JPH0375315A - 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性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
度の高い無方向性電磁厚板の製造方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６０９６７４９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　／　ｍでの磁束密度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
向磁気特性が均一で、低磁場での磁束密度の高い無方向
性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） 本発明の要旨は次の通りである。

１、重Ｅｔ％テ、Ｃ：　０．０１％以下、Ｓｊ：０．１
０９ｉｉ以上、３．５％以下、Ｍｎ：０．２０％以下、
ｓ　：０．（＋１（１％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、
Ｍｏ：Ｑ、０１％以下、Ｃｕ：０．０１％以Ｔ’、　Ａ
４８０．１０％以上、３．０％以下、Ｎ　：０．００４
％以下、０　：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９５０〜１１５０℃に加熱し、８００℃以上で圧延
形状比Ａが０．８以上の圧電パスを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、板厚５０ｍｍ以上の厚板につい
では６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行なった後、必
要に応じて７５０〜９５０℃で焼鈍し、板厚５０ＩＩｌ
１未満については７５０〜９５０℃で焼鈍することを特
徴とする板厚方向磁気特性が均一な無方向性電磁厚板の
製造方法である。

ただし、 Ａ−＜２−Ｔ「二丁）　）　／　（ｈｉ　＋ｈｏ）０ Ａ　：圧延形状比 ｈｌ　：入側板厚（ｍｍ） ｈ　：出側板厚（＋ａｍ） Ｒ＝圧延ロール半径（ａｍ） ２、重量％で、Ｃ：　０．（１１％以下、Ｓｊ：０．１
０６６以上、３．５％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、ｌ：０．１０
％以上、３．０％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９５０〜１
１５０℃に加熱し、８００℃以上で圧延形状比Ａが０．
６以上の圧電パスを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、板厚５０ｍｍ以上の厚板についでは６００〜７
５０’Ｃの脱水素熱処理を行なった後、必要に応じて９
１０〜１０００℃で焼準し、板厚５０ｍｍ未満について
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無方向性電磁厚板の製造方法であ
る。

ただし、 Ａ−（２Ｒ（ｈｉ　−ｈ、　）　）　／　（ｈｉ　＋ｈ
ｏ）Ａ　：圧延形状比 ｈＩ　：入側板厚（＋ｗｍ） ｈ　：出側板厚（關） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ） （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
区全体が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８０−９８７４９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
難であることを見い出した。

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
となるやや粗い粒径（粒度Ｎａ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発明したものであ
る。

すなわち、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１．５ｓ　ｉ−０，０６Ｍｎ−１，２ＡＮ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、内部応力減少のための元素の影響としでは、Ｃの
低下が必要である。第２図に示す０．９Ｓ１−０．１Ｍ
ｎ−２，２ＡＩ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以上であることを見出した
。

ただし、 Ａ−（２ｆｉ−τｈ−五一））／（ｈｉ十り。）１゜ Ａ　：圧延形状比 ｈｌ　：入側板厚（ｍｌ ｈ　：出側板厚（ＩＩｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｕ） 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、０．０
０７　Ｃ−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
。

成分元素に関しては、本製造法において、特にＳｔ及び
ＡＩ添加が低磁場で高磁束密度を得るために非常に有効
であること見出した。第４図及び第５図は、０．００６
　Ｃ−０，１０Ｍｎ鋼にあって、Ｓｔ量及びＡｆｉ量が
低磁場（８０Ａ／ｍ）での磁束密度に及ぼす影響を示し
たものである。本製造法において、Ｓｌ量が０．ｌ〜３
．５％、特に０．６〜２゜５％の範囲で、ＡＤＨｋが０
．１〜３．０％、特に、０．９〜２，５％の範囲で高い
磁束密度を示している。

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、ＡＮは低磁場での磁束密度の点から添加した方が
有利な元素である。Ｓｌに関しては、第４図に示すよう
に、０．１〜３．５％の範囲で、さらに望ましくは、０
．Ｂ〜３．０％の範囲で添加する。ＡＮに関しては、第
５図に示すように、０．１〜３．０％の範囲で、さらに
望ましくは、０．９〜２．５％の範囲で添加する。

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０．２０％以下に限定する。ＭｎＳ系介在物を
生成する点よりさらに望ましくはｏ、　ｉ。

