JPH0713264B2 - 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法 - Google Patents
板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法Info
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- JPH0713264B2 JPH0713264B2 JP1064733A JP6473389A JPH0713264B2 JP H0713264 B2 JPH0713264 B2 JP H0713264B2 JP 1064733 A JP1064733 A JP 1064733A JP 6473389 A JP6473389 A JP 6473389A JP H0713264 B2 JPH0713264 B2 JP H0713264B2
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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、かつ高い固有抵抗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。
度が高く、かつ高い固有抵抗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。
（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。
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。
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60-96749号公報が公知である。
る。たとえば、特開昭60-96749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、特に低磁場、たとえば80A/
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での低磁場の高い磁束密度が安
定して得られていない。
いさらに磁気特性の優れた、特に低磁場、たとえば80A/
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。
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く、か
つ、高い固有抵抗を有する無方向性電磁厚板の製造法を
提供することである。
向磁気特性が均一で、低磁場での磁束密度の高く、か
つ、高い固有抵抗を有する無方向性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:0.01％以下、Si:0.1〜4.0％、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Si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950〜1
150℃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、空隙性欠陥の
サイズを100μ以下とし、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以上の厚板とし、
該厚板を600〜750℃の温度で脱水素熱処理を行なうこと
を特徴とする板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁
厚板の製造法。
％以下、S:0.010％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以
下、Cu:0.01％以下を含有し、Al:0.040％以下、Ca:0.01
％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種をSi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950〜1
150℃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、空隙性欠陥の
サイズを100μ以下とし、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以上の厚板とし、
該厚板を600〜750℃の温度で脱水素熱処理を行なうこと
を特徴とする板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁
厚板の製造法。
ただし、 A :圧延形状比 hi：入側板厚（mm） ho：出側板厚（mm） R :圧延ロール半径（mm） ２）板厚50mm以上の厚板を脱水素熱処理後750〜950℃の
温度で焼鈍するかあるいは910〜1000℃の温度で焼準す
ることを特徴とする１）記載の板厚方向の磁気特性の均
一な無方向性電磁厚板の製造法。
温度で焼鈍するかあるいは910〜1000℃の温度で焼準す
ることを特徴とする１）記載の板厚方向の磁気特性の均
一な無方向性電磁厚板の製造法。
３）重量％で、C:0.01％以下、Si:0.1〜0.4％、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Si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950〜1
150℃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、空隙性欠陥の
サイズを100μ以下とし、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未満の厚板とし、
該厚板を750〜950℃の温度で焼鈍するかあるいは910〜1
000℃の温度で焼準することを特徴とする板厚方向の磁
気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法。
％以下、S:0.010％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以
下、Cu:0.01％以下を含有し、Al:0.040％以下、Ca:0.01
％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種をSi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950〜1
150℃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、空隙性欠陥の
サイズを100μ以下とし、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未満の厚板とし、
該厚板を750〜950℃の温度で焼鈍するかあるいは910〜1
000℃の温度で焼準することを特徴とする板厚方向の磁
気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法。
ただし、 A :圧延形状比 hi：入側板厚（mm） ho：出側板厚（mm） 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。
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。
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60-96749号公
報）。
化が重要な技術となっていた（特開昭60-96749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
難であることを見出した。
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
難であることを見出した。
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No.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完成したものである。
やや粗い粒径（粒度No.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完成したものである。
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。
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。
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0.01C−1.2Si−0.010Al鋼での800℃以下の圧下
率と80A/mでの磁束密度及び磁束密度のバラツキを示
す。
率と80A/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。
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。
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AlNを減少するため、Al,Nを低
下すること、特にAl無添加（Al＜0.005％）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。
下すること、特にAl無添加（Al＜0.005％）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0.5Si−0.1Mn−0.01Al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。
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以上必要であることを見出した。
