JP4210495B2

JP4210495B2 - High-strength soft magnetic stainless steel and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4210495B2
Application number: JP2002260038A
Authority: JP
Inventors: 広森川; 輝彦末次; 龍二広田; 定幸中村
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2002-09-05
Filing date: 2002-09-05
Publication date: 2009-01-21
Anticipated expiration: 2022-09-05
Also published as: JP2004099926A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度，高磁束密度および高耐食性が要求される電動機の回転子等に用いられる、高強度軟磁性ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の電動機の回転子には電磁鋼板等の鉄系材料が用いられている。昨近、省エネルギーを狙いとして、周波数を変えることによって電動機の回転数を最適の回転数に変えるインバーター制御の電動機がエアコン等の家電製品に用いられている。最近、さらに効率を上げるためにこの電動機の回転数をさらに上げようとのニーズが顕在化してきている。
しかしながら、電動機の回転数を上げると回転子にかかる遠心力が増大し、従来の軟磁性材料の強度ではＨｖ２００以下と強度が低いため、回転数を上げることには限界があった。また使用される環境によっては銹が発生するためめっき等の処理が必要であった。
【０００３】
鉄鋼材料の強度を増大させる方法として、加工強化，マルテンサイト変態強化，固溶強化，析出強化，結晶粒微細強化がある。ステンレス系軟磁性材料の軟磁性特性を低下させずに高強度化する技術として以下の技術が開示されている。
固溶強化を利用した技術として、特開昭４９−７３３２２号公報には、フェライト系ステンレス鋼成分にＰを０．１〜０．４％含有させた材料が開示されているが、Ｐを０．１％以上含有させると耐食性が劣化するとともに熱間加工で耳割れが発生しやすくなる。またこのステンレス鋼は固溶により強化しようとするものであるため、最高硬さでもＨｖ２１０と大きな高強度化は望めなかった。また、特開昭６１−２７２３５２号公報あるいは特開昭６３−１０９１４３号公報には、Ｓｉを１．５〜３．５％添加して固溶強化する方法が開示されているが、固溶強化のみでは最高硬さでもＨｖ２２０までである。固溶強化でこれ以上硬度を上げようとすると、冷間加工性が著しく低下するという問題点があった。
【０００４】
析出強化を利用した技術として、特開昭５４−１２４８１８号公報には、Ｆｅ−Ｃｒ系のフェライト系ステンレス鋼にＮｉ，Ａｌ，Ｔｉを含有させ、時効処理を施して析出硬化により高強度化させた材料が開示されている。この技術によれば、析出硬化によりＨｖ４５０以上の高硬度が得られるものの、Ｔｉを多量に含有するためＴｉ系介在部に起因した表面キズが発生しやすいこと、製造工程で著しく靭性が低下し板切れ等の製造上の問題があった。さらに、析出硬化のために高価なＮｉを多量に添加する必要があり、コストが高くなるという問題も抱えていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来技術では析出強化により強度が高く、高磁場での磁束密度が比較的高い技術が開示されている。しかしながら、フェライト単相にするためにＣｒ含有量を多くせざるを得ずその結果、磁束密度が小さくなり、また、析出強化のため表面キズを生じやすい合金元素を多量に添加する必要があったり、あるいは高価な合金元素を多量に含有させなければならないという問題があった。
そこで、本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、製造が容易で、表面キズ等の問題がなく、大きなコストアップを招くこともなく、ビッカース硬度でＨｖ２５０（引張強度で８００Ｎ／ｍｍ^２）以上、かつ磁場１０Ｏｅ（７９６Ａ／ｍ）のときの磁束密度Ｂ_１０で１．０Ｔを超える磁束密度が得られる高強度軟磁性ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度軟磁性ステンレス鋼は、その目的を達成するため、質量％で、Ｃ：０．０３％以下，Ｓｉ：０．２〜３．５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．０３％以下，Ａｌ：０．０５〜５．０％，Ｎ：０．０３％以下，Ｃｒ：９．０〜２０．０質量％，Ｃｕ：１．０〜４．０％を含み、さらに必要に応じてＮｂ，Ｔｉのうちから選ばれるいずれか少なくとも１種単独では、Ｎｂ：１．０％以下，Ｔｉ：０．５％以下，あるいはＮｂとＴｉの複合で１．０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる組成をもち、式（２）で定義されるＡ値が１３を超え、溶体化時効処理によるＣｕリッチ相が分散・析出したフェライト単相からなる組織を有することを特徴とする。
A=(%Cr)+2.0×(%Si)+5.5×(%Al)+1.8×(%Nb)+1.5×(%Ti)-[2.7×(%Ni)
+1.4×(%Mn)+0.8×(%Cu)+68.7×(%N)+82.4×(%C)] ・・・・（２）
