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Gebiet der
Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein magnetisches Verbundelement,
das einen ferromagnetischen Anteil und einen nicht-magnetischen
Anteil verbindet und sich zur Verwendung in einem bei Kraftfahrzeug-Kraftstoffen,
Hydraulikölen
o.dergl. eingesetzten Betätigungselement
(im folgenden als Ölsteuervorrichtung
bezeichnet) eignet.
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Stand der
Technik
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Eine Ölsteuervorrichtung
eines Kraftfahrzeugs hat herkömmlicherweise
eine Struktur, in der Magnetfluß wirksam
eingesetzt wird, indem ein nicht-magnetischer Anteil in einem Teil
eines Stators vorgesehen wird, wobei der Stator ferromagnetisch
ist (im allgemeinen weicher Magnetismus), um einen Magnetfluß zu einem bewegbaren
Teil zu bewirken. Es sind Techniken eingesetzt worden, wie das Hartlöten und
das Laserschweißen
eines ferromagnetischen Teils und eines nicht-magnetischen Teils,
um einen nicht-magnetischen Anteil in einem Teil des ferromagnetischen
Anteils bereitzustellen. Im Gegensatz zu diesen Verfahren zum Verbinden von
ungleichen Materialien wird in der vorliegenden Erfindung vorgeschlagen,
ein einzelnes Material als magnetisches Verbundmaterial zu verwenden,
das durch die Bereitstellung eines ferromagnetischen Anteils und eines
nicht-magnetischen
Anteils durch Kaltverformung oder Wärmebehandlung gebildet wird.
Wenn solche magnetischen Verbundmaterialien eingesetzt werden, die
aus einem einzigen Material bestehen, ist es möglich, Teile zu erhalten, die
im Hinblick auf die Sicherstellung der Luftdichtheit und der Zuverlässigkeit,
wie der Verhinderung von Brüchen
durch Vibrationen, usw. denen überlegen
sind, die durch das Verbinden eines ferromagnetischen Anteils und
eines nicht-magnetischen Anteils erhalten werden.
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DE 196 50 710 A1 offenbart
beispielsweise einen martensitischen Edelstahl, der 0,5 bis 4,0
% Nickel enthält,
als magnetisches Verbundelement, das für Ölsteuervorrichtungen von Kraftfahrzeugen
geeignet ist. Es wird vorgeschlagen, daß in einem martensitischen
Edelstahl, der aus Ferrit und Carbiden unter einer Temperbedingung
zusammengesetzt ist, das Austenit in einem nicht-magnetischen Anteil
mit einer Permeabilität (μ) von nicht
mehr als 2, wobei der Anteil durch Abkühlen eines Teils des martensitischen
Edelstahls nach dem Erwärmen
erhalten wird, durch Zugeben einer geeigneten Menge von Nickel zu
einer Legierung auf der Basis von C-Cr-Fe, von der ferromagnetische
Eigenschaften mit einer maximalen Permeabilität (μ
m) von
nicht weniger als 200 erhalten werden, stabilisiert wird, wodurch
es ermöglicht
wird, den Ms-Punkt (die Temperatur, bei der Austenit beginnt, in
Martensit umgewandelt zu werden) auf nicht mehr als –30 °C zu senken.
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Auch
JP 9-228004 A offenbart, daß es
in einem magnetischen Verbundmaterial, das für magnetische Skalierungen
usw. verwendet wird, durch Zugeben von mehr als 2 %, aber nicht
mehr als 7 % Mn und 0,01 bis 0,05 % N zu einer Legierung auf Basis
von C-Cr-Fe, die 10 bis 16 % Cr und 0,35 bis 0,75 % C enthält, wobei die
Legierung ferromagnetische Eigenschaften mit einer maximalen Permeabilität (μm)
von nicht weniger als 200 hat, möglich
ist, das erhalten gebliebene Austenit mit einer Permeabilität (μ) von nicht
mehr als 2, das durch Abkühlen
nach Erwärmen
erhalten wird, zu stabilisieren, und dadurch den Ms-Punkt auf nicht
mehr als –10 °C zu senken.
Diese Vorschläge
sind im Hinblick darauf hervorragend, daß ein ferromagnetischer Anteil mit
einer maximalen Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 200 und ein stabiler
nicht-magnetischer Anteil mit einer Permeabilität (μ) von nicht mehr als 2 und ein
niedriger Ms-Punkt in einem einzigen Material erhalten werden kann.
