WO2007097216A1 - 制振合金薄板およびその製造方法 - Google Patents

制振合金薄板およびその製造方法 Download PDF

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WO2007097216A1
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Koichiro Fujita
Tadashi Inoue
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Jfe Steel Corporation
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    • G10K11/16—Methods or devices for protecting against, or for damping, noise or other acoustic waves in general
    • G10K11/162—Selection of materials

Definitions

  • the present invention relates to an iron-based vibration-damping alloy sheet that does not require a large amount of additive elements and has good vibration-damping properties, and a method for producing the same.
  • the need to reduce noise and vibration is not limited to the conventional fields where thick steel plates are mainly used for ships, bridges, industrial machinery, and construction.
  • the number of measures has been increased.
  • One countermeasure is material dumping. Material damping is a method of losing vibration by damping torsional energy by converting torsional energy into thermal energy in the material.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose high alloys to which 1% or more of at least one element among ferrite former elements such as Al, Si, and Cr is added.
  • the purpose of these ferrite former elements is to i) increase the magnetostriction constant to improve the loss factor, ii) suppress the reverse transformation to austenite during high-temperature annealing, and increase the loss factor.
  • the addition of such elements is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity.
  • the loss factor is improved by the coarsening of the crystal grains, it is not preferable because it causes problems such as a decrease in toughness and rough skin during processing.
  • the addition of the ferrite former element is applied to the thin plate, A unique texture is formed during hot rolling, and surface defects called ridging occur.
  • Patent Documents 4 to 8 disclose damping alloys and damping steel sheets with relatively small amounts of elements such as Al, Si, and Cr, but these technologies have a high loss factor and excellent processing. A thin plate with a thickness of 2.0 mm or less is not necessarily obtained.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 4-99148
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 52-73118
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-294408
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-96140
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 10-140236
  • Patent Document 6 Japanese Patent Laid-Open No. 9-143623
  • Patent Document 7 Japanese Patent Laid-Open No. 9-176780
  • Patent Document 8 JP 9-104950 A Disclosure of Invention
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and does not require a large amount of elements such as Al, Si, and Cr, and has good vibration damping properties and excellent workability with a loss factor of 0.030 or more.
  • An object of the present invention is to provide a ferrous damping alloy thin plate having a thickness of 2.0 thigh or less and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have found that the crystal grain size can be reduced without adding a large amount of alloying elements such as Al, Si, and Cr. It was also found that by controlling the maximum relative permeability and the residual magnetic flux density, it is possible to obtain a ferrous damping alloy sheet having a high loss coefficient of 0.030 or more.
  • the present invention has been made on the basis of such findings. In mass%, C: 0.005% or less, Si: less than 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, P: 0. 2% or less, S: 0.01% or less, Sol.
  • A1 1.0% or less
  • N 0.005% or less
  • the balance being composed of Fe and inevitable impurities
  • an average crystal Particle size is 50 ⁇ m or more and 300 m or less
  • maximum relative permeability is 4000 or more
  • residual Provided is a damping alloy thin plate having a magnetic flux density of 1.10 T or less and a thickness of 2.0 mm or less.
  • the vibration-damping alloy sheet of the present invention is, for example, hot-rolled steel having the above component composition, pickled, cold-rolled, and continuously annealed to have a recrystallization temperature or higher and less than the ACl transformation point.
  • the average grain size is adjusted to 50 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less by heating to a temperature of 0.IMPa or more and 4.9 MPa or less.
  • the damping alloy thin plate of the present invention is suitable for applications in which a thin plate having a thickness of 2.0 mm or less is used in the field of automobiles and electrical machinery.
  • Figure 1 shows the relationship between tension and loss factor during annealing cooling.
  • the iron-based vibration-damping alloy thin plate of the present invention is characterized in that even if it does not have a high magnetostriction constant or an extremely coarse grain structure, the domain wall is effectively moved when vibration is applied to obtain high damping properties. For this reason, the point of the present invention is to reduce the residual stress in the crystal grains that make the domain wall difficult to move, and to reduce the plastic strain. When residual stress is present, the domain structure is frozen so as to relieve the residual stress. Therefore, the domain wall motion is not effectively performed when vibration is applied, and the damping performance is reduced. In addition, when plastic strain exists, the plastic strain becomes an obstacle to the domain wall movement, so that the domain wall movement at the time of applying the vibration is not effectively performed, and the damping property is lowered.
  • the masters of the present study showed that the loss factor of ferrous damping alloy sheets containing less than 1% of the alloy components such as ferrite former elements A1 and Si can be avoided from freezing the magnetic domain structure in terms of reducing plastic strain.
  • the loss factor is the maximum ratio. It was found that there is a close relationship with magnetic permeability and residual magnetic flux density.
