JPH0375314A - 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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- JPH0375314A JPH0375314A JP21268989A JP21268989A JPH0375314A JP H0375314 A JPH0375314 A JP H0375314A JP 21268989 A JP21268989 A JP 21268989A JP 21268989 A JP21268989 A JP 21268989A JP H0375314 A JPH0375314 A JP H0375314A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
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。
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。
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／ｒｎ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。
。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／ｒｎ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、低磁場
での磁束密度が高く、その板厚方向での磁気特性差の少
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
。
での磁束密度が高く、その板厚方向での磁気特性差の少
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、Ｓ Ｉ：０．ｌ
Ｏ〜３．５％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｓ ：０．０１
０％以下、Ｃｒ：ｏ、０５％以下、Ｍ ｏ ： ０ 、
０１％以下、Ｃｕ：０．０１％以下、Ａｇ：０、ｌＯ〜
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１１５０〜１８００℃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
比圧延を行った後、板厚５ｈｍ以上の厚板については６
００〜７５０℃の脱水素熱処理を行った後、必要に応じ
て７５０〜９５０℃で焼鈍し、板厚５０關未満について
は７５０〜９５０℃で焼鈍することを特徴とする磁場８
０Ａ／ｍでの磁束密度が１．０テスラ以上の磁気特性を
有する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。
Ｏ〜３．５％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｓ ：０．０１
０％以下、Ｃｒ：ｏ、０５％以下、Ｍ ｏ ： ０ 、
０１％以下、Ｃｕ：０．０１％以下、Ａｇ：０、ｌＯ〜
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１１５０〜１８００℃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
比圧延を行った後、板厚５ｈｍ以上の厚板については６
００〜７５０℃の脱水素熱処理を行った後、必要に応じ
て７５０〜９５０℃で焼鈍し、板厚５０關未満について
は７５０〜９５０℃で焼鈍することを特徴とする磁場８
０Ａ／ｍでの磁束密度が１．０テスラ以上の磁気特性を
有する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。
ただし、
Ａ−（２月ｒ石肩−］弓ゴ） ／ （ｈ ｒ ＋ｈ。）
Ａ ：圧延形状比 ｈＩ：入側板厚（ｍｌ ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ａｍ） ２、重量％で、ｃ ： ０．０１９６以下、Ｓｉ：０．
ｌＯ〜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、Ａｇ；０．１０〜３．０
％、Ｎ：０．００４！？６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
比圧延を行った後、板厚５０ｍｍ以上の厚板についでは
６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行った後、必要に応
じて９１０〜１０００℃で焼準し、板厚５０璽璽未満に
ついては９１０〜１０００℃で焼準することを特徴とす
る磁場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。
Ａ ：圧延形状比 ｈＩ：入側板厚（ｍｌ ｈ ：出側板厚（ａｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ａｍ） ２、重量％で、ｃ ： ０．０１９６以下、Ｓｉ：０．
ｌＯ〜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、Ａｇ；０．１０〜３．０
％、Ｎ：０．００４！？６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
比圧延を行った後、板厚５０ｍｍ以上の厚板についでは
６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行った後、必要に応
じて９１０〜１０００℃で焼準し、板厚５０璽璽未満に
ついては９１０〜１０００℃で焼準することを特徴とす
る磁場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。
ただし、
Ａ−（２ＩＦて正７：１７ゴ）／ （ｈｌ トｈ。）Ａ
：圧延形状比 ｈｌ：入側板厚（Ｉｌｍ） ｈ ：出側板厚（關） Ｒ＝圧延ロール半径（ａｍ ） （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
強ぐなり磁壁の移動が完了すると、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。
：圧延形状比 ｈｌ：入側板厚（Ｉｌｍ） ｈ ：出側板厚（關） Ｒ＝圧延ロール半径（ａｍ ） （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
強ぐなり磁壁の移動が完了すると、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
隙性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
隙性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．（ｉｓ ｆ−０，１Ｍｎ
−２，ＯＡＮ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．（ｉｓ ｆ−０，１Ｍｎ
−２，ＯＡＮ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。
モして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。
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−（２Ｒ（ｈ、−ｈ ））／（ｈ、＋ｈｏ）１
０ Ａ ：圧延形状比 ｈＩ：入側板厚（ｍ１１） ｈ ：出側板厚（關） Ｒ：圧延ロール半径（＋ｎ） 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０．００７
Ｃ−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。
０ Ａ ：圧延形状比 ｈＩ：入側板厚（ｍ１１） ｈ ：出側板厚（關） Ｒ：圧延ロール半径（＋ｎ） 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０．００７
Ｃ−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、０．００
５Ｃ−０，Ｏ８Ｍｎ鋼にあって、Ｓ１量及びＡ１１ｋが
低磁場（８［ＩＡ／ｍ）での磁束密度に及ぼす影響を示
したものである。
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、０．００
５Ｃ−０，Ｏ８Ｍｎ鋼にあって、Ｓ１量及びＡ１１ｋが
低磁場（８［ＩＡ／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、ＡＩ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。
．６〜２．５％の範囲で、ＡＩ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。
とにより一層高磁束密度が得られる。
５１、ＡＩ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、Ｓｔは０．１〜３．５％の
範囲で、望ましくは０．Ｂ〜２．５％の範囲で添加する
。また、第４図より、Ａｆｉは０．１〜３，０％の範囲
で、望ましくは０６９〜２．５％の範囲で添加する。
利な元素で、第３図により、Ｓｔは０．１〜３．５％の
範囲で、望ましくは０．Ｂ〜２．５％の範囲で添加する
。また、第４図より、Ａｆｉは０．１〜３，０％の範囲
で、望ましくは０６９〜２．５％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０４２０％以下に限定する。Ｍ
ｎ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０４２０％以下に限定する。Ｍ
ｎ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％以下がよい。
