JPH0726326A - 無方向性電磁厚板の製造法 - Google Patents
無方向性電磁厚板の製造法Info
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- JPH0726326A JPH0726326A JP5170737A JP17073793A JPH0726326A JP H0726326 A JPH0726326 A JP H0726326A JP 5170737 A JP5170737 A JP 5170737A JP 17073793 A JP17073793 A JP 17073793A JP H0726326 A JPH0726326 A JP H0726326A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、無方向性電磁厚板の製造法を提供
する。 【構成】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０２％以
下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．１０〜３．
０％の成分系で９５０〜１１５０℃加熱、８００℃以上
で圧延形状比０．６以上の圧延と圧下率３５〜７０％の
圧延を行ない、板厚に応じて、脱水素熱処理、焼鈍また
は焼準を行なうことで切削性が良く、中磁場での磁気特
性の優れた無方向性電磁厚板の製造法。 【効果】 切削性が良く、中磁場での磁気特性が優れて
いる。
する。 【構成】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０２％以
下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．１０〜３．
０％の成分系で９５０〜１１５０℃加熱、８００℃以上
で圧延形状比０．６以上の圧延と圧下率３５〜７０％の
圧延を行ない、板厚に応じて、脱水素熱処理、焼鈍また
は焼準を行なうことで切削性が良く、中磁場での磁気特
性の優れた無方向性電磁厚板の製造法。 【効果】 切削性が良く、中磁場での磁気特性が優れて
いる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は大型構造部材等に使用さ
れる無方向性電磁厚板の製造法に関するものである。
れ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。特に直流
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
が、さらに、加工時の良好な切削性も要求されている。
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。特に直流
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
が、さらに、加工時の良好な切削性も要求されている。
【０００３】磁束密度に優れた電磁鋼板として、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ことは良く知られている。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こ
とが、たとえば、特開昭６０−９６７４９号公報により
開示されている。しかしながら、近年の装置の大型化、
能力の向上等に伴い、切削性とともにさらに磁気特性の
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く、前掲の公
報等で提示された鋼材では、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。
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ことは良く知られている。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こ
とが、たとえば、特開昭６０−９６７４９号公報により
開示されている。しかしながら、近年の装置の大型化、
能力の向上等に伴い、切削性とともにさらに磁気特性の
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く、前掲の公
報等で提示された鋼材では、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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上の点を鑑
みなされたもので、切削性が良く、中磁場での磁気特性
の優れた無方向性電磁厚板の製造法を提供することを目
的とするものである。
みなされたもので、切削性が良く、中磁場での磁気特性
の優れた無方向性電磁厚板の製造法を提供することを目
的とするものである。
【０００５】
【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:０．０２％以
下、Ｍn:０．２０％以下、 Ｓ :０．０２
％以上、０．２０％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９５０〜１１
５０℃に加熱し、８００℃以上で下記（１）式での圧延
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３５〜７０
％とする圧延を行ない、板厚５０mm以上の板厚について
は必要に応じて６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行な
った後、７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０
〜１０００℃で焼準し、板厚５０mm未満については７５
０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１０００℃
焼準することを特徴とする切削性が良く、中磁場での磁
気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造法である。
下、Ｍn:０．２０％以下、 Ｓ :０．０２
％以上、０．２０％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９５０〜１１
５０℃に加熱し、８００℃以上で下記（１）式での圧延
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３５〜７０
％とする圧延を行ない、板厚５０mm以上の板厚について
は必要に応じて６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行な
った後、７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０
〜１０００℃で焼準し、板厚５０mm未満については７５
０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１０００℃
焼準することを特徴とする切削性が良く、中磁場での磁
気特性の優れた無方向性電磁厚板の製造法である。
【０００６】
【数２】
【０００７】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。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を粗大化することが重要な技術
となっていた（特開昭６０−９６７４９号）。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。
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を粗大化することが重要な技術
となっていた（特開昭６０−９６７４９号）。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。
【０００８】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、
隣合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％以上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〕の結晶方位が圧延方向に平行
にランダムとなる。図１に０．０１Ｓｉ−０．０７Ｍｎ
−０．８Ａｌ鋼での８００℃以下の圧下率と５Oeでの磁
束密度との関係を示す。図から明らかのように３５〜７
０％の圧下により、高磁束密度が得られる。
