JP4464889B2 - 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 - Google Patents
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Description
C :0.0015〜0.02%、
Mn:0.15〜0.5%、
S :0.015〜0.1%を満たし、
前記MnとSの質量比(Mn/S)が5.7以上であり、
金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径0.1μm以上のFeS析出物が5000個/mm2以下であるところに特徴を有する。
Si:0.05%以下(0%を含まない)、
Al:0.01%以下(0%を含まない)、
P :0.02%以下(0%を含まない)、
N :0.01%以下(0%を含まない)、
O :0.01%以下(0%を含まない)
を満たし、残部鉄および不可避不純物のものが挙げられ、更に、
Cu:0.02〜0.2%、
Ni:0.02〜0.2%、及び
Cr:0.02〜0.2%
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。
Mn/S+56.8 C ≧ 5.3 …(1)
[式中、Mn,S,Cはそれぞれの元素の含有量(質量%)を示す]
Cは、機械的強度を確保するのに必要な元素であり、また少量であれば、電気抵抗の増加作用によって渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。しかしCは鋼中に固溶してFe結晶格子を歪ませるため、添加量が増加すると高磁界での磁気特性を著しく劣化させる。また磁気特性の面からも極低であることが好ましく、JIS−SUYB−1種レベル以上の磁気特性を満足させるには、C量を0.02%以下に抑えるのがよい。好ましくは0.01%以下である。尚、C量が0.0015%を下回っても、改善効果が飽和するため、下限を0.0015%とした。
Mn/S+56.8 C ≧ 5.3 …(1)
Mnは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中のSと結合してSによる熱間脆化を抑制する作用を有する。また鋼中のSがFeSとして粒界に析出することで生じる磁気特性のバラツキや熱間延性の低下(即ち、製造性の低下)も抑制する。更には切削加工時に、析出したMnSがチップブレーカーとして作用し、切り屑処理性の向上や工具摩耗量の改善効果をもたらす。よって、本発明ではMn量を0.15%以上、好ましくは0.20%以上とする。
上記Mnの場合と同様に、磁気特性に及ぼすS量の影響についても検討を行うべく、後述する実施例のデータを基に、飽和領域(40,000A/m)における磁束密度に及ぼすMn量とS量の影響を調べたところ、図7に示す通り、Mnほど顕著ではないがS量の増加に伴い磁束密度が徐々に減少することがわかった。通常の低炭素鋼(JIS S10C)を凌ぐレベルの磁束密度、即ち、2.15Tを超える磁束密度を安定して得るには、Mn量に関係なくS量を0.1%以下に抑える必要がある。好ましくは0.04%以下である。
Siは、溶製時に脱酸として作用し、また電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性の低下を抑制する効果をもたらすが、多量に含まれていると、飽和磁束密度が小さくなると共に冷間鍛造性が阻害される。本発明では、飽和磁束密度を確保する観点から0.05%を上限とした。好ましくは0.01%以下である。
Alは、固溶NをAlNの形で固定し、AlNが結晶粒を微細化させる作用を有しており、結晶粒の微細化による結晶粒界の増加によって、磁気特性が低下し易くなるため、0.01%以下に抑える。好ましくは0.005%以下である。
P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。よって、P量を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0.01%以下に抑える。
NはAlと結合して窒化物を形成するが、Alと結合できないNは、フェライト相に固溶して磁気特性の低下を招く。固溶N量を低減するには、鋼中の全窒素量を低減することが効果的であり、製造性を考慮して0.01%以下とした。好ましくは0.005%以下である。
Oは、常温では鋼に殆ど固溶せず、硬質の酸化物として存在し、磁気特性を大幅に低下させる。ゆえにO含有量は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。
Ni:0.02〜0.2%、及び
Cr:0.02〜0.2%よりなる群から選択される1種以上〉
Cu、Ni、Crは、フェライト相の電気抵抗を増加させ、渦電流の減衰時定数低減に有効であることから、添加元素として含んでいてもよく、該効果を発揮させるには、Cuの場合0.02%以上、Niの場合0.02%以上、またCrの場合も0.02%以上含有させるのがよい。しかし、これらの元素が過剰に含まれていると、磁気モーメントが低下して鋼材の磁気特性が劣化するため、それぞれ0.2%以下に抑える。好ましくはそれぞれ0.1%以下である。
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、フェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って1200℃以下で加熱するのが好ましく、より好ましくは1150℃以下で加熱する。一方、加熱温度が低すぎると、MnSの均質な析出が得られないことに加え、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、950℃以上に加熱して圧延を行う。
熱間圧延後の冷却速度が速すぎると母相の原子空孔が多くなり、磁気焼鈍を行っても再結晶が十分に進まず、優れた磁気特性を得ることができない。従って、熱間圧延後の800〜500℃の温度域の冷却速度は、10℃/秒以下(好ましくは5℃/秒以下)とするのがよい。一方、冷却速度が遅すぎると生産性が低下する他、析出粒が大きくなるため0.5℃/秒以上とする。
本発明の軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品は、磁気焼鈍を行わなくてもJIS−SUYB2種相当の磁気特性を有するが、JIS−SUYB1種レベル以上のより優れた磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品を得るには、所定の部品形状に成形したのち、850℃以上の温度で2時間以上焼鈍することが大変有効である。
Claims (5)
- 質量%で(以下同じ)、
C :0.0015〜0.02%、
Mn:0.15〜0.5%、
S :0.015〜0.1%、
Si:0.05%以下(0%を含まない)、
Al:0.01%以下(0%を含まない)、
P :0.02%以下(0%を含まない)、
N :0.01%以下(0%を含まない)、
O :0.01%以下(0%を含まない)を満たし、
残部鉄および不可避不純物で、
前記MnとSの質量比(Mn/S)が5.7以上であり、
金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径0.1μm以上のFeS析出物が5000個/mm2以下であることを特徴とする冷間鍛造性、被削性および磁気特性に優れた軟磁性鋼材。 - 鋼材の圧延方向断面10000μm2において、長径5μmを超えるMnSが5個以下であり、かつ長径0.5〜5μmのMnSが20〜80個である請求項1に記載の軟磁性鋼材。
- 更に、
Cu:0.02〜0.2%、
Ni:0.02〜0.2%、及び
Cr:0.02〜0.2%
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。 - 前記Mn/SとCが下記式(1)を満たす請求項1〜3のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
Mn/S+56.8C≧5.3 …(1)
[式中、Mn,S,Cはそれぞれの元素の含有量(質量%)を示す] - 前記請求項1〜4のいずれかに記載の鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、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ることを特徴とする磁気特性に優れた軟磁性鋼部品。
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