  • the present invention will be specifically described.
  • the C content exceeds 0.005%, carbides are formed, which hinders domain wall motion. Therefore, the C content is 0.005% or less, preferably 0.003% or less.
  • Si does not need to be added particularly positively in order to obtain good vibration damping properties and excellent workability, which are the problems of the present invention, and may be an amount that exists as an inevitable impurity (0% It may be)
  • Si is a very effective element for increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, and therefore Si can be added as appropriate according to the desired strength.
  • the Si content must be less than 1.0%.
  • the steel sheet of the present invention has a crystal grain size of 50 // m or more, it is very soft unless Si is positively added, and the lower yield point is less than 170 MPa. Problems such as deformation during drilling (handling) may occur. Therefore, the lower yield point is preferably set to 170 MPa or more, and for that purpose, the Si content is preferably set to 0.5% or more.
  • Mn is an element that forms sulphide and improves hot brittleness, and is a solid solution strengthening element.
  • the amount of Mn needs to be 0.05% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 1.5%.
  • P does not need to be actively added in order to obtain good vibration damping properties and excellent workability, which are the problems of the present invention, and may be an amount that exists as an inevitable impurity (0% It may be)
  • P is an element that is very effective in increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, and therefore P can be added as appropriate according to the desired strength.
  • the P content exceeds 0.2%, the workability deteriorates significantly, so the P content should be 0.2% or less, preferably 0.1% or less. Since the steel sheet of the present invention has a crystal grain size of 50 / m or more, it is very soft unless P is positively added, and the yield point is less than 170 MPa, which may cause poor handling. .
  • the yield point it is preferable to set the yield point to 170 MPa or higher, but it is preferable to set the P content to 0.05% or higher.
  • the S content is 0.01% or less. If the S content is 0.002% or less, more preferably 0.001% or less, the crystal grain growth property is remarkably improved, and the loss factor is remarkably improved. Therefore, the S content is preferably 0.002% or less, and 0.001 ° /. More preferably, it is as follows.
  • A1 is a deoxidizing element, but it also precipitates fine A1N and suppresses grain growth.
  • the amount of Sol. A1 is preferably 0.004% or less.
  • the amount of Sol. A1 is 0.1% or more so that A1N is not coarsened and hinders grain growth.
  • the amount of Sol. A1 is 1.0% or more, manufacturability is hindered, costs increase, and ridging is likely to occur. Therefore, the amount of Sol. A1 should be less than 1.0%.
  • the N content exceeds 0.005%, precipitates are formed, which hinders domain wall movement. Therefore, the N content is 0.005% or less, preferably 0.003% or less, but the smaller the amount, the better.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but especially elements such as Ti, Nb, and Zr are reduced in particular because they form fine precipitates to hinder grain growth and reduce the crystal grain size.
  • the amount is preferably limited to less than 0.003%, and more preferably less than 0.001%.
  • the vibration is attenuated by promoting the movement of the domain wall. Therefore, the smaller the grain boundary that hinders the domain wall movement, that is, the larger the crystal grain size is. In order to effectively move the domain wall and obtain a high loss coefficient of 0.030 or more, the average crystal grain size needs to be 50 ⁇ or more. On the other hand, if the crystal grain size becomes excessively large, rough skin is generated during processing, so the average crystal grain size must be 300 ⁇ or less.
  • the positive magnetostrictive direction is oriented in the stress direction so as to relieve the stress, and the magnetic domain structure is frozen.
  • the residual stress in the crystal grains is closely related to the residual magnetic flux density. To reduce the residual stress to such an extent that the magnetic domain structure is not frozen and to obtain a high loss factor of 0.030 or more, the residual magnetic flux density is 1.10T. It is necessary to do the following.
  • Damping alloy sheet of the present invention for example, a steel having the above components were hot-rolled, pickled, subjected to cold rolling, upon continuous annealing, recrystallization temperature or more A Cl transformation point less than the Manufactured by heating to temperature and cooling under tension of 0. IMPa or more and 4. 9MPa or less.
  • Hot rolling is preferably performed at a finishing temperature of 700 ° C or higher by heating the steel to 1000 ° C or higher and lower than 1150 ° C prior to rolling. If the heating temperature is 1000 ° C or lower, it is difficult to secure a finishing temperature of 700 ° C or higher. If the heating temperature is 1150 ° C or higher, a trace amount of impurities will dissolve, and during hot rolling or after In some cases, fine re-precipitation occurs during the cutting of the steel and hinders grain growth during annealing. If the finishing temperature is less than 700 ° C, the plate shape tends to deteriorate.
  • the hot-rolled sheet after hot rolling is pickled by a normal method, and is cold-rolled into a cold-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm or less, preferably 1.6 mm or less, as described above.
