JPH04268021A - 磁気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は中磁場での磁気特性が高
く、かつ、高い固有抵抗値を有する無方向性電磁厚板の
製造法に関するものである。

【０００２】

【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
条件で使用される粒子加速器用磁極材、リターンヨーク
材では、高い飽和磁束密度の他に５Ｏｅ（４００Ａ／ｍ
）付近の中磁場での高い磁束密度が求められている。 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６
０−９６７４９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さらに磁気特性
の優れた、特に中磁場、たとえば５Ｏｅ（４００Ａ／ｍ
）付近での磁束密度の高い鋼材開発の要望が強い。従来
５Ｏｅ付近での中磁場の高い磁束密度が安定して得られ
ていない。

【０００３】

【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、中磁場での磁気特性が高く、
かつ、高い固有抵抗値を有する磁気特性の優れた無方向
性電磁厚板の製造法を提供することである。

【０００４】

【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：０．１〜４．０％、Ｍｎ：０．
２０％以下、Ｓ：０．０１０％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、引き続き８００℃以下で
圧下率を３５％超７０％以下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７５０〜１１５０
℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１２００℃で焼準し、
板厚５０ｍｍ未満については７５０〜１１５０℃で焼鈍
するかあるいは９１０〜１２００℃で焼準することを特
徴とする中磁場での磁気特性が高く、かつ、高い固有抵
抗値を有する磁気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造
法である。

【０００５】

【数２】

【０００６】

【作用】まず、磁化のプロセスについて述べる。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６０−９６７４９号公報
）。これに対し、中磁場で高磁束密度を得るための方法
については知見がなかった。

【０００７】発明者らは、ここにおいて中磁場で高磁束
密度を得るためには、単に結晶粒の粗大化だけでなく、
隣あった結晶粒間の磁化の方向が圧延方向に平行に揃っ
ていることが重要であることを見出した。超粗大粒でも
、細粒でもない比較的粗粒（フェライト粒度Ｎｏ．が０
〜４番程度）でかつ（１００）方向が圧延方向に平行に
ランダムとなることで中磁場の磁気特性が大幅に向上す
ることを見出したのである。このための熱間圧延条件と
して、８００℃以下において３５％超７０％以下の圧下
率をとることで、圧延後の熱処理前の結晶粒を微細化し
て再結晶させやすくするとともに、鋼中に歪みを導入し
て、この歪みを熱処理時の再結晶の駆動力とすることで
、比較的大きな結晶粒を板厚全体にわたって安定的に得
ると同時に、（１００）の結晶方位を圧延方向に平行に
ランダムとなる。

【０００８】図１に０．００８Ｓｉ−１．３Ｓｉ−０．
０１４Ａｌ鋼での８００℃以下の圧下率と５Ｏｅでの磁
束密度を示す。３５超７０％以下の圧下により、高磁束
密度が得られる。さらに中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。

【０００９】

【数３】

【００１０】さらに、鋼中の水素の存在も有害で、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。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中磁場での磁束密度が大幅に上
昇する。

【００１１】さらに、図３に示すように、鋼に高い固有
抵抗値を与え、かつ、Ａｌの無添加の領域でＡｌに代わ
る脱酸剤として使える元素としてＳｉが最適であること
を知見した。

【００１２】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、極力下げることが中磁場での磁束
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。図２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は図３に示すように固有抵抗値、引張
強さを高めるには、不可欠な元素で、０．１％以上添加
する必要がある。しかし、４．０％を超えて添加すると
中磁場での磁束密度が低下するため、上限は４．０％と
する。Ｍｎは中磁場での磁束密度の点から少ない方が好
ましく、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Ｍｎは０．２０％以下に限定する。さ
らにＭｎＳ系介在物を生成する点より望ましくは０．１
０％以下がよい。

