JP4266336B2 - 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 - Google Patents
熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4266336B2 JP4266336B2 JP2003349853A JP2003349853A JP4266336B2 JP 4266336 B2 JP4266336 B2 JP 4266336B2 JP 2003349853 A JP2003349853 A JP 2003349853A JP 2003349853 A JP2003349853 A JP 2003349853A JP 4266336 B2 JP4266336 B2 JP 4266336B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- excluding
- steel
- soft magnetic
- mass
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は、自動車や電車、船舶等で使用される各種電装部品を構成するソレノイド、リレーあるいは電磁弁等の鉄心材といった電装部品に有用な軟磁性鋼材と、該鋼材を用いて得られる電装部品等の軟磁性鋼部品およびその製造方法に関するものであり、詳細には、大型の複雑形状部品を製造する場合であっても熱間鍛造性（熱間鍛造時の成型性）に優れるとともに、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベル以上の優れた磁気特性を確保することができ、更には被削性に優れて切削工具の長寿命化を図ることのできる純鉄系軟磁性鋼材と、これを用いて得られる上記優れた磁気特性を有する軟磁性鋼部品とその製造方法に関するものである。
尚、前記「ＳＵＹＢ」とは、ＪＩＳ Ｃ ２５０３で規定される磁気特性の標準規格であり、電装部品においてはＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種程度の磁気特性が必要とされている。「ＳＵＹＢ−２種」よりも「ＳＵＹＢ−１種」、「ＳＵＹＢ−１種」よりも「ＳＵＹＢ−０種」の方が磁気特性に優れており、コンパクト化（軽量化）、応答速度の向上および省電力化に有効であることから、同じ用途に適用する部品であっても「ＳＵＹＢ−０種」レベルまたはそれ以上の磁気特性を有していることが望まれる。
自動車の電装部品等において磁気回路を構成する鋼部材には、省電力化や磁気応答性の向上を図るべく、磁気特性として、低い外部磁界で容易に磁化し得る特性とともに低保磁力であることが要求される。このため、鋼部材内部の磁束密度が外部磁界に応答し易い軟磁性鋼材が通常使用されている。
この様な磁気特性を有する軟磁性鋼材として、例えばＣ量が約０．０１質量％以下の低炭素鋼などが用いられ、軟磁性鋼部品は、該鋼片に熱間圧延を施した後、潤滑処理、伸線加工を行って得た鋼線に、部品成型および磁気焼鈍等を順次施して得られるのが一般的である。
自動車分野をはじめとする様々な分野において、電磁力を利用した電装部品は、従来より油圧制御等のスイッチとして利用するのが一般的であったが、近年、省電力化や高性能化を目的に、電磁力で直接駆動させる方式が一般化されつつあり、これに伴い、電装部品の構成部材が大型且つ複雑形状となる傾向にある。この様な構成部材の製造は、熱間鍛造で成型した後、切削加工を施して製品とすることが一般的であり、使用する鋼材は、熱間鍛造性および被削性に優れていることが要求される。
特に、電装部品の上記磁気特性は、材料自体の磁気特性とともに部品寸法の僅かなばらつきの影響を受け易いため、切削加工による高精度の仕上げが不可欠となる。しかし上記低炭素鋼は延性が高すぎるため切削が困難であり、また切削工具の損傷も引き起こしやすいため、生産性を著しく低下させるといった問題がある。
本発明者らは、純鉄系軟磁性鋼材の被削性を改善させた技術として、鋼中のＭｎＳの分布形態を適正範囲に制御することによって、被削性向上を目的に添加した元素による磁気特性の低下を最小限に抑えるとともに、切削加工時のバリ発生を抑えて生産性の向上を図った技術を既に提案している（特許文献１参照）。しかし該技術は、冷間鍛造後に切削加工することを想定しており、熱間鍛造を施して大型部品に成型する場合には、再加熱後の高温延性等を考慮に入れた改善を図る必要がある。また被削性に関しても、仕上げ切削加工時に使用する工具の長寿命化まで意図して検討したものではない。
また本発明者らは、純鉄系軟磁性材料の鍛造性を改善すべく、合金成分や圧延条件を調整して鋼中の固溶Ｎを固定し、動的ひずみ時効に起因する冷間鍛造時の金型寿命の低下を抑えることを既に提案している（特願２００２−３００８０号）。しかし上記技術も冷間鍛造を想定したものであるため、熱間鍛造における再加熱後の高温延性等まで考慮するには更なる改善が必要である。また上記技術も、仕上げ切削加工時に使用する工具の長寿命化まで検討したものでない。
特開２００３−５５７４５号公報
本発明は、このような事情に着目してなされたものであり、その目的は、大型で複雑形状の軟磁性鋼部品を製造する場合でも熱間鍛造時の成型性に優れ、かつＪＩＳ−ＳＵＹＢ０種レベル以上の優れた磁気特性を確保できるとともに、被削性にも優れて切削工具の長寿命化を図ることのできる軟磁性鋼材と、これを用いて得られる磁気特性に優れた軟磁性鋼部品とその製造方法を提供することにある。
本発明にかかる熱間鍛造時の成型性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材とは、質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２超〜０．１５％、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５超〜０．０１％、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、
平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、
平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であるところに特徴を有するものである。尚、上記平均粒径とは、短径と長径の平均値を意味する。
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、
平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、
平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であるところに特徴を有するものである。尚、上記平均粒径とは、短径と長径の平均値を意味する。
