JPH028323A - 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］ 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。

本発明はここにおいて直流磁化条件で使用される磁石の
鉄心用、あるいは磁場を遮蔽するのに必要な磁気シール
ド用の磁束密度の高い電磁厚鋼板の製造方法に関するも
のである。

［従来の技術］ 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み立て加工及び
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８０−９６７４９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
い強度の高く、たとえば引張強さ４０ｋｇｆ／−以上、
さらに磁気特性の優れた、とくに低磁場、たとえば８０
Ａ／ｍでの磁束密度の高く、かつ固有抵抗値の高い鋼材
開発の要望が強い。前掲の特許等で開発された鋼材ては
、８０Ａ／ｍでの低磁場での高い磁束密度が安定して得
られない。

［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、高強度
で低磁場での磁束密度の高く、その板厚方向での磁気特
性差の少ない良電磁厚板の製造方法を提供することにあ
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、Ｓｉ　：１
．０〜４．０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｐ　：０．０
１５％以下、Ｓ　：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５
％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０Ｌ％以下
、ｌ）　：０．０４０％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、鋳片を１１
５０〜１３００℃に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上
となる条件下で圧延形状比Ａが０．７以上の圧延バスか
１回以上はとる圧延を行った後、板厚５０＋ｎｍ以上の
厚板については６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行っ
た後、必要に応じて７５０〜９５０℃で焼鈍するかある
いは９１０〜１００（１℃で焼学し、板厚２０ｍｍ以上
５０１未満については７５０〜９５０℃で焼鈍するかあ
るいは９１０〜１０００℃で規準することを特徴とする
磁場８０Ａ／ｍでの磁束密度が０．８テスラ以上の磁気
特性と高い固有抵抗を有する板厚２０ｍｍ以上の良電磁
厚板の製造方法である。

ただし、 Ａ−（２’　√［Ｒ（ｈｉ−ｈ　　））／ｈ、　十ｈＡ
　：圧延形状比 り、：入側板厚　（＋ｎｍ） ｈ　：出側板厚　（ｍｍ） Ｒ：圧延ロール半径（＋ｎｎ＋） ［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
区全体の磁力方向が向きを変えていく。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。

発明者らはここにおいて低磁場で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、空隙性欠陥及
び合金元素の利用につき、詳細な検討を行い、所期の目
的を達することに成功したものである。

即ち、粗粒化のためには、結晶粒微細化作用を有するＡ
、ＱＮを減少するため、Ａｌ、Ｎを低下すること、及び
製造方法としては、加熱温度を極力上げ加熱オーステナ
イト粒の粗大化、圧延仕上げ温度を極力高めにし、圧延
による結晶粒の微細化を防止すること並びに圧延後の焼
鈍をすることである。

次に内部応力減少のためには、Ｃの低下が必要である。

第１図に示す３．Ｏ３ｉ　−０，１ＭｎＯ，０１Ａ１１
鋼にあってＣ含有量の増加につれ電磁場（８０Ａ／ｍ）
での磁束密度が低下することがわかる。

さらに鋼中の水素の存在も有害で、第３図に示すように
、脱水素熱処理を行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図で示すようｌ：　０．００７Ｃ−０，０１Ｓｉ　
　−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内部応力も減少し低磁場
での磁束密度が大幅に上昇することがわかる。

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。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０．７以上必
要であることを見出した。

さらに磁気特性の均質性を確保することも重要であるが
、本発明による方法によれば、これに対しても極めて有
効な手段である。

さらに、Ａ、Ｑの無添加の領域でＡＮに代わる脱酸剤と
して使え、かつ、鋼に高強度、つまり、弓張強さ４０ｋ
ｇ　ｆ　／−以上と高い固有抵抗値、つまり、３５μΩ
・ｃｍ以上を与えることのできる元素として第３図に示
すように８１が最適であることを知見した。

次に本発明の成分限定理由をのべる。

Ｃは鋼中の内部応力を高め、磁気特性、とくに低磁場で
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はと経時劣化が少なく、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０．０１０％以下に限定する。第１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は八ρが無添加の領域で、つまりＡｊｌｌが０．０
０５％以下、Ａ、ｌ？に代わる脱酸剤として使え、かつ
、引張強さ４０ｋｇ　ｆ　／−以上、固有抵抗値３５μ
Ω・ｅｍ以上をｉＱるためには、１．０％以上添加する
必要がある。しかし、４．０％以上添加すると低磁場で
の磁束密度が低下するため、１．０〜４．０％に限定す
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Ｓｉは０．０２％以下、Ｍｎは０．２
０％以下に限定する。Ｍｒｌ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。

ｐ、　　ｓ、　ｏは鋼中において非金属介在物を形成し
、かつ偏析することにより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
Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１０％以下、０は０
．００５％以下とした。

Ｃｒ　、Ｍｏ　、Ｃｕは低磁場での磁束密度を低下させ
るので少ない程好ましく、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。