  • the plate thickness exceeds 2.0 mm, the line passing strain increases, and a large strain is introduced by the passing plate after recrystallization in the continuous annealing line and the subsequent passing through the finishing line.
  • the coefficient of loss decreases.
  • the plate thickness is 2.0 mm or less, more preferably 1.6 mm or less. In order to ensure rigidity as a structural member, it is desirable that the plate thickness exceeds 0.5 thigh.
  • Ferromagnetic damping alloys have a significant loss factor degradation at the machined part, so it is desirable to machine them as lightly as possible, in other words, to form a flat plate structure mainly composed of bending.
  • the plate thickness of the ferromagnetic damping alloy mainly composed of a flat plate structure is preferably more than 0.75 mm, more preferably more than 0.8 mm from the viewpoint of ensuring rigidity.
  • annealing there are two types of steel sheet annealing: continuous annealing and batch annealing.
  • continuous annealing the steel sheet is annealed while being wound into a coil shape. A crack is formed, and shape correction is required to correct the crack after annealing. At this time, plastic strain is introduced into the grains, the maximum permeability is lowered, and the loss factor is deteriorated. Therefore, annealing must be continuous annealing, and cold-rolled sheets after cold rolling must be annealed so that the average grain size is 50 / m or more and 300 zm or less, S, which is above the recrystallization temperature. It is necessary to heat to a temperature below the ACl transformation point.
  • Figure 1 shows the relationship between the tension during cooling and the loss factor. It can be seen that a high loss factor of 0.030 or more can be obtained with a tension of 4.9 MPa or less. Note that if the tension is remarkably lowered, the steel plate will meander, so the tension must be 0. IMPa or higher.
  • temper rolling After annealing, it is desirable not to perform temper rolling that introduces plastic strain to lower the maximum relative permeability, but it is not necessary to perform temper rolling that has a maximum relative permeability of 4000 or more. May be implemented.
  • an element that improves corrosion resistance such as zinc, chromium, or nickel may be plated on the surface of the steel sheet within a range where the maximum relative permeability is 4000 or more and the residual magnetic flux density is 1.10 T or less.
  • Loss factor ln (X k / X k + 1 ) /
  • X k represents the k-th amplitude
  • the loss factor depends on the amount of strain of the material during vibration
  • the maximum loss factor obtained during measurement was used as the loss factor for each sample.
  • four strips of 100mm length and 10mm width were cut out by machining, and the maximum relative permeability and residual magnetic flux density (maximum excitation magnetic field 3183A / m) by Epstein method according to TIS C 2550 (2000) was measured. Further, the average crystal grain size was measured by a cutting method based on JIS G 0552 (1998). Further, mechanical properties were evaluated by a tensile test based on JIS Z 2241 using a JIS No. 5 tensile test piece with the rolling direction as the longitudinal direction.
  • Example 1 About the steel sheet that was cooled to room temperature by applying a tension of 0.2 MPa in Example 1, and then not subjected to temper rolling (elongation rate 0%), and temper rolling performed by changing the elongation rate The loss factor, magnetic properties, average crystal grain size, and mechanical properties were investigated in the same manner as in Example 1.
  • a steel slab having the components shown in Table 4 is reheated to 1090 ° C, hot-rolled at a finishing temperature of 900 ° C, pickled, and cold-rolled to a sheet thickness of 1.2 mm. did.
  • These cold-rolled sheets A to I were subjected to continuous annealing at 800 ° C. for lmin, applied with a tension of 0.2 MPa, and cooled to room temperature.
  • the balance other than the chemical components shown in Table 4 is Fe and unavoidable impurities. In particular, Ti and Zr were each less than 0.001%.
  • the recrystallization temperature, ⁇ strange Taiten is determined in the same manner as in Example 1, it was confirmed that 800 ° C is lower than the recrystallization temperature or more A Cl transformation point.
  • the steel sheet after cooling was examined in the same manner as in Example 1 for loss factor, magnetic properties, average crystal grain size, and mechanical properties.
  • the results are shown in Table 4. It can be seen that the cold-rolled sheets A, C, E, F, G, H, and I having components within the scope of the present invention have excellent grain growth properties and have a high loss coefficient of 0.030 or more. In particular, the cold-rolled sheets A and I having a low S content of 0.001% or 0.0005% have remarkably excellent grain growth and have a very high loss factor of 0.040 or more. On the other hand, cold-rolled sheet B with C and S amounts outside the scope of the present invention or cold-rolled sheet D with Nb added and Nb added have significantly poor grain growth and high loss. The coefficient was not obtained.
  • cold rolled sheets C, F, G, H, and I containing 0.5% or more of Si or 0.05% or more of P have a high loss factor of 0.030 or more and a high value of 170 MPa or more. Handling 'I life was good because it had a descending yield point.

