JPH03271325A - 磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法 - Google Patents
磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法Info
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- JPH03271325A JPH03271325A JP7255990A JP7255990A JPH03271325A JP H03271325 A JPH03271325 A JP H03271325A JP 7255990 A JP7255990 A JP 7255990A JP 7255990 A JP7255990 A JP 7255990A JP H03271325 A JPH03271325 A JP H03271325A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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。
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、磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法に
関するものである。
関するものである。
（従来の技術）
素粒子物理学研究や放射光利用技術開発のため、大型粒
子加速器の建設が近年国内外の各方面で推進されつつあ
る。粒子加速器には磁石用として大量の鋼材が用いられ
るが、その鋼材には、低磁場から高磁場まで磁束密度が
高くかつ板厚方向に均一で、構造材料として十分な強度
を有することが要求されている。また必要とされる鋼材
の厚みはう１１１１程度から数百關までさまざまである
。
子加速器の建設が近年国内外の各方面で推進されつつあ
る。粒子加速器には磁石用として大量の鋼材が用いられ
るが、その鋼材には、低磁場から高磁場まで磁束密度が
高くかつ板厚方向に均一で、構造材料として十分な強度
を有することが要求されている。また必要とされる鋼材
の厚みはう１１１１程度から数百關までさまざまである
。
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、電磁軟鋼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。
で珪素鋼板、電磁軟鋼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上お
よ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。これまで電磁厚板は、例えば特開昭６０−９６
７４９号、特開平１−１４２０２８号公報などに見られ
るように純鉄系成分での製造が主体に行われている。
よ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。これまで電磁厚板は、例えば特開昭６０−９６
７４９号、特開平１−１４２０２８号公報などに見られ
るように純鉄系成分での製造が主体に行われている。
しかし、純鉄系成分では高磁場での磁束密度は優れるが
、低磁場、例えば磁化力８０Ａ／ｍでの高い磁束密度が
安定して得られていない。さらに純鉄系成分では強度が
低く、構造材として用いるには不十分である。一方強度
を高くするために何らかの元素を添加する場合、粒子加
速器用途としては、高磁場での磁束密度の低下か問題と
なる。例えばＳｔは強度上昇には有効な元素である（特
開昭６０−２０８４１８号公報）か、高磁場での磁束密
度の低下が大きい。
、低磁場、例えば磁化力８０Ａ／ｍでの高い磁束密度が
安定して得られていない。さらに純鉄系成分では強度が
低く、構造材として用いるには不十分である。一方強度
を高くするために何らかの元素を添加する場合、粒子加
速器用途としては、高磁場での磁束密度の低下か問題と
なる。例えばＳｔは強度上昇には有効な元素である（特
開昭６０−２０８４１８号公報）か、高磁場での磁束密
度の低下が大きい。
粒子加速器の磁石用には、低磁場から高磁場まで磁束密
度が優れ、かつ板厚方向の磁気特性か均一であること、
および構造部Ｉオとして十分な強度が要求されるので、
従来の純鉄系電磁厚板や、純鉄系成分にＳｔを添加した
電磁厚板てはこうした要求を満足することはできなかっ
た。
度が優れ、かつ板厚方向の磁気特性か均一であること、
および構造部Ｉオとして十分な強度が要求されるので、