本発明の軟磁性鋼材は、更に他の元素として、Ｃａ：０．００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．００５〜０．０２％およびＺｒ：０．０３〜０．１％よりなる群から選択される１種以上を含んでいてもよい。また、被削性を高めるべくＢｉ：０．００２〜０．１％を含んでいてもよい。
本発明は、上記鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品も規定するものであり、質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２超〜０．１５％、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５超〜０．０１％、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織が平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であるところに特徴を有する。
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織が平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であるところに特徴を有する。
上記鋼部品は、更に他の元素として、Ｃａ：０．００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．００５〜０．０２％、およびＺｒ：０．０３〜０．１％よりなる群から選択される１種以上や、Ｂｉ：０．００２〜０．１％を含んでいてもよい。
本発明は、上記軟磁性鋼部品の製造方法も規定するものであり、該方法は、上記軟磁性鋼材を用い、１１５０〜１３００℃で熱間鍛造するところに特徴を有する。
本発明によれば、大型で複雑な形状の電装部品を製造する場合でも熱間鍛造性に優れ、また仕上げ切削加工で使用する工具の長寿命化を図ることができ、更には、熱間鍛造ままでＪＩＳ−ＳＵＹＢ０種レベル以上の磁気特性を確保することのできる軟磁性鋼材、および優れた磁気特性を有し、自動車や電車、船舶等で使用される各種電装部品を構成するソレノイド、リレーあるいは電磁弁等の鉄心材といった電装部品に有用な軟磁性鋼部品を前記鋼材を用いて効率良く得ることができる。
本発明者らは、純鉄系軟磁性鋼材の熱間鍛造性、磁気特性および被削性を同時に高めるべく、これらの特性に及ぼす金属組織や析出物の影響について様々な角度から検討を行った。その結果、後述するように成分を調整した上で、特に、
（ａ）所定サイズの硫化物を所定の密度で分散析出させること、および
（ｂ）巨大な酸化物の発生を抑制すること
が有効であることを見出し、本発明を完成した。以下、上記（ａ）、（ｂ）の具体的条件について詳述する。
（ａ）所定サイズの硫化物を所定の密度で分散析出させること、および
（ｂ）巨大な酸化物の発生を抑制すること
が有効であることを見出し、本発明を完成した。以下、上記（ａ）、（ｂ）の具体的条件について詳述する。
軟磁性鋼材の磁気特性は、材料内部を移動する磁束を固定するエネルギー量に関係しており、フェライト結晶粒の大きさ、析出物の磁気的性質や分布形態の影響を受ける。特に、鋼中に析出物が多数存在する場合には、磁気焼鈍時の結晶粒成長が妨げられて結晶粒界が多くなり、これが磁壁移動の抵抗となるため、磁気特性の一つである「外部磁界に対する応答性」（磁気応答性）が低下する。また、析出物自体も磁壁を縛束するため磁気応答性を低下させる。
この様な知見から、優れた磁気特性を確保するには、析出物を極力減少させ、且つフェライト結晶粒を粗大化させるのがよいことがわかる。本発明では、鋼材の金属組織をフェライト単相組織とし、また、最終的に得られる鋼部品の該フェライトの平均結晶粒径を１００μｍ以上とする。
フェライト平均結晶粒径をこの様に粗大化させて粒界面積を低減させれば、保磁力を小さくかつ磁束密度を高めることができ、ソレノイド、リレーあるいは電磁弁の鉄心材といった電装部品の構成部材に好適な磁気特性を確保することができる。好ましくは前記フェライトの平均結晶粒径を２００μｍ以上とする。尚、フェライト単相組織とするには、炭素量を極少レベルに抑えてパーライトの生成を抑制するのが有効である。
また、優れた磁気特性を確保する観点からは、上述の通り析出物量を低減させるのが好ましいが、該析出物は被削性を高めるのに有効である。そこで、これらの特性を兼備させるべく鋭意研究を行ったところ、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物を１〜１０個／１００μｍ2の範囲内で析出させればよいことがわかった。
平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物を１個／１００μｍ2以上析出させるのは、被削性を確保するためである。後述する図４に示す通り、良好な磁気特性を確保するには、Ｃ量を０．０２％以下に抑えるのが有効である。しかしＣ量の異なる４鋼種を用いて切削抵抗を測定した図１から明らかな通り、Ｃ量を低減させると切削抵抗が著しく高まり、精度よく切削が行えない。また工具摩耗量が大きく、切削工具寿命が著しく低下する。
しかし、該低炭素鋼に０．５〜２μｍの硫化物を１個／１００μｍ2以上存在させると、切削抵抗が抑制されて良好な被削性を確保できることが分かった。被削性の更なる向上を図るには、０．５〜２μｍの硫化物を４個／１００μｍ2以上存在させるのが好ましい。
一方、上記硫化物を過剰に存在させると、上述の通り磁気特性が大幅に劣化して電装部品の機能が著しく低下する。また、熱間鍛造時に割れが生じ易くなり、生産性が著しく低下する原因にもなる。従って、上記硫化物は１０個／１００μｍ2以下とするのがよく、優れた磁気特性および熱間鍛造性を確保するには、８個／１００μｍ2以下に抑えるのが好ましい。
硫化物としては、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒ等の硫化物が単独で存在するものの他、これら２元素以上を含む硫化物、更には、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物を核として形成された硫化物や、窒化物との混合物として形成されたものも含まれる。
尚、上記本発明の作用効果を効率良く発揮させるには、硫化物として、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓを析出させることが推奨される。
本発明では、平均粒径が１０μｍ超の粗大な酸化物を２００個／鋼４ｇ以下に抑制する。図２に示すようなＳｉ酸化物や、図３に示すようなＡｌ酸化物の様な硬質酸化物は、切削工具の寿命を縮め、また磁気特性の著しい劣化の原因にもなるからである。好ましくは、平均粒径が１０μｍ超の粗大な酸化物を１００個／鋼４ｇ以下、より好ましくは５０個／鋼４ｇ以下に抑える。