密度を得るためには、単に結晶粒の粗大化だけでなく、
隣合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％以上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〕の結晶方位が圧延方向に平行
にランダムとなる。図１に０．０１Ｓｉ−０．０７Ｍｎ
−０．８Ａｌ鋼での８００℃以下の圧下率と５Oeでの磁
束密度との関係を示す。図から明らかのように３５〜７
０％の圧下により、高磁束密度が得られる。
【０００９】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１０
０μ以上の有害な空隙性欠陥をなくすためには下記
（１）式での圧延形状比Ａが０．６以上必要であること
を見出した。
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１０
０μ以上の有害な空隙性欠陥をなくすためには下記
（１）式での圧延形状比Ａが０．６以上必要であること
を見出した。
【００１０】
【数３】
【００１１】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。
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。
【００１２】成分元素に関して、本発明製造法において
は、特にＡｌ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を見出した。図２は、０．００８Ｃ
−０．１１Ｍｎ鋼にあって、Ａｌ量が中磁場（５Oe）で
の磁束密度に及ぼす影響を示したものである。図から明
らかのように本発明製造法において、Ａｌ量が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。
は、特にＡｌ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を見出した。図２は、０．００８Ｃ
−０．１１Ｍｎ鋼にあって、Ａｌ量が中磁場（５Oe）で
の磁束密度に及ぼす影響を示したものである。図から明
らかのように本発明製造法において、Ａｌ量が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。
【００１３】また、本発明における高純鋼の切削性、特
に切削後の表面粗度低減のためにはＳ添加が非常に有効
であることを見出した。図３に０．００６Ｃ−０．０８
Ｍｎ−２．０Ａｌ鋼で切削長さ１０ｍでの表面粗度とＳ
含有量の関係を示した。切削長さ１０ｍでの表面粗度が
１０μｍ程度を普通（△で示す）、５μｍ程度を良好
（○で示す）、１μｍ程度を特に良好（◎で示す）の切
削性を示すと定義した。同図から、Ｓ添加量が０．０２
％以上の範囲で表面粗度５μｍ以下の良好な切削性を示
すことがわかる。
に切削後の表面粗度低減のためにはＳ添加が非常に有効
であることを見出した。図３に０．００６Ｃ−０．０８
Ｍｎ−２．０Ａｌ鋼で切削長さ１０ｍでの表面粗度とＳ
含有量の関係を示した。切削長さ１０ｍでの表面粗度が
１０μｍ程度を普通（△で示す）、５μｍ程度を良好
（○で示す）、１μｍ程度を特に良好（◎で示す）の切
削性を示すと定義した。同図から、Ｓ添加量が０．０２
％以上の範囲で表面粗度５μｍ以下の良好な切削性を示
すことがわかる。
【００１４】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４に５Oeでの磁束密
度とＣの関係を示すように、さらにＣを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，
Ｍｎは中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
良い。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％以下が良
い。
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４に５Oeでの磁束密
度とＣの関係を示すように、さらにＣを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，
Ｍｎは中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
良い。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％以下が良
い。
【００１５】Ｓは工具摩耗量を低下させ、切削性を上昇
させる元素で、図３に示すように０．０２０％以上添加
する必要があるが、０．２０％を超えて添加すると低磁
場での磁気特性を低下させるため上限を０．２０％とす
る。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
いほど良い。このため、Ｏは０．００５％以下とした。
させる元素で、図３に示すように０．０２０％以上添加
する必要があるが、０．２０％を超えて添加すると低磁
場での磁気特性を低下させるため上限を０．２０％とす
る。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
いほど良い。このため、Ｏは０．００５％以下とした。
【００１６】Ａｌは中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。図２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。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０．０
００２％以下とする。
た方が有利な元素である。図２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。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０．０
００２％以下とする。
【００１７】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。
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。
【００１８】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
性に良い。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。
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
性に良い。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。
【００１９】次に８００℃以下の温度において累積圧下
率３５％以上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、磁束密度のバラツキを大きくする。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３
５〜７０％とする。
率３５％以上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、磁束密度のバラツキを大きくする。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３
５〜７０％とする。
【００２０】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必要に
応じて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。
部歪除去及び板厚５０mm以上の厚手材については必要に
応じて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。
【００２１】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℃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。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、下限はオーステナイト域下限のＡｃ
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、焼準温度は
９１０〜１０００℃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