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Ein
Phasendiagramm für
eine weitere bekannte Fe-Ni-C-Legierung findet sich in dem Buch
von R.M. Bozorth "Ferromagnetism", Princeton USA 1951,
S. 146–153,
insbesondere 5–57 auf
S. 148.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Aufgabe
der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines magnetischen
Verbundelements, das in seiner Korrosionsbeständigkeit hervorragend ist,
das einen ferromagnetischen und einen nicht-ferromagnetischen Anteil
in einem einzigen Material verbindet, wobei in dem Element die Korrosionsbeständigkeit
des ferromagnetischen Anteils verbessert wird, dessen Struktur hauptsächlich aus
Ferrit und Carbiden zusammengesetzt ist, und auch die Bereitstellung
eines Verfahrens zur Herstellung des magnetischen Verbundelements.
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Die
in
DE 196 50 710 A1 und
JP 9-228004 A offenbarten magnetischen Verbundelemente haben dahingehend
einen Vorteil, daß sie
einen ferromagnetischen Anteil mit einer maximalen Permeabilität (μ
m)
von nicht weniger als 200 und einen stabilen nicht-magnetischen
Anteil mit einer Permeabilität
(μ) von
nicht mehr als 2 verbinden können.
In diesen magnetischen Verbundelementen ist jedoch die Korrosionsbeständigkeit des
ferromagnetischen Anteils, der hauptsächlich aus Ferrit und Carbiden
zusammengesetzt ist, schlechter als die des nicht-magnetischen Anteils,
der hauptsächlich
aus Austenit zusammengesetzt ist, was dazu führt, daß auf der Oberfläche des
ferromagnetischen Anteils Rost gebildet werden kann. Somit haben
diese magnetischen Verbundelemente die erheblichen Nachteile, daß ihre Oberflächen korrodieren
und schlechter werden, wenn sie in Ölsteuervorrichtungen von Kraftfahrzeugen
usw. verwendet werden.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die Mikrostruktur eines
ferromagnetischen Anteils, dessen Struktur hauptsächlich aus
Ferrit und Carbiden zusammengesetzt ist, in einem magnetischen Verbundmaterial
untersucht. Sie haben als Ergebnis gefunden, daß die Carbide hauptsächlich aus
Cr-Carbiden zusammengesetzt sind, und daß die Bildung dieser Cr-Carbide bewirkt,
daß Cr
in den Carbiden konzentriert ist, was dazu führt, daß die Cr-Konzentration in der
Ferritphasenmatrix in der Nähe
der Carbide unzureichend ist.
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Als
Ergebnis weiterer Untersuchungen wurde gefunden, daß die Korrosion
des ferromagnetischen Anteils von einer Schicht als Ausgangspunkt
beginnt, die in ihrer Cr-Konzentration in der Nähe der Cr-Carbide mangelhaft
ist, und daß die
Korrosionsbeständigkeit
des ferromagnetischen Anteils und somit die Korrosionsbeständigkeit
des magnetischen Verbundmaterials durch Erhöhen der in dem magnetischen
Verbundmaterial enthaltenen Menge von Cr auf mehr als 16 Gew.-%,
wodurch die Cr-Konzentration der Ferritphasenmatrix auf nicht weniger
als 12 Gew.-% steigt, wesentlich verbessert werden kann.
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JP
9-228004 A offenbart, daß es
schwierig ist, das Austenit in dem nicht-magnetischen Anteil zu
bilden, wenn die Cr-Konzentration 16 % übersteigt, weil die Ferritstruktur
bei solch hohen Cr-Konzentrationen stabil wird.
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Die
Erfinder haben früher
in Betracht gezogen, daß,
weil Cr ein Ferrit bildendes Element ist, die Ferritphase stabil
wird, wenn die Cr-Konzentration 16 % übersteigt, und es deshalb schwierig
ist, die nicht-magnetische Phase von Austenit zu erhalten, selbst
wenn ein Lösungsglühen durchgeführt wird. Überraschenderweise
haben sie nun jedoch herausgefunden, daß eine Austenitphase mit einer
Permeabilität
(μ) von
nicht mehr als 2 erhalten wird, wenn ein Material mit einer Cr-Konzentration über 16 %
einem Lösungsglühen bei 1250 °C während 10
Minuten unterworfen wird.