従来の純鉄系電磁厚板や、純鉄系成分にＳｔを添加した
電磁厚板てはこうした要求を満足することはできなかっ
た。
（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、低磁場
から高磁場まで磁束密度か高く（磁化力８０Ａ ／ ｍ
において磁束密度１．０Ｔｅｓｌａ以上で、かつ磁化力
２０００ＯＡ／ｍにおいて磁束密度２．０５Ｔｅｓｌａ
以上）、かつ板厚方向磁気特性が均一で、引張強さ３８
ｋｇｆ／−以上、降伏強さ２６ｋｇ ｆ ／ ａｎｔ以
上を有する高強度電磁厚板の製造法を提供することであ
る。
から高磁場まで磁束密度か高く（磁化力８０Ａ ／ ｍ
において磁束密度１．０Ｔｅｓｌａ以上で、かつ磁化力
２０００ＯＡ／ｍにおいて磁束密度２．０５Ｔｅｓｌａ
以上）、かつ板厚方向磁気特性が均一で、引張強さ３８
ｋｇｆ／−以上、降伏強さ２６ｋｇ ｆ ／ ａｎｔ以
上を有する高強度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）
本発明の要旨は次の通りである。
１°重量％で、Ｃ：０．００５％未満、Ｓ ｉ：ｏ、０
２％以下、Ｍ ｎ ＋ ０、５％を超え２，５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌｌ ：０．００５〜０．
０４％、Ｃａ：０．００５〜０．０１％のうちいずれか
一方で脱酸し、Ｎ ： ０．００４％以下、０ ：０．
００５％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９５０〜１１５０℃に加熱し、８００℃以
上で圧延形状比Ａが０．６以上の圧延バ２、８００℃以
上はとる圧延を行ない、引き続き８００℃以下で圧下率
をｌＯ〜３５９０とする圧延を行ない、７５０℃〜９５
０℃で焼鈍することを特徴とする特許 ただし、 Ａ−（２％’Ｆ石ｈ． −ｈ ））／ （ｈ． ＋ｈ
）＋０ １０ Ａ ：圧延形状比 ｈ．二人側板厚（關） ｈ ：出側板厚（＋ｓｍ） Ｒ ：圧延ロール半径（關） ２、重量％で、Ｃ ：０．００５％未満、Ｓ ｉ：ｏ．
０２％以下、Ｍ ｎ ： Ｑ 、 ５％を超え２．５％
以下、Ｓ ：０．Ｉ）０５％以下、Ａｊ）：０．００５
〜０．０４％、Ｃ ａ：０．００５ 〜０．０１％の
うちいずれか一方で脱酸し、Ｎ ： ０．００４％以下
、０ ：０．００５％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９５０〜１１５０℃に加熱し
、８００℃以上で圧延形状比Ａが０．６以上の圧延バス
を１回以上はとる圧延を行ない、引き続き８（１（１℃
以下で圧下率を１０〜３５％とする圧延を行ない、９１
０℃〜１０００℃で規準ずることを特徴とする磁気特性
に優れた高強度電磁厚板の製造法。
２％以下、Ｍ ｎ ＋ ０、５％を超え２，５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌｌ ：０．００５〜０．
０４％、Ｃａ：０．００５〜０．０１％のうちいずれか
一方で脱酸し、Ｎ ： ０．００４％以下、０ ：０．
００５％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９５０〜１１５０℃に加熱し、８００℃以
上で圧延形状比Ａが０．６以上の圧延バ２、８００℃以
上はとる圧延を行ない、引き続き８００℃以下で圧下率
をｌＯ〜３５９０とする圧延を行ない、７５０℃〜９５
０℃で焼鈍することを特徴とする特許 ただし、 Ａ−（２％’Ｆ石ｈ． −ｈ ））／ （ｈ． ＋ｈ
）＋０ １０ Ａ ：圧延形状比 ｈ．二人側板厚（關） ｈ ：出側板厚（＋ｓｍ） Ｒ ：圧延ロール半径（關） ２、重量％で、Ｃ ：０．００５％未満、Ｓ ｉ：ｏ．
０２％以下、Ｍ ｎ ： Ｑ 、 ５％を超え２．５％
以下、Ｓ ：０．Ｉ）０５％以下、Ａｊ）：０．００５
〜０．０４％、Ｃ ａ：０．００５ 〜０．０１％の
うちいずれか一方で脱酸し、Ｎ ： ０．００４％以下
、０ ：０．００５％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９５０〜１１５０℃に加熱し
、８００℃以上で圧延形状比Ａが０．６以上の圧延バス
を１回以上はとる圧延を行ない、引き続き８（１（１℃
以下で圧下率を１０〜３５％とする圧延を行ない、９１
０℃〜１０００℃で規準ずることを特徴とする磁気特性
に優れた高強度電磁厚板の製造法。
ただし、
Ａ−（２ｉ石１． −ｈ ））／ （ｈ． ＋ｈ
）１０ １０ Ａ ：圧延形状比 ｈ．：入側板厚（ｍ＋ｅ） ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ ＝圧延ロール半径（ ＩＩＩｍ ）（作 用） まず、磁化のプロセスについて述べる。消磁状態におい