準を兼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良い。
に行なうが、７５０℃未満では結晶粒粗大化が起こら
ず、また、９５０℃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。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、下限はオーステナイト域下限のＡｃ
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、焼準温度は
９１０〜１０００℃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
準を兼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良い。
【００２２】
【実施例】次に本発明の実施例を比較例とともに挙げ
る。表１に化学成分を示し、表２にそれぞれの電磁厚板
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。
る。表１に化学成分を示し、表２にそれぞれの電磁厚板
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。
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】例１〜６は本発明の実施例を示し、例７〜
２３は比較例を示す。例１〜３は板厚９０mmに仕上げた
もので、中磁場で高磁束密度で、かつ、切削性も良好で
ある。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ、例３は低Ｍｎで
あり、より高い磁気特性を示す。例４は３５mm、例５は
６mm、例６は１５mmに仕上げたもので、高磁束密度で切
削性も良好である。例７〜８はＳが低く切削性が良好で
ない。例９はＳが高すぎ、例１０はＣが高く、例１１は
Ｍｎが高く、例１２はＡｌが低く、例１３はＡｌが高
く、例１４はＮが高く、例１５はＯが高く、例１６はＨ
が高く、それぞれ低磁気特性値となっている。例１７は
加熱温度が上限を超え低磁束密度となっている。例１８
は加熱温度が下限を外れるため、低磁束密度となってい
る。例１９は８００℃以下の圧下率が下限を外れ低磁束
密度となっている。例２０は最大形状比が下限を外れ、
例２１は脱水素熱処理温度が下限を外れ、例２２は焼鈍
温度が下限を外れ、例２３は脱水素熱処理がないため低
磁束密度となっている。
２３は比較例を示す。例１〜３は板厚９０mmに仕上げた
もので、中磁場で高磁束密度で、かつ、切削性も良好で
ある。例１に比べ、例２はさらに低Ｃ、例３は低Ｍｎで
あり、より高い磁気特性を示す。例４は３５mm、例５は
６mm、例６は１５mmに仕上げたもので、高磁束密度で切
削性も良好である。例７〜８はＳが低く切削性が良好で
ない。例９はＳが高すぎ、例１０はＣが高く、例１１は
Ｍｎが高く、例１２はＡｌが低く、例１３はＡｌが高
く、例１４はＮが高く、例１５はＯが高く、例１６はＨ
が高く、それぞれ低磁気特性値となっている。例１７は
加熱温度が上限を超え低磁束密度となっている。例１８
は加熱温度が下限を外れるため、低磁束密度となってい
る。例１９は８００℃以下の圧下率が下限を外れ低磁束
密度となっている。例２０は最大形状比が下限を外れ、
例２１は脱水素熱処理温度が下限を外れ、例２２は焼鈍
温度が下限を外れ、例２３は脱水素熱処理がないため低
磁束密度となっている。
【００２５】
【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ことができ、極めて
経済的に製造する方法を提供するものであって産業上多
大な効果を奏するものである。
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ことができ、極めて
経済的に製造する方法を提供するものであって産業上多
大な効果を奏するものである。
【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。
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Ａｌ含有量の影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
【図３】切削性に及ぼすＳ含有量の影響を示すグラフで
ある。
ある。
【図４】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。
を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．０２％以下、 Ｍｎ：０．２０％以下、 Ｓ ：０．０２％以上、０．２０％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℃以上で下記（１）
式での圧延形状比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
３５〜７０％とする圧延を行なった後、７５０〜９５０
℃で焼鈍するかあるいは９１０〜１０００℃で焼準する
ことを特徴とする切削性が良く、中磁場での磁気特性の
優れた無方向性電磁厚板の製造法。 【数１】 - 【請求項２】 請求項１における８００℃以下で圧下率
を３５〜７０％とする圧延を行なった後、板厚５０mm以
上の厚板については６００〜７５０℃の脱水素熱処理を
行ない、さらに７５０〜９５０℃で焼鈍するかあるいは
９１０〜１０００℃で焼準することを特徴とする請求項
１記載の切削性が良く、中磁場での磁気特性の優れた無
方向性電磁厚板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5170737A JPH0726326A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 無方向性電磁厚板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5170737A JPH0726326A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 無方向性電磁厚板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0726326A true JPH0726326A (ja) | 1995-01-27 |
Family
ID=15910456
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5170737A Withdrawn JPH0726326A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 無方向性電磁厚板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0726326A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104073715B (zh) * | 2014-06-19 | 2016-04-20 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种高磁感无取向电工钢的制造方法 |
| CN108405628A (zh) * | 2018-03-13 | 2018-08-17 | 武汉钢铁有限公司 | 一种热轧无取向硅钢最佳断面轮廓控制方法 |
-
1993
- 1993-07-09 JP JP5170737A patent/JPH0726326A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104073715B (zh) * | 2014-06-19 | 2016-04-20 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种高磁感无取向电工钢的制造方法 |
| CN108405628A (zh) * | 2018-03-13 | 2018-08-17 | 武汉钢铁有限公司 | 一种热轧无取向硅钢最佳断面轮廓控制方法 |
| CN108405628B (zh) * | 2018-03-13 | 2020-04-07 | 武汉钢铁有限公司 | 一种热轧无取向硅钢最佳断面轮廓控制方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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