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Abstract

多量のAl、Si、Crなどの元素を必要とせず、損失係数が0.030以上となる良好な制振性と優れた加工性を有する板厚が2.0mm以下の鉄系の制振合金薄板およびその製造方法を提供する。質量%で、C:0.005%以下、Si:1.0%未満、Mn:0.05～1.5%、P:0.2%以下、S:0.01%以下、Sol.Al:1.0%未満、N:0.005%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ平均結晶粒径が50μm以上300μm以下、最大比透磁率が4000以上、残留磁束密度が1.10T以下であることを特徴とする板厚2.0mm以下の制振合金薄板。

Description

明細書 制振合金薄板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 多量の添加元素を必要とせず、 良好な制振性を有する鉄系の制振 合金薄板およぴその製造方法に関する。 背景技術
騒音や振動を低減するニーズは、 船舶、 橋梁、 産業機械、 建築などの主とし て厚鋼板が用いられる従来の分野に加えて、 自動車や電機など板厚 2. 0mm以下 の薄鋼板 (薄板）を用いる分野においても高まっており、 様々な対策が立てられ ている。 その対策の一つに、 マテリアルダンピングがある。 マテリアルダンピ ングとは、 捩動のエネルギーを材料の中で熱エネルギーに変換することによ.つ て損失させ、 振動を減衰 (制振）させようとするものである。
マテリアルダンピングによる制振材料として、 樹脂を鋼板にサンドィツチし た制振鋼板がある。制振鋼板は、樹脂のずり変形によつて制振する作用を有し、 制振性の指標である損失係数が高く、 また使用実績も多い。 しかし、 製造性に 劣る、 溶接性や加工性に乏しい、 といった問題があるため、 その適用には限界 がある。
一方、 溶接性や加工性に優れた鉄系の制振材料として、 磁壁移動のヒステリ シスを利用した強磁性型制振合金がある。 例えば、 特許文献 1〜3には、 Al、 S i、 Crなどのフェライトフォーマー元素のうち少なくとも 1種の元素を 1%以上 添加した高合金が開示されている。 こうしたフェライトフォーマー元素の添加 の目的は、 i)磁歪定数を高めて損失係数を向上させる、 ii)高温焼鈍時にオース テナイ トへの逆変態を抑制して結晶粒を粗大化し、 損失係数を向上させる、 の 2点に集約される。 しかし、 こうした元素の添加は製造コストの上昇や、 生産 性の低下を招くため好ましくない。 また > 結晶粒の粗大化によって損失係数は 向上するものの、 靱性の低下や加工時の肌荒れ発生などの問題が生じるため好 ましくない。 さらに、 フェライトフォーマー元素の添加を薄板に適用すると、 熱間圧延時に特異な集合組織が形成され、 リジングと呼ばれる表面欠陥が生じ る。
また、 特許文献 4〜8には、 Al、 Si、 Crなどの元素が比較的少量の制振合金 や制振鋼板が開示されているが、 これらの技術では、 損失係数が高く、 優れた 加工性を有する板厚 2. 0mm以下の薄板が必ずしも得られない。
なお、上記特許文献のうち、板厚 2. 0讓以下の薄板を対象としているものは、 文献 2のみであり、 強磁性型制振合金についての知見は薄板の分野ではほとん ど得られていな
特許文献 1 特開平 4- 99148号公報
特許文献 2 特開昭 52-73118号公報
特許文献 3 特開 2002-294408号公報
特許文献 4 特開 2000-96140号公報
特許文献 5 特開平 10-140236号公報
特許文献 6 特開平 9-143623号公報
特許文献 7 特開平 9-176780号公報
特許文献 8 特開平 9-104950号公報 発明の開示
本発明は、 かかる事情に鑑みてなされたもので、多量の Al、 Si、 Crなどの元 素を必要とせず、 損失係数が 0. 030以上となる良好な制振性と優れた加工性を 有する板厚が 2. 0腿以下の鉄系の制振合金薄板およびその製造方法を提供する ことを目的とする。
