WO2007097217A1 - 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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Tadashi Inoue
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to an iron-based damping alloy thin plate that does not require an expensive additive element and has good damping properties, and a method for manufacturing the same.
  • 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.
  • Patent Document 3 a very expensive element such as Co is further added.
  • the purpose of adding ferrite former elements such as Al, Si, and Cr is to i) increase the magnetostriction constant to improve the loss factor, and ii) suppress the reverse transformation to austenite during high-temperature annealing to coarsen the grains, It is summarized in 2 points to improve the loss factor.
  • the high alloy described in Patent Document 1 cannot always provide a thin plate having a high loss factor and a thickness of 2.0 mm or less.
  • high alloys described in Patent Documents 2 to 3 such as Cr and Co Since expensive elements are added, it is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity.
  • Patent Documents 4 to 8 disclose damping alloys and damping steel sheets with relatively small amounts of elements such as Al, Si, and Cr. However, with these technologies, the plate thickness having a high loss factor is disclosed. 2. A thin plate of 0 mm or less cannot always be obtained.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 4-99148
  • Patent Document 2 JP-A-52-73118
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-294408
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-96140
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 10-140236
  • Patent Document 6 JP-A-9-143623
  • Patent Document 7 JP-A-9-176780
  • Patent Document 8 Japanese Patent Laid-Open No. 9-104950 Disclosure of Invention
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and does not require expensive additive elements such as Cr and Co, and has a thickness of 2.0 mm that has a good damping property with a loss factor of 0.040 or more.
  • An object of the present invention is to provide the following iron-based vibration-damping alloy sheet and a method for producing the same.
  • a damping alloy thin plate having a thickness of 2.0 mm or less, characterized in that the maximum relative permeability is 2000 or more and the residual magnetic flux density is 0.90 T or less.
  • 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 By heating to a temperature, the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less, and 0. IMPa or more and 4.9 MPa or less, the maximum relative permeability is 2000 or more and the residual magnetic flux density is 0. It can be produced by a method of 90T or less.
  • an iron-based damping alloy thin plate having a high loss factor of 0.040 or more can be provided without adding expensive alloy elements such as Cr and Co.
  • the damping alloy thin plate of the present invention is suitable for applications using a thin plate having a thickness of 2.0 or less 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 high vibration-damping properties are obtained by effectively moving the domain wall when vibration is applied. 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.
  • 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 lowered.
  • plastic strain becomes an obstacle to domain wall movement, so that domain wall movement during vibration application is not performed effectively, and the damping performance is reduced.
  • the present inventors have found that the loss coefficient of iron-based vibration-damping alloy sheets added with 1% or more of inexpensive A1 or Si, which is an element that has an effect of increasing the magnetostriction constant, avoids freezing of the magnetic domain structure and reduces plastic strain.
  • the loss factor is closely related to the maximum relative permeability and the residual magnetic flux density as described above.
  • 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.
  • Mn is an element that forms sulfides and improves hot brittleness, and is a solid solution strengthening element. Therefore, the amount of Mn needs to be 0.05% or more. On the other hand, since the workability deteriorates when a large amount is added, the upper limit of the Mn content is 1.5%.
  • P is a solid solution strengthening element, but if the P content exceeds 0.2%, workability deteriorates. Therefore, the upper limit of P content is 0.2%.
  • the S content is 0.02% or less, preferably 0.005% or less, more preferably less than 0.003%.
  • 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.
  • Si, Sol.Al: Si and A1 are both solid solution strengthening elements, and they are extremely effective in increasing the magnetostriction constant and improving the loss factor. However, excessive addition is cold rolling. Remarkably impair the performance. Therefore, Si: 1.0-3.5%, Sol.Al:1.0-7.0°/. It is necessary to contain at least one element selected from among them.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • elements such as Ti, Nb, and Zr form fine precipitates that hinder grain growth and reduce the crystal grain size. It is preferable to limit to less than 0.003%, and it is more preferable to limit to 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 0.040 or more, the average grain size needs to be 50 / xm 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 500 / m or less. (3) Maximum relative permeability
  • plastic strains in crystal grains that are obstacles to domain wall movement.