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。
ただし、 A :圧延形状比 hi：入側板厚（mm） ho：出側板厚（mm） 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。
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−1Si−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。
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、Alの無添加の領域（Al＜0.005）でAlに代わる
脱酸剤として使え、かつ鋼に高い固有抵抗値と高強度を
与える元素として、第４図に示すようにSiが最適である
ことを知見した。
脱酸剤として使え、かつ鋼に高い固有抵抗値と高強度を
与える元素として、第４図に示すようにSi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。
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。
より一層高磁束密度が得られる。
Si,Al,Caは脱酸剤として用いるもので、Siで脱酸する場
合は0.1％以上、Alで脱酸する場合は0.005％以上、Caで
脱酸する場合は0.0005％以上添加する必要がある。しか
し、Alは0.040％超、Caは0.01％超添加すると低磁場で
の磁束密度を低下させるので、Alは0.040％、Caは0.01
％を上限とする。
合は0.1％以上、Alで脱酸する場合は0.005％以上、Caで
脱酸する場合は0.0005％以上添加する必要がある。しか
し、Alは0.040％超、Caは0.01％超添加すると低磁場で
の磁束密度を低下させるので、Alは0.040％、Caは0.01
％を上限とする。
さらに、Siは第４図に示すように固有抵抗値、引張強さ
を高めるため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％超添加すると低磁場での磁
束密度が低下するため、上限は4.0％とする。
を高めるため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％超添加すると低磁場での磁
束密度が低下するため、上限は4.0％とする。
しかして、本発明はAlの添加、無添加（Al＜0.005％）
にかかわらずSiの添加によって脱酸するとともに、鋼に
高い固有抵抗値と高強度を付与することを主眼とし、A
l,Caはそれぞれいずれか１種を前述の如き制限された量
をSiと同時添加して、鋼の脱酸を行うものである。
にかかわらずSiの添加によって脱酸するとともに、鋼に
高い固有抵抗値と高強度を付与することを主眼とし、A
l,Caはそれぞれいずれか１種を前述の如き制限された量
をSiと同時添加して、鋼の脱酸を行うものである。
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Mnは0.20％以下に限定する。Mnに関してはMn
S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。
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Mnは0.20％以下に限定する。Mnに関してはMn
S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、Ｏは0.005％以下と
した。
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、Ｏ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
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り、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。
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り、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。
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、低磁場での磁束密度を低下させるので上限は0.00
4％以下とする。
より、低磁場での磁束密度を低下させるので上限は0.00
4％以下とする。
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。
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℃
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。
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℃
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。
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。
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に粒成長
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。
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1
0％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％超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。
場での磁束密度を高くするためには、最低800℃以下で1
0％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％超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。
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。
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。
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950℃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。
750℃未満では結晶粒粗大化が起こらず、また950℃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。
焼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、焼準温度は910〜1000℃に限定する。910℃未満
ではオーステナイト域とフェライト域の混在により結晶
粒が混粒となり、1000℃超では結晶粒の板厚方向の均質
性が保てない。
なうが、焼準温度は910〜1000℃に限定する。910℃未満
ではオーステナイト域とフェライト域の混在により結晶
粒が混粒となり、1000℃超では結晶粒の板厚方向の均質
性が保てない。
なお、磁気特性向上のためには、結晶粒粗大化と内部歪
み除去とが考えられるが、特に内部歪み除去は必須条件
である。内部歪み除去は、板厚50mm以上の厚手材では脱
水素熱処理で行なうことができる。したがって、本発明
の厚手材では脱水素熱処理で、上記焼鈍あるいは焼準を
兼ねることができる。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。
み除去とが考えられるが、特に内部歪み除去は必須条件
である。内部歪み除去は、板厚50mm以上の厚手材では脱
水素熱処理で行なうことができる。したがって、本発明
の厚手材では脱水素熱処理で、上記焼鈍あるいは焼準を
兼ねることができる。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。
（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。
での磁束密度、板厚方向の磁束密度のバラツキを示す。
例１〜12は本発明の実施例を示し、例13〜33は比較例を
示す。
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、かつ高い固有抵抗値を有
する。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ、例3,4は低Mn、
例５は低Al、例６はAl無添加でCa添加、例７はAl,Caと
も無添加でSi脱酸しており、より高い磁気特性を示す。
例８〜10は500mm、例11は40mm、例12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
高い固有抵抗値を有する。
板厚方向のバラツキも少ない、かつ高い固有抵抗値を有
する。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ、例3,4は低Mn、
例５は低Al、例６はAl無添加でCa添加、例７はAl,Caと
も無添加でSi脱酸しており、より高い磁気特性を示す。
例８〜10は500mm、例11は40mm、例12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
高い固有抵抗値を有する。
例13はＣが高く上限を超えるため低磁気特性値となって
いる。例14はSiが低く下限をはずれるため固有抵抗値が
低い。例15はSiが高く、例16はMnが高く、例17はＳが高