尚、上記酸化物とは、後述する実施例に示す通り、硝酸：２５０ｍＬ、硫酸：１０ｍＬ、純水：５５０ｍＬの混合溶液で鋼材を溶解し、その残渣をフィルタでろ過して得られるＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＳＯ3、ＣａＯ、Ｋ2Ｏ、ＴｉＯ2、ＺｒＯ2、ＣｒＯ、ＭｎＯ、ＦｅＯ等の酸化物、またはこれらの複合酸化物をいうものとする。
この様に本発明の最重要ポイントは、フェライト組織中に分散する析出物（硫化物、酸化物）の粒径および密度を適正範囲に制御するところにあるが、最終的に電装部品等として使用する場合の特性を確保するとともに、上記形態の析出物を効率良く析出させるには、下記の化学成分組成を満たす鋼材を使用することが推奨される。
Ｃ：０．０２％以下（０％を含まない）
図４は、炭素量と磁束密度の関係を示したグラフであるが、この図４より、磁界の強さ：５Ｏｅでの磁束密度が約１．５Ｔ以上と高レベルの磁気特性を確保するには、炭素量を０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下に抑えるのがよいことがわかる。またＣは、鋼中に固溶してひずみ時効を促進させる元素でもあるため、該作用を抑制する観点から炭素量を上記範囲内に抑えるのがよい。
図４は、炭素量と磁束密度の関係を示したグラフであるが、この図４より、磁界の強さ：５Ｏｅでの磁束密度が約１．５Ｔ以上と高レベルの磁気特性を確保するには、炭素量を０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下に抑えるのがよいことがわかる。またＣは、鋼中に固溶してひずみ時効を促進させる元素でもあるため、該作用を抑制する観点から炭素量を上記範囲内に抑えるのがよい。
尚、効率良く鋼材を製造する観点からは、Ｃ量の下限値を約０．００２％とするのがよい。
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、磁気特性に有害な酸化物を除去する効果をもたらす。また、フェライトを硬化させて被削性を改善する作用も有する。これらの効果を発揮させるべく０．０１％以上含有させてもよいが、多量に含有させると、生成したＳｉ酸化物が鋼材に残留し、切削工具の寿命を著しく低下させるおそれがある。従って、Ｓｉ量の上限を０．１％とした。好ましくは０．０５％以下である。
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、磁気特性に有害な酸化物を除去する効果をもたらす。また、フェライトを硬化させて被削性を改善する作用も有する。これらの効果を発揮させるべく０．０１％以上含有させてもよいが、多量に含有させると、生成したＳｉ酸化物が鋼材に残留し、切削工具の寿命を著しく低下させるおそれがある。従って、Ｓｉ量の上限を０．１％とした。好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｎ：０．１〜０．５％
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中のＳ（硫黄）をＭｎＳとして固定することで高温脆化を抑制するのに有効な元素である。従って、０．１％以上、好ましくは０．１５％以上含有させるのがよい。しかしＭｎ含有量が増大すると、磁気特性が低下するため０．５％以下に抑える。好ましくは０．３％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）をＭｎＳとして固定することで高温脆化を抑制するのに有効な元素である。従って、０．１％以上、好ましくは０．１５％以上含有させるのがよい。しかしＭｎ含有量が増大すると、磁気特性が低下するため０．５％以下に抑える。好ましくは０．３％以下である。
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｐ（リン）は、粒界偏析を起こして磁気特性の低下を招く元素であるので、０．０２％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。好ましくはＰ含有量を０．０１％以下にする。
Ｐ（リン）は、粒界偏析を起こして磁気特性の低下を招く元素であるので、０．０２％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。好ましくはＰ含有量を０．０１％以下にする。
Ｓ：０．０２超〜０．１５％
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成して被削性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには０．０２％を超えるＳを含有させるのがよく、好ましくは０．０３％以上である。しかしＳ含有量が過剰になると、硫化物が過剰に析出して磁気特性を低下させたり、鍛造割れの原因となるＦｅＳ等の硫化物が生成し易くなるので０．１５％以下に抑える。好ましくは０．１％以下である。
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成して被削性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには０．０２％を超えるＳを含有させるのがよく、好ましくは０．０３％以上である。しかしＳ含有量が過剰になると、硫化物が過剰に析出して磁気特性を低下させたり、鍛造割れの原因となるＦｅＳ等の硫化物が生成し易くなるので０．１５％以下に抑える。好ましくは０．１％以下である。
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮの形で固定して結晶粒を微細化させる作用がある。結晶粒の微細化は、結果として磁気特性の低下を招くので、Ａｌ含有量は０．０１％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮの形で固定して結晶粒を微細化させる作用がある。結晶粒の微細化は、結果として磁気特性の低下を招くので、Ａｌ含有量は０．０１％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．００５％以下である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１％
Ｔｉは、Ｓ（硫黄）をＴｉＳの形で固定して、熱間鍛造時の割れ発生の原因となるＦｅＳの生成を抑制する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定し、部品成形時の変形抵抗を低減する効果も有する。これらの効果を発揮させるには０．０１％以上含有させるのがよく、好ましくは０．０２％以上である。