本発明者らは、 鉄系の強磁性型制振合金薄板の制振性について鋭意研究を重 ねた結果、 Al、 Si、 Crなどの合金元素を多量に添加することなく、 結晶粒径お よび最大比透磁率と残留磁束密度を制御することにより、 0. 030以上の高い損 失係数を有する鉄系の制振合金薄板を得ることが可能であることを見出した。 本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量％で、 C: 0. 005%以下、 Si : 1. 0%未満、 Mn: 0. 05〜l. 5%、 P: 0. 2%以下、 S : 0. 01%以下、 Sol. A1： 1. 0%未満、 N: 0. 005%以下を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、 かつ平均結晶粒径が 50 ^ m以上 300 m以下、 最大比透磁率が 4000以上、 残留 磁束密度が 1. 10T以下であることを特徴とする板厚 2. 0mm以下の制振合金薄板 を提供する。
上記成分組成において、 質量。/。で、 Si : 0. 5%以上 1. 0%未満、 P: 0. 05%以上 0. 2% 以下、 S: 0. 002%以下のうち少なくとも一つの条件を満足していることが好まし い。
本発明の制振合金薄板は、 例えば、 上記の成分組成を有する鋼を、 熱間圧延 し、 酸洗後、 冷間圧延を行い、 連続焼鈍するに際し、 再結晶温度以上 ACl変態 点未満の温度に加熱することによつて平均結晶粒径を 50 μ m以上 300 μ m以下と し、 0. IMPa以上 4. 9MPa以下の張力下で冷却することによって最大比透磁率を 4 000以上、 残留磁束密度を 1. 10T以下とする方法によって製造できる。
本発明により、 Al、 Si、 Crなどの合金元素を多量に添加することなく、 0. 03 0以上の高い損失係数を有し、 加工性に優れる鉄系の制振合金薄板を提供でき るようになった。 また、 本発明の制振合金薄板は、 自動車や電機などの分野で 板厚 2. 0mm以下の薄板を用いる用途に好適である。 図面の簡単な説明
図 1は、 焼鈍冷却時の張力と損失係数との関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の鉄系の制振合金薄板では、 高い磁歪定数や極端な粗粒組織にしなく ても、 振動付与時に磁壁を効果的に移動させて高い制振性を得ることに特徴が ある。 このため、 磁壁を動きにくくする結晶粒内の残留応力ゃ塑性歪みを低減 することに本発明のポイントがある。 残留応力が存在する場合、 その残留応力 を緩和するように磁区構造が凍結されるため、 振動付与時の磁壁移動が効果的 に行われず、 制振性が低下する。 また、 塑性歪みが存在する場合、 塑性歪みは 磁壁移動の障害となるため振動付与時の磁壁移動が効果的に行われず、 制振性 が低下する。
本努明者らは、 フェライトフォーマー元素である A1や Siなどの合金成分が 1%未満の鉄系の制振合金薄板の損失係数について、磁区構造の凍結回避ゃ塑性 歪みの低減という観点から検討した結果、 上述したように、 損失係数は最大比 透磁率および残留磁束密度と密接な関係があることを見出した。 以下、 本発明 について、 具体的に説明する。
(1)成分 (以下の 「°/。」 は 「質量。/。」 を表す。 )
C: C量が 0. 005%超えると、 炭化物が形成され、 磁壁移動の障害となる。 そ れゆえ、 C量は 0. 005%以下、 好ましくは 0. 003%以下とする。
Si : Siは、 本発明の課題である良好な制振性と優れた加工性を得るには、 特に積極的に添加する必要はなく、 不可避的不純物として存在する程度の量で よい（0%でもよい）。 一方、 Siは、 固溶強化により鋼板強度を高めるには非常に 効果的な元素でもあるので、所望の強度に応じて適宜 Siを添加できる。し力 し、 Si量が 1. 0%以上だと、製造性が阻害され、 コストが上昇し、 リジングが発生し やすくなるので、 Si量は 1. 0%未満とする必要がある。 なお、 本発明の鋼板は、 結晶粒径を 50 // m以上としているため、 Siを積極的に添加しないと非常に軟質 で、下降伏点が 170MPa未満となり、ハンドリング性が悪い場合、すなわちハン ドリング時 (取り扱い時）に変形するなどの問題が生じる場合がある。それゆえ、 下降伏点を 170MPa以上にすることが好ましいが、それには Si量を 0. 5%以上と することが好ましい。
Mn: Mnは硫ィヒ物を形成して熱間脆性を改善する元素であり、 また固溶強化 元素でめる。
それゆえ、 Mn量は 0. 05%以上とする必要がある。 一方、 多量に添加すると加工 性が劣化するため、 Mn量の上限は 1. 5%とする。