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Folglich
haben die Erfinder herausgefunden, daß, wenn nach dem Lösungsglühen eine
Wasserkühlung
in einem Temperaturbereich von 1050 bis 1300 °C in dem Herstellverfahren eines
magnetischen Verbundelements durchgeführt wird, eine Austenitisierung
möglich
ist, mit anderen Worten, daß ein
nicht-magnetischer Anteil erhalten werden kann.
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Des
weiteren haben die Erfinder herausgefunden, daß es durch Glühen bei
einer Temperatur unter dem A3-Umwandlungspunkt nach der Warmverformung,
der Kaltverformung und dem weiteren Glühen bei einer Temperatur unter
dem A3-Umwandlungspunkt, möglich
ist, Carbide in dem ferromagnetischen Anteil mit einer maximalen
Korngröße im Bereich
von 0,1 bis 20 μm
zu dispergieren, so daß die
Korrosionsbeständigkeit ohne
Beeinträchtigung
der herkömmlichen
magnetischen Eigenschaften verbessert werden kann, selbst wenn Cr
in Mengen zugegeben wird, die 16 % übersteigen, wenn sie nicht
mehr als 25,0 % betragen.
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein magnetisches Verbundelement mit
hervorragender Korrosionsbeständigkeit
zur Verfügung,
das eine chemische Zusammensetzung hat, die, bezogen auf das Gewicht,
im wesentlichen aus 0,30 bis 0,80 % C, mehr als 16,0 %, aber nicht
mehr als 25,0 % Cr, 0,1 bis 4,0 % Ni, 0,01 bis 0,06 % N, mindestens
einem der Elemente Si, Mn und Al in einer Menge von nicht mehr als
insgesamt 2,0 %, sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest besteht,
und das einen ferromagnetischen Anteil und einen nicht-magnetischen
Anteil hat.
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Das
erfindungsgemäße magnetische
Verbundelement hat die magnetischen Eigenschaften, das die maximale
Permeabilität
(μm) des ferromagnetischen Anteils nicht weniger
als 200 und die Permeabilität
(μ) des nicht-magnetischen Anteils
nicht mehr als 2 ist.
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Das
erfindungsgemäße magnetische
Verbundelement hat einen ferromagnetischen Anteil mit einer maximalen
Korngröße der Carbide,
die so gesteuert ist, daß sie
im Bereich von 0,1 bis 20 μm
liegt.
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Die
maximale Korngröße der Carbide
in dem ferromagnetischen Anteil des erfindungsgemäßen magnetischen
Verbundelements ist vorzugsweise so gesteuert, daß sie im
Bereich von 5 bis 20 μm
liegt.
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Ein
Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen magnetischen Verbundelements
umfaßt
die Stufen der Warmverformung eines Materials für dieses magnetische Verbundelement,
des Glühens
des Materials bei einer Temperatur unter der A3-Umwandlungstemperatur,
der Kaltverformung und des erneuten Glühens bei einer Temperatur von
unter der A3-Umwan dungstemperatur, wobei ein ferromagnetischer Körper erhalten
wird, und das lokale Erwärmen
und Abkühlen
eines Teils des so erhaltenen ferromagnetischen Körpers, wobei
ein nicht-magnetischer Anteil gebildet wird. Durch dieses Verfahren
kann ein magnetisches Verbundelement mit hervorragender Korrosionsbeständigkeit
erhalten werden.
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Bei
diesem Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Verbundelements
mit hervorragender Korrosionsbeständigkeit ist die maximale Korngröße der Carbide
in dem vorstehend genannten ferromagnetischen Anteil vorzugsweise
so gesteuert, daß sie
im Bereich von 0,1 bis 20 μm,
stärker
bevorzugt im Bereich von 5 bis 20 μm liegt.
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Kurzbeschreibung der Zeichnung
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1 ist
eine Mikrophotographie, die ein Beispiel des erfindungsgemäßen magnetischen
Verbundanteils zeigt.
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Eingehende Beschreibung
bevorzugter Ausführungsbeispiele
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Wie
vorstehend beschrieben, ist ein wichtiges Merkmal der vorstehenden
Erfindung, daß,
um die Korrosionsbeständigkeit
eines ferromagnetischen Anteils des magnetischen Verbundelements,
das Ferrit und Cr-Carbide enthält,
zu verbessern, die Menge des Cr, das in dem Grundmaterial des magnetischen
Verbundelements enthalten ist, auf Konzentrationen von mehr als
16 Gew.-% erhöht
wird, wodurch die Cr-Konzentration in der Ferritphasenmatrix in
der Nähe
der Carbide auf nicht weniger als 12 % erhöht wird.