Ｔｉは、Ｓ（硫黄）をＴｉＳの形で固定して、熱間鍛造時の割れ発生の原因となるＦｅＳの生成を抑制する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定し、部品成形時の変形抵抗を低減する効果も有する。これらの効果を発揮させるには０．０１％以上含有させるのがよく、好ましくは０．０２％以上である。
一方、Ｔｉを過剰に含有させると、変形抵抗の増大を招いて熱間鍛造時の成形性が低下する。また、粗大なＴｉ含有析出物が析出して磁気特性が低下し易くなるので、０．１％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．０５％以下である。
Ｎ：０．００５超〜０．０１％
窒化物の生成に寄与しない固溶Ｎは、フェライト相を脆化させて被削性を向上させる効果を有する。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００５％超のＮを含有させるのがよい。しかし原子半径の小さいＮ原子やＣ原子は、Ｆｅ結晶格子のすきまに侵入して格子をひずませるため、磁気特性の経時劣化を招く。また、固溶Ｎが過剰になると、変形抵抗の増大を招いて熱間鍛造時の成形性が低下する。更に、ＮはＡｌと結合して窒化物を形成するが、ＡｌＮは、上述の通りフェライト結晶粒を微細化して磁気特性を低下させる原因になる。従って、Ｎ量は０．０１％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．００８％以下である。
窒化物の生成に寄与しない固溶Ｎは、フェライト相を脆化させて被削性を向上させる効果を有する。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００５％超のＮを含有させるのがよい。しかし原子半径の小さいＮ原子やＣ原子は、Ｆｅ結晶格子のすきまに侵入して格子をひずませるため、磁気特性の経時劣化を招く。また、固溶Ｎが過剰になると、変形抵抗の増大を招いて熱間鍛造時の成形性が低下する。更に、ＮはＡｌと結合して窒化物を形成するが、ＡｌＮは、上述の通りフェライト結晶粒を微細化して磁気特性を低下させる原因になる。従って、Ｎ量は０．０１％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．００８％以下である。
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
更に本発明では、ひずみ時効硬化の原因となるＮとの相対量として、Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］とし、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］とした場合の［Ｔｉ］／［Ｎ］が、５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０を満たすようにする。
更に本発明では、ひずみ時効硬化の原因となるＮとの相対量として、Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］とし、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］とした場合の［Ｔｉ］／［Ｎ］が、５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０を満たすようにする。
［Ｔｉ］／［Ｎ］が５以下の場合には変形抵抗の低減効果が小さく、またＳ（硫黄）を捕捉するＴｉが不足して、熱間鍛造性を劣化させるＦｅＳが生成し易くなるので好ましくない。一方、［Ｔｉ］／［Ｎ］が２０以上の場合には、固溶Ｎの低減に寄与しないＴｉ含有析出物が必要以上に増加し、変形抵抗の増加と磁気特性の低下を招くので好ましくない。望ましくは［Ｔｉ］／［Ｎ］が７以上、１５以下となるようにする。
Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｏ（酸素）は常温では鋼に殆ど固溶せず、ＡｌやＳｉ等と結合して硬質酸化物を形成する。これらの酸化物は、磁気特性を低下させるとともに切削加工時の工具寿命を大幅に縮めるので、Ｏ含有量は極力低減するのがよく、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下に抑える。
Ｏ（酸素）は常温では鋼に殆ど固溶せず、ＡｌやＳｉ等と結合して硬質酸化物を形成する。これらの酸化物は、磁気特性を低下させるとともに切削加工時の工具寿命を大幅に縮めるので、Ｏ含有量は極力低減するのがよく、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下に抑える。
Ｃａ：０．００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．００５〜０．０２％、およびＺｒ：０．０３〜０．１％よりなる群から選択される１種以上
これらの元素は、球状の硫化物を形成するため、磁気特性の低下を抑制しつつ被削性を向上させるのに有効である。また、酸化物を核に生成するこれらの硫化物は、酸化物が直接工具に接触して摩耗が促進するのを防止する。この様な効果を発揮させるには、Ｃａを０．００２％以上（より好ましくは０．００５％以上）、Ｍｇを０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）、Ｚｒを０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）含有させるのがよい。
これらの元素は、球状の硫化物を形成するため、磁気特性の低下を抑制しつつ被削性を向上させるのに有効である。また、酸化物を核に生成するこれらの硫化物は、酸化物が直接工具に接触して摩耗が促進するのを防止する。この様な効果を発揮させるには、Ｃａを０．００２％以上（より好ましくは０．００５％以上）、Ｍｇを０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）、Ｚｒを０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）含有させるのがよい。
しかし多過ぎると、却って被削性が低下したり、磁気特性が低下するので、それぞれＣａを０．０１％以下（より好ましくは０．００８％以下）、Ｍｇを０．０２％以下（より好ましくは０．０１５％以下）、Ｚｒを０．１％以下（より好ましくは０．０８％以下）の範囲内で含有させるのがよい。
Ｂｉ：０．００２〜０．１％
