ　　）Ａ　：圧延形状比 り、二人側板厚　（ｍｍ） 】 ｈ　：出側板厚　（ＩＩＩＩｌｌ） Ｒ＝圧延ロール半径（ｍｍ） 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、ＡΩの無添加の領域ではＡｌｌに代わる脱酸剤
として使え、かつ強度を上昇させる、っまり引張強さ４
０ｋｇ　ｆ　／−以上で、低磁場での磁束密度を低下さ
せない元素として、第４図に示すように０．００７Ｃ−
０，１０Ｍｎ　−０，０１５ＡＩ鋼で、Ｔｉ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
とか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、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８１は０．０２％以下、Ｍｎは
０．２Ｇ％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、Ｏ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が必要であリ、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。

Ｔｊは八βの無添加の領域、つまり、Ａｇが０．００５
％未満でＡｇに代わる脱酸剤として使え、かつ引張強さ
４０ｋｇ　ｆ　／−以上を得るためには０．０４％以上
添加する必要がある。しかし、０．２０％超添加すると
低磁場での磁束密度が低下するので、０．０４〜０．２
０％に限定する。

Ａｇ、Ｃａは脱酸剤として用いるもので、Ａｇで脱酸す
る場合は０．００５％以上添加されるが、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０．０
４０％とする。さらに磁壁の移動を妨げる析出物である
ＡｌＮ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は八ρに代わる脱酸元素として用いる場合は０．０
００５％以上添加されるか、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っＡｌｘ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℃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。

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］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℃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℃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５０ｍ以上の厚手材については脱水素熱処理を施す。

板厚５０＋＋ｏｎ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
満では脱水素効率か悪く、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，［ｉ（ｔ　−５
０）　＋　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か、
７５０°Ｃ未満では結晶粒粗大化が起こらず、また９５
０℃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であるＡ　ｃ　３
点の９１０℃以上とする。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９１０〜１
０００℃に限定する。

なお、板厚５０ｍｍ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。

＝１１０ 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１００＋ｎ＋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く、かつ引張強さか
高い。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ１例３．４は低Ｍ
ｎ、例５は低Ａβ、例６はＡΩ無添加でＣａ添加であり
、より高い磁気特性を示す。

例７〜９は５００ｍｍ、例１０は４０　ｍｍ−、例１１
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、引張強さが高い。

例１２はＣが高く、例６はＳｉが高く、例Ｉ４はＭｎが
高く、例１５はＳが高く、例Ｉ６はＣｒが高く、例■７
はＭｏか高く、例１８はＣｕが高く、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１９はＴｉが低
く、引張強さか低い。例２０はＴｉが高く、例２１はＡ
ｐが高く、例２２はＮが高く、例２３はＯが高く、例２
４はＨが高く、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は加熱温度か下
限をはずれ最大形状比か小さいため、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８
００℃以下の圧下率が上限を超えるため、板厚方向の磁
束密度のバラツキか大きい。例２９は最大形状比が下限
をはずれ、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か大きい。

（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℃以下の圧下率の影響
を示すグラフである。第２図は８０Ａ／ｒｎにおける磁
束密度に及はす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図は引張強さに及ぼすＴｉ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８００°Ｃ以
下のＨＴ牢（％） （（γ−！：） Ｉ敲＊口 （４γｆ）Ｎ顕審口

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、 Ｔｉ：０．０４〜０．２０％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Ｔｉ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の均一な電磁
   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）