WO1993008312A1 - Materiau a base d'acier magnetique doux ayant d'excellentes caracteristiques de magnetisabilite au courant continu et de resistances a la corrosion et production de ce materiau - Google Patents
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- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
- C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
Definitions
- the present invention relates to a soft magnetic steel material excellent in DC magnetization characteristics and corrosion resistance and a method of manufacturing the same.Therefore, a soft magnetic steel material excellent in DC magnetization characteristics particularly in coercive force and magnetic flux density and excellent in corrosion resistance is also provided. It is intended to provide a manufacturing method. Background art
- the operating magnetic field is a direct magnetic field, or the time-dependent change in the strength of the operating magnetic field is slower than the commercial frequency even if the operating magnetic field is a direct magnetic field, so-called alternating current
- the iron loss characteristic one of the evaluation items of the characteristics, is not important, but rather is soft to reduce the residual magnetism of the magnetic circuit components and to ensure the linearity of operation. It is desired that the coercive force, which is one of the evaluation items of the DC magnetization characteristics of magnetic steel, be small. In addition, in order to function efficiently as a magnetic circuit component, it is desirable that the component has a high magnetic flux density value.
- Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 3-75314 and Hei 3-2447 are known. In each of these technologies, the DC magnetization characteristics of pure iron-based soft magnetic steel are improved, and the magnetic flux density value is good, reflecting the high saturation magnetization inherent in iron. Some have low magnetic force.
- the magnetic flux density there is a problem that the addition of Cr lowers the magnetic flux density value, as represented by Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-259907.
- the lower limit of the magnetic flux density is set to 1100G.
- Japanese Patent Laid-Open No. 1-283334, etc. are known, but the purpose of these techniques is not to improve corrosion resistance.
- Another object of the present invention is to improve the iron loss characteristics, which are AC characteristics, or to prevent the formation of an internal oxidized layer during annealing.
- the magnetic flux density value is good, but the coercive force is not sufficiently reduced, and there is no technology for ensuring the corrosion resistance of the material itself. Since it is a start, if corrosion resistance is to be ensured, plating, painting, or other surface treatment must be performed, which has the disadvantage of increasing the cost of magnetic circuit components. In the case of the stainless steel material of the above-mentioned conventional technology, in which the corrosion resistance is greatly improved, the disadvantage that a large amount of expensive Cr must be added is small, and the magnetic flux density value is also low. There is a problem that it has to be low. Disclosure of the invention
- the present invention has been made as a result of various studies to solve the problems of the prior art as described above.
- the gist of the present invention is that iron in which the upper limit of the content of impurity elements is specified is iron. By adding 1 or more in a certain amount, the growth of ferrite crystal grains is ensured and excellent coercive force is obtained, and a film layer of aluminum oxide particles is formed on the surface. To obtain corrosion resistance By defining the upper limits for other alloying elements, the high magnetic flux density inherent in iron is not impaired. That is, the configuration of the present invention is as follows.
- the surface is densely covered with aluminum oxide particles having a particle size of 0.01 to 5 ⁇ m, and has a coercive force of 0.40 e or less and a magnetomotive force of 250 ⁇ m or less without distortion.
- the magnetic flux density at e is 15 A soft magnetic steel material having excellent direct current magnetization characteristics and corrosion resistance characterized by exhibiting at least 0.0 G.
- aluminum oxide particles having a particle size of 0.01 to 5 m are formed on the surface at a density of 1 ⁇ 10 12 to 1 ⁇ 10 16 chem.m 2 , and are kept in a state without distortion. It is characterized by a magnetic force of 0.40 e or less and a magnetic flux density force of 500 G or more at a magnetomotive force of 250 e.Excellent flow magnetizing characteristics and excellent corrosion resistance. Soft magnetic steel.
- a particle size on the surface 0.0 1-5 / oxide Al mini ⁇ beam particles im is made form at a density of 1 XI 0 13 ⁇ 1 X 1 0 16 Quai m 2, coercive in the absence of distortion
- a soft magnetic steel excellent in DC magnetization characteristics and corrosion resistance characterized in that a magnetic force is 0.4 Oe or less and a magnetic flux density at a magnetomotive force of 250 e is 1500 G or more.