【００１３】Ｓ，Ｏは鋼中において非金属介在物を形成
し、結晶粒の粗大化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０．００５％以下とした。Ａｌは脱酸剤として
用いるもので、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。さらに結晶
粒粗大化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
。Ｎは内部応力を高めかつＡｌＮにより結晶粒微細化作
用により中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
。

【００１４】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、９
５０℃を下限とする。

【００１５】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８００℃以上で圧延形状
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
こに８００℃以上で高形状比圧延を行なう理由は、８０
０℃未満の低温では変形抵抗が大きく通常の圧延機では
圧下が困難となるからである。

【００１６】次に８００℃以下の温度において累積圧下
率３５％超にすることにより結晶粒を微細化するととも
に歪みを導入し、これに続く熱処理時の再結晶を促進さ
せる。さらにこの圧延により（１００）の結晶方位を圧
延方向に平行にランダムとする。ただし７０％超の圧下
率になると、熱処理後結晶粒度が板厚方向に不均一にな
り、磁束密度のばらつきを大きくする。従って板厚方向
に均一な比較的粗大な粒を得るために、圧下率を３５％
超７０％以下とする。

【００１７】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〔０．６（ｔ−５０）＋
６〕時間（ｔ：板厚）が適当である。

【００１８】必要に応じて施す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１１５０℃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７５
０〜１１５０℃に限定する。焼準は板厚方向の結晶粒調
整及び内部歪除去のために焼鈍に代えて行なうが、下限
はオーステナイト域下限のＡｃ３　点である９１０℃以
上で、かつ、１２００℃超では結晶粒の板厚方向の均質
性が保てないので、焼準温度は９１０〜１２００℃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、焼準をかねることが可能
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焼
準するのみでよい。

【００１９】

【実施例】次の本発明の実施例を比較例とともにあげる
。表１に電磁厚板の製造条件とフェライト粒径、中磁場
での磁束密度を示す。

【００２０】

【表１】

【００２１】

【表２】

【００２２】例１〜１０は本発明の実施例を示し、例１
１〜２６は比較例を示す。例１〜５は板厚１００ｍｍに
仕上げたもので、中磁場で高磁束密度を示す。例１に比
べ、例２はさらに低Ｃ、例３，４は低Ｍｎ、例５は低Ａ
ｌであり、より高い磁気特性を示す。例６〜８は５００
ｍｍ、例９は４０ｍｍ、例１０は５ｍｍに仕上げたもの
で、高磁束密度である。例１１はＣが高く低磁気特性値
となっている。例１２はＳｉが低く、固有抵抗値が低く
なっている。例１３はＳｉが高く、例１４はＭｎが高く
、例１５はＳが高く、例１６はＡｌが高く、例１７はＮ
が高く、例１８はＯが高く、例１９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２０
は加熱温度が上限を超え低磁束密度となっている。例２
１は加熱温度が下限をはずれているため、低磁束密度と
なっている。例２２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２３は最大形状比が下
限をはずれ、例２４は脱水素熱処理温度が下限をはずれ
、例２５は焼鈍温度が下限をはずれ、例２６は脱水素熱
処理がないため低磁束密度となっている。

【００２３】

【発明の効果】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】

【図１】５Ｏｅにおける磁束密度に及ぼす８００℃以下
の圧下率の影響を示すグラフである。

【図２】５Ｏｅ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。

【図３】固有抵抗値に及ぼすＳｉ含有量の影響を示すグ
ラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で、 Ｃ　　：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．１〜４．０％、 Ｍｎ：０．２０％以下、 Ｓ　　：０．０１０％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、引き続き８００℃以下で圧下率を３５％超７０％以
   下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７５０〜１１５０℃で焼鈍するかあるいは９
   １０〜１２００℃で焼準し、板厚５０ｍｍ未満について
   は７５０〜１１５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１
   ２００℃で焼準することを特徴とする中磁場での磁気特
   性が高く、かつ、高い固有抵抗値を有する磁気特性の優
   れた無方向性電磁厚板の製造法。 【数１】