ＡΩは脱酸剤として用いるものであるが、多くなりすぎ
ると介在物を生成し鋼の性質を損ない、かつ、電磁特性
を低下させるので上限は０．０４０％以下とする。さら
に結晶粒微細化作用を有するＡｆＩＮを減少させるため
には望ましくは０．０２０％以下がよい。さらに、無添
加の０．００５％以下では低磁場での磁束密度が一層向
上する。

Ｎは内部応力を高めかっＡ、ＱＮ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は電磁特性を低下させ、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℃
以上にするのは、加熱オーステナイト粒を粗大化し磁気
特性をよくするためである。１３００℃を超す加熱はス
ケールロスの防止、省エネルギーの観点から不必要であ
るため上限を１３００°Ｃとした。

圧延仕上げ温度については、９０００Ｃ以下の仕上げで
は低温圧延により結晶粒が微細化し、磁気特性が低下す
るため結晶粒の粗大化による磁束密度の上昇を狙い９０
０℃以上とした。

さらに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０．７以上の圧延バスが１回以上
を含む高形状比圧延を行い、空隙性欠陥のサイズを１０
０μ以下にすることが電磁特性によい。

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。

次に熱間圧延に引き続き結晶粒粗大化、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り＜
、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、脱水素熱処理を行うかこの脱水素熱処理温度
としては、６００８Ｃ未満ては脱水素効率が悪＜７５０
°Ｃ超では変態が一部開始するので６００〜７５０℃の
温度範囲で行う。脱水素時間としては種々検討の結果［
０，６（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うが、７
５０℃未満では結晶粒粗大化が起こらず、また、９５０
℃以上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
うが、Ａ　ｃ　ａ点の９１０℃以上でかつ１０００℃以
上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
順以上の厚手材で行う脱水素熱処理で、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２０ｍｍ以上５０＋ｎ＋＋＋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
鈍または規準を施せば良い。

［実　施　例〕 第１表に電磁厚板の製造条件とフェライト粒径、低磁場
での磁束密度を示す。

例１〜１１は本発明の実施例を示し、例１２〜３１は比
較例を示す。例１〜６は板厚１１００ｙｎに仕上げたも
ので、均一かつ粗粒で引張強さ４０ｋｇ　ｆ　／　ｎ＋
ａ以上で、低磁場での磁束密度及び固有抵抗値が高い。

例１に比べ、さらに例２は低０１例３．４は低Ｍｎ、例
５は低Ａ、Ｑであり、例６ではＡ、Ｑ無添加の領域まで
ＡΩを下げており、より高い磁気特性を示す。例７〜９
は５００ｍｍ、例１０は４０ｍｍ、例１１は２０ｍｍに
仕上げたもので、均一かつ粗粒で引張強さ４０ｋｇｆ／
ｎｕＲ以上で低磁場での磁束密度及び固有抵抗値が高い
。

例１２はＣか高く上限を超えるため低磁場での磁束密度
が低い。例１３はＳｉが低く引張強さ及び固有抵抗値が
低い。例１４はＳｌが高く、例１５はＭｎか高く、例１
６はＰが高く、例１７はＳが高く、例１８はＣｒか高く
、例１９はＭ□が高く、例２０はＣｕが高く、例２１は
Ａｌが高く、例２２はＮが高く、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場での
磁束密度が低くなっている。

例２５は加熱温度が下限をはずれ、例２６は圧延仕上げ
温度か下限をはずれ、例２７は最大形状比か下限をはず
れ、例２８は脱水素熱処理温度が下限をはずれ、例２９
は焼鈍温度が下限をはずれ、例３０は規準温度が上限を
超え、例３１は脱水素熱処理かないため低磁場での磁束
密度が低くなっている。

［発明の効果］ 以上詳細に述べた如く、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性質を利用す
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
熱処理を同時に行う方式であり、極めて経済的な製造法
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
。

【図面の簡単な説明】

第１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、第２図は８０Ａ／ｍにおける磁束
密度に及は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、第３図は引張強さ、固有抵抗値に及は
すＳ１含有量の影響を示１　つ すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：１．０〜４．０％、 Ｍｎ：０．２０％以下、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：０．０５％以下、 Ｍｏ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０４０％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、鋳片を１
   １５０〜１３００℃に加熱し、仕上げ温度を９００℃以
   上となる条件下で圧延形状比Ａが０．７以上の圧延パス
   が１回以上はとる圧延を行った後、板厚５０ｍｍ以上の
   厚板については６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行っ
   た後、必要に応じて７５０〜９５０℃で焼鈍するかある
   いは９１０〜１０００℃で焼準し、板厚２０ｍｍ以上５
   ０ｍｍ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
   磁場８０Ａ／ｍでの磁束密度が０．８テスラ以上の磁気
   特性と高い固有抵抗を有する板厚２０ｍｍ以上の良電磁
   厚板の製造方法。 ただし、 Ａ＝（２√［Ｒ（ｈ＿ｉ−ｈ＿ｏ）］）／ｈ＿ｉ＋ｈ＿
   ｏＡ：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）