ては鋼内部の磁区は磁化容易方向のうちいずれかをとり
、全体としては完全に無秩序であるが、その鋼をある方
向に磁化させるいくと次第に外からの磁界方向に近い方
向をもった磁区が優勢になり、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わけで、低磁場では
これによって磁化がすすむ。さらに磁界が強くなり磁壁
の移動が完了すると、次に磁区全体が磁化容易方向に向
き変えてゆき、次第に飽和磁束密度に近づいていく。
）１０ １０ Ａ ：圧延形状比 ｈ．：入側板厚（ｍ＋ｅ） ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ ＝圧延ロール半径（ ＩＩＩｍ ）（作 用） まず、磁化のプロセスについて述べる。消磁状態におい
ては鋼内部の磁区は磁化容易方向のうちいずれかをとり
、全体としては完全に無秩序であるが、その鋼をある方
向に磁化させるいくと次第に外からの磁界方向に近い方
向をもった磁区が優勢になり、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わけで、低磁場では
これによって磁化がすすむ。さらに磁界が強くなり磁壁
の移動が完了すると、次に磁区全体が磁化容易方向に向
き変えてゆき、次第に飽和磁束密度に近づいていく。
したがって低磁場での磁束密度を決めるのは、磁壁の移
動のしやすさであり、高磁場での磁束密度を決めるのは
、鋼材成分によって決定される飽和磁束密度である。
動のしやすさであり、高磁場での磁束密度を決めるのは
、鋼材成分によって決定される飽和磁束密度である。
低磁場で高い磁束密度を得るためには、磁壁の移動を妨
げるものを極力減らすことであるか、従来この観点から
磁壁移動の障害となる結晶粒界の減少すなわち結晶粒の
粗大化が重要な技術となっていた（特開昭６０−９６７
４９号）。
げるものを極力減らすことであるか、従来この観点から
磁壁移動の障害となる結晶粒界の減少すなわち結晶粒の
粗大化が重要な技術となっていた（特開昭６０−９６７
４９号）。
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、でき
るだけ板厚方向に均一な粒径とする必要があるが、単に
結晶粒の粗大化たけを狙ったのでは、圧延中の歪分布、
温度分布の不均一性により、板厚方向の均一性を達成す
ることは困難であることを見出した。
ら、特に板厚方向磁気特性を均一にするためには、でき
るだけ板厚方向に均一な粒径とする必要があるが、単に
結晶粒の粗大化たけを狙ったのでは、圧延中の歪分布、
温度分布の不均一性により、板厚方向の均一性を達成す
ることは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
となるやや粗い程度の粒径（粒度Ｎｏ、で１〜４番）と
し、その粒径を板厚各位蓋でそろえる製造法を発明した
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。その結果著しい粗大粒を得
るのではなく、やや粗粒で、かつ板厚方向に均一な粒径
を得ることが可能であり、さらにまた、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
向上させることに成功したものである。
となるやや粗い程度の粒径（粒度Ｎｏ、で１〜４番）と
し、その粒径を板厚各位蓋でそろえる製造法を発明した
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。その結果著しい粗大粒を得
るのではなく、やや粗粒で、かつ板厚方向に均一な粒径
を得ることが可能であり、さらにまた、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
向上させることに成功したものである。
第１図に０．００７％Ｓ＋−１，２％Ｍｎ−０，０２％
Ａｌ鋼での８００℃以下の圧下率と磁化力８０Ａ／ｍで
の磁束密度および磁束密度のばらつきを示す。
Ａｌ鋼での８００℃以下の圧下率と磁化力８０Ａ／ｍで
の磁束密度および磁束密度のばらつきを示す。
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。
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、
空隙性欠陥の作用につき詳細な検討を行なった結果、そ
のサイズが１００１１ｍ以上のものが磁気特性を大幅に