- the surface is densely covered with aluminum oxide particles having a particle size of 0.01 to 5 im, and the coercive force in a state of no distortion is 0.40 e or less and the magnetomotive force is 250 e.
- a method for producing a soft magnetic steel material having excellent DC magnetization characteristics and corrosion resistance characterized by obtaining a soft magnetic steel material having a magnetic flux density of 1500 G or more. (5) C: 0.005 to 0 * 0% 7 wt%, T.N: 0.005 to 0.010 wt%, Si: 0.005 to 0.
- the oxygen partial pressure is 1 0 _ 6 -1 0 - by the and this heat treatment at a temperature of 8 5 0 to 1 3 0 0 ° C in an atmosphere of 3 atm Li, the average Fe Lai preparative grain size d (mm) in relation to the thickness or diameter t (mm) of the steel material satisfies the following,
- Niu beam particles rm is made form at a density of 1 X 1 0 12 ⁇ 1 X 1 0 16 Quai Z m 2, coercive in the absence of distortion
- a direct current magnetizing method characterized by obtaining a soft magnetic steel material having a magnetic force of 0.4 Oe or less and a magnetic flux density at a magnetomotive force of 250 e exceeding 1500 G. Of soft magnetic steel with excellent heat resistance and corrosion resistance.
- Figure 1 is a graph showing the relationship between steel S ol. A 1 content and the coercive force and the magnetic flux density (B 2 5).
- Figure 2 is a graph showing the relationship between the C content of the steel forest and the coercive force.
- Figure 3 is a graph showing the relationship between the N content of the steel and the coercive force. Detailed description of Kishi
- a 1 is a key additive element of the present invention.
- a 1 has an effect of fixing solid solution N and an effect of agglomerating A 1 N particles.
- a 1 increases the transformation temperature, thereby expanding the relight area.
- So 1 .A 1 to 1 wt% or more
- the steel becomes a ferrite single phase.
- the coercive force was reduced due to coarsening of the crystal grains of the fly.
- A1 when A1 is annealed in an atmosphere in which the oxygen partial pressure is specified, A1 gives a coating of aluminum oxide particles on the steel sheet surface, giving priority to oxides of Fe. Needed to generate layers.
- the lower limit of the amount of Sol.A1 is sufficient to obtain a stable coercive force of 0.40 e, but 0.5 wt% is sufficient, but to obtain corrosion resistance.
- the lower limit value In order to form a coating layer of aluminum oxide particles in an appropriate amount, the lower limit value must be 0.8 wt%, preferably 1.0 wt%.
- the preferable lower limit for obtaining a good coercive force stably by the ferrite single phase is 1.0 wt%. Therefore, the lower limit of the amount of So1.A1 is set to 0.8 wt%, preferably 1.0 wt%.
- the magnetic flux density decreases as shown in Fig. 1.
- the upper limit of the amount of Sol.A1 is set to 3.5 wt%, preferably 2.5 wt%.
- C, N: C and N are impurity elements in the present invention, and in particular, these elements are compared with other impurity elements. Since the effect on the properties of the steel material is remarkable, and the mechanism is also the root of the present invention, the contents of these elements must be strictly defined. In other words, in order to ensure excellent DC magnetization characteristics, C and T.N (total N) must be reduced as much as possible without incurring high costs. In relation to steelmaking technology, the lower limits of the contents of these elements, which do not cause an extremely high cost, are respectively 0.0005 wt%. On the other hand, when the C content exceeds 0.007 wt%, the effect of expanding the ferrite region by the addition of A 1 is extremely reduced, and the coercive force is deteriorated.
- the N content exceeds 0.010 wt%, the amount of AIN particles increases, and the A1N particles hinder the growth of ferrite crystals, so that an improvement in coercive force cannot be expected.
- the C content is set to 0.0005 to 0.7 wt%
- the T.N amount is set to 0.0005 to 0.010 wt%.
- S i has the effect of expanding the ferrite castle like A 1.
- the ferrite area is expanded by adding A 1
- the addition of Si exceeding 0.5 wt% not only increases the cost but also lowers the magnetic flux density value.
- excessively lowering the content of Si is also costly.
- 31 is contained in the range of 0.005 to 0.5 wt% to ensure good magnetic flux density and low cost.