Ｂｉは、被削性を高めるのに有効な元素であり、そのためには０．００２％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．０１％以上である。しかし過剰に含有させると、上記ＦｅＳと同様に熱間加工時に割れが生じ易くなるので、０．１％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｂｉは、被削性を高めるのに有効な元素であり、そのためには０．００２％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．０１％以上である。しかし過剰に含有させると、上記ＦｅＳと同様に熱間加工時に割れが生じ易くなるので、０．１％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．０５％以下である。
本発明で規定する元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、該鋼材中に、上述したものの他、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物、更には、本発明の課題達成に悪影響を与えないＡｓ等の許容元素が含まれる場合も、本発明の鋼材（または鋼部品）に包含される。
上記軟磁性鋼材を用いて電装部品の構成部材等の鋼部品を製造するには、常法により溶解、鋳造してから、熱間圧延を行い、その後に熱間鍛造して最後に切削加工を施せばよい。磁気特性を付与するには、切削加工後に磁気焼鈍を行うのが一般的であるが、切削加工を行った後に磁気焼鈍を行うと、熱ひずみが生じて部品の寸法精度が低下する。
そこで本発明では、上記規定の化学成分を含有する鋼材を用い、常法により溶解、鋳造および熱間圧延を行った後に、熱間鍛造を１１５０〜１３００℃の温度範囲で行うこととした。該温度範囲で熱間鍛造を行えば、鍛造割れを生じさせることなく精度よく製品形状に成型できるとともに、熱間鍛造ままでＪＩＳ−ＳＵＹＢ０種レベル以上の良好な磁気特性を確保できるので、磁気焼鈍を行う必要がなく、結果として生産性を高めるとともに切削加工による部品の寸法精度を高く維持できる。
図５は、熱間鍛造温度（圧縮加工温度）と変形抵抗の関係を、鋼材Ａと鋼材Ｂ（鋼材ＡはＳ（硫黄）を０．００８％含み、鋼材ＢはＳを０．０３３％含み、金属組織はともにフェライト単相組織である純鉄系軟磁性鋼材）を用いて調べた結果である。この図５から、変形抵抗の増大を抑えて鍛造割れを生じさせることなく成形するには、１１５０℃以上で行うのがよいことがわかる。
また本発明では、熱間鍛造でフェライト粒の成長を促進させることで優れた磁気特性を確保する。図６は、フェライト結晶粒度番号と保磁力の関係を示したグラフであり、図７は、熱間鍛造温度（加工温度）とフェライト結晶粒度番号の関係を示したグラフであるが、図６からも明らかな様に、保磁力を例えば約５０Ａ／ｍ以下に抑えて磁気応答性を高めるには、フェライト結晶粒度番号で４以下に粗大化させるのがよく、そのためには、図７から１２００℃以上で鍛造するのが望ましいことがわかる。
上記熱間鍛造性と磁気特性をより高めるには、熱間鍛造を１２００℃以上で行うのが好ましく、より好ましくは１２５０℃以上である。
一方、熱間鍛造温度が高すぎると、被削性向上のために析出させた硫化物が溶融し易く、熱間鍛造時に割れが生じ易くなる。従って、熱間鍛造は１３００℃以下で行うのがよい。
軟磁性鋼部品の製造におけるその他の製造条件は、特に制限されないが、上記３つの特性を確保できる軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品を効率良く製造するには、熱間圧延を下記条件で行うことが大変有効である。
〈熱間圧延に際しての加熱：１０００〜１２００℃〉
合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温で加熱することが望ましいが、温度が高すぎると、ＦｅＳが母相中に析出して熱間延性が著しく低下するため、フェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品成型時の熱間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下、好ましくは１１５０℃以下で加熱するのがよい。一方、加熱温度が低すぎると、異なる相が局所的に生成して圧延時に割れが生じるおそれがある。また圧延時のロール負荷が上昇して、設備負担の増大や生産性の低下を招くので、１０００℃以上に加熱して圧延を行うのがよい。
合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温で加熱することが望ましいが、温度が高すぎると、ＦｅＳが母相中に析出して熱間延性が著しく低下するため、フェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品成型時の熱間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下、好ましくは１１５０℃以下で加熱するのがよい。一方、加熱温度が低すぎると、異なる相が局所的に生成して圧延時に割れが生じるおそれがある。また圧延時のロール負荷が上昇して、設備負担の増大や生産性の低下を招くので、１０００℃以上に加熱して圧延を行うのがよい。
〈熱間圧延における仕上げ温度：８５０℃以上〉
微細な析出物を母相へ均一に析出させて、析出物の粒径および密度を本発明で規定する範囲内とするには、仕上げ温度を８５０℃以上とするのがよい。より好ましくは８７０℃以上である。
微細な析出物を母相へ均一に析出させて、析出物の粒径および密度を本発明で規定する範囲内とするには、仕上げ温度を８５０℃以上とするのがよい。より好ましくは８７０℃以上である。
〈熱間圧延後の８００〜５００℃間の平均冷却速度：０．５〜１０℃／ｓ〉
熱間鍛造時に優れた磁気特性を確保するには、熱間圧延後の８００〜５００℃間の平均冷却速度を１０℃／ｓ以下（より好ましくは５℃／ｓ以下、更に好ましくは３℃／ｓ以下）にするのがよい。該冷却速度が速すぎると、原子空孔が増加し熱間鍛造後の磁気特性が低下するため好ましくない。一方、該温度域での冷却速度が遅すぎると、粗大な析出物が形成され易く、生産性も低下するので、０．５℃／ｓ以上（より好ましくは１℃／ｓ以上）とするのがよい。
熱間鍛造時に優れた磁気特性を確保するには、熱間圧延後の８００〜５００℃間の平均冷却速度を１０℃／ｓ以下（より好ましくは５℃／ｓ以下、更に好ましくは３℃／ｓ以下）にするのがよい。該冷却速度が速すぎると、原子空孔が増加し熱間鍛造後の磁気特性が低下するため好ましくない。一方、該温度域での冷却速度が遅すぎると、粗大な析出物が形成され易く、生産性も低下するので、０．５℃／ｓ以上（より好ましくは１℃／ｓ以上）とするのがよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す化学成分組成の供試材を溶製後、加熱温度：１１００℃、仕上圧延温度：８６０℃、熱間圧延後の８００〜５００℃間の冷却速度：２℃／ｓの条件で熱間圧延を行って直径２０ｍｍの線材を得た。この様にして得られた鋼線材の断面組織と、析出物の平均粒径および密度を下記の要領で調べた。