低下させることを知見したものである。そしてこの１０
０−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。
空隙性欠陥の作用につき詳細な検討を行なった結果、そ
のサイズが１００１１ｍ以上のものが磁気特性を大幅に
低下させることを知見したものである。そしてこの１０
０−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百ｓ、 −ｈ ））／ （ｈ、 十ｈ
）１０ １０ Ａ ：圧延形状比 り、二人側板厚（關） ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ＝圧延ロール半径（＋ａｍ） 第２図に示すように、０．００７％５ｉ−１，４％Ｍｎ
−０，０３％Ａｌ！鋼にあって高形状比圧延により、
空隙性欠陥のサイズを１００−以下にすることで低磁場
での磁束密度が大幅に上昇することがわかる。
）１０ １０ Ａ ：圧延形状比 り、二人側板厚（關） ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ＝圧延ロール半径（＋ａｍ） 第２図に示すように、０．００７％５ｉ−１，４％Ｍｎ
−０，０３％Ａｌ！鋼にあって高形状比圧延により、
空隙性欠陥のサイズを１００−以下にすることで低磁場
での磁束密度が大幅に上昇することがわかる。
次に引張強さ３８ｋｇ ｆ ／−以上、降伏強度２６ｋ
ｇｆ／−以上を確保する方法について述べる。
ｇｆ／−以上を確保する方法について述べる。
強度上昇には何らかの元素を添加することか必要である
が、一方では高磁場の磁束密度は純鉄において最も優れ
、添加元素の増加とともに低下する。したがって、高磁
場の磁束密度への影響ができるだけ少なく強度を向上さ
せ得る元素を選ぶ必要がある。発明者らは、種々の元素
について、低磁場および高磁場磁気特性への影響と、強
度への影響をあわせて調査した結果、Ｍｎの添加により
上記問題を解決できることを見出した。
が、一方では高磁場の磁束密度は純鉄において最も優れ
、添加元素の増加とともに低下する。したがって、高磁
場の磁束密度への影響ができるだけ少なく強度を向上さ
せ得る元素を選ぶ必要がある。発明者らは、種々の元素
について、低磁場および高磁場磁気特性への影響と、強
度への影響をあわせて調査した結果、Ｍｎの添加により
上記問題を解決できることを見出した。
Ｍｎは強度は上昇させるものの、ＭｎＳを形成すると結
晶粒を微細にして磁束密度を低下させる。
晶粒を微細にして磁束密度を低下させる。
しかし、Ｓを極低レベルにまで低減することにより、Ｍ
ｎＳの析出を抑えて磁気特性の低下を防ぐことができる
。
ｎＳの析出を抑えて磁気特性の低下を防ぐことができる
。
第３図に示すように、０．００５％Ｃ−０，００７％Ｓ
ｉ −０，０３％／ｌ−０，００４％Ｓ鋼にあって、
Ｍｎを０．５％を超えて添加することによって、引張強
さ３８ｋｇ ｆ ／ ｍ４以上、降伏強さ２ｆｉ）ｃｇ
ｆ ／−以上を確保することができる。また２、５％
以下の添加では低磁場での磁束密度（磁化力８０Ａ／ｍ
）の低下がほとんどなく、第４図に示すように高磁場で
の磁束密度（磁化力２０００ＯＡ ／ ｍ ）の低下も
Ｓｉに比べて半分以下である。
ｉ −０，０３％／ｌ−０，００４％Ｓ鋼にあって、
Ｍｎを０．５％を超えて添加することによって、引張強
さ３８ｋｇ ｆ ／ ｍ４以上、降伏強さ２ｆｉ）ｃｇ
ｆ ／−以上を確保することができる。また２、５％
以下の添加では低磁場での磁束密度（磁化力８０Ａ／ｍ
）の低下がほとんどなく、第４図に示すように高磁場で
の磁束密度（磁化力２０００ＯＡ ／ ｍ ）の低下も
Ｓｉに比べて半分以下である。
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変化が少なく、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、０．００５％未満に限定する。
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変化が少なく、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、０．００５％未満に限定する。
Ｓｔは高磁場での磁束密度を低下させるので、高磁場磁
気特性が重要な場合には少ないほうがよく、０．０２％
を上限とした。
気特性が重要な場合には少ないほうがよく、０．０２％
を上限とした。
Ｍｎは０．５％以下では強度上昇効果が発揮されず、ま
た２、５％を超える添加は磁束密度の低下をもたらすの
で、０．５％を超え２．５％以下の範囲に限定する。