％以下がよい。

８．０は鋼中において非金属介作物を形成し、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程
よい。このため、Ｓは０．０１０％以下、Ｏは０．００
５％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二と
から極力低くすることが必要であり、この意味からＣ「
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ＡρＮ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、まず圧延前棚熱温度を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は大きく、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℃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、８００℃以上で熱間圧延１回当りの変形量を
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。

このように高形状比圧延を８００℃以上で実施するのは
、８００℃未満では鋼の変形抵抗が増大し、圧延機への
負荷が増加するため、変形の小さい８００℃以上で高形
状比圧延を実施する。

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％以上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。

次に熱間圧延に引き続き結晶粒粗大化、内部歪除去及び
板厚５０＋ａ＋ｗ以上の厚手材については脱水素熱処理
を施す。板厚５０關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（０，６（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なうが、
７５０℃未満では結晶粒粗大化が起こらず、また、９５
０℃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
なうが、下限はオーステナイト域下限のＡ　ｃ　３点で
ある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關以上の厚手
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。

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） 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。

例１〜ＩＯは本発明の実施例を示し、例１１〜３２は比
較例を示す。

例１〜５は板厚１００ｍｍ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。例１１；比べ、例２
はさらに低Ｃ１例３，４は低Ｍｎ、ｆｉ５は低ＡＮであ
り、より高い磁気特性を示す。例６〜８は５００ｍｍ、
例９は４０−一、例１０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い。

例１１はＣが高く、例１２はＳｔが低く、例１３はＳｌ
が高く、例１４はＭｎが高く、例１５はＳが高く、例１
ＢはＣｒが高く、例１７はＭｏが高＜、ｆｉｃＩｔｇは
ＣＵが高く、例１９はＡＩが低く、例２ｏはＡｉ）が高
く、例２１はＮが高く、例２２はＯが高く、例２３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２４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２５は加熱温度が下限をは
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２Ｂは８００℃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２７は８００℃
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２８は最大形状比が下限をはず
れ、例２９は脱水素熱処理温度が下限をはずれ、例３０
は焼鈍温度が下限をはずれ、例３【は規準温度が上限を
超え、例３２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ｌ１ＯＡ／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、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、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、第４図は８０Ａ／ｍ
における磁束密度に及ぼす５ｌｊｌの影響を示すグラフ
、第５図は８０Ａ／ｍにおける磁束密度に及ぼすＡＲｊ
Ｈの影響を示すグラフである。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　失策２図 （２０２ Ｎ Ｃ（％） ａｏ６ ０θ 第３図 ５θ　　　　　１０θ　　　　　１５０！隙性欠陥のサ
イズ゛（声） ２θＯ ｏ　　　ｉｏ　　ｚｏ　　ａｏ　４０５０８００’Ｃ以
下の圧下享Ｃ４） 第４図 第５図 ＡＪｚ量（〃）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．１０％以上、３．５％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、 Ａｌ：０．１０％以上、３．０％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９
   ５０〜１１５０℃に加熱し、８００℃以上で圧延形状比
   Ａが０．６辺上の圧電パスを１回以上はとる高形状比圧
   延を行ない、引き続き８００℃以下で圧下率を１０〜３
   ５％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℃で焼鈍し、板厚５０ｍｍ
   未満については７５０〜９５０℃で焼鈍することを特徴
   とする板厚方向磁気特性が均一な無方向性電磁厚板の製
   造方法。 ただし、 Ａ＝（２√Ｒ（ｈ＿ｉ−ｈ＿ｏ））／（ｈ＿ｉ＋ｈ＿ｏ
   ）Ａ：圧延形状比 ｈ：入側板厚（ｍｍ） ｈ＿ｏ：出側板厚（ｍｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ） ２、高形状比圧延に引き続き８００℃以下で圧下率を１
   ０〜３５％とする圧延を行ない、板厚５０ｍｍ以上の厚
   板については６００〜７３０℃の脱水素熱処理を行なっ
   た後、必要に応じて９１０〜１０００℃で焼準し、板厚
   ５０ｍｍ未満については９１０〜１０００℃で焼準する
   ことを特徴とする請求項１記載の板厚方向磁気特性が均
   一な無方向性電磁厚板の製造方法。