即ち、線材の横断面を露出させた状態で支持基材内に埋め込み、研磨後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させ、その後、光学顕微鏡でＤ／４（Ｄは直径）部位の組織を１００〜４００倍で１０視野撮影し、金属組織とそのサイズを求めた。その結果、金属組織は全ての鋼線材について、フェライト単相組織であった。尚、該フェライト組織の平均結晶粒径は、表２に示す通りである。
また、フェライト組織中の硫化物の平均粒径および密度は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００〜３０００倍で析出物を観察し、画像解析装置によって組織の平均粒径と密度を求めた（何れも１０視野の平均値）。尚、平均粒径は、各析出物の長径と短径の平均値である。
鋼中の酸化物は、鋼材試料４ｇを硝酸：２５０ｍＬ、硫酸：１０ｍＬ、純水：５５０ｍＬの混合溶液で溶解し、その残渣をフィルタでろ過して得られたものについて上記の通り平均粒径を調べた。これらの結果を表２に併記する。
次に、得られた鋼部品の熱間鍛造性、磁気特性および被削性を下記の様にして調べた。熱間鍛造性は、図８に示す工程に沿って上記試料を所定の温度（表２に示す熱間鍛造温度）まで加熱後、図９に示すように１０ｍｍ／ｓｅｃの速度で圧下率：８０％の圧縮を行った際の変形抵抗と割れ発生の有無で評価した。
磁気特性は、上記熱間圧縮試験後の試験片から外径１８ｍｍ×内径１０ｍｍのリング状試料を作製し、これに磁界印加用コイルと磁束検出用コイルを巻線した後、自動磁化測定装置［理研電子（株）製 直流磁気測定装置（ＢＨＨ−２５ＣＤ）］を用いてＨ−Ｂ曲線を測定し、磁界の強さが２Ｏｅまたは３Ｏｅのときの磁束密度と保磁力を求めた。
被削性は、超鋼工具を用いて、切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量：０．２ｍｍの条件で湿式切削加工を５分間実施し、該工具の逃げ面磨耗量を測定して評価した。これらの結果を表２に併記する（尚、表２におけるこれらの特性の評価基準を表３に示す）。
表１〜３から次のように考察することができる。尚、下記のＮｏ.は、表２中の実験Ｎｏ.を示す。Ｎｏ．２〜３およびＮｏ．５〜９は、本発明で規定する化学成分組成等を満たし、かつ本発明で規定する条件で製造したものであるので、いずれも熱間鍛造性および被削性に優れるとともに、表３に示すＪＩＳ−ＳＵＹＢ０種レベル以上の磁気特性を有していることがわかる。
これに対し、Ｎｏ．１，４およびＮｏ．１０〜２３は、鋼材の化学成分組成が本発明の規定要件を外れるか、または本発明で規定する条件で製造を行わなかったため、変形抵抗が高すぎるなど熱間鍛造性に劣るか、切削工具の摩耗量が著しく被削性に劣るか、もしくはＪＩＳ−ＳＵＹＢ０種レベルの磁気特性が得られない等の不具合が生じた。
Ｎｏ．１，４は、本発明で規定する化学成分組成を満たしているが、製造条件が本発明の要件を外れるため、上記不具合が生じたと考えられる。即ちＮｏ．１は、熱間鍛造温度が低すぎるため、鍛造荷重が増加するとともに鍛造後の再結晶が十分に進まず、磁気特性が低下する結果となった。またＮｏ．４は、熱間鍛造時の温度が高すぎるため、δＦｅ相が析出し、変形抵抗の異なる２相が存在して割れが生じた。
Ｎｏ．１０は、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が低すぎる、即ち、Ｎ量に対してＴｉ量が少ないため、ＦｅＳ等の熱間延性の低い析出物を起点とした割れが認められた。
Ｎｏ．１１は、Ｃ量が過剰であり、変形抵抗が増大して熱間鍛造性が低下するとともに、磁気特性の大幅な低下が生じた。
Ｎｏ．１２は、Ｓｉ量が過剰であり、硬質の酸化物が多く析出するため、工具摩耗量が多くなり、切削工具寿命が低下する。
Ｎｏ．１３より、Ｍｎを過剰に含有させても、比較的小型のＭｎＳが析出するだけで顕著な被削性の改善効果が認められないことがわかる。また、析出したＭｎＳが磁壁の移動を縛束するため、磁気特性の低下が認められる。
Ｎｏ．１４はＰを多量に含有する例であり、粒界にＰが偏析して結晶粒の成長が抑制されるとともに、粒界での磁壁ピン止め効果が増加するため、フェライト粒径１００μｍ以上とならず、磁気特性が低下する結果となった。
Ｎｏ．１５は、Ｓ含有量が過剰であるため、熱間鍛造性が劣化して図１０に示すような鍛造割れが発生した。これは、ＦｅＳ、ＭｎＳが図１１（図中の黒点）に示すように多量に析出したためと考えられる。また磁気特性の低下も認められた。更にはＭｎＳが極微細となりすぎて、被削性の十分な改善効果も得られなかった。
Ｎｏ．１６より、Ａｌ量が過剰であると、ＡｌＮの生成により結晶粒の成長が抑制されて、磁気特性が著しく低下することがわかる。また、粗大なＡｌ2Ｏ3が多量に析出して切削加工時の工具寿命が大幅に低下することがわかる。
Ｎｏ．１７より、Ｔｉは、ＦｅＳ等の有害な硫化物の生成を抑える効果を有するが、過剰に存在させると、大型のＴｉ含有硫化物が不均一に分散して、熱間加工時のフェライト結晶粒の成長を抑制し、磁気特性が低下することがわかる。
Ｎｏ．１８は、Ｎを多量に含むものであり、熱間鍛造性と被削性の劣化は認められないが、フェライト粒径が小さいため磁気特性に劣っていることがわかる。
Ｎｏ．１９より、酸素含有量が過剰であると、粗大な酸化物が多量に析出して切削工具の摩耗が著しいことがわかる。また磁気特性にも悪影響を及ぼすことが認められる。
Ｎｏ．２０〜２３からは、優れた被削性や磁気特性を確保するには、Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｂｉをそれぞれ好ましい範囲内で添加するのがよいことがわかる。
尚、図１２は、本発明の要件を満たすＳ（硫黄）量が０．０３３％の鋼材断面の写真であるが、この写真から硫化物（黒点）が分散していることがわかる。
Claims (10)
- 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２超〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００５超〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、
平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、
平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下である
ことを特徴とする軟磁性鋼材。 - 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２超〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００５超〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、