た２、５％を超える添加は磁束密度の低下をもたらすの
で、０．５％を超え２．５％以下の範囲に限定する。
ＳはＭｎＳ析出防止の点から極力低減することが必要で
あり、０．００５％を上限とする。
あり、０．００５％を上限とする。
Ａ、７７、Ｃａは脱酸剤として用いるもので、Ａ、７７
は０．００５％以上必要であるが、多くなりすぎると介
在物を形成し鋼の性質を損なうので上限は０．０４０％
とする。ざらに磁壁の移動を妨げる析出物であるＡＩＮ
を減少させるためには低いほどよく、望ましくは０．０
２０％以下がよい。ＣａはＡｌｌ ＜０．００５％の場
合、Ａ、Ｑに代わる脱酸元素として用いられ０．０００
５％以上添加されるが、０．０１％を超える添加は低磁
場での磁束密度を低下させるので、上限は０．０１％と
する。
は０．００５％以上必要であるが、多くなりすぎると介
在物を形成し鋼の性質を損なうので上限は０．０４０％
とする。ざらに磁壁の移動を妨げる析出物であるＡＩＮ
を減少させるためには低いほどよく、望ましくは０．０
２０％以下がよい。ＣａはＡｌｌ ＜０．００５％の場
合、Ａ、Ｑに代わる脱酸元素として用いられ０．０００
５％以上添加されるが、０．０１％を超える添加は低磁
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ＡＩＮを減少させるためには低いほどよく、上限を
０．００４％とする。
０．００４％とする。
Ｏは鋼中において非金属介在物を形成し、磁壁の移動を
妨げ磁束密度を低下させるので、ｏ、ｏｏｅ％以下とす
る。
妨げ磁束密度を低下させるので、ｏ、ｏｏｅ％以下とす
る。
次に製造法について述べる。
まず圧延前棚熱温度を１１５０℃以下にするのは、１１
５０℃を超える加熱温度では加熱γ粒の板厚方向のばら
つきが大きく、このばらつき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℃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。
５０℃を超える加熱温度では加熱γ粒の板厚方向のばら
つきが大きく、このばらつき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℃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−回あたりの変形量
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。
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−回あたりの変形量
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、前述の圧延形状比Ａが、０．６以上の圧延
バスを一回以上含む高形状比圧延を行ない、空隙性欠陥
のサイズを１００部以下にすることが磁気特性によい。
バスを一回以上含む高形状比圧延を行ない、空隙性欠陥
のサイズを１００部以下にすることが磁気特性によい。
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、均一な磁気特性を得ることができる。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。
長を図り、均一な磁気特性を得ることができる。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。
８００℃以下で３５％を超える圧下率の圧延を行うと、
板厚方向の磁気特性のばらつきが増大するため、３５％
を上限とする。
板厚方向の磁気特性のばらつきが増大するため、３５％
を上限とする。
焼鈍あるいは規準は結晶粒粗大化と内部歪除去のため行
なうが、７５０℃未満の焼鈍および９１０℃未満の規準
では結晶粒粗大化が起こらず、また９５０℃を超える焼
鈍および１０００℃を超える規準ては結晶粒の板厚方向
の均一性が保てない。このため焼鈍温度を７５０〜９５
０℃、規準温度を９１０〜１０００℃に限定する。
なうが、７５０℃未満の焼鈍および９１０℃未満の規準
では結晶粒粗大化が起こらず、また９５０℃を超える焼
鈍および１０００℃を超える規準ては結晶粒の板厚方向
の均一性が保てない。このため焼鈍温度を７５０〜９５
０℃、規準温度を９１０〜１０００℃に限定する。
（実 施 例）
第１表に電磁厚板の成分、第２表に製造条件と空隙性欠
陥の大きさ、フェライト粒径狙、磁化力８０Ａ／ｍおよ
び２０００ＯＡ／ｍでの磁束密度、板厚方向の磁束密度
のばらつきを示す。
陥の大きさ、フェライト粒径狙、磁化力８０Ａ／ｍおよ