  • the plastic strain in the crystal grains is closely related to the maximum relative permeability, and in order to reduce the plastic strain to the extent that it does not substantially hinder the domain wall movement, and to obtain a high loss coefficient of 0.040 or more,
  • the maximum relative permeability needs to be 2000 or more.
  • the positive magnetostrictive direction is oriented in the stress direction and the magnetic domain structure is frozen so as to relieve the stress.
  • 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 0.040 or more, the residual magnetic flux density is set to 0.90T. Must be:
  • 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 may be subjected to hot-rolled sheet annealing in the temperature range of 650 to 850 ° C in order to prevent ridging.
  • Hot-rolled sheets after hot rolling or hot-rolled sheets after hot-rolled sheet annealing are pickled by a normal method, and cold-rolled to a thickness of 2.0 mm or less, preferably 1.6 mm or less by cold rolling. It is called a board. If the plate thickness exceeds 2. Oram, the line through-plate distortion after post-annealing increases and the loss factor decreases. In order to ensure the rigidity as a structural member, it is desirable that the thickness exceeds 0.5 mm. Ferromagnetic damping alloys have a remarkable loss factor degradation at the machined part, so it is desirable to machine them as lightly as possible, in other words, into a flat plate structure mainly composed of bending.
  • the plate thickness of the ferromagnetic damping alloy mainly composed of a flat plate structure is From the viewpoint of securing rigidity, it is preferable that the thickness is more than 0.75 mm, more preferably more than 0.8 mm.
  • the cold-rolled sheet after cold rolling is annealed so that the crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less, which requires heating to a temperature above the recrystallization temperature and below the ACl transformation point.
  • the Below the recrystallization temperature plastic strain remains in the grains, and a maximum relative permeability of 2000 or more cannot be obtained.
  • the A Cl transformation point or higher is not preferable because it becomes a ferrite-austenite phase region or an austenite single phase region, and strain is imparted in the grains when the ferrite transformation occurs during cooling. Also, as described below, since annealing needs to be controlled during cooling, it must be performed by continuous annealing.
  • temper rolling or leveling After annealing, it is desirable not to perform temper rolling or leveling that lowers the maximum relative permeability by introducing plastic strain, but it is not necessary to perform temper rolling or leveling that maintains a maximum relative permeability of 2000 or more. May be implemented.
  • an element that improves corrosion resistance such as chromium and Eckel, may be plated on the surface of the steel plate within a range where the maximum relative permeability is 2000 or more and the residual magnetic flux density is 0.90 T or less.
  • Steel slabs having components within the scope of the present invention shown in Table 1 are reheated to 1100 ° C, hot-rolled at a finishing temperature of 850 ° C, pickled, and cold-rolled to a sheet thickness of 0.9 mm. After forming a cold-rolled sheet, continuous annealing was performed at 1000 ° C for 2 minutes, and the temperature was changed to room temperature by changing the tension.
  • the balance other than the chemical components shown in Table 1 is Fe and unavoidable impurities. In particular, Nb, Ti, and Zr were each less than 0.001%.
  • the recrystallization temperature is preliminarily annealed by changing the temperature every 20 ° C, and the recrystallization temperature is determined by observing the microstructure after annealing.
  • a Cl transformation point calculates the thermodynamic calculations, austenite, it is steel which is not collected by transformation, Sunawa Chi 1000 ° C was confirmed to be less than A Cl transformation point.
  • X k represents the k-th amplitude. Since 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. In addition, four 100 mm long and 10 mm wide strips were cut out by machining, and the maximum relative permeability and residual magnetic flux density (maximum excitation magnetic field 3183 A / m) were measured by the Epstein method in accordance with JIS C 2550. Furthermore, the average crystal grain size was measured by a cutting method based on JIS G 0552.
  • Example 1 a steel sheet that had been cooled to room temperature with a tension of 0.2 MPa was subjected to temper rolling without temper rolling (elongation rate 0%) and temper rolling with a different elongation rate.
  • the loss factor, magnetic characteristics, and average crystal grain size were investigated.
  • a steel slab having the components shown in Table 4 was reheated to 1140 ° C, hot-rolled at a finishing temperature of 850 ° C, pickled, and then cold-rolled to a cold-rolled sheet with a thickness of 1.2 ram. .
  • These cold The rolled sheets A to F were subjected to continuous annealing at 900 ° 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%. Further, the recrystallization temperature and transformation point were obtained in the same manner as in Example 1, and it was confirmed that 900 ° C. was higher than the recrystallization temperature and the steel did not undergo austenitic transformation.
  • the steel sheet after cooling was examined in the same manner as in Example 1 for loss factor, magnetic properties, and crystal grain size.

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Abstract

CrやCoなどの高価な添加元素を必要とせず、損失係数が0.040以上となる良好な制振性を有する板厚が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、Mn:0.05～1.5%、P:0.2%以下、S:0.02%以下、N:0.005%以下、およびSi:1.0～3.5%、Sol.Al:1.0～7.0%のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ平均結晶粒径が50μm以上500μm以下、最大比透磁率が2000以上、残留磁束密度が0.90T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 制振合金薄板およぴその製造方法 技術分野
本発明は、 高価な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 合金薄板および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. 0應以下 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、 振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。 し力 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、 Si、 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。
特許文献 3には、 さらに Coなどの非常に高価な元素も添加されている。 Al、 Si、 Crなどのフェライトフォーマー元素を添加する目的は、 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、 特許文献 1に記載の高合金では、 高い損失係数を有する板厚 2. 0mm以下の薄板 が必ずしも得られない。 特許文献 2〜3に記載の高合金では、 Crや Coといった 高価な元素が添加されているため、 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、 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、 高い損 失係数を有する板厚 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 ど得られていない。 さらに、 自動車や電機などの分野では、 板厚 2. 0mm以下の 薄板に対する表面性状や板厚公差に対する要求が厳しいため冷延鋼板を適用す る必要があるが、 冷延鋼板を製造する設備で製造された制振合金薄板に関する 知見もほとんど開示されていない。
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、 Crや Coなどの高価な添加 元素を必要とせず、 損失係数が 0. 040以上となる良好な制振性を有する板厚が 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、 Crや Coなどの高価な合金元素を添加することなく、 結晶粒径およ ぴ最大比透磁率と残留磁束密度を制御することにより、 0. 040 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、 Mn: 0. 05〜1. 5%、P: 0. 2%以下、 S : 0. 02%以下、 N: 0. 005%以下、および Si : l. 0〜3. 5%、 Sol. Al : l. 0〜7. 0%のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含み、残部が Fe およぴ不可避的不純物からなり、 かつ平均結晶粒径が 50 μ m以上 500 μ m以下、 最大比透磁率が 2000以上、残留磁束密度が 0. 90T以下であることを特徴とする 板厚 2. 0讓以下の制振合金薄板を提供する。
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 満の温度に加熱することによつて平均結晶粒径を 50 μ m以上 500 μ 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 2000 以上、 残留磁束密度を 0. 90T以下とする方法によつて製造できる。
本発明により、 Crや Co などの高価な合金元素を添加することなく、 0. 040 以上の高い損失係数を有す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. 0醒以下の 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、 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ボイントがある。 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。
本発明者らは、 磁歪定数を高める効果のある元素である、 安価な A1や Siを 1%以上添加した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。
Mn: Mnは硫化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 元素である。 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は固溶強化元素であるが、 P量が 0.2%を超えると、加工性が劣化する。 それゆえ、 P量の上限は 0.2%とする。
S: S量が 0.02%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 0.02%以下、好ましくは 0.005% 以下、 より好ましくは 0.003%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。