また、このような高強度軟磁性ステンレス鋼は、上記成分を有する鋼板を、１０００〜１２００℃で溶体化後、平均冷却速度が１００℃／秒以下となるように冷却し、その後４００〜７００℃の温度範囲内で時効処理することにより得られる。
【０００７】
【実施の態様】
本発明者等は、製造性，製造コストを考慮しつつ磁束密度を低下させずに、かつ高強度化するステンレス鋼について検討した。
ＳＵＳ４１０系ステンレス鋼を圧延により加工硬化させて強度を高めたもの、フェライトとオーステナイトの２相域から焼き入れてマルテンサイト相を生成させたもの、ＳＵＳ４１０系ステンレスをベースにＳｉを添加して固溶強化したもの、並びにＦｅ−１２Ｃｒ−０．６Ｓｉ−１．５ＡｌをベースにＣｕを０〜２％の範囲で添加した冷延板を、溶体化処理（１０００℃×１分、空冷）後、５５０℃で２０分時効析出処理したものについて、硬度アップΔＨｖと磁場１０Ｏｅでの磁束密度Ｂ₁₀の関係を調査した。
【０００８】
外径４５ｍｍ，内径３３ｍｍのリング状の試験片に加工後、磁束密度の測定は直流磁化ＢＨ特性自動記録装置により行った。なお、時効処理については、リング状試験片に加工後、溶体化処理，時効処理を行った。各サンプルの初期の磁束密度は、マルテンサイト強化材，固溶強化材および加工強化材については焼鈍まま材で、時効処理材については溶体化処理後に測定した。
各サンプルの初期状態での磁束密度Ｂ₁₀の値は１．２〜１．４Ｔであり、いずれも１．０Ｔ以上であった。
各強度向上策を施した後の硬度の増加と磁束密度Ｂ₁₀の関係を図１に示す。加工強化あるいはマルテンサイト強化では強度の上昇とともに磁束密度Ｂ₁₀も著しく低下している。Ｓｉ添加による固溶強化およびＣｕ析出によるものについては磁束密度Ｂ₁₀をほとんど低下させることなく硬さを上げることが可能であることがわかる。
【０００９】
ＣｕおよびＳｉの添加量を変えた０．８ｍｍ厚の冷延板を作製し、Ｃｕ添加材については１０００℃で溶体化処理後、５５０℃×２０分の時効処理したときの硬さ、Ｓｉ添加材については得られた冷延板を１０００℃で焼鈍した後の硬さを測定した。その結果を図２に示す。なお、Ｃｕ添加量が４．０％を超えたものでは熱間圧延時に耳割れが生じた。また、Ｓｉ添加量が３．５％を超えたものは冷間圧延が困難であった。
圧延時の割れ等、製造上問題のない範囲でＳｉを添加したものの最高硬さはＨｖ２２０程度であるのに対して、Ｃｕ添加材はＨｖ３００まで到達する。
【００１０】
以上のことから、コストを上昇させることなく製造が容易で、磁束密度を落とさず磁束密度Ｂ₁₀で１．０Ｔ以上の磁束密度が得られ、かつ２５０Ｈｖ以上の硬さが得られる方策としては、Ｃｕを添加し時効によりＣｕリッチ相を分散させることが有効であることがわかった。
磁束密度を高い状態で維持するために、組織をフェライト単相にする必要があることはいうまでもない。本発明では、時効析出によりフェライト中にＣｕリッチ相を分散させて、磁束密度を低下させることなく、強度を高くすることができたものである。
加工硬化，マルテンサイト相による硬化ともその強化の機構として共通するところは転位密度の増大による強化である。すなわち、加工硬化は圧延等による加工により導入される金属組織中の転位の増大に伴って、またマルテンサイト相による強化は高転位密度のマルテンサイト相が増すに従い、強度は向上するがそれに反比例して磁束密度は低下する。したがって転位により著しく磁区の移動が制限されるため、転位密度が増大するほど磁束密度は低下すると推測される。一方、固溶強化や本発明のような時効析出では金属組織中の転位密度を増大させることなしに強化可能であるため、磁束密度の低下は殆どなかったと推察される。
【００１１】
本発明が対象とするステンレス鋼では、合金成分および含有量を次のように定める。なお「％」表示はいずれも「質量%」である。
【００１２】
Ｃ：０．０３％以下
Ｃは、強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させるとともにＣｒとの炭化物を生成して耐食性や磁気特性を劣化させる有害元素である。このような影響を抑制するため、Ｃ含有量の上限を０．０３％に設定した。
Ｓｉ：０．２〜３．５％
Ｓｉは脱酸剤として添加される。またフェライト生成元素であり、また電気抵抗を高めるため、高周波磁場での渦電流損を小さくするのに有効である。このため積極的に添加される。しかし、過剰に添加すると硬質になり、冷間圧延時に割れが発生しやすくなるので、Ｓｉ含有量の上限は３．５％に設定した。
プレス等の加工が加わる場合は２．０％以下にすることが好ましい。
【００１３】
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは脱酸剤であるが、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させる作用を呈する。そのため、Ｍｎ含有量は１．０％以下に限定した。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させる作用を呈する。マルテンサイトの生成を抑制するため、Ｎｉ含有量は０．５％以下に限定した。
【００１４】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、耐食性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０４％以下に限定した。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは耐食性、磁気特性を低下させるので０．０３％以下に限定した。
Ａｌ：０．０５〜５．０％以下