P :Pは、 本発明の課題である良好な制振性と優れた加工性を得るには、 特に 積極的に添加する必要はなく、 不可避的不純物として存在する程度の量でよい (0%でもよい）。 一方、 Pは、 固溶強化により鋼板強度を高めるには非常に効果 '' 的な元素でもあるので、 所望の強度に応じて適宜 Pを添加できる。 し力 し、 P 量が 0. 2%を超えると、加工性が著しく劣化するので、 P量は 0. 2%以下、 好まし くは 0. 1%以下とする必要がある。 なお、 本発明の鋼板は、 結晶粒径を 50 / m以 上としているため、 Pを積極的に添加しないと非常に軟質で、 下降伏点が 170M Pa未満となり、 ハンドリング性が悪い場合がある。 それゆえ、 下降伏点を 170 MPa以上とすることが好ましいが、それには P量を 0. 05%以上とすることが好ま しい。 ' S : S量が 0. 01%を超えると、硫化物が形成され、磁壁移動の障害となる。 ま た、 粒成長性を著しく阻害する。 それゆえ、 S量は 0. 01%以下とする。 なお、 S 量を 0. 002%以下、より好ましくは 0. 001%以下とすると、結晶粒の成長性が格段 に良くなり、 著しく損失係数が向上する。 したがって、 S量を 0. 002%以下とす ることが好ましく、 0. 001°/。以下とすることがより好ましい。
Al : A1は脱酸元素であるが、 微細な A1Nを析出し、 粒成長を抑制する元素 でもある。良好な粒成長性を得るためには、 Sol. A1量を 0. 004%以下とすること が好ましい。 また、 脱酸効果を活用する場合には、 A1Nが粗大化して粒成長性 を妨げないようにするために、 Sol. A1量を 0. 1%以上とすることが好ましい。 し かし、 Sol. A1量が 1. 0%以上だと、製造性が阻害され、 コストが上昇し、 リジン グが発生しやすくなる。 それゆえ、 Sol. A1量は 1. 0%未満とする。
N: N量が 0. 005%を超えると、 析出物が形成され、 磁壁移動の障害となる。 それゆえ、 N量は 0. 005%以下、 好ましくは 0. 003%以下とするが、 少ないほど好 ましい。
残部は、 Feおよび不可避的不純物であるが、 特に、 Ti、 Nb、 Zrといった元素 は、 微細な析出物を形成して粒成長性を妨げ、 結晶粒径を小さくするため、 特 に、少なくすることが好ましく、 その量はそれぞれ 0. 003%未満に制限すること が好ましく、 0. 001%未満に制限することがより好ましい。
(2) 平均結晶粒径
本発明の制振合金薄板では、 磁壁の移動を促進することによって振動を減衰 させているため、 磁壁移動の障害となる結晶粒界が少ないほど、 すなわち結晶 粒径が大きいほど好ましい。 効果的に磁壁を移動させ 0. 030以上の高い損失係 数を得るには、 平均結晶粒径を 50 μ πι以上とする必要がある。 一方、 過度に結 晶粒径が大きくなると加工時に肌荒れを発生させるので、 平均結晶粒径は 300 μ πι以下とする必要がある。
(3) 最大比透磁率
また、 磁壁移動の障害となるものは、 上述の析出物や結晶粒界の他に、 結晶 粒内の塑性歪みがある。 結晶粒内の塑性歪みは最大比透磁率と密接に関係して おり、 実質的に磁壁移動の障害とならない程度に塑性歪みを低減し、 0. 030以 上の高い損失係数を得るには、 最大比透磁率を 4000以上とする必要がある。 (4) 残留磁束密度
さらに、 結晶粒内に残留応力が存在した場合、 その応力を緩和するように正 磁歪方向が応力方向に配向して磁区構造が凍結されるため、制振性が低下する。 結晶粒内の残留応力は残留磁束密度と密接に関係し、 磁区構造を凍結しない程 度に残留応力を低減し、 0. 030以上の高い損失係数が得るには、 残留磁束密度 を 1. 10T以下とする必要がある。
(5) 製造方法
本発明の制振合金薄板は、 例えば、 上記の成分を有する鋼を、 熱間圧延し、 酸洗後、 冷間圧延を行い、 連続焼鈍するに際し、 再結晶温度以上 ACl変態点未 満の温度に加熱し、 0. IMPa以上 4. 9MPa以下の張力下で冷却することによって 製造される。
熱間圧延は、 圧延に先立ち鋼を 1000°C以上 1150°C未満に加熱し、 700°C以上 の仕上温度で行うことが好ましい。 加熱温度が 1000°C以下だと、 700°C以上の 仕上温度を確保することが困難であり、加熱温度が 1150°C以上だと、微量不純 物が固溶し、 熱間圧延時やその後の卷取り時に微細に再析出し、 焼鈍時の粒成 長を阻害する場合がある。 また、 仕上温度が 700°C未満だと、 板形状が劣化し やすくなる。