く、例18はCrが高く、例19はMo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27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28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は焼準温度が上限を超え、
例33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。
いる。例14はSiが低く下限をはずれるため固有抵抗値が
低い。例15はSiが高く、例16はMnが高く、例17はＳが高
く、例18はCrが高く、例19はMo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27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28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は焼準温度が上限を超え、
例33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、直流磁化により磁気特性を利用す
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。
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、直流磁化により磁気特性を利用す
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。
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/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である。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である。第４図は固有抵抗
値、引張強さに及ぼすSi含有量の影響を示すグラフであ
る。
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/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である。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である。第４図は固有抵抗
値、引張強さに及ぼすSi含有量の影響を示すグラフであ
る。
Claims (3)
- 【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、 Cr:0.05％以下、 Mo:0.01％以下、 Cu:0.01％以下を含有し、 Al:0.040％以下、 Ca:0.01％以下の範囲でAl、Caのいずれか１種をSi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95
0〜1150℃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、空隙性欠
陥のサイズを100μ以下とし、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以上の厚板と
し、該厚板を600〜750℃の温度で脱水素熱処理を行なう
ことを特徴とする板厚方向の磁気特性の均一な無方向性
電磁厚板の製造法。 ただし、 A :圧延形状比 hi：入側板厚（mm） ho：出側板厚（mm） R :圧延ロール半径（mm） - 【請求項２】板厚50mm以上の厚板を脱水素熱処理後750
〜950℃の温度で焼鈍するかあるいは910〜1000℃の温度
で焼準することを特徴とする請求項１記載の板厚方向の
磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法。 - 【請求項３】重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.1〜4.0％、 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Si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95
0〜1150℃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、空隙性欠
陥のサイズを100μ以下とし、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未満の厚板と
し、該厚板を750〜950℃の温度で焼鈍するかあるいは91
0〜1000℃の温度で焼準することを特徴とする板厚方向
の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法。 ただし、 A :圧延形状比 hi：入側板厚（mm） ho：出側板厚（mm） R :圧延ロール半径（mm）
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1064733A JPH0713264B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法 |
| US07/492,924 US5037493A (en) | 1989-03-16 | 1990-03-13 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density and uniform magnetic properties through the thickness direction |
| DE69020015T DE69020015T2 (de) | 1989-03-16 | 1990-03-14 | Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Magnetstahlbleche mit hoher magnetischer Flussdichte und mit gleichförmigen magnetischen Eigenschaften in der Dickerichtung. |
| EP90104818A EP0388776B1 (en) | 1989-03-16 | 1990-03-14 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density and uniform magnetic properties through the thickness direction |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1064733A JPH0713264B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02243716A JPH02243716A (ja) | 1990-09-27 |
| JPH0713264B2 true JPH0713264B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=13266645
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1064733A Expired - Lifetime JPH0713264B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な無方向性電磁厚板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0713264B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0762175B2 (ja) * | 1989-08-18 | 1995-07-05 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| JP2503111B2 (ja) * | 1991-02-20 | 1996-06-05 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造法 |
| JPH04265580A (ja) * | 1991-02-20 | 1992-09-21 | Fujitsu Ltd | 磁気ディスク装置 |
| JP2503125B2 (ja) * | 1991-05-09 | 1996-06-05 | 新日本製鐵株式会社 | 良電磁厚板の製造方法 |
| JP2503123B2 (ja) * | 1991-05-09 | 1996-06-05 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6096749A (ja) * | 1983-11-01 | 1985-05-30 | Nippon Steel Corp | 直流磁化用厚板及びその製造方法 |
| JPS60208417A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高透磁率熱間圧延鉄板の製造方法 |
| JPS6376818A (ja) * | 1986-09-18 | 1988-04-07 | Kobe Steel Ltd | 平板状リニアパルスモ−タ用コア材の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-16 JP JP1064733A patent/JPH0713264B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02243716A (ja) | 1990-09-27 |
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