Ａｌはフェライト生成元素で、かつ電気抵抗を高めるため高周波磁場での渦電流損を小さくするのに有効である。このため積極的に添加されるが、５．０％を超えると靭性が低下するとともにＡｌ系介在物に起因した表面キズが発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量の上限を５．０％に設定した。好ましくは３．０％以下である。
【００１５】
Ｎ：０．０３％以下
ＮはＣと同様に強力なオーステナイト生成元素で、マルテンサイトの生成を促進させる。そのため、Ｎ含有量は０．０３％以下とした。
Ｃｒ：９．０〜２０．０％
Ｃｒは耐食性を良くし、かつ電気抵抗を上げる。このような作用・効果は、９．０％以上のＣｒ含有量で顕著になる。しかし、２０．０％を超えるＣｒの過剰添加は、材質を硬質化しプレス加工性を劣化させる。したがって、Ｃｒ含有量は９．０〜２０．０％とする。好ましい範囲は１４．０％以下である。
【００１６】
Ｃｕ：１．０〜４．０％
Ｃｕは、本発明で最も重要な合金成分である。前条のように時効強化作用を有する。Ｃｕは、本来オーステナイト生成元素であるが、Ｎｉに比べオーステナイト化傾向は弱い。したがってマルテンサイト生成に関してＣｕの含有をさほど心配する必要はない。また、Ｎｉに比べ飽和磁束密度の低下が小さい。
時効強化を発現させるためには１．０％以上の含有が必要である。しかし、４．０％を超えて過剰に含有すると熱間加工性が著しく低下し、熱間圧延中に耳割れが発生する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０〜４．０％の範囲とする。好ましくは１．５〜３．５％である。
【００１７】
Ｎｂ：０．００〜１．０％
ＮｂはＣおよびＮを固定するとともに、それ自身がフェライト生成元素である。しかしながら、１．０％を超える過剰なＮｂ添加は、材料の靭性低下をもたらす。したがって、Ｎｂ含有量の上限は１．０％とする。
Ｔｉ：０．００〜０．５％
Ｎｂと同様にＣおよびＮを固定するとともに、それ自身がフェライト生成元素である。しかしながら、０．５％を超えるＴｉを添加すると、Ａｌと同様にＴｉ系介在物を生成して表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｔｉ含有量の上限は０．５％とする。
なお、ＴｉとＮｂは複合して添加しても良い。ただし、その合計量が１．０％を超えると靭性が低下し、製造性が悪化するため、上限は１．０％とする。
【００１８】
前述したように、高い磁束密度を得るためには、溶体化熱処理後の金属組織をフェライト単層にする必要がある。そこで、本発明の成分範囲でフェライト単相になるための条件について検討した。
種々の成分からなる鋼を実験室的に溶製し、得られたそれぞれの小鋼塊を鍛造・熱延し、焼鈍・脱スケール後、冷延して１ｍｍ厚の板を得た。この冷延板を１０００℃で溶体化後、金属組織を顕微鏡観察しマルテンサイト量を測定した。各成分のマルテンサイト生成に対する寄与度を求め、下記（２）式を求めた。
A＝(%Cr)+2.0×(%Si)+5.5×(%Al)+1.8×(%Nb)+1.5×(%Ti)‐[2.7×(%Ni)＋1.4×(%Mn)＋0.8×(%Cu)＋68.7×(%N)+82.4×(%C)] ・・・・(２)
（２）式で求めたＡ値とマルテンサイト生成量との関係を整理すると、図３に示すようになる。この結果から、Ａ値が１３以下ではマルテンサイトが生成することがわかる。したがって、溶体化後の組織をフェライト単相にするためには、Ａ値が１３を超えるように成分調整する必要がある。
【００１９】
本発明者等は、さらに適正熱処理条件を把握すべく、Ｆｅ−１２Ｃｒ−１．５Ｓｉ−１．５Ａｌ鋼をベースに、Ｃｕを１．５〜３．０％の範囲で変えて添加した各種サンプルを用いて検討を行った。種々の温度で保持したサンプルを室温まで冷却後、５５０℃で３０分時効処理し、時効前後の硬さの差分を調査した。その結果、溶体化処理温度が高いほど、時効後の硬度増分が大きくなり、１０００℃以上で飽和した。また、１０００℃に満たないとＣｕの固溶が十分でない。したがって、溶体化処理温度の下限は１０００℃とした。しかし、過度に高い溶体化温度では酸化スケールが多量に生成するため、上限は１２００℃にする。
時効温度については、４００℃に満たないと時効時間が長くなりすぎて効率的でない。また、７００℃を超えるとＣｕリッチ相であるε−Ｃｕ相が短時間で粗大化して硬化しなくなる。そこで時効処理は４００〜７００℃の温度範囲内で施す必要がある。
【００２０】
溶体化処理後の冷却速度と時効処理後の磁束密度との関係をＦｅ−１２Ｃｒ−１．５Ｓｉ−１．５Ａｌ−２Ｃｕ鋼を用いて調査した。
１０００℃×０ｓの溶体化処理後、種々の冷却速度で冷却した各サンプルに、６５０℃×１０ｓの時効処理を施した。そして、各サンプルの磁束密度を測定した。その結果を図４に示している。１０００℃から２００℃までの平均冷却速度で１００℃／秒を超える速い速度で冷却すると、磁束密度は著しく低下する。冷却速度が速い場合、室温まで冷却した鋼板に熱歪が生じ、この残留歪が時効処理でも消失せず、磁気特性を低下させていると推察される。
したがって、溶体化後の平均冷却速度は１００℃／秒以下にする必要がある。
ただし、１℃／秒よりも遅くするとＣｕが冷却途中で析出する。空冷よりも少し早い程度とすることが好ましい。
【００２１】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を３０ｋｇ高周波真空溶解炉で溶製し、粗熱延，仕上げ圧延により３ｍｍ厚の熱延板を作製し、その後、焼鈍・酸洗，冷延を行い、０．８ｍｍ厚の冷延板を作製した。
ただし、鋼Ｎｏ．１０は、Ｃｕ含有量が多かったため熱延の段階で著しい耳割れが発生し、鋼Ｎｏ．１３は、Ｓｉ含有量が多すぎたため冷延で割れが発生した。このため、この２つの鋼については以降の工程を省略した。
その他の鋼サンプルのうち、時効析出により強化するものに対しては、０．８ｍｍ厚の冷延板に溶体化処理と時効処理を施した。溶体化処理温度は１０００℃で１分保持した後、空冷した。空冷の際の室温までの平均冷却速度は約５℃／秒であった。時効処理は５５０℃で均熱３０分で行った。
固溶強化材は０．８ｍｍ厚の冷延板を１０００℃で焼鈍した。加工強化材は冷延で耳切れが生じない圧延率で圧延ままとした。
【００２２】
時効強化材の磁束密度は外径４５ｍｍ，内径３３ｍｍのリング状試験片に加工後、溶体化・時効処理を行い、その後直流磁化ＢＨ特性自動記録装置にて１０Ｏｅの磁場をかけたときの磁束密度Ｂ₁₀を測定した。固溶強化材の磁束密度は、同じサイズの試験片に加工，焼鈍後に、また、加工強化材の磁束密度は、加工後同じサイズに切り出した試験片を用いて同じ方法で測定した。
硬さは、ビッカース硬度試験機により荷重１０ｋｇｆで測定した。
それらの測定結果を表２に示す。
【００２３】
本発明にしたがった鋼Ｎｏ．１〜８では、熱延，冷延とも割れは発生しなかった。また磁束密度Ｂ₁₀は１．０Ｔ以上であり、硬さもＨｖ２５０以上で、所期の目的に沿うものであった。
しかしながら、４．０％を超えるＣｕを添加した鋼Ｎｏ．１０は、熱延の段階で、また、３．５％を超えるＳｉを添加した鋼Ｎｏ．１３は、所定厚みに冷延する前に著しい割れが生じた。
Ｓｉを２．５％のみ添加し固溶強化した鋼Ｎｏ．９は、磁束密度Ｂ₁₀は１．０Ｔ以上であったが、硬さはＨｖ２００以下であった。固溶強化のみでは所望の硬さが得られないことがわかる。
鋼Ｎｏ．１１は、Ａ値が１３以下であったために冷却中にマルテンサイトが生じ、磁束密度Ｂ₁₀が著しく小さい値となった。鋼Ｎｏ．１２は、Ｃｒ含有量が２０．０％を超えていたため、磁束密度Ｂ₁₀が１．０Ｔ未満になった。さらに鋼Ｎｏ．１４は、加工強化させているため磁束密度Ｂ₁₀，硬さとも低かった。
【００２４】

【００２５】

【００２６】
鋼Ｎｏ．７を用いて、条件を変えて溶体化・時効処理したときの磁束密度Ｂ₁₀と硬さの変化について調べた。その結果を表３に示す。
本発明にしたがった実験Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ３は、いずれも磁束密度Ｂ₁₀が１．０Ｔ以上であり、また硬さはＨｖ２５０以上であった。
しかしながら、溶体化処理温度が低かった実験Ｎｏ．Ｅ４は、Ｃｕの固溶・析出が不十分で、時効後の硬さの増加が小さくＨｖ２５０に満たなかった。溶体化温度保持後の冷却を水冷で行ったため、冷却速度が早すぎた実験Ｎｏ．Ｅ５は、時効後の磁束密度Ｂ₁₀の値が著しく低い値となった。時効温度が高すぎた実験Ｎｏ．Ｅ６は、過時効となりＨｖ２５０以上の硬さは得られなかった。逆に時効温度が低すぎた実験Ｎｏ．Ｅ７は、長時間に時効を行ってもＨｖ２５０以上の硬さは得られなかった。
【００２７】

【００２８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明によれば、熱延，冷延時に割れ発生等の問題はなく、高価なＮｉや、表面キズの原因となるＴｉを多量に添加することなく、優れた耐食性を有し、１．０Ｔを超える高い磁束密度Ｂ₁₀およびＨｖ２５０以上の硬さをもつ軟磁性のステンレス鋼を容易に得ることができる。
なお、説明を省略したが本発明ステンレス鋼の電気抵抗は６０μΩｃｍ以上であるため交流磁場での渦電流損が小さいため、本発明による鋼板は高周波数での磁束密度の低下が小さい。また本発明の強化機構が時効強化であるため、溶体化・時効処理前は比較的軟質であり、加工が容易である。したがって、電動機のコア，ヨーク等、種々の複雑な形状品の成形加工も容易に行える。
【図面の簡単な説明】
【図１】硬さの増加と磁束密度Ｂ₁₀の低下との関係を示す図
【図２】Ｃｕ，Ｓｉの添加量と硬さとの関係を示す図
【図３】Ａ値とマルテンサイト相との関係を説明する図
【図４】溶体化後の平均冷却速度と時効後の磁束密度との関係を示す図[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a high-strength soft magnetic stainless steel used for a rotor of an electric motor that requires high strength, high magnetic flux density, and high corrosion resistance, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
Iron-based materials such as electromagnetic steel sheets are used for conventional motor rotors. Recently, with the aim of energy saving, inverter-controlled motors that change the rotational speed of an electric motor to an optimal rotational speed by changing the frequency are used in home appliances such as air conditioners. Recently, the need to further increase the number of revolutions of this electric motor for increasing the efficiency has become apparent.
However, increasing the rotational speed of the electric motor increases the centrifugal force applied to the rotor, and the strength of conventional soft magnetic materials is as low as Hv200 or less, so there is a limit to increasing the rotational speed. In addition, depending on the environment used, wrinkles are generated, so that treatment such as plating is necessary.
[0003]
Methods for increasing the strength of steel materials include work strengthening, martensitic transformation strengthening, solid solution strengthening, precipitation strengthening, and crystal grain fine strengthening. The following techniques have been disclosed as techniques for increasing the strength without degrading the soft magnetic properties of stainless-based soft magnetic materials.
As a technique utilizing solid solution strengthening, JP-A-49-73322 discloses a material containing 0.1 to 0.4% of P in a ferritic stainless steel component. When it is contained in an amount of 1% or more, the corrosion resistance deteriorates and ear cracks are likely to occur during hot working. Further, since this stainless steel is intended to be strengthened by solid solution, Hv210 and a large increase in strength could not be expected even at the highest hardness. JP-A-61-272352 or JP-A-63-109143 discloses a method for solid solution strengthening by adding Si to 1.5 to 3.5%. Only the maximum hardness is up to Hv220. When trying to increase the hardness further by solid solution strengthening, there is a problem that the cold workability is remarkably lowered.
[0004]
As a technique using precipitation strengthening, Japanese Patent Laid-Open No. 54-124818 discloses that Fe—Cr ferritic stainless steel contains Ni, Al, Ti and is subjected to aging treatment to increase the strength by precipitation hardening. Materials are disclosed. According to this technique, although high hardness of Hv450 or more can be obtained by precipitation hardening, since it contains a large amount of Ti, surface scratches due to Ti-based intervening portions are likely to occur, and the toughness is remarkably lowered in the manufacturing process. There were manufacturing problems such as cutting. Furthermore, it is necessary to add a large amount of expensive Ni for precipitation hardening, and there is a problem that the cost is increased.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
Thus, the prior art discloses a technique that has a high strength by precipitation strengthening and a relatively high magnetic flux density in a high magnetic field. However, in order to make the ferrite single phase, the Cr content has to be increased. As a result, the magnetic flux density is reduced, and it is necessary to add a large amount of alloy elements that are liable to cause surface scratches due to precipitation strengthening. , or a problem that be must to a large amount of containing an expensive alloy element is Tsu Oh.
Therefore, the present invention has been devised to solve such a problem, and is easy to manufacture, has no problems such as surface scratches, does not cause a large increase in cost, and has a Vickers hardness of Hv250 (tensile). strength 800 N / mm ²⁾ or more, and an object of the invention to provide a magnetic field 10 Oe (high strength soft magnetic stainless steel flux density greater than 1.0T magnetic flux density _{B 10} in the case of 796 a / m) is obtained .
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the object, the high-strength soft magnetic stainless steel of the present invention is, in mass%, C: 0.03% or less, Si: 0.2-3.5%, Mn: 1.0% or less, Ni : 0.5% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.05-5.0%, N: 0.03% or less, Cr: 9.0-20. 0% by mass, Cu: 1.0 to 4.0%, and, if necessary, at least one selected from Nb and Ti alone, Nb: 1.0% or less, Ti: 0.0. 5%, or contains 1.0% or less in the composite of Nb and Ti, we have a composition consisting of the remaining portion F e and inevitable impurities, a value defined by equation (2) exceeds 13, solution age It is characterized by having a structure composed of a ferrite single phase in which a Cu-rich phase by treatment is dispersed and precipitated.
A = (% Cr) + 2.0 × (% Si) + 5.5 × (% Al) + 1.8 × (% Nb) + 1.5 × (% Ti)-[2.7 × (% Ni)
+ 1.4 × (% Mn) + 0.8 × (% Cu) + 68.7 × (% N) + 82.4 × (% C)] (2)
Further, such a high-strength soft magnetic stainless steel is obtained by cooling a steel plate having the above components at 1000 to 1200 ° C., and cooling so that the average cooling rate is 100 ° C./second or less, and then 400 to 700 ° C. It can be obtained by aging treatment within the temperature range.
[0007]
Embodiment
The inventors of the present invention have studied stainless steel that can be strengthened without lowering the magnetic flux density in consideration of manufacturability and manufacturing cost.
SUS410 stainless steel that has been work hardened by rolling to increase its strength, one that has been quenched from the two-phase region of ferrite and austenite to produce a martensite phase, and SUS410 stainless steel is added to the base to add Si to form a solid solution After the solution treatment (1000 ° C. × 1 minute, air cooling), 550 after strengthening and the cold-rolled sheet to which Cu is added in the range of 0 to 2% based on Fe-12Cr-0.6Si-1.5Al The relationship between the hardness increase ΔHv and the magnetic flux density B ₁₀ at a magnetic field of 10 Oe was investigated for those subjected to aging precipitation treatment at 20 ° C. for 20 minutes.
[0008]
After processing into a ring-shaped test piece having an outer diameter of 45 mm and an inner diameter of 33 mm, the magnetic flux density was measured by a DC magnetization BH characteristic automatic recording device. In addition, about the aging treatment, the solution treatment and the aging treatment were performed after processing into the ring-shaped test piece. The initial magnetic flux density of each sample was measured for the martensite reinforcing material, the solid solution reinforcing material, and the processing reinforcing material as they were annealed, and for the aging treatment material, it was measured after the solution treatment.