平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ 2 析出し、
平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下である
ことを特徴とする、
１１５０〜１３００℃で圧下率：８０％の熱間鍛造を行う際の変形抵抗が１５０Ｎ／ｍｍ 2 以下でかつ加工割れ及びバーニングが発生せず、かつ
上記熱間鍛造後における、磁界の強さ：２Ｏｅでの磁束密度が１．１Ｔ以上、かつ磁界の強さ：３Ｏｅでの磁束密度が１．２５Ｔ以上、かつ保磁力が６３．２Ａ／ｍ以下であり、かつ
超鋼工具を用いて、切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量：０．２ｍｍの条件で湿式切削加工を５分間実施したときの工具摩耗量が４０μｍ以下である熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃａ：０．００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００５〜０．０２％、および
Ｚｒ：０．０３〜０．１％
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１または２に記載の軟磁性鋼材。 - 更に他の元素として、Ｂｉ：０．００２〜０．１％を含む請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
- 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００５〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織が平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ2析出し、平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であることを特徴とする軟磁性鋼部品。 - 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００５〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
残部鉄および不可避不純物からなり、
５＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜２０
｛［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織が平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であり、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物が１〜１０個／１００μｍ 2 析出し、平均粒径が１０μｍを超える酸化物が２００個／鋼４ｇ以下であることを特徴とする、
磁界の強さ：２Ｏｅでの磁束密度が１．１Ｔ以上、かつ磁界の強さ：３Ｏｅでの磁束密度が１．２５Ｔ以上、かつ保磁力が６３．２Ａ／ｍ以下である磁気特性に優れた軟磁性鋼部品。 - 更に他の元素として、
Ｃａ：０．００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００５〜０．０２％、および
Ｚｒ：０．０３〜０．１％
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項５または６に記載の軟磁性鋼部品。 - 更に他の元素として、Ｂｉ：０．００２〜０．１％を含む請求項５〜７のいずれかに記載の軟磁性鋼部品。
- 前記請求項５〜８のいずれかに記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、前記請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を用いて、１１５０〜１３００℃で熱間鍛造することを特徴とする軟磁性鋼部品の製造方法。
- 前記請求項５〜８のいずれかに記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、前記請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を用いて、１１５０〜１３００℃で熱間鍛造することを特徴とする、
磁界の強さ：２Ｏｅでの磁束密度が１．１Ｔ以上、かつ磁界の強さ：３Ｏｅでの磁束密度が１．２５Ｔ以上、かつ保磁力が６３．２Ａ／ｍ以下である磁気特性に優れた軟磁性鋼部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003349853A JP4266336B2 (ja) | 2003-10-08 | 2003-10-08 | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003349853A JP4266336B2 (ja) | 2003-10-08 | 2003-10-08 | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005113222A JP2005113222A (ja) | 2005-04-28 |
| JP4266336B2 true JP4266336B2 (ja) | 2009-05-20 |
Family
ID=34541607
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003349853A Expired - Fee Related JP4266336B2 (ja) | 2003-10-08 | 2003-10-08 | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4266336B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4516832B2 (ja) * | 2004-11-26 | 2010-08-04 | 清仁 石田 | 快削軟磁鉄 |
| JP5379511B2 (ja) * | 2009-02-16 | 2013-12-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼材および冷間加工鋼部品 |