- Mn is an element that degrades the DC magnetization characteristics, and it is desirable to reduce it. Also, the formation of MnS may degrade the corrosion resistance of the steel sheet. For this reason, it is desirable that Mn be reduced together with S. However, in order to prevent hot brittleness, Mn should be reduced to 0.25 wt% within a range not less than 10 times the S content. Add as upper limit. When the S content is less than 0.01 wt%, the lower limit of the Mn content is set to 0.01 wt% in order to avoid a cost increase for reducing Mn.
- P, S, O are impurities in order to secure a fine and excellent DC magnetizing property, and to be a steel material including soundness, reliability, and workability. In order not to impair all the basic properties, it is necessary to reduce the cost so as not to increase the cost. If it is necessary to improve the punchability of steel sheets, P may be positively contained up to 0.2 wt%. Therefore, P: 0.2 wt% or less, S: 0.01 wt% or less, T.O (total O): 0.01 wt% or less.
- the steel of the present invention has a ferrite single phase structure.
- this ferrite monolayer structure it is necessary that the average ferrite grain size d C mm) satisfies the following in relation to the thickness or diameter t (mm) of the steel material. .
- the average ferrite crystal grain diameter d In order to obtain a good coercive force, the average ferrite crystal grain diameter d must be sufficiently large according to the thickness or diameter of the steel material. By satisfying the corresponding lower limit, a good coercive force can be obtained. If the average ferrite crystal grain size does not satisfy the above conditions, the coercive force will exceed 0.40 e.
- the difference in the lower limit of the average ferrite crystal grain size d depending on the thickness or diameter of the steel as described above is because the grain boundary that is an obstacle to obtaining a good coercive force. This is to regulate the effects of That is, if the crystal grain size is the same, the greater the thickness or diameter of the steel material, the more easily the grain boundary is affected.
- the surface of the steel forest is densely covered with aluminum oxide particles having a particle size of 0.01 to 5 / m, preferably, the aluminum oxide is coated on the surface of the steel material. It is necessary that the aluminum particles are formed at a density of 1 ⁇ 10 12 to 1 ⁇ 10 16 Zm 2 .
- the steel forest of the present invention has excellent corrosion resistance because its surface is densely covered with aluminum oxide particles having a particle size of 0.01 to 5 im. formation density good corrosion resistance are obtained when the 1 X 1 0 12 ⁇ 1 X 1 0 16 Quai Z m 2. In order to obtain particularly excellent corrosion resistance, it is necessary that the formation density of the aluminum oxide particles is 1 ⁇ 10 13 to 1 ⁇ 10 16 Zm 2 .
- the steel material of the above-mentioned composition of ingredients including a pressurized E of steel
- the oxygen partial pressure is 1 0 6 -1 0 one 2 atm
- the this to heat treatment at a temperature of ⁇ 1 0 in an atmosphere of 3 atm 8 5 0 ⁇ 1 3 0 0 ° C Ru is re produced. That is, by performing the final annealing in such an atmosphere in which the oxygen partial pressure is regulated, the average ferrite crystal grain size can satisfy the above-mentioned conditions, and the excellent direct current can be achieved.
- a coating layer of aluminum oxide particles effective for corrosion resistance is densely formed on the surface of the steel material, which is provided with magnetization characteristics.
- the coating layer is removed. It is easy to separate and does not have sufficient corrosion resistance. In addition, the cost of the coating operation cannot be ignored with this method.
- the above-described coating layer of aluminum oxide particles can be formed in the annealing performed to secure the soft magnetism, and the problem of high cost can be solved. Does not occur.
- the aluminum oxide particles generated in the present invention are applied to steel materials.
- the solid solution A 1 diffuses in the steel during the heat treatment, and a part of the solid solution is generated by an oxidation reaction on the steel surface, so that the adhesion to the steel is extremely high.
- the aluminum oxide particles are densely distributed, they exhibit good corrosion resistance.
- the oxygen partial pressure of the atmosphere during the heat treatment is less than 10 to 6 atm, the amount of oxygen for oxidizing A 1 is not enough, so that the aluminum oxide particles can be formed sufficiently densely. No, corrosion resistance is not sufficient.