The value of the magnetic flux density B ₁₀ in the initial state of each sample was 1.2～1.4T, were all 1.0T or more.
The relationship between the hardness increase and the magnetic flux density B ₁₀ of the after performing the strength improvement measures shown in FIG. The working reinforcement or martensite strengthening severely degraded even flux density B ₁₀ with increasing intensity. For by solid solution strengthening and Cu deposition by addition of Si it is found to be possible to increase the hardness without decreasing the magnetic flux density B _10.
[0009]
Cold-rolled sheets with a thickness of 0.8 mm with varying amounts of Cu and Si were prepared, and the Cu additive was subjected to a solution treatment at 1000 ° C. and then subjected to aging treatment at 550 ° C. for 20 minutes, Si addition About the material, the hardness after annealing the obtained cold rolled sheet at 1000 degreeC was measured. The result is shown in FIG. When the amount of Cu added exceeded 4.0%, ear cracks occurred during hot rolling. Also, cold rolling was difficult when the Si addition amount exceeded 3.5%.
The maximum hardness of Si added in a range where there is no problem in manufacturing, such as cracking during rolling, is about Hv220, whereas the Cu additive reaches Hv300.
[0010]
From the above, as a measure that can be easily manufactured without increasing the cost, a magnetic flux density of 1.0 T or higher can be obtained with a magnetic flux density B ₁₀ without lowering the magnetic flux density, and a hardness of 250 Hv or higher can be obtained. It was found effective to add Cu and disperse the Cu rich phase by aging.
Needless to say, in order to maintain the magnetic flux density in a high state, the structure needs to be a ferrite single phase. In the present invention, the Cu-rich phase is dispersed in the ferrite by aging precipitation, and the strength can be increased without reducing the magnetic flux density.
A common mechanism for strengthening both work hardening and hardening by martensite phase is strengthening by increasing the dislocation density. That is, work hardening is accompanied by an increase in dislocations in the metal structure introduced by processing such as rolling, and strengthening by the martensite phase increases as the martensite phase with a high dislocation density increases, but increases in inverse proportion. As a result, the magnetic flux density decreases. Therefore, since the movement of the magnetic domain is remarkably restricted by the dislocation, it is estimated that the magnetic flux density decreases as the dislocation density increases. On the other hand, in solid solution strengthening and aging precipitation as in the present invention, it is possible to strengthen without increasing the dislocation density in the metal structure, and it is assumed that there was almost no decrease in magnetic flux density.
[0011]
In the stainless steel targeted by the present invention, the alloy components and the content are determined as follows. In addition, all “%” displays are “mass%”.
[0012]
C: 0.03% or less C is a strong austenite-generating element, and is a harmful element that promotes the formation of martensite and generates carbides with Cr to deteriorate the corrosion resistance and magnetic properties. In order to suppress such influence, the upper limit of the C content was set to 0.03%.
Si: 0.2-3.5%
Si is added as a deoxidizer. Further, it is a ferrite-forming element, and is effective in reducing eddy current loss in a high-frequency magnetic field because it increases electrical resistance. For this reason, it is added positively. However, if added excessively, it becomes hard and cracks are likely to occur during cold rolling, so the upper limit of the Si content was set to 3.5%.
When processing such as pressing is applied, the content is preferably set to 2.0% or less.
[0013]
Mn: 1.0% or less Although Mn is a deoxidizer, it is an austenite-generating element and exhibits the action of promoting the formation of martensite. Therefore, the Mn content is limited to 1.0% or less.
Ni: 0.5% or less Ni is a strong austenite-forming element and exhibits the action of promoting the formation of martensite. In order to suppress the formation of martensite, the Ni content is limited to 0.5% or less.
[0014]
P: 0.04% or less P is effective for strengthening solid solution, but reduces corrosion resistance. Therefore, the P content is limited to 0.04% or less.
S: 0.03% or less S is limited to 0.03% or less because it lowers corrosion resistance and magnetic properties.
Al: 0.05 to 5.0% or less Al is a ferrite-forming element and is effective in reducing eddy current loss in a high-frequency magnetic field in order to increase electric resistance. For this reason, it is added positively, but if it exceeds 5.0%, the toughness is lowered and surface scratches due to Al-based inclusions are likely to occur. For this reason, the upper limit of Al content was set to 5.0%. Preferably it is 3.0% or less.
[0015]
N: 0.03% or less N is a strong austenite-forming element like C, and promotes the formation of martensite. Therefore, the N content is set to 0.03% or less.
Cr: 9.0 to 20.0%
Cr improves corrosion resistance and increases electrical resistance. Such actions and effects become remarkable when the Cr content is 9.0% or more. However, excessive addition of Cr exceeding 20.0% hardens the material and deteriorates press workability. Therefore, the Cr content is 9.0 to 20.0%. A preferable range is 14.0% or less.
[0016]
Cu: 1.0-4.0%
Cu is the most important alloy component in the present invention. Has the effect of strengthening aging as in the previous article. Cu is originally an austenite-forming element, but has a lower tendency to austenite than Ni. Therefore, there is no need to worry about the Cu content with respect to martensite formation. Moreover, the fall of saturation magnetic flux density is small compared with Ni.
In order to develop aging enhancement, the content of 1.0% or more is necessary. However, if it exceeds 4.0% and contains excessively, hot workability will fall remarkably and an ear crack will generate | occur | produce during hot rolling. Therefore, the Cu content is in the range of 1.0 to 4.0%. Preferably it is 1.5 to 3.5%.