び２０００ＯＡ／ｍでの磁束密度、板厚方向の磁束密度
のばらつきを示す。
例１〜９は本発明の実施例を示し、例ＩＯ〜２３は比較
例を示す。
例を示す。
例１〜５は１． ＯＯｉｍに仕上げたちのて、例６〜７
は５００山、例８は４０ｍ＋＊、例１Ｏは６ｍｍにそれ
ぞれ仕上げたものである。このうち例２はｌ無添加でＣ
ａ脱酸したものである。これらはいずれも低磁場、高磁
場とも高磁束密度で、板厚方向ばらつきが少なく、引張
強さ３８ｋｇ ｆ ／−以上、降伏強さ２８ｋｇ ｆ
／ ｍＩｉ以上となっている。
は５００山、例８は４０ｍ＋＊、例１Ｏは６ｍｍにそれ
ぞれ仕上げたものである。このうち例２はｌ無添加でＣ
ａ脱酸したものである。これらはいずれも低磁場、高磁
場とも高磁束密度で、板厚方向ばらつきが少なく、引張
強さ３８ｋｇ ｆ ／−以上、降伏強さ２８ｋｇ ｆ
／ ｍＩｉ以上となっている。
例ＩＯはＣか上限を超え、例１１はＳｉが上限を超える
ため、それぞれ強度は満足しているが、高磁場での磁束
密度か低い。例１２はＭｎが下限より低いため強度が低
い。例１３はＭｎが上限を超えるため磁束密度が低い。
ため、それぞれ強度は満足しているが、高磁場での磁束
密度か低い。例１２はＭｎが下限より低いため強度が低
い。例１３はＭｎが上限を超えるため磁束密度が低い。
例ｉ４はＳか、例ｔ５はＡρが、例１６はＮが、例１７
はＯが、それぞれ上限を超えるため磁束密度が低くなっ
ている。例１８は加熱温度か上限を超え、磁束密度のば
らつきが大きくなっている。例１９は圧延形状比が下限
以下であり、磁束密度が低い。例２０は８００℃以下で
の圧下率が下限より低いため、磁束密度が低く、ばらつ
きも大きい。例２１は８００℃以下での圧下率が上限を
超え、磁束密度のばらつきが大きい。例２２は焼鈍温度
か下限より低く、例２３は規準温度が下限より低いため
、結晶粒が細かく、磁束密度が低い。
はＯが、それぞれ上限を超えるため磁束密度が低くなっ
ている。例１８は加熱温度か上限を超え、磁束密度のば
らつきが大きくなっている。例１９は圧延形状比が下限
以下であり、磁束密度が低い。例２０は８００℃以下で
の圧下率が下限より低いため、磁束密度が低く、ばらつ
きも大きい。例２１は８００℃以下での圧下率が上限を
超え、磁束密度のばらつきが大きい。例２２は焼鈍温度
か下限より低く、例２３は規準温度が下限より低いため
、結晶粒が細かく、磁束密度が低い。
（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と
製造法の限定により、厚鋼板に、低磁場から高磁場まで
磁束密度か高くかつ板厚方向に均一で、構造物として十
分な強度を具備せしめることに成功し、粒子加速器のよ
うな特殊な用途に適用可能としたもので、産業上多大な
効果を奏するものである。
製造法の限定により、厚鋼板に、低磁場から高磁場まで
磁束密度か高くかつ板厚方向に均一で、構造物として十
分な強度を具備せしめることに成功し、粒子加速器のよ
うな特殊な用途に適用可能としたもので、産業上多大な
効果を奏するものである。
第１図は８００℃以下の圧下率が、８０Ａ／ｍにおける
磁束密度および板厚方向の磁束密度のばらつきに及ぼす
影響を示す図表、第２図は空隙性欠陥の大きさが、８０
Ａ／ｍにおける磁束密度に及ぼす影響を示す図表、第３
図はＭｎ含有量が、８０Ａ／ｍにおける磁束密度、引張
強さおよび降伏強さに及ぼす影響を示す図表、第４図は
ＳｊおよびＭｎ含有量が、２００００Ａ／ｍにおける磁
束密度に及ぼす影響を示す図表である。 第１図
磁束密度および板厚方向の磁束密度のばらつきに及ぼす
影響を示す図表、第２図は空隙性欠陥の大きさが、８０
Ａ／ｍにおける磁束密度に及ぼす影響を示す図表、第３
図はＭｎ含有量が、８０Ａ／ｍにおける磁束密度、引張
強さおよび降伏強さに及ぼす影響を示す図表、第４図は
ＳｊおよびＭｎ含有量が、２００００Ａ／ｍにおける磁
束密度に及ぼす影響を示す図表である。 第１図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．００５％未満、 Ｓｉ：０．０２％以下、 Ｍｎ：０．５％を超え２．５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｃａ：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、 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以上の圧延バスを１回以上はとる圧延を行な
い、引き続き８００℃以下で圧下率を１０〜３５％とす
る圧延を行ない、７５０℃〜９５０℃で焼鈍することを
特徴とする磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法。 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） ２、８００℃以上で圧延形状比Ａが０．６以上の圧延バ
スを１回以上はとる圧延を行ない、引き続き８００℃以
下で圧下率を１０〜３５％とする圧延を行ない、９１０
℃〜１０００℃で焼準することを特徴とする請求項１記
載の磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7255990A JPH03271325A (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7255990A JPH03271325A (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03271325A true JPH03271325A (ja) | 1991-12-03 |
Family
ID=13492841
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7255990A Pending JPH03271325A (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 磁気特性に優れた高強度電磁厚板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03271325A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8232337B2 (en) | 2010-01-29 | 2012-07-31 | E I Du Pont De Nemours And Company | Polyamide compositions with improved salt resistance and heat stability |
| US8349932B2 (en) | 2010-01-29 | 2013-01-08 | E I Du Pont De Nemours And Company | Polyamide compositions with improved salt resistance and heat stability |
| US8445569B2 (en) | 2010-08-17 | 2013-05-21 | E I Du Pont De Nemours And Company | Salt resistant polyamide compositions |
| US8487039B2 (en) | 2009-12-11 | 2013-07-16 | E I Du Pont De Nemours And Company | Salt resistant polyamide compositions |
-
1990
- 1990-03-22 JP JP7255990A patent/JPH03271325A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8487039B2 (en) | 2009-12-11 | 2013-07-16 | E I Du Pont De Nemours And Company | Salt resistant polyamide compositions |
| US8232337B2 (en) | 2010-01-29 | 2012-07-31 | E I Du Pont De Nemours And Company | Polyamide compositions with improved salt resistance and heat stability |
| US8349932B2 (en) | 2010-01-29 | 2013-01-08 | E I Du Pont De Nemours And Company | Polyamide compositions with improved salt resistance and heat stability |
| US8445569B2 (en) | 2010-08-17 | 2013-05-21 | E I Du Pont De Nemours And Company | Salt resistant polyamide compositions |
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