JPH0762174B2 - 磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法Info
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- JPH0762174B2 JPH0762174B2 JP1212689A JP21268989A JPH0762174B2 JP H0762174 B2 JPH0762174 B2 JP H0762174B2 JP 1212689 A JP1212689 A JP 1212689A JP 21268989 A JP21268989 A JP 21268989A JP H0762174 B2 JPH0762174 B2 JP H0762174B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は直流磁化条件で使用される磁石の鉄心用、ある
いは磁場を遮蔽するのに必要な磁気シールド用の磁束密
度の高い電磁厚鋼板の製造方法に関するものである。
いは磁場を遮蔽するのに必要な磁気シールド用の磁束密
度の高い電磁厚鋼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。
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。
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
て使用するには組み立て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
て使用するには組み立て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。
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、とくに低磁場、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での低磁場での高
い磁束密度が安定して得られていない。
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、とくに低磁場、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での低磁場での高
い磁束密度が安定して得られていない。
（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、磁場80
A/mでの磁束密度が1.0テスラ以上で、その板厚方向での
磁気特性差が少ない無方向性電磁厚板の製造方法を提供
することにある。
A/mでの磁束密度が1.0テスラ以上で、その板厚方向での
磁気特性差が少ない無方向性電磁厚板の製造方法を提供
することにある。
（課題を解決するための手段） このような目的を達成するため本発明は以下のように構
成したものである。
成したものである。
１）重量％で、 C:0.01％以下、Si:0.10〜3.5％、Mn:0.20％以下、S:0.0
10％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以下、Cu:0.01％
以下、Al:0.10〜3.0％、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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上の厚板とし、該厚板
を600〜750℃で脱水素熱処理を行い磁場80A/mでの磁束
密度が1.0テスラ以上の磁気特性を有することを特徴と
する磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法。
10％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以下、Cu:0.01％
以下、Al:0.10〜3.0％、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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上の厚板とし、該厚板
を600〜750℃で脱水素熱処理を行い磁場80A/mでの磁束
密度が1.0テスラ以上の磁気特性を有することを特徴と
する磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法。
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）記載の磁束密度の高い無方向性
電磁厚板の製造方法。
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）記載の磁束密度の高い無方向性
電磁厚板の製造方法。
３）重量％で、 C:0.01％以下、Si:0.10〜3.5％、Mn:0.20％以下、S:0.0
10％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以下、Cu:0.01％
以下、Al:0.10〜3.0％、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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上と厚板とし、該厚板
を750〜950℃で焼鈍するかあるいは910〜1000℃で焼準
し、磁場80A/mでの磁束密度が1.0テスラ以上の磁気特性
を有することを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁
厚板の製造方法。
10％以下、Cr:0.05％以下、Mo:0.01％以下、Cu:0.01％
以下、Al:0.10〜3.0％、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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上と厚板とし、該厚板
を750〜950℃で焼鈍するかあるいは910〜1000℃で焼準
し、磁場80A/mでの磁束密度が1.0テスラ以上の磁気特性
を有することを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁
厚板の製造方法。
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。さらに磁
界が強くなり磁壁の移動が完了すと、次に磁区全体の磁
力方向が向きを変えていく。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。
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と、次に磁区全体の磁
力方向が向きを変えていく。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。
発明者らはここにおいて低磁場で高磁束密度を得るため
の手段として、粒径と内部応力の原因となる元素及び空
隙正欠陥の作用につき詳細な検討を行い、製造方法とし
ては、加熱温度を極力上げ加熱オーステナイト粒の粗大
化、圧延仕上げ温度を極力高めにし、圧延による結晶粒
の微細化を防止すること並びに圧延後の焼鈍をすること
が有効であることを見出した。
の手段として、粒径と内部応力の原因となる元素及び空
隙正欠陥の作用につき詳細な検討を行い、製造方法とし
ては、加熱温度を極力上げ加熱オーステナイト粒の粗大
化、圧延仕上げ温度を極力高めにし、圧延による結晶粒
の微細化を防止すること並びに圧延後の焼鈍をすること
が有効であることを見出した。
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１図に示す1.0Si−0.1Mn−2.0Al鋼にお
いて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。
必要である。第１図に示す1.0Si−0.1Mn−2.0Al鋼にお
いて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100μ以上の有
害な空隙性欠陥をなすくためには、圧延形状比Ａが0.7
以上が必要であることを見い出した。
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100μ以上の有
害な空隙性欠陥をなすくためには、圧延形状比Ａが0.7
以上が必要であることを見い出した。
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２図に示すように有害