[0017]
Nb: 0.00 to 1.0%
Nb fixes C and N and itself is a ferrite-forming element. However, excessive Nb addition exceeding 1.0% leads to a reduction in the toughness of the material. Therefore, the upper limit of Nb content is 1.0%.
Ti: 0.00 to 0.5%
Like Nb, it fixes C and N and is itself a ferrite-forming element. However, when Ti exceeding 0.5% is added, Ti-based inclusions are generated as in the case of Al, and surface scratches are likely to occur. Therefore, the upper limit of the Ti content is 0.5%.
Ti and Nb may be added in combination. However, if the total amount exceeds 1.0%, toughness decreases and manufacturability deteriorates, so the upper limit is made 1.0%.
[0018]
As described above, in order to obtain a high magnetic flux density, the metal structure after solution heat treatment needs to be a ferrite single layer. Therefore, the conditions for becoming a ferrite single phase in the component range of the present invention were examined.
Steels composed of various components were melted in the laboratory, and the resulting small steel ingots were forged and hot-rolled, annealed and descaled, and then cold-rolled to obtain 1 mm thick plates. After this cold-rolled sheet was made into a solution at 1000 ° C., the metal structure was observed with a microscope and the amount of martensite was measured. The degree of contribution of each component to martensite generation was determined, and the following equation (2) was determined.
A = (% Cr) + 2.0 × (% Si) + 5.5 × (% Al) + 1.8 × (% Nb) + 1.5 × (% Ti) − [2.7 × (% Ni) + 1.4 × (% Mn) + 0.8 × (% Cu) + 68.7 × (% N) + 82.4 × (% C)] (2)
FIG. 3 shows the relationship between the A value obtained by the equation (2) and the martensite generation amount. From this result, it is understood that martensite is generated when the A value is 13 or less. Therefore, in order to make the structure after solution forming a ferrite single phase, it is necessary to adjust the components so that the A value exceeds 13.
[0019]
In order to further grasp the proper heat treatment conditions, the present inventors further added various samples based on Fe-12Cr-1.5Si-1.5Al steel with Cu changed in a range of 1.5 to 3.0%. We examined using. Samples held at various temperatures were cooled to room temperature and then subjected to aging treatment at 550 ° C. for 30 minutes, and the difference in hardness before and after aging was investigated. As a result, the higher the solution treatment temperature, the greater the increase in hardness after aging, and saturation was achieved at 1000 ° C. or higher. Moreover, if it is less than 1000 degreeC, the solid solution of Cu is not enough. Therefore, the lower limit of the solution treatment temperature was set to 1000 ° C. However, since an excessive amount of oxide scale is generated at an excessively high solution temperature, the upper limit is set to 1200 ° C.
As for the aging temperature, if the temperature is less than 400 ° C., the aging time becomes too long, which is not efficient. Moreover, when it exceeds 700 degreeC, the epsilon-Cu phase which is a Cu rich phase will coarsen in a short time, and will not harden | cure. Therefore, the aging treatment needs to be performed within a temperature range of 400 to 700 ° C.
[0020]
The relationship between the cooling rate after solution treatment and the magnetic flux density after aging treatment was investigated using Fe-12Cr-1.5Si-1.5Al-2Cu steel.
After solution treatment at 1000 ° C. × 0 s, each sample cooled at various cooling rates was subjected to aging treatment at 650 ° C. × 10 s. And the magnetic flux density of each sample was measured. The result is shown in FIG. When cooling at a fast rate exceeding 100 ° C./second with an average cooling rate from 1000 ° C. to 200 ° C., the magnetic flux density is significantly reduced. When the cooling rate is high, thermal strain is generated in the steel sheet cooled to room temperature, and it is surmised that this residual strain does not disappear even in the aging treatment and deteriorates the magnetic properties.
Therefore, the average cooling rate after solution treatment needs to be 100 ° C./second or less.
However, if it is slower than 1 ° C./second, Cu precipitates during cooling. It is preferable to make it a little faster than air cooling.
[0021]
【Example】
Steel having the composition shown in Table 1 is melted in a 30 kg high-frequency vacuum melting furnace, a hot-rolled sheet having a thickness of 3 mm is produced by rough hot rolling and finish rolling, and then annealing, pickling, and cold rolling are performed. An 8 mm thick cold-rolled plate was produced.
However, steel no. No. 10 had a large Cu content, so that remarkable ear cracking occurred at the stage of hot rolling. Since No. 13 had too much Si content, the crack generate | occur | produced by cold rolling. For this reason, the subsequent steps were omitted for these two steels.
Among the other steel samples, those that were strengthened by aging precipitation were subjected to solution treatment and aging treatment on a 0.8 mm thick cold-rolled sheet. The solution treatment temperature was kept at 1000 ° C. for 1 minute and then air-cooled. The average cooling rate to room temperature during air cooling was about 5 ° C./second. The aging treatment was performed at 550 ° C. for 30 minutes.
As a solid solution reinforcing material, a cold-rolled sheet having a thickness of 0.8 mm was annealed at 1000 ° C. The processed reinforcing material was kept rolled at a rolling rate at which the ear cut was not caused by cold rolling.
