JPH0762175B2 - 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 - 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方法Info
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- JPH0762175B2 JPH0762175B2 JP1212690A JP21269089A JPH0762175B2 JP H0762175 B2 JPH0762175 B2 JP H0762175B2 JP 1212690 A JP1212690 A JP 1212690A JP 21269089 A JP21269089 A JP 21269089A JP H0762175 B2 JPH0762175 B2 JP H0762175B2
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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
度の高い無方向性電磁厚板の製造方法に関するものであ
る。
度の高い無方向性電磁厚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。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。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。
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。
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。前掲の特
許等で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。
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。前掲の特
許等で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。
（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い無方向
性電磁厚板の製造方向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い無方向
性電磁厚板の製造方向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。
重量％で、 C:0.01％以下、Si:0.10％以上、3.5％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、Al:0.10％以上、3.0％以下、N:0.0
04％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回以上はとる高形状比圧延を行ない、
空隙性欠陥のサイズを100μ以下とし、引き続き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℃の脱水素熱処理を行
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
性電磁厚板の製造方法。
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％以上、3.0％以下、N:0.0
04％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回以上はとる高形状比圧延を行ない、
空隙性欠陥のサイズを100μ以下とし、引き続き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℃の脱水素熱処理を行
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750〜980℃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。
３）重量％で、 C:0.01％以下、Si:0.10％以上、3.5％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、Al:0.10％以上、3.0％以下、N:0.0
04％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回以上はとる高形状比圧延を行ない、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℃で焼鈍するかあるいは91
0〜1000℃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方法。
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％以上、3.0％以下、N:0.0
04％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回以上はとる高形状比圧延を行ない、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℃で焼鈍するかあるいは91
0〜1000℃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。
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）。
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）。
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
難であることを見い出した。
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
難であることを見い出した。
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
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発明したものであ
る。
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発明したものであ
る。
すなわち、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。
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。
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1.5Si−0.06Mn−1.2Al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。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。
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。
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、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0.9Si−0.1Mn−2.2Al
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。
低下が必要である。第２図に示す0.9Si−0.1Mn−2.2Al
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。
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。第３図に示すように、0.00
7C−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。
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、0.00
7C−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。
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４図及び第５図は、0.006C−0.10
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。
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４図及び第５図は、0.006C−0.10
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。
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。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。
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。
Si,Alは低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。Siに関しては、第４図に示すように、0.
1〜3.5％の範囲で、さらに望ましくは、0.6〜3.0％の範
囲で添加する。Alに関しては、第５図に示すように、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。
な元素である。Siに関しては、第４図に示すように、0.
1〜3.5％の範囲で、さらに望ましくは、0.6〜3.0％の範
囲で添加する。Alに関しては、第５図に示すように、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。
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0.20％以下に限定する。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。
Mnは0.20％以下に限定する。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程よ
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程よ
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％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、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、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。
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、800℃以上で熱間圧延１回当りの変形量を大
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。
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。
このように高形状比圧延を800℃以上で実施するのは、8
00℃未満では鋼の変形抵抗が増大し、圧延機への負荷が
増加するため、変形の小さい800℃以上で高形状比圧延
を実施する。
00℃未満では鋼の変形抵抗が増大し、圧延機への負荷が
増加するため、変形の小さい800℃以上で高形状比圧延
を実施する。
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。800℃以下で35％以上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％以上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℃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。
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、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
粒が粗粒となり、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を行うことができる。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。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。
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
粒が粗粒となり、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を行うことができる。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。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） 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１〜10は本発明の実施例を示し、例11〜32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。例１に比べ、例２はさら
に低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6
mm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。
板厚方向のバラツキも少ない。例１に比べ、例２はさら
に低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6
mm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。
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は加熱温度が上限を超え板厚方向の磁束密
度のバラツキが大きい。例25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26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27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28は最大形状比が下限をはずれ、例29は脱水
素熱処理温度が下限をはずれ、例30は焼鈍温度が下限を
はずれ、例31は焼準温度が上限を超え、例32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。
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は加熱温度が上限を超え板厚方向の磁束密
度のバラツキが大きい。例25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26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27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28は最大形状比が下限をはずれ、例29は脱水
素熱処理温度が下限をはずれ、例30は焼鈍温度が下限を
はずれ、例31は焼準温度が上限を超え、例32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、際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、際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】 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、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、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、第４図は80A/mにおける磁束密度に及
ぼすSi量の影響を示すグラフ、第５図は80A/mにおける
磁束密度に及ぼすAl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、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、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、第４図は80A/mにおける磁束密度に及
ぼすSi量の影響を示すグラフ、第５図は80A/mにおける
磁束密度に及ぼす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60−208417（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−84104（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−243716（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75314（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.10％以上、3.5％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、 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回以上はとる高形状比圧延を行ない、
空隙性欠陥のサイズを100μ以下とし、引き続き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℃の脱水素熱処理を行
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。 - 【請求項３】重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.10％以上、3.5％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、 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
〜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回以上はとる高形状比圧延を行ない、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℃で焼鈍するかあるいは91
0〜1000℃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 |
|---|---|---|---|
| JP1212690A JPH0762175B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 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 |
| DE69026442T DE69026442T2 (de) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Verfahren zur Herstellung nichtorientierter Stahlbleche mit hoher magnetischer Flussdichte |
| EP90115574A EP0413306B1 (en) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density |
| 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 |
|---|---|---|---|
| JP1212690A JPH0762175B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0375315A JPH0375315A (ja) | 1991-03-29 |
| JPH0762175B2 true JPH0762175B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16626814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1212690A Expired - Lifetime JPH0762175B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762175B2 (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)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2564994B2 (ja) * | 1991-10-14 | 1996-12-18 | 日本鋼管株式会社 | 直流磁化特性と耐食性に優れた軟磁性鋼材およびその製造方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5684104A (en) * | 1979-12-10 | 1981-07-09 | Nippon Steel Corp | Rolling method for press-fixing porosity defect of steel billet |
| 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 |
| JPH0713264B2 (ja) * | 1989-03-16 | 1995-02-15 | 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法 |
-
1989
- 1989-08-18 JP JP1212690A patent/JPH0762175B2/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 |
|---|---|
| JPH0375315A (ja) | 1991-03-29 |
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