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Die
Gründe
für die
eingeschränkte
chemische Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend
beschrieben.
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Cr
ist das wichtigste Element der vorliegenden Erfindung, das in der
Matrix in einem Mischkristallzustand vorliegt und teilweise in Carbide überführt wird,
wodurch die mechanischen Eigenschaften und die Korrosionsbeständigkeit
der vorliegenden Erfindung sichergestellt werden. Der Grund dafür, daß der Bereich
der Cr-Konzentration der vorliegenden Erfindung höher als
16,0 %, aber nicht höher
als 25,0 % ist, besteht darin, daß die Cr-Konzentration der Ferritphasenmatrix
in der Nähe
der Cr-Carbide nicht höher
als 12,0 % wird, wenn die Cr-Konzentration der vorliegenden Erfindung
nicht höher
als 16,0 % ist. Auf der anderen Seite kann ein Ferromagnetismus
mit einer maximalen Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 200 nicht erhalten
werden, wenn die Cr-Konzentration der vorliegenden Erfindung 25,0
% übersteigt.
Der stärker
bevorzugte Bereich der Cr-Konzentration ist höher als 16,0 %, aber nicht
höher als
20,0 %.
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C
ist ein wichtiges Element, das Carbide bildet und die Festigkeit
einer Legierung auf Basis von C-Ni-Cr-Fe, die die Basis der vorliegenden
Erfindung ist, sicherstellt. C ist auch ein Element, das zur Stabilisierung
von Austenit beiträgt.
Wenn die C-Konzentration niedriger als 0,30 % ist, wird es schwierig,
eine Austenitstruktur zu erhalten, die bei einer Temperatur unter
Raumtemperatur stabil ist, wenn sie nach dem Erwärmen auf über die Austenitumwandlungstemperatur
abgekühlt
wird. Auf der anderen Seite wird bei einer C-Konzentration, die
0,80 % übersteigt,
die Kaltverformung schwierig, weil die Materialien zu hart werden.
Aus diesem Grund ist der Bereich der C-Konzentration in der vorliegenden
Erfindung 0,30 bis 0,80 %. Der stärker bevorzugte Bereich der
C-Konzentration ist 0,45 bis 0,65 %.
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Ni
ist ein Element, das den Ms-Punkt des nicht-magnetischen Anteils
wirksam senkt. Der Grund dafür, daß der Bereich
der Ni-Konzentration der vorliegenden Erfindung 0,1 bis 4,0 % ist,
liegt darin, daß der Ms-Punkt
des nicht-magnetischen Anteils bei Ni-Konzentrationen von weniger
als 0,1 nicht leicht sinkt, während
bei Ni-Konzentrationen, die 4,0 % übersteigen, die Bildung schwierig
wird, und es schwierig wird, gute weichmagnetische Eigenschaften
zu erhalten.
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N
ist ein Element, daß als
Austenit bildendes Element die gleiche Wirkung wie Ni hat. Der Grund
dafür, daß die N-Konzentration
der vorliegenden Erfindung 0,01 bis 0,06 % ist, liegt darin, daß die Wirkung
auf die Senkung des Ms-Punkts des nicht-magnetischen Anteils bei
N-Konzentrationen von weniger als 0,01 % gering ist, während sich
die Formbarkeit wegen der übermäßigen Härte bei
0,06 % übersteigenden
N-Konzentrationen verschlechtert. Im übrigen kann das erfindungsgemäße Element
mindestens eines der Elemente Si, Mn und Al als Desoxidationsmittel
in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2 % enthalten, solange
die magnetischen Eigenschaften dadurch nicht beeinträchtigt werden.
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Im
folgenden werden als nächstes
die Gründe
für die
eingeschränkte
Permeabilität
der Anteile der erfindungsgemäßen Elemente
beschrieben.
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Das
erfindungsgemäße Element
ist aus einem ferromagnetischen Anteil und einem nicht-magnetischen
Anteil zusammengesetzt. Der Grund dafür, daß die maximale Permeabilität (μm)
des ferromagnetischen Anteils der vorliegenden Erfindung nicht höher als
200 ist, liegt darin, daß dieser
Bereich eine notwendige Eigenschaft eines Elements einer Ölsteuervorrich tung
ist, wobei der Einsatz in Ölsteuervorrichtungen
eine der Anwendungen des erfindungsgemäßen magnetischen Verbundelements
ist.