Si、 Sol.Al: Siと A1は、 いずれも固溶強化元素であり、 また磁歪定数を高 めて損失係数を向上させるのに極めて効果的な元素であるが、 過度の添加は冷 間圧延性を著しく損なう。 そのため、 Si:1.0〜3.5%、 Sol.Al:1.0〜7.0°/。のうち から選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させる必要がある。
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、 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 0.040以上の高い損失係 数を得るには、 平均結晶粒径を 50/xm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 500 / m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. 040以 上の高い損失係数を得るには、 最大比透磁率を 2000以上にする必要がある。
(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. 040以上の高い損失係数が得るには、 残留磁束密度 を 0. 90T以下にする必要がある。
(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、 リジングを防止するために、 650〜850°C の温度範囲で熱延板焼鈍を行つてもよレ、。
熱間圧延後の熱延板あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、 通常の方法により酸 洗され、 冷間圧延により板厚 2. 0醒以下、 好ましくは 1. 6 mm以下の冷延板とさ れる。 板厚が 2. Oramを越えると、 後工程の焼鈍後のライン通板歪みが大きくな り、 損失係数が低下する。 なお、 構造部材としての剛性を確保するためには、 0. 5mm 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から、 0. 75mm超え、 より望ましくは 0. 8膽を超える板厚で あることが好ましい。
冷間圧延後の冷延板は、結晶粒径が 50 μ m以上 500 μ m以下となるように焼鈍 されるが、 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 2000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ので、 連続焼鈍で行う必要がある。 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ぉ 、 て、 張力を低くする必要がある。 張力が付与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 0. 90T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. 040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 める。
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やレべ リングは行わないことが望ましいが、最大比透磁率が 2000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 2000以上 であり、 残留磁束密度が 0. 90T以下を満足する範囲で、 鋼板の表面に亜^ ク ロム、 エ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、 850°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. 9mmの冷延板と した後、 1000°Cで 2minの連続焼鈍を行レ、、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、 1000°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、 オーステナイ,ト変態しない鋼であること、 すなわ ち 1000°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 250mm、 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 50nm、 自由長 200nm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 = 1η (Χ,/Χ,+1) / π
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、 JIS C 2550に準拠したェプスタイン法 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。 さらに、 JIS G 0552に準拠した切断法により平均結晶粒径を測定した。
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 2000以上でかつ残留磁束密度が 0. 90T以下となり、 0. 040以上の高い損失係数 が得られることがわかる。 なお、 結晶粒径は張力によって影響をうけず、 すべ て 180 x m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%)、伸長率を変えて調質圧延を行ったものについ 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. 040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 180〜： 190 μ ηιであった。 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、 1140°Cに再加熱し、 850°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. 2ramの冷延板とした。 これらの冷 延板 A〜Fを 900°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 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 態点ほ、実施例 1と同様に求め、 900°Cが再結晶温度以上であり、オーステナイ 変態しない鋼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、 結晶粒径を調査した。
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は粒成長 性が優れており、 0. 040 以上の高い損失係数を有することがわかる。 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 れない。
表 4
Figure imgf000013_0001

Claims

請求の範囲
1. 質量。/。で、 C:0.005%以下、 Μη:0.05〜1·5%、 Ρ:0.2%以下、 S:0.02%以下、 N: 0.005%以下、および Si:1.0〜3.5%、 Sol. A1： 1.0〜7.0%のうちから選ばれた少な くとも 1種の元素を含み、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、が 平均 結晶粒径が 50μπι以上 500 _tm以下、 最大比透磁率が 2000以上、 残留磁束密度 が 0.90T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. 請求項 1に記載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する ことによつて平均結晶粒径を 50 ra以上 500 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 2000以上、残留磁束密度 を 0.90T以下とすることを特徴とする板厚 2. Oram以下の制振合金薄板の製造方 法。
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