Ｓ、０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０．０
１０％以下、Ｏは０．００５％以下とした。
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０．０
１０％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Ｃ「は
０．０５％以下、Ｍｏは０，０１％以下、Ｃｕは０．０
１％以下とする。
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Ｃ「は
０．０５％以下、Ｍｏは０，０１％以下、Ｃｕは０．０
１％以下とする。
Ｎは内部応力を高めかつＡＮＮ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
．００４％以下とする。
により、低磁場での磁束密度を低下させるので上限は０
．００４％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、まず圧延前棚熱温度を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。
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。
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。
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。
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。
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０．７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
１００μ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。
以上を含む高形状比圧延を行い、空隙性欠陥のサイズを
１００μ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（０，８（ｔ −５
０）＋６）時間（ｔ；板厚）が適当である。
０）＋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、７
５０℃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。
５０℃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、Ａ ｃ ａ点の９１０℃以上でかつｔｏｏ。
うが、Ａ ｃ ａ点の９１０℃以上でかつｔｏｏ。
℃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１
１５０ｍ−以上の厚手材で行う脱水素熱処理でこの焼鈍
あるいは焼準をかねることが可能である。
焼準温度は９１０〜１０００℃に限定する。なお、板１
１５０ｍ−以上の厚手材で行う脱水素熱処理でこの焼鈍
あるいは焼準をかねることが可能である。
（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。
較例を示す。
例１〜５は板厚１０ｈ−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
Ｃ１例３，４は低Ｍｎ、例５は低Ａｆｌであり、より高
い磁気特性を示す。例６〜８は５００ｍｍ、例９は４０
ｍｍ、例１Ｏ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。
粒で高い磁気特性を示す。例１に比べ、さらに例２は低
Ｃ１例３，４は低Ｍｎ、例５は低Ａｆｌであり、より高
い磁気特性を示す。例６〜８は５００ｍｍ、例９は４０
ｍｍ、例１Ｏ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１
ＢはＣｒが高く、例１７はＭｏが高く、例１８はＣｕが
高く、例Ｉ９はｌが低く、例２０はＡＮ）が高く、例２
１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。
が高く、例１４はＭｎが高く、例１５はＳが高く、例１
ＢはＣｒが高く、例１７はＭｏが高く、例１８はＣｕが
高く、例Ｉ９はｌが低く、例２０はＡＮ）が高く、例２
１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２Ｂ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。
温度が下限をはずれ、例２Ｂ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
量の影響をしめずグラフ、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５ｉｉｉ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Ａｇ量の影響
を示すグラフである。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 末弟１図 第３図 θ θＯ２ ０４ Ｃ（り） θＯ６ Ｑ８ 第２図 第４図 空涼姓欠陥のサイズ”０す ＡＡｔ（％）
量の影響をしめずグラフ、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５ｉｉｉ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Ａｇ量の影響
を示すグラフである。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 末弟１図 第３図 θ θＯ２ ０４ Ｃ（り） θＯ６ Ｑ８ 第２図 第４図 空涼姓欠陥のサイズ”０す ＡＡｔ（％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 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１１
５０〜１３００℃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
を行った後、必要に応じて７５０〜９５０℃で焼鈍し、
板厚５０ｍｍ未満については７５０〜９５０℃で焼鈍す
ることを特徴とする磁場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磁束密度の高い無方向
性電磁厚板の製造方法。 ただし、 Ａ＝（２√Ｒ（ｈ＿ｉ−ｈ＿ｏ））／（ｈ＿ｉ＋ｈ＿ｏ
）Ａ：圧延形状比 ｈ＿ｉ：入側板厚（ｍｍ） ｈ＿ｏ：出側板厚（ｍｍ） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ） ２、高形状比圧延を行った後、板厚５０ｍｍ以上の厚板
については６００〜７５０℃の脱水素熱処理を行った後
、必要に応じて９１０〜１０００℃で焼準し、板厚５０
ｍｍ未満については９１０〜１０００℃で焼準すること
を特徴とする請求項１記載の磁場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磁束密度の高
い無方向性電磁厚板の製造方法。
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 |
| US07/567,142 US5062905A (en) | 1989-08-18 | 1990-08-14 | Method of producing non-oriented magnetic steel plate having high magnetic flux density |
| 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 |
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 true JPH0375314A (ja) | 1991-03-29 |
| JPH0762174B2 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 |
|---|---|---|---|---|
| US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5668767B2 (ja) * | 2013-02-22 | 2015-02-12 | 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 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| 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 |
| JPH024920A (ja) * | 1988-06-24 | 1990-01-09 | Nippon Steel Corp | 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
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPH024920A (ja) * | 1988-06-24 | 1990-01-09 | Nippon Steel Corp | 直流磁化用電磁厚板の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
| DE4293604C2 (de) * | 1991-10-14 | 1997-04-03 | Nippon Kokan Kk | Weichmagnetisches Stahlmaterial und Verfahren zu seiner Herstellung |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0762174B2 (ja) | 1995-07-05 |
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