- the oxygen partial pressure is greater than 1 0 _3 atmosphere, iron oxide particles Many alone generated prior to generation of an oxidized Aluminum Niumu particles especially above 1 0 _ 2 atm, oxidizable film is peeled off Disturbing the corrosion resistance.
- the oxygen partial pressure can be controlled by mixing oxygen into an inert gas such as pure Ar, and as a particularly simple method, wet hydrogen with a dew point adjusted to about -50 ° C or more.
- an inert gas such as pure Ar
- wet hydrogen with a dew point adjusted to about -50 ° C or more.
- the use of a gas or a pressure of 10 3 torr to 1 torr in a vacuum atmosphere can be easily performed.
- the above heat treatment temperature is to ensure DC magnetization characteristics and From both viewpoints of the formation of a film layer of a rubber particle, the temperature must be set to 85 ° C. or higher.
- a heat treatment temperature of 900 ° C or more is preferable in order to stably secure good corrosion resistance and coercive force.
- the soaking time if the heat treatment temperature is 900 ° C. or higher, the effect intended by the present invention can be obtained by maintaining the temperature for at least 10 minutes.
- the heat treatment temperature is 850 ° C or more and less than 900 ° C, it is desirable to maintain the temperature for about 30 minutes or more.
- Heat treatment at a temperature of 130 ° C. or more is not preferable because it causes deformation of the material (steel material or a processed product of the steel material) and high cost due to high-temperature heat treatment.
- the steel material to be subjected to the final heat treatment described above may be either a hot-rolled material or a cold-rolled material (or a work product thereof).
- a soft magnetic steel material having excellent DC magnetization characteristics and corrosion resistance can be provided at low cost.
- Tables 1 to 3 show the chemical components of the steel sheets used in the present invention and comparative examples.
- a salt spray test was performed for 2 hours, and the corrosion resistance was evaluated based on whether the area ratio of (2) generated on the surface was less than 10%.
- Tables 4 to 8 show the measured average ferrite crystal grain size, aluminum oxide particle formation density, and surface coverage, and Table 9 shows the DC magnetization characteristics and corrosion resistance test results. Table 13 shows them.
- Nd 1 to ⁇ (9, ⁇ 66, ⁇ 67 are set within the range specified in the present invention, and the change in DC magnetization characteristics and corrosion resistance is mainly achieved by changing the Sol.A 1 content.
- Fig. 1 shows the relationship between Sol.A1 content and DC magnetization characteristics from the results of ⁇ 1 to ⁇ 9 and ⁇ 22 (comparative example). According to this, coercive force: 0.40 e or less can be obtained when the content of Sol.A1 is approximately 0.5 wt% or more, but Sol.A1 can be obtained.
- content 3. 5 wt% Yo Li Many comprising the B 25 value is 1 5 0 0 0 less than G. on the other hand, from the viewpoint of corrosion resistance, 0.
- NOL 2 and ⁇ 67 have an average ferrite crystal grain size of 3 ⁇ m, but the Sol.A1 content is less than 1.0 wt% .In these steels, the ferrite phase is not completely stabilized and Many sub-grains having a grain size of about 0.3 mm are generated due to the annealing, and thus the coercive force is slightly inferior to other examples of the present invention such as ⁇ 3.
- ⁇ 66 was obtained by annealing the same steel as Ni 67 at 100 ° C. which does not exceed the transformation temperature, and a good coercive force was obtained.
- ⁇ 10, ⁇ 18, and 919 are examples of the present invention in which the S o 1.A 1 content was about 1 wt% and the S i content was varied.
- the S o 1.A 1 content was about 1 wt% and the S i content was varied.
- ⁇ 11 to NOL 13 are examples of the present invention and comparative examples in which the C content was changed based on ⁇ 4.
- ⁇ 14 to ⁇ 17 are Examples of the present invention and Comparative Examples in which the ⁇ content was changed based on ⁇ 4.
- ⁇ 13 and ⁇ 17 have good corrosion resistance, but deterioration of the coercive force is observed.
- ⁇ 20 is an example of the present invention in which the content is 0.16 vrt%.
- ⁇ 35 to ⁇ 37 are examples of the present invention in which it was confirmed that the corrosion resistance and the DC magnetization characteristics did not deteriorate even when the ⁇ content was increased to 0.2 wt%.
- ⁇ ⁇ 21 and No