熱間圧延後の熱延板は、 通常の方法により酸洗され、 冷間圧延により前述し たように板厚 2. 0讓以下、 好ましくは 1. 6mm以下の冷延板とされる。 なお、 板 厚が 2. 0匪を越えると、 ライン通板歪みが大きくなり、 連続焼鈍ラインでの再 結晶後の通板や、 その後の精整ラインの通板により大きな歪みが導入され、 損 失係数が低下する。 この観点からも板厚 2. 0mm以下、 より好ましくは 1. 6mm以 下とする。 なお、 構造部材としての剛性を確保するためには、 0. 5腿を越える 板厚であることが望ましい。 強磁性型制振合金は、 加工部の損失係数劣化が著 しいため、 極力軽加工、 換言すれば、 曲げ加工主体の平板構造に加工すること が望ましい。 平板構造が主体となる強磁性型制振合金の板厚は、 剛性を確保す る観点力 ら、 0. 75匪超え、 より望ましくは 0. 8mmを超える板厚であることが好 ましい。
ここで、 鋼板の焼鈍には、 通常、 連続焼鈍とバッチ焼鈍があるが、 バッチ焼 鈍の場合は、 鋼板をコイル形状に巻き取ったまま焼鈍を行うため、 焼鈍中に卷 き癖が形成され、 焼鈍後に卷き癖を矯正するための形状矯正が必要であり、 こ の際、粒内に塑性歪みが導入され、最大透磁率が低下し、損失係数が劣化する。 したがって、 焼鈍は連続焼鈍とする必要があり、 冷間圧延後の冷延板は、 平均 結晶粒径が 50 / m以上 300 z m以下となるように焼鈍される力 S、それには再結晶 温度以上 ACl変態点未満の温度に加熱する必要がある。 再結晶温度未満では、 粒内に塑性歪みが残留するため 4000以上の最大比透磁率が得られない。 また、 ACl変態点以上では、 フェライト -オーステナイトニ相域あるいはオーステナイ ト単相域となり、 冷却時にフェライト変態する際に粒内に歪みが付与されるた め、 好ましくない。 また、 焼鈍は、 次に述べるように、 冷却時に張力制御を行 う必要がある。
再結晶後の結晶粒内の残留応力を低減するために、 焼鈍時の冷却過程におい て、 鋼板に付与する張力を低くする必要がある。 高い張力が付專されたまま冷 却された場合、 張力方向の応力を緩和するように磁区構造が凍結されるため、 残留磁束密度が 1. 10Tを超える。
図 1に、冷却時の張力と損失係数との関係を示した力 4. 9MPa以下の張力であ れば 0. 030以上の高い損失係数が得られることがわかる。 なお、 張力を著しく 低くすると鋼板が蛇行するため、 張力は 0. IMPa以上とする必要がある。
焼鈍後には、 塑性歪みを導入して最大比透磁率を低下させる調質圧延ゃレべ リングは行わないことが望ましいが、最大比透磁率が 4000以上を保つ軽度な調 質圧延ゃレベリングであれば実施しても良い。また、最大比透磁率が 4000以上 であり、 残留磁束密度が 1. 10T以下を満足する範囲で、 鋼板の表面に亜鉛、 ク ロム、 ニッケルといった耐食性を向上させる元素を鍍金しても良い。 実施例 '
実施例 1
表 1に示す本発明範囲内の成分を有する鋼スラブを、 1100°Cに再加熱し、 81 0°Cの仕上温度で熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延により板厚 0. 8mmの冷延板とし た後、 880°Cで 2minの連続焼鈍を行い、張力を変えて室温まで冷却した。なお、 表 1に示す化学成分以外の残部は Feおよび不可避的不純物であり、 特に、 Nb、 Ti、 Zrは各々0. 001°/。未満であった。 また、再結晶温度は、事前に 20°C毎に温度 を変えた焼鈍を行い、焼鈍後の組織を観察することによって再結晶温度を求め、
880°Cが再結晶温度以上であることを確認した。 さらに、 ACl変態点は、 熱力学 計算によって算出し、 880°Cが ACl変態点未満であることを確認した。 冷却後の 鋼板から長さ 250ram、 幅 25mmの試料を機械加工により切り出し、 JIS G 0602 に準拠した片持ち梁自由減衰法により、掴み部の長さ 50mm、 自由長 200mmにて 振動させ、 その振幅の減衰をレーザー変位計で測定し、 次式により損失係数を 求めた。 ·
損失係数 =ln (Xk/Xk+1) /
ここで、 Xkは k番目の振幅を表す。
なお、 損失係数は振動時の材料の歪み量に依存するため、 測定中に求められた 最大の損失係数を各試料における損失係数とした。 また、 100mm長さで 10mm幅 の短冊を機械加工により 4本切り出し、 ： TIS C 2550 (2000)に準拠したェプスタ ィン法によって、 最大比透磁率と残留磁束密度 (最大励磁磁界 3183A/m)を測定 した。 さちに、 JIS G 0552 (1998)に準拠した切断法により平均結晶粒径を測定 した。 また、 圧延方向を長手方向とする JIS 5号引張試験片を用い、 JIS Z 22 41に準拠した引張試験により機械特性を評価した。