で、脱水素熱処理を行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２図で示すように0.007C−
1.5Si−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。
で、脱水素熱処理を行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２図で示すように0.007C−
1.5Si−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。
さらに、磁気特性の均質性を確保することも重要である
が、本発明による方法によれば、これに対しても極めて
有効な手段であることを確認した。
が、本発明による方法によれば、これに対しても極めて
有効な手段であることを確認した。
成分元素に関しては、本製造法において特に、Si及び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。第３図及び第４図は、0.005C−0.08
Mn鋼にあって、Si量及びAl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。
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。第３図及び第４図は、0.005C−0.08
Mn鋼にあって、Si量及びAl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、Si量が0.1〜3.5％、特に0.6〜2.5％
の範囲で、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。
の範囲で、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。
次に本発明の成分限定理由をのべる。
Ｃは鋼中の内部応力を高め、磁気特性、とくに低磁場で
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劣化が少なく磁気
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0.010％以下に限定する。
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劣化が少なく磁気
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0.010％以下に限定する。
第１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は低磁場での磁束密度の点から添加すると有利な
元素で、第３図により、Siは0.1〜3.5％の範囲で、望ま
しくは0.6〜2.5％の範囲で添加する。また、第４図よ
り、Alは0.1〜3.0％の範囲で、望ましくは0.9〜2.5％の
範囲で添加する。
元素で、第３図により、Siは0.1〜3.5％の範囲で、望ま
しくは0.6〜2.5％の範囲で添加する。また、第４図よ
り、Alは0.1〜3.0％の範囲で、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かつ偏析する
ことにより、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。
ことにより、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。
Cr,Mo,Cuは低磁場での磁束密度を低下させるので少ない
程好ましく、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。
程好ましく、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は電磁特性を低下させ、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℃以上
にするのは、加熱オーステナイト粒を粗大化し磁気特性
をよくするためである。1300℃を超す加熱はスケールロ
スの防止、省エネルギーの観点から不必要であるため上
限を1300℃とした。
にするのは、加熱オーステナイト粒を粗大化し磁気特性
をよくするためである。1300℃を超す加熱はスケールロ
スの防止、省エネルギーの観点から不必要であるため上
限を1300℃とした。
圧延仕上げ温度については、900℃以下の仕上げでは低
温圧延により結晶粒が微細化し、磁気特性が低下するた
め結晶粒の粗大化による磁束密度の上昇を狙い900℃以
上とした。
温圧延により結晶粒が微細化し、磁気特性が低下するた
め結晶粒の粗大化による磁束密度の上昇を狙い900℃以
上とした。
さらに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
形量は大きくし、板厚中心部にまで変形が及ぶ熱間圧延
が有効である。
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
形量は大きくし、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0.7以上の圧延パスが１回以
上を含む高形状比圧延を行い、空隙性欠陥のサイズを10
0μ以下にすることが電磁特性によい。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い、空隙性欠陥のサイズを10
0μ以下にすることが電磁特性によい。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。
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、脱水素熱処理を行うが、この脱水素熱処理温
度としては600℃未満では脱水素効率が悪く、750℃以上
では変態が一部開始するので600〜750℃の温度範囲で行
う。
度としては600℃未満では脱水素効率が悪く、750℃以上
では変態が一部開始するので600〜750℃の温度範囲で行
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。
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うが、75
0℃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。
0℃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
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一
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に行うことができる。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。
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一
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に行うことができる。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。
（実 施 例） 第１表に示す電磁厚板の製造条件とフェライト粒径、低
磁場での磁束密度を示す。
磁場での磁束密度を示す。
例１〜10は本発明の実施例を示し、例11〜30は比較例を
示す。
示す。
例１〜５は板厚100mmに仕上げたもので、均一かつ粗粒
で高い磁気特性を示す。例１に比べ、さらに例２は低
Ｃ、例3,4は低Mn、例５は低Alであり、より高い磁気特
性を示す。例６〜８は500mm、例９は40mm、例10は10mm
に仕上げたもので、均一かつ粗粒で高い磁気特性を示
す。
で高い磁気特性を示す。例１に比べ、さらに例２は低
Ｃ、例3,4は低Mn、例５は低Alであり、より高い磁気特
性を示す。例６〜８は500mm、例９は40mm、例10は10mm
に仕上げたもので、均一かつ粗粒で高い磁気特性を示
す。
例11はＣが高く、例12はSiが低く、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
はMoが高く、例18はCuが高く、例19はAlが低く、例20は
Al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は加熱温度が下限をはずれ、例25は圧延仕
上げ温度が下限をはずれ、例26は最大形状比が下限をは
ずれ、例27は脱水素熱処理温度が下限をはずれ、例28は
焼鈍温度が下限をはずれ、例29は焼準温度が上限を超
え、例30は脱水素熱処理がないため低磁気特性値となっ
ている。
14はMnが高く、例15はＳが高く、例16はCrが高く、例17
はMoが高く、例18はCuが高く、例19はAlが低く、例20は
Al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は加熱温度が下限をはずれ、例25は圧延仕
上げ温度が下限をはずれ、例26は最大形状比が下限をは
ずれ、例27は脱水素熱処理温度が下限をはずれ、例28は
焼鈍温度が下限をはずれ、例29は焼準温度が上限を超
え、例30は脱水素熱処理がないため低磁気特性値となっ
ている。
（発明の効果） 以上詳細に述べた如く、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性質を利用する
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
理を同時に行う方式であり、極めて経済的な製造法を提
供するもので産業上多大な効果を奏するものである。
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性質を利用する
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
理を同時に行う方式であり、極めて経済的な製造法を提
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における磁束密度におよぼすＣ含有量の
影響をしめすグラフ、第２図は80A/mにおける磁束密度
におよ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３図は80A/mにおける磁束密度におよ
ぼすSi量の影響を示すグラフ、第４図は80A/mにおける
磁束密度におよぼすAl量の影響を示すグラフである。
影響をしめすグラフ、第２図は80A/mにおける磁束密度
におよ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３図は80A/mにおける磁束密度におよ
ぼすSi量の影響を示すグラフ、第４図は80A/mにおける
磁束密度におよぼすAl量の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−96749（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−208418（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−4920（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75315（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.01％以下、 Si:0.10〜3.5％、 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:0.10〜3.0％、 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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上の厚板とし、該厚板
を600〜750℃で脱水素熱処理を行い、磁場80A/mでの磁
束密度が1.0テスラ以上の磁気特性を有することを特徴
とする磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法。 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）記載の磁束密
度の高い無方向性電磁厚板の製造方法。 - 【請求項３】重量％で、 C:0.01％以下、 Si:0.10〜3.5％、 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:0.10〜3.0％、 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1150
〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上となる条件
下で圧延形状比Ａが0.7以上の圧延パスを１回以上はと
る高形状比圧延を行って、空隙性欠陥のサイズを100μ
以下とするとともに、板厚50mm以上の厚板とし、該厚板
を750〜950℃で焼鈍するかあるいは910〜1000℃で焼準
し、磁場80A/mでの磁束密度が1.0テスラ以上の磁気特性
を有することを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁
厚板の製造方法。 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 |
|---|---|---|---|
| JP1212689A JPH0762174B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法 |
| EP90115574A EP0413306B1 (en) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density |
| DE69026442T DE69026442T2 (de) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Stahlbleche mit hoher magnetischer Flussdichte |
| US07/567,142 US5062905A (en) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1212689A JPH0762174B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0375314A JPH0375314A (ja) | 1991-03-29 |
| JPH0762174B2 true JPH0762174B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16626797
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1212689A Expired - Lifetime JPH0762174B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 磁束密度の高い無方向性電磁厚板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762174B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014129106A1 (ja) * | 2013-02-22 | 2014-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
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| JPS60208418A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高透磁率構造部材用厚鋼板の製造方法 |
| JPH06104866B2 (ja) * | 1988-06-24 | 1994-12-21 | 新日本製鐵株式会社 | 直流磁化用電磁厚板の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-18 JP JP1212689A patent/JPH0762174B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014129106A1 (ja) * | 2013-02-22 | 2014-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014162939A (ja) * | 2013-02-22 | 2014-09-08 | Jfe Steel Corp | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
| US10026534B2 (en) | 2013-02-22 | 2018-07-17 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for producing non-oriented electrical steel sheet and method of producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0375314A (ja) | 1991-03-29 |
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