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Der
Grund dafür,
daß die
Permeabilität
(μ) des
nicht-magnetischen Anteils der vorliegenden Erfindung nicht höher als
2 ist, liegt darin, daß der
magnetische Fluß leicht
fließt,
wenn dieser Bereich überschritten
wird, mit dem Ergebnis, daß dieser
Anteil als solcher kein nicht-magnetischer Anteil mehr ist.
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Als
nächstes
werden im folgenden die Gründe
für die
eingeschränkte
maximale Korngröße der Carbide
beschrieben.
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Bei
der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, daß die maximale Korngröße der Carbide
des ferromagnetischen Anteils so gesteuert wird, daß sie im
Bereich von 0,1 bis 20 μm
liegt. Der Grund dafür
liegt darin, daß die
Menge an C, das in der Ferritphasenmatrix in einem Mischkristallzustand
vorliegt, dann zu hoch wird, wenn die Korngröße weniger als 0,1 μm ist, und
es unmöglich
ist, eine maximale Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 200 zu erhalten,
die für
den ferromagnetischen Anteil erforderlich ist. Auf der anderen Seite
wird, wenn die maximale Korngröße der Carbide
20 μm übersteigt,
die Formbarkeit beeinträchtigt
und zur gleichen Zeit wird die Menge an C unzureichend, die in der
Ferritphasenmatrix in einem Mischkristallzustand vorliegt, was dazu
führt,
daß eine
nicht-magnetische Austenitphase nicht leicht erhalten werden kann,
selbst wenn das Lösungsglühen durchgeführt wird.
Der bevorzugte Bereich der maximalen Korngröße der Carbide ist 5 bis 20 μm.
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Wenn
in der vorliegenden Erfindung die maximale Korngröße der Carbide
des vorstehend genannten ferromagnetischen Anteils insbesondere
so gesteuert wird, daß sie
im Bereich von 5 bis 20 μm
liegt, ist es einfach, solche magnetischen Eigenschaften zu erhalten,
wie die maximale Permeabilität
(μm) des ferromagnetischen Anteils von nicht
weniger als 230. Daher ist dieser Bereich besonders bevorzugt.
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Im
folgenden wird der Grund für
die Einschränkungen
bezüglich
des erfindungsgemäßen Herstellverfahrens
beschrieben.
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Bei
der vorliegenden Erfindung ist die Warmverformung ein wichtiges
Verfahren zum Steuern der maximalen Korngröße der Carbide, und die Erhitzungstemperatur
ist besonders bevorzugt 900 bis 1100 °C. Der Grund dafür liegt
darin, daß die
Menge an C, die in der Matrix in einem Mischkristallzustand vorhanden
ist, bei einer Erhitzungstemperatur von weniger als 900 °C gering
ist und die maximale Korngröße der Carbide
20 μm übersteigt, während die
Menge an C im Mischkristallzustand bei 1100 °C übersteigenden Temperaturen
zu hoch wird und Carbide mit einer maximalen Korngröße von nicht
weniger als 0,1 μm
nicht erhalten werden können.
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Ferner
liegt der Grund dafür,
daß das
Glühen
bei einer Temperatur nicht über
dem A3-Umwandlungspunkt nach der Warmverformung durchgeführt wird,
darin, daß die
Carbide veranlaßt
werden zu wachsen, wodurch die Härte
des Elements verringert wird und die darauffolgende Kaltverformung
erleichtert wird. Mit anderen Worten liegt der Grund darin, daß das Wachstum
der Carbide bei Temperaturen von höher als dem A3-Umwandlungspunkt
unzureichend ist und damit die Wirkung des Glühens auf die Verringerung der
Härte gering
ist.
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Der
A3-Umwandlungspunkt in der vorliegenden Erfindung ist die Temperatur,
bei der die Ferritphase beginnt, sich in die Austenitphase umzuwandeln.
Diese Temperatur variiert in Abhängigkeit
der chemischen Zusammensetzung des Materials.
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Die
A3-Umwandlungstemperatur sinkt, wenn die Menge an zugegebenem C,
Ni, N usw., die Austenit formende Elemente sind, erhöht wird.
Auf der anderen Seite steigt die A3-Umwandlungstemperatur, wenn
die Menge an zugegebenem Cr, das ein Ferrit bildendes Element ist,
erhöht
wird. In dem Bereich der chemischen Zusammensetzung des in der vorliegenden
Erfindung genannten Materials liegt der A3-Umwandlungspunkt im Bereich
von 650 bis 1000 °C.
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Der
Grund dafür,
daß die
Kaltverformung durchgeführt
wird, liegt darin, daß die
verformungsinduzierte Ausfällung
von Carbiden durch Verformen des Elements auftritt, und sie wirksam
ist, einen Verarbeitungsanteil von 40 bis 90 % einzunehmen.
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Der
Grund dafür,
daß nach
der Kaltverformung erneut bei einer Temperatur nicht über dem
A3-Umwandlungspunkt geglüht
wird, liegt darin, daß die
Carbide, die während
der Kaltverformung präzipitieren,
veranlaßt
werden zu wachsen, wodurch die maximale Korngröße der Carbide im Bereich von
0,1 bis 20 μm
stabilisiert wird.
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Der
stärker
bevorzugte Bereich des durchzuführenden
Glühens
nach der Warmverformung und der Kaltverformung ist von dem A3-Umwandlungspunkt
bis zu einer Temperatur von weniger als dem A3-Umwandlungspunkt
bei 200 °C.
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Die
Korngröße der Carbide
kann in einfacher Weise durch Durchführen des vorstehend genannten
erfindungsgemäßen Verfahrens
so gesteuert werden, daß sie
im Bereich von 5 bis 20 μm
liegt.
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Als
Verfahren zum Bereitstellen eines nicht-magnetischen Anteils in
einem Teil des Elements, der durch das vorstehend genannte Verfahren
ferromagnetisch gemacht wird, ist es in der vorliegenden Erfindung bevorzugt,
daß ein
Teil des Elements teilweise erhitzt und einem Lösungsglühen durch Hochfrequenzerwärmen, Lasererwärmen usw.,
unterworfen und danach rasch abgekühlt wird. Das Lösungsglühen ist
insbesondere im Temperaturbereich von 1050 bis 1300 °C, bei dem
die Austenitphase erhalten wird, wirksam. Es ist ferner bevorzugt,
daß als
Kühlverfahren
eine rasche Abkühlung
durch Wasserkühlung
usw. unmittelbar nach dem Erwärmen
durchgeführt
wird.
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Selbst
wenn die Menge des zugegebenen Cr erhöht wird, ermöglicht in
der vorliegenden Erfindung das vorstehend genannte Herstellverfahren,
daß der
nicht-magnetische Anteil leicht in dem ferromagnetischen Körper ohne
Beeinträchtigung
der magnetischen Eigenschaften gebildet werden kann, und erlaubt
gleichzeitig die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des ferromagnetischen
Anteils.
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Beispiel 1:
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Da
in der vorliegenden Erfindung der Cr-Gehalt wichtig ist, wurden
10 kg-Barren mit verschiedenen Cr-Gehalten durch Vakuumschmelzen
erhalten. Die Barren wurden dann geschmiedet und bei 1000 °C warmgewalzt,
wobei Platten mit 4 mm Dicke erhalten wurden. Das Material wurde
bei 780 °C
unter der A3-Umwandlungstemperatur heißgeglüht, die Oxidablagerung wurde
entfernt, und Folien von 1,5 mm Dicke wurden durch Kaltwalzen erhalten.
Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der untersuchten
Elemente.
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In
den Elementen Nr. 1 bis 7 waren die Mengen an zugegebenem C, Si,
Ni, Mn usw. fast gleich, und die Menge an zugegebenem Cr wurde variiert.
Die Menge an zugegebenem Cr wurde im Element Nr. 6 verringert und
im Element Nr. 7 erhöht.
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Das
Element Nr: 8 ist das in
DE
196 50 710 A1 beschriebene magnetische Verbundelement.
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Dieses
kaltgewalzte Material wurde bei 780 °C unter dem A3-Umwandlungspunkt
heißgeglüht und ferromagnetisch
gemacht. Ein Teil der erhaltenen Probe wurde durch Hochfrequenzerwärmen erhitzt
und 10 Minuten bei etwa 1250 °C
gehalten und danach mit Wasser abgekühlt. Auf diese Weise wurde
eine Probe erhalten, die teilweise nicht-magnetisch geworden war.
Die Oberfläche
dieser Probe wurde mit Papier poliert, und der Salzsprühtest wurde
dann nach dem in JIS Z2371 beschriebenen Verfahren durchgeführt, um
aus dem Verrostungszustand der Probenoberfläche die Korrosionsbeständigkeit
zu beurteilen. Bei der vorliegenden Erfindung wurde als Index der
Korrosionsbeständigkeit
Salz auf die Probe während
100 Stunden gesprüht,
und die Korrosionsbeständigkeit
wurde daraufhin beurteilt, ob Rost auf der Oberfläche des
Elements beobachtet wurde oder nicht. Das Ergebnis der Beurteilung
ist in Tabelle 2 durch die Zeichen o und x angegeben.
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Die
Cr-Konzentration der Ferritphase in der Nähe der Carbide des ferromagnetischen
Anteils wurde mit einem Röntgenstrahl-Mikroanalysiergerät gemessen,
und die Größe der Cr-Carbide
wurde beobachtet. Als Ergebnis wurde beobachtet, daß die Cr-Carbide
aller Elemente eine maximale Korngröße von etwa 7 μm haben.
Die Mikrostruktur des ferromagnetischen Anteils des Elements Nr.
2 ist in 1 als Beispiel der Beobachtung
von Carbiden gezeigt.
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Ferner
wurde die maximale Permeabilität
(μm) in Anteilen, die nicht die wärmebehandelten
Zonen sind, die durch das Hochfrequenzerwärmen erhalten werden, untersucht,
und die magnetischen Eigenschaften des ferromagnetischen Anteils
wurden beurteilt. Auf der anderen Seite wurde durch Röntgenbeugungsanalyse festgestellt,
daß die
Phase, die im wesentlichen aus erhalten gebliebenem Austenit zusammengesetzt
ist, in dem nicht-magnetischen Anteil gebildet wird, der durch das
Hochfrequenzerwärmen
erhalten wird, und die Permeabilität (μ) und der Ms-Punkt des nicht-magnetischen
Anteils wurden gemessen. Ein Permeameter und ein Kalorimeter vom
Differential-Scanning-Typ wurden für diese Messungen eingesetzt.
Die Ergebnisse der Messungen sind in Tabelle 2 gezeigt.
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- o: kein Auftreten von Rost
- x: Auftreten von Rost
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In
dem nicht-magnetischen Anteil wurde auf der Probenoberfläche keines
der Elemente Rost beobachtet, was in Tabelle 2 gezeigt ist. In den
Proben der erfindungsgemäßen Elemente
mit einem Cr-Gehalt von mehr als 16,0 %, aber nicht mehr als 25,0
%, wurde die Cr-Konzentration der ferromagnetischen Ferritphase bei
nicht weniger als 12,0 % gehalten, wobei wie im nicht-magnetischen
Anteil kein Rosten beobachtet wurde, und es zeigte sich gute Korrosionsbeständigkeit.
Es wurde festgestellt, daß die
hervorragenden ferromagnetischen Eigenschaften mit einer maximalen
Permeabilität
(μm) von mehr als 200 in dem ferromagnetischen
Anteil erhalten wurden, und daß die
Permeabilität
(μ) des
nicht-magnetischen Anteils nicht mehr als 2 war.
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In
den Proben des erfindungsgemäßen Elements
sind die Permeabilität
(μ) und
der Ms-Punkt in dem nicht-magnetischen Anteil mit denen des in JP-A-9-157802
offenbarten magnetischen Verbundelements, d.h., Element Nr. 8, fast
identisch. Somit ist es offensichtlich, daß in dem erfindungsgemäßen Element
die Eigenschaften des nicht-magnetischen Anteils, die für ein magnetisches
Verbundelement erforderlich sind, aufrechterhalten werden können. Auf
der anderen Seite wird in den Elementen Nr. 6 und Nr. 8 mit einem
16,0 % nicht übersteigenden
Cr-Gehalt in dem ferromagnetischen Anteil Rost beobachtet, obwohl
hervorragende magnetische Eigenschaften erhalten werden. Somit ist
es offensichtlich, daß die
Elemente Nr. 6 und 8 dem erfindungsgemäßen Element in ihrer Korrosionsbeständigkeit
unterlegen sind. Es ist ersichtlich, daß in der Probe Nr. 7 mit einem
25,0 % übersteigenden
Cr-Gehalt eine maximale Permeabilität (μm) von
200 in dem ferromagnetischen Anteil nicht erhalten werden kann,
obwohl hervorragende Korrosionsbeständigkeit erreicht wird.
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Beispiel 2:
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Die
maximale Korngröße der Carbide
in dem ferromagnetischen Anteil ist in der vorliegenden Erfindung
ebenfalls wichtig. Deshalb wurde bei dem in Tabelle 1 gezeigten
Element Nr. 2, das eines der erfindungsgemäßen Elemente ist, die Warmverformungstemperatur
im Bereich von 850 bis 1150 °C
variiert, und die Korrosionsbeständigkeit
und die magnetischen Eigenschaften wurden durch Messung der maximalen
Korngröße der Carbide
in dem ferromagnetischen Anteil untersucht. Nachdem das Element
spiegelglatt poliert worden war, wurden chemisch geätzte Proben
unter einem Rasterelektronenmikroskop in mehr als 10 Bereichen bei einer
Vergrößerung von
3000 beobachtet, und die maximale Korngröße der Carbide wurde beobachtet.
Das Herstellverfahren für
das Element, außer
die Warmverformungstemperatur, und die Untersuchungsverfahren für die Korrosionsbe ständigkeit
und die magnetischen Eigenschaften sind dieselben wie in Beispiel
1. Die Ergebnisse der Untersuchung sind in Tabelle 3 gezeigt.
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- o: kein Auftreten von Rost
- x: Auftreten von Rost
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Aus
Tabelle 3 geht hervor, daß das
Element Nr. 2 bei allen Warmverformungstemperaturen hervorragende
Korrosionsbeständigkeiten
zur Verfügung
stellt.
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Ferner
ist in den Elementen Nr. 11 bis 14, deren maximale Korngröße der Carbide
dahingehend gesteuert wurde, daß sie
im Bereich von 0,1 bis 20 μm
liegt, die Korrosionsbeständigkeit
hervorragend, und die Erfordernisse für die magnetischen Eigenschaften
sind erfüllt,
d.h. eine maximale Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 200 in dem ferromagnetische
Anteil und eine Permeabilität
(μ) von
nicht mehr als 2 in dem nicht-magnetischen Anteil. Unter anderen
haben die Elemente Nr. 11 und 12, in denen die maximale Korngröße der Carbide
dahingehend gesteuert wurde, daß sie
im Bereich von 5 bis 20 μm
liegt, hervorragende magnetische Eigenschaften mit einer maximalen
Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 230 in dem ferromagnetischen
Anteil.
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Auf
der anderen Seite kann im Element Nr. 15, dessen maximale Korngröße der Carbide
unter 0,1 μm ist,
eine maximale Permeabilität
(μm) von nicht weniger als 200 in dem ferromagnetische
Anteil nicht erhalten werden, obwohl hervorragende Korrosionsbeständigkeit
und nicht-magnetische Eigenschaften erhalten werden.
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Umgekehrt
ist es offensichtlich nicht möglich,
in dem Element Nr. 16, dessen maximale Korngröße der Carbide 20 μm übersteigt,
einen nicht-magnetischen
Anteil mit einer Permeabilität
(μ) von
höchstens
2 zu erhalten, obwohl hervorragende Korrosionsbeständigkeit
und ferromagnetische Eigenschaften erhalten werden. Es ist auch
offensichtlich, daß Warmverformungstemperaturen
zwischen 900 und 1100 °C
zum Steuern der maximalen Korngröße der Carbide
in den Bereich von 0,1 bis 20 μm
wirksam sind.
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Erfindungsgemäß ist es
möglich,
in einem einzigen Material mit einem ferromagnetischen Anteil und einem
nicht-magnetischen Anteil durch die Erhöhung des Cr-Gehalts einer Legierung
auf Basis von C-Ni-Cr-Fe auf mehr als 16,0 %, aber nicht mehr als
25,0 %, und Durchführen
der Warmverformung und des Lösungsglühens in
einem geeigneten Temperaturbereich die Korrosionsbeständigkeit
des ferromagnetischen Anteils, der aus Ferrit und Carbiden zusammengesetzt
ist, erheblich zu verbessern und einen stabilen nicht-magnetischen
Anteil mit denselben magnetischen Eigenschaften wie in den herkömmlichen
Materialien zu erreichen. Somit stellt die vorliegende Erfindung
eine Technik bereit, die für
den Einsatz eines magnetischen Verbundelements in einer Ölsteuervorrichtung
in einem Kraftfahrzeug unerläßlich ist.