JP2010235976A - 軟磁性鋼材、軟磁性鋼部品、およびこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.002〜0.035%(質量%の意味、以下同じ)、Si:0.1%以下(0%を含まない)、Mn:0.20〜0.65%、P:0.02%以下(0%を含まない)、S:0.002〜0.1%、Cu:0.2超〜0.35%、Cr:0.05〜0.5%、Al:0.002〜0.020%、N:0.0010〜0.0050%、O:0.01%以下(0%を含まない)、Cu+Cr≧0.3%、およびMn/S≧10を満たし、残部:鉄および不可避不純物からなり、鋼組織がフェライト単相組織であり、かつJIS G 0551(2005年)で規定するフェライト結晶粒度番号が7以下であることを特徴とする軟磁性鋼材。
【選択図】なし
Description
C:0.002〜0.035%(質量%の意味、以下同じ)、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:0.20〜0.65%、
P:0.02%以下(0%を含まない)、
S:0.002〜0.1%、
Cu:0.2超〜0.35%、
Cr:0.05〜0.5%、
Al:0.002〜0.020%、
N:0.0010〜0.0050%、
O:0.01%以下(0%を含まない)、
Cu+Cr≧0.3%[但し、Cuは鋼中Cu量(%)、Crは鋼中Cr量(%)]、
およびMn/S≧10[但し、Mnは鋼中Mn量(%)、Sは鋼中S量(%)]
を満たし、残部:鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織がフェライト単相組織であり、かつJIS G 0551(2005年)で規定するフェライト結晶粒度番号が7以下であるところに特徴を有する。
Cは、鋼材の強度と延性のバランスを支配する基本元素であり、含有量が低減すると強度が低下する。構造部材として必要な強度を示す軟磁性鋼部品を得るには、該鋼部品のビッカース硬さがHv90以上(望ましくはHv100以上)を示すことが不可欠であり、本発明の主眼である固溶強化を考慮して、C量の下限を0.002%とした。好ましくは0.004%以上である。一方、C量の上限は、JIS−SUY2種以上の磁気特性を確保する観点から0.035%とした。好ましくは0.020%以下である。
Siは、溶製時に脱酸剤として作用し、また磁気特性(特に初期透磁率)を向上させる効果をもたらす元素である。更に、高強度化にも有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Siを0.02%以上含有させることが好ましい。しかし、Si量が過剰になると冷間鍛造性が低下する。本発明では、部品成型時の冷間鍛造性を確保する観点から、0.1%を上限とした。好ましくは0.05%以下である。
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中のS(硫黄)と結合しSによる脆化を抑制する元素である。これらの観点から、Mnを0.20%以上(好ましくは0.25%以上)含有させる。しかし、Mn量が多くなると、変形抵抗が増加すると共に、MnSが冷間鍛造時に割れ発生の起点となり得るため、冷間鍛造性が低下する。更に、Mnは反強磁性元素であるため、多量に含まれるとフェライト相の磁気モーメントを相殺する。また、析出したMnSが結晶粒成長を抑制するため、磁気特性の低下をもたらす。よって、本発明ではMn量を0.65%以下とする。好ましくは0.60%以下である。
P(リン)は、粒界偏析を起こして、冷間鍛造性と磁気特性の低下を招く元素である。よって本発明では、P量の上限を0.02%とする。好ましくは0.015%以下である。
S(硫黄)は、鋼中でMnSを形成する元素である。このMnSやFeSが多量に析出すると、冷間鍛造性と磁気特性が著しく劣化する。よって、本発明ではS量を0.1%以下(好ましくは0.05%以下)とする。しかしS量を0.002%未満としても、上記冷間鍛造性や磁気特性の向上効果は飽和する。よって、S量の下限を0.002%とする。S量の下限は0.004%でもよい。
Crは、鋼中で炭窒化物を生成し、固溶Cおよび固溶Nによるひずみ時効の抑制に有効な元素である。また一般に、強度を向上させると冷間鍛造性は低下しやすい傾向にあるが、Crは、C,Si等よりも強度上昇効果に対する冷間鍛造性低下の程度が小さいため、強度確保の点からも有用な元素である。この様な効果を十分発揮させるため、Crを0.05%以上含有させる。好ましくは0.10%以上である。但し、多量に含まれると、粗大な炭窒化物の生成を招き、冷間鍛造性と磁気特性を低下させるため、上限を0.5%とする。好ましくは0.30%以下である。
Alは、固溶NをAlNとして固定することで冷間鍛造性を向上させる効果があるため、本発明ではAl量を0.002%以上とする。好ましくは0.004%以上である。しかし、Alが過剰に含まれると、AlNが過剰に生成しやすいが、過剰にAlNが存在すると、結晶粒の成長が抑制されて結晶粒界が増加しやすく、磁壁移動をピン止めする、即ち、磁気特性の低下を招く。また、Alが過剰に含まれると、析出するAlNが一部で大きくなり、この大きなAlNの存在する領域では、結晶粒の成長を抑制するピン止め力が低下する。その結果、結晶粒の成長にばらつきが生じるため、混粒が生じやすくなる。更に、AlNの生成に寄与しないAlがフェライトに固溶し、Alの最外殻電子(3p1)がフェライトの磁気モーメントを担う電子(3d6)と相互作用することで磁気モーメントが減少し、磁気特性が低下する。よってAl量は、0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下である。
N(窒素)は、Al,B等と結合して窒化物を形成するが、これらの元素と窒化物を形成しないNは固溶Nの状態で残存し、冷間鍛造時の変形抵抗増大を招く。また、固溶Nの増加に伴い、フェライト相の格子ひずみが増加し、磁気特性が低下する。また、Nが過剰に含まれると、析出するAlNが一部で大きくなり、この大きなAlNの存在する領域では、結晶粒の成長を抑制するピン止め力が低下する。その結果、結晶粒の成長にばらつきが生じるため、混粒が生じやすくなる。
O(酸素)は常温では鋼にほとんど固溶せず、硬質の酸化物(Al2O3、SiO2など)として存在する。この硬質の酸化物は、冷間鍛造時の割れ発生起点となると共に、磁壁移動の障害となるため、磁気特性を大幅に低下させる。ゆえにO量は極力低減すべきであり、本発明では0.01%以下に抑える。好ましくは0.005%以下であり、より好ましくは0.002%以下である。
本発明では、所望の断面硬さ(Hv)を確実に確保するため、鋼中のCuとCrの合計含有量(Cu+Cr)を0.3%以上とする。好ましくは0.35%以上である。尚、(Cu+Cr)の上限は特に限定されないが、磁気特性を確保する観点からは(Cu+Cr)の上限を0.6%とすることが好ましい。
Mnと結合しないSは、FeSとして析出し、鋼材製造時において鋼中のボイドや割れといった欠陥の原因となり、鍛造性や磁気特性を低下させる。本発明において、特に優れた磁気特性を得るには、前記欠陥を完全に抑制できるだけのMnが必要である。この様な観点から、本発明では、MnとSの鋼中含有量(%)の比率(Mn/S)を10以上とした。好ましくは20以上である。
Niは、Cuと同様、固溶強化により鋼材の強度を増加させる効果を有する。また、Cu添加時の表面疵低減効果がある有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、Niを0.1%以上(より好ましくは0.15%以上)含有させることが好ましい。しかし、Ni量が過剰になると磁気特性の低下を招くため、Ni量は0.3%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.20%以下である。
Bは、固溶NをBNの形で固定し、フェライト相の格子ひずみによる磁気特性の低下を抑制すると共に、動的ひずみ時効に伴う冷間鍛造性の低下を抑制する。これらの効果を発揮させるには、0.0015%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0020%以上である。
合金成分(特にCu)を母相に完全に固溶させるには、できるだけ高温で加熱することが望ましい。また。高温加熱によって、オーステナイト粒が成長し圧延材のフェライト粒径が大きくなるため、Cuの析出サイトとなる結晶粒界が減少する。この様な観点から加熱温度を1000℃以上とする。好ましくは1050℃以上である。しかし、加熱温度が1100℃を超えると、AlN等の窒化物が固溶して固溶Nが増加しやすく、磁気特性の低下が生じやすくなる。よって加熱温度の上限を1200℃とする。好ましくは1150℃以下である。
圧延終了温度が低いと、ミクロ組織が細粒となりやすく、その後の冷却過程や部品製造時の焼鈍過程において、部分的な異常粒成長(GG)の発生を招く。GG発生部は冷間鍛造時の肌荒れや磁気特性ばらつきの原因となるため、均一な整粒を確保するのがよい。この様な観点から圧延終了温度を850℃以上とする。好ましくは875℃以上である。尚、本発明は、圧延終了温度の上限を規定するものではないが、過度の高温圧延は、使用エネルギーの増大と生産性の低下を招くため、圧延終了温度の上限は1000℃とすることが好ましい。
熱間圧延後の冷却速度が速すぎると、組織が微細化されて結晶粒界にCuが析出しやすくなり、Cu固溶による強度上昇効果が低減する。よって本発明では、圧延終了温度から500℃までの平均冷却速度を5℃/s以下とする。好ましくは3℃/s以下である。但し、冷却速度を極端に遅くしても、その効果は飽和し、生産性の低下をもたらすため、0.5℃/sを下限とするのが好ましい。
磁気特性に優れた軟磁性鋼部品を製造するには、前記軟磁性鋼材を、部品形状に加工した後、真空中または不活性ガス雰囲気下で焼鈍(磁気焼鈍)して、フェライト結晶粒を粗大化させることが有効である。
(1)最大圧縮率80%での変形抵抗が700MPa以下であるものを、冷間鍛造性に優れると評価した。
(2)熱処理(焼鈍)後の断面硬さがHv90以上であるものを、高強度であると評価した。
(3)熱処理(焼鈍)後の500A/mでの磁束密度が1.2T以上、かつ熱処理(焼鈍)後の保磁力が90A/m以下であるものを、磁気特性に優れると評価した。
Claims (6)
- C:0.002〜0.035%(質量%の意味、以下同じ)、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:0.20〜0.65%、
P:0.02%以下(0%を含まない)、
S:0.002〜0.1%、
Cu:0.2超〜0.35%、
Cr:0.05〜0.5%、
Al:0.002〜0.020%、
N:0.0010〜0.0050%、
O:0.01%以下(0%を含まない)、
Cu+Cr≧0.3%[但し、Cuは鋼中Cu量(%)、Crは鋼中Cr量(%)]、
およびMn/S≧10[但し、Mnは鋼中Mn量(%)、Sは鋼中S量(%)]
を満たし、残部:鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織がフェライト単相組織であり、かつJIS G 0551(2005年)で規定するフェライト結晶粒度番号が7以下であることを特徴とする軟磁性鋼材。 - 更に他の元素として、Ni:0.1〜0.3%を含有する請求項1に記載の軟磁性鋼材。
- 更に他の元素として、B:0.0015〜0.0035%を含有する請求項1または2に記載の軟磁性鋼材。
- 請求項1〜3のいずれかに記載に軟磁性鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品。
- 請求項1〜3のいずれかに記載に軟磁性鋼材を製造する方法であって、
請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、1000〜1200℃に加熱してから熱間圧延し、850℃以上の温度(圧延終了温度)で圧延終了後、圧延終了温度から500℃までの平均冷却速度を5.0℃/s以下とすることを特徴とする軟磁性鋼材の製造方法。 - 請求項4に記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、
請求項1〜3のいずれかに記載に軟磁性鋼材を、部品形状に加工後、真空中または不活性ガス雰囲気下、600〜900℃で1時間以上焼鈍することを特徴とする軟磁性鋼部品の製造方法。
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