結果を表 2に示す。冷却時の張力が 4. 9MPa以下であれば、最大比透磁率が 4 000以上でかつ残留磁束密度が 1. 10T以下となり、0. 030以上の高い損失係数が 得られることがわかる。 なお、 平均結晶粒径は張力によって影響を受けず、 す ベて 68 μ πιであった。 表 1
Figure imgf000010_0001
表 2
Figure imgf000011_0001
実施例 2
実施例 1で 0. 2MPaの張力を付与して室温まで冷却した鋼板に、その後、調質 圧延を施さないもの（伸長率 0%)、および伸長率を変えて調質圧延を行つたもの について、 実施例 1と同様に損失係数、 磁気特性、 平均結晶粒径、 機械特性を 調査した。
結果を表 3に示す。 伸長率が 2%以上だと、 結晶粒内に塑性歪みが導入される ため、 最大比透磁率が低下し、 0. 030以上の損失係数が得られない。 なお、 平 均結晶粒径は伸長率によってほとんど変化せず、すべて 66から 69 ^ mの間であ つた。
表 3
Figure imgf000011_0002
実施例 3
表 4に示す成分を有する鋼スラブを、 1090°Cに再加熱し、 900°Cの仕上温度で 熱間圧延し、 酸洗後、 冷間圧延により板厚 1. 2讓の冷延板とした。 これらの冷 延板 A〜Iを 800°Cで lminの連続焼鈍を行い、 0. 2MPaの張力を付与して室温ま で冷却した。なお、表 4に示す化学成分以外の残部は Feおよび不可避的不純物 であり、 特に、 Ti、 Zrは各々 0. 001%未満であった。 また、 再結晶温度、 ^変 態点は、 実施例 1と同様に求め、 800°Cが再結晶温度以上 ACl変態点未満である ことを確認した。 冷却後の鋼板について、 実施例 1と同様に損失係数、 磁気特 性、 平均結晶粒径、 機械特性を調査した。
結果を表 4に示す。 本発明範囲内の成分を有する冷延板 A、 C、 E、 F、 G、 H、 Iは、粒成長性が優れており、0. 030以上の高い損失係数を有することがわかる。 特に、 S量が 0. 001%あるいは 0. 0005%と低い冷延板 A、 Iは、粒成長性が著しく 優れており、 0. 040以上の極めて高い損失係数を有する。一方、 C量と S量が本 発明範囲外である冷延板 Bあるいは C量が本発明範囲外であり、 Nbが添加され た冷延板 Dは粒成長性が著しく劣っており、 高い損失係数が得られなかった。 また、 0. 5%以上の Siあるいは 0. 05%以上の Pを添加した冷延板 C、 F、 G、 H、 I は、 0. 030以上の高い損失係数を有するとともに、 170MPa以上の高い下降伏点 を有しているためハンドリング' I生が良好であつた。
表 4
Figure imgf000013_0001

Claims

請求の範囲
1. 質量。/。で、 C:0.005%以下、 Si: 1.0%未満、 Mn:0.05〜1.5%、P:0.2%以下、 S:0.01% 以下、 Sol.Al:1.0%未満、 N: 0.005%以下を含み、 残部が Feおよび不可避的不純 物からなる成分糸且成を有し、かつ平均結晶粒径が 50 μπι以上 300 μπι以下、最大 比透磁率が 4000以上、残留磁束密度が 1.10T以下であることを特徴とする板厚
2.0mm以下の制振合金薄板。
2. 上記成分組成において、 質量。/。で、 Si:0.5%以上 1.0%未満であることを特 徴とする請求項 1に記載の板厚 2. Omni以下の制振合金薄板。
3. 上記成分組成において、 質量。/。で、 P:0.05%以上 0.2%以下であることを特 徴とする請求項 1または 2に記載の板厚 2.0mm以下の制振合金薄板。
4. 上記成分糸且成において、質量 %で、 S:0.002%以下であることを特徴とする 請求項 1〜3のいずれか 1項に記載の板厚 2.0mm以下の制振合金薄板。
5. 請求項 1〜4のいずれか 1項に記載の成分組成を有する鋼を、熱間圧延し、 酸洗後、冷間圧延を行い、連続焼鈍するに際し、再結晶温度以上 AC1変態点未満 の温度に加熱することによつて平均結晶粒径を 50Aim以上 300/zm以下とし、 0. IMPa以上 4.9MPa以下の張力下で冷却することによって最大比透磁率を 4000 以上、 残留磁束密度を 1.10T以下とすることを特徴とする板厚 2.0mm以下の制 振合金薄板の製造方法。
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