[0022]
The magnetic flux density of the aging reinforcement is processed into a ring-shaped test piece having an outer diameter of 45 mm and an inner diameter of 33 mm, followed by solution treatment and aging treatment, and then a magnetic flux when a magnetic field of 10 Oe is applied by a DC magnetization BH characteristic automatic recording device. density B ₁₀ was measured. The magnetic flux density of the solid solution reinforcing material was measured by the same method after processing and annealing into a test piece of the same size, and the magnetic flux density of the processing reinforcing material was measured using a test piece cut out to the same size after processing.
The hardness was measured with a load of 10 kgf using a Vickers hardness tester.
The measurement results are shown in Table 2.
[0023]
Steel No. according to the present invention. In 1 to 8, no cracking occurred in both hot rolling and cold rolling. The magnetic flux density B ₁₀ is at least 1.0 T, hardness at Hv250 or more, were in line with the intended purpose.
However, steel No. 4 containing more than 4.0% Cu was added. No. 10 is a hot rolling stage, and steel No. 10 containing more than 3.5% Si is added. In No. 13, significant cracking occurred before cold rolling to a predetermined thickness.
Steel No. 1 with only 2.5% Si added and solid solution strengthened. No. 9 had a magnetic flux density B ₁₀ of 1.0 T or more, but a hardness of Hv 200 or less. It can be seen that the desired hardness cannot be obtained only by solid solution strengthening.
Steel No. In No. 11, since the A value was 13 or less, martensite was generated during cooling, and the magnetic flux density B ₁₀ was extremely small. Steel No. In No. 12, since the Cr content exceeded 20.0%, the magnetic flux density B ₁₀ was less than 1.0T. Furthermore, steel no. No. 14 was low in both the magnetic flux density B ₁₀ and the hardness because the processing was strengthened.
[0024]

[0025]

[0026]
Steel No. 7 was used to investigate changes in magnetic flux density B ₁₀ and hardness when solution treatment and aging treatment were performed under different conditions. The results are shown in Table 3.
Experiment No. according to the invention. E1~E3 are both magnetic flux density B ₁₀ of not less than 1.0 T, also hardness was Hv250 or more.
However, in Experiment No. where the solution treatment temperature was low. E4 was insufficient in solid solution / precipitation of Cu, the increase in hardness after aging was small, and it was less than Hv250. Since the cooling after holding the solution temperature was performed by water cooling, the cooling rate was too fast. E5, the value of the magnetic flux density B ₁₀ after aging becomes a significantly lower value. Experiment No. whose aging temperature was too high. E6 was over-aged, and a hardness of Hv250 or higher was not obtained. On the contrary, the experiment No. in which the aging temperature was too low. E7 did not have a hardness of Hv250 or higher even after aging for a long time.
[0027]

[0028]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, there are no problems such as cracking during hot rolling and cold rolling, and excellent corrosion resistance without adding a large amount of expensive Ni or Ti that causes surface scratches. It is possible to easily obtain a soft magnetic stainless steel having a high magnetic flux density B ₁₀ exceeding 1.0 T and a hardness of Hv 250 or more.
Although explanation is omitted, since the electrical resistance of the stainless steel of the present invention is 60 μΩcm or more, the eddy current loss in an alternating magnetic field is small, and therefore the steel sheet according to the present invention has a small decrease in magnetic flux density at a high frequency. Further, since the strengthening mechanism of the present invention is aging strengthening, it is relatively soft before solution treatment and aging treatment, and is easy to process. Therefore, it is possible to easily form various complicated shapes such as a motor core and a yoke.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between an increase in hardness and a decrease in magnetic flux density B _10. FIG. 2 is a graph showing a relationship between the amount of Cu and Si added and the hardness. FIG. FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the average cooling rate after solution heat treatment and the magnetic flux density after aging

Claims

C: 0.03% or less, Si: 0.2-3.5%, Mn: 1.0% or less, Ni: 0.5% or less, P: 0.04% or less, S: 0% by mass .03% or less, Al: 0.05~5.0%, N: 0.03% or less, Cr: from 9.0 to 20.0%, Cu: includes 1.0 to 4.0%, the remaining portion It has a composition composed of Fe and inevitable impurities , has an A value defined by the formula (1) exceeding 13, and has a structure composed of a ferrite single phase in which a Cu-rich phase is dispersed and precipitated by solution aging treatment. High strength soft magnetic stainless steel.
A = (% Cr) + 2.0 × (% Si) + 5.5 × (% Al)-[2.7 × (% Ni) + 1.4 × (% Mn)
+ 0.8 × (% Cu) + 68.7 × (% N) + 82.4 × (% C)] (1)

Further, at least one selected from Nb and Ti alone contains Nb: 1.0% or less, Ti: 0.5% or less, or a composite of Nb and Ti containing 1.0% or less, The high-strength soft magnetic stainless steel according to claim 1, wherein the A value defined in 2) exceeds 13.
A = (% Cr) + 2.0 × (% Si) + 5.5 × (% Al) + 1.8 × (% Nb) + 1.5 × (% Ti)-[2.7 × (% Ni)
+ 1.4 × (% Mn) + 0.8 × (% Cu) + 68.7 × (% N) + 82.4 × (% C)] (2)

The steel sheet having the component according to claim 1 or 2 is solutionized at 1000 to 1200 ° C, and then cooled so that the average cooling rate is 100 ° C / second or less, and then within a temperature range of 400 to 700 ° C. A method for producing high-strength soft magnetic stainless steel, characterized by aging treatment.