JPH0713265B2 - 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法 - Google Patents
板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法Info
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- JPH0713265B2 JPH0713265B2 JP1064735A JP6473589A JPH0713265B2 JP H0713265 B2 JPH0713265 B2 JP H0713265B2 JP 1064735 A JP1064735 A JP 1064735A JP 6473589 A JP6473589 A JP 6473589A JP H0713265 B2 JPH0713265 B2 JP H0713265B2
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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、かつ引張強さ40kgf/mm2以上の良電磁厚板の製
造法を提供するものである。
が高く、かつ引張強さ40kgf/mm2以上の良電磁厚板の製
造法を提供するものである。
（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、大型構造物に高い磁気特性を有する部材を使
用する装置が使われ、その磁気特性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、大型構造物に高い磁気特性を有する部材を使
用する装置が使われ、その磁気特性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。
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が高く、か
つ、引張強さが40kgf/mm2以上の良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が高く、か
つ、引張強さが40kgf/mm2以上の良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:0.02％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、Ti:0.04〜0.20％を含有し、Al:0.0
40％以下、Ca:0.01％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種
をTi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950〜1150℃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
一な良電磁厚板の製造法。
％以下、S:0.010％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以
下、Cu:0.01％以下、Ti:0.04〜0.20％を含有し、Al:0.0
40％以下、Ca:0.01％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種
をTi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950〜1150℃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
一な良電磁厚板の製造法。
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前記１）記載の板厚方向の磁気特性
の均一な良電磁厚板の製造法。
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前記１）記載の板厚方向の磁気特性
の均一な良電磁厚板の製造法。
３）重量％で、C:0.01％以下、Si:0.02％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、Ti:0.04〜0.20％を含有し、Al:0.0
40％以下、Ca:0.01％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種
をTi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950〜1150℃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910〜1000℃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良電磁厚板の製造法。
％以下、S:0.010％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以
下、Cu:0.01％以下、Ti:0.04〜0.20％を含有し、Al:0.0
40％以下、Ca:0.01％以下の範囲でAl,Caのいずれか１種
をTi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950〜1150℃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910〜1000℃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良電磁厚板の製造法。
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） まず、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。
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。
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）。
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）。
発明者らは、ここにおいて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、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ことが達成困難
であることを見出した。
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、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ことが達成困難
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
でやや粗い粒径（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。
でやや粗い粒径（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。
その方法は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ものである。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
ことができる。
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ものである。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
ことができる。
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0.007C−0.07Mn−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。
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。
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0.01Si−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。
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−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、低磁場での磁束密度が大幅に上昇することがわか
る。
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。
さらに、Alの無添加の領域ではAlに代わる脱酸剤として
使え、かつ強度を上昇させる、つまり引張強さ40kgf/mm
2以上で、低磁場での磁束密度を低下させない元素とし
て、第４図に示すように0.007C−0.10Mn−0.015Al鋼
で、Tiが最適であることを知見した。
使え、かつ強度を上昇させる、つまり引張強さ40kgf/mm
2以上で、低磁場での磁束密度を低下させない元素とし
て、第４図に示すように0.007C−0.10Mn−0.015Al鋼
で、Ti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
磁束密度を最も低下させる元素であり、極力低減するこ
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。
磁束密度を最も低下させる元素であり、極力低減するこ
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,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0.20％以下に限
定する。Mn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。
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0.20％以下に限
定する。Mn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。
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。
TiはAlの無添加の領域、つまり、Alが0.005％未満でAl
に代わる脱酸剤として使え、かつ引張強さ40kgf/mm2以
上を得るためには0.04％以上添加する必要がある。しか
し、0.20％超添加すると低磁場での磁束密度が低下する
ので、0.04〜0.20％に限定する。
に代わる脱酸剤として使え、かつ引張強さ40kgf/mm2以
上を得るためには0.04％以上添加する必要がある。しか
し、0.20％超添加すると低磁場での磁束密度が低下する
ので、0.04〜0.20％に限定する。
Al,Caは脱酸剤として用いるもので、Alで脱酸する場合
は0.005％以上添加されるが、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。
さらに磁壁の移動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。
は0.005％以上添加されるが、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。
さらに磁壁の移動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。
CaはAlに代わる脱酸元素として用いる場合は0.0005％以
上添加されるが、0.01％超で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。
上添加されるが、0.01％超で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％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％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。
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。8
00℃以下で35％を超える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。8
00℃以下で35％を超える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１〜11は本発明の実施例を示し、例12〜33は比較例を
示す。
示す。
例１〜６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く、かつ引張強さが高い。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、例６はAl無添加でCa添加であり、より高い磁気特性
を示す。例７〜９は500mm、例10は40mm、例11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、引張強さが高い。
板厚方向のバラツキも少なく、かつ引張強さが高い。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、例６はAl無添加でCa添加であり、より高い磁気特性
を示す。例７〜９は500mm、例10は40mm、例11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、引張強さが高い。
例12はＣが高く、例13はSiが高く、例14はMnが高く、例
15はＳが高く、例16はCrが高く、例17がMoが高く、例18
はCu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19はTiが低く、引張強さが低い。例20は
Ti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80
0℃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。
15はＳが高く、例16はCrが高く、例17がMoが高く、例18
はCu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19はTiが低く、引張強さが低い。例20は
Ti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80
0℃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。
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。
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図は引張強さ
に及ぼすTi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図は引張強さ
に及ぼすTi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:0.02％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、 Ti:0.04〜0.20％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Ti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良電磁厚
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
磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法。 - 【請求項３】重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.02％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、 Ti:0.04〜0.20％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Ti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良電磁厚板の製造法。 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 |
|---|---|---|---|
| JP1064735A JPH0713265B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法 |
| 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 |
|---|---|---|---|
| JP1064735A JPH0713265B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02243718A JPH02243718A (ja) | 1990-09-27 |
| JPH0713265B2 true JPH0713265B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=13266703
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1064735A Expired - Lifetime JPH0713265B2 (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | 板厚方向の磁気特性の均一な良電磁厚板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0713265B2 (ja) |
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 JP1064735A patent/JPH0713265B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02243718A (ja) | 1990-09-27 |
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