| JP2018076556A (ja) * | 2016-11-09 | 2018-05-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 軟磁性部品用鋼材及びそれを用いた軟磁性部品の製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5989727A (ja) * | 1982-11-12 | 1984-05-24 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JP2001073101A (ja) * | 1999-09-01 | 2001-03-21 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 被削性、冷鍛性に優れた高磁束密度、高固有抵抗電磁材料 |
| JP4906193B2 (ja) * | 2000-04-13 | 2012-03-28 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系快削ステンレス鋼 |
-
2003
- 2003-10-08 JP JP2003349853A patent/JP4266336B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2005113222A (ja) | 2005-04-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4464889B2 (ja) | 冷間鍛造性、被削性および磁気特性に優れた軟磁性鋼材、並びに磁気特性に優れた軟磁性鋼部品 | |
| JP7142095B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002173745A (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金、その製造方法ならびに鋳造スラブ | |
| JP4515355B2 (ja) | 高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材および高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品 | |
| KR101949626B1 (ko) | 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 방향성 전기 강판 제조용의 1 차 재결정 강판 | |
| JP6262599B2 (ja) | 軟磁性鋼材及びその製造方法、並びに軟磁性鋼材から得られる軟磁性部品 | |
| KR101892524B1 (ko) | 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2014157302A1 (ja) | 耐食性と磁気特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4646834B2 (ja) | 磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材、および磁気特性とその安定性に優れた軟磁性鋼部品、ならびにこれらの製造方法 | |
| JP5416452B2 (ja) | 軟磁性鋼材、軟磁性鋼部品、およびこれらの製造方法 | |
| JP4223701B2 (ja) | 被削性と磁気特性に優れた軟磁性低炭素鋼材及びその製法、並びに該鋼材を用いた軟磁性低炭素鋼部品の製法 | |
| JP6453683B2 (ja) | 軟磁性用線材、棒鋼及び軟磁性鋼部品 | |
| JP4266336B2 (ja) | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 | |
| JP4223726B2 (ja) | 冷間鍛造性と透磁率特性に優れた軟磁性鋼材および透磁率特性に優れた軟磁性鋼部品並びにその製造方法 | |
| JP2017128784A (ja) | 軟磁性鋼部品の製造方法 | |
| JP4502889B2 (ja) | 冷間鍛造性、切削加工性および交流磁気特性に優れた軟磁性鋼材、交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品ならびにその製造方法 | |
| JP4398639B2 (ja) | 被削性と磁気特性に優れた軟磁性鋼材および磁気特性に優れた軟磁性鋼部品ならびに軟磁性鋼部品の製造方法 | |
| JP4772703B2 (ja) | 磁気特性に優れた電磁軟鉄製部品並びに電磁軟鉄製部品用棒線材及びその製造方法 | |
| JP5374233B2 (ja) | 軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品ならびにこれらの製造方法 | |
| JP4646872B2 (ja) | 軟磁性鋼材、並びに軟磁性部品およびその製造方法 | |
| JP4223727B2 (ja) | 冷間鍛造性と磁気特性に優れた軟磁性鋼材および磁気特性に優れた軟磁性鋼部品並びにその製造方法 | |
| JP2018204113A (ja) | 耐食性と磁気特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH03122236A (ja) | Ｎｉ―Ｆｅ系高透磁率磁性合金 | |
| JP3891558B2 (ja) | 低炭素快削鋼 | |
| JP5234922B2 (ja) | 軟磁性鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051221 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20071112 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071120 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080121 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090210 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090216 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4266336 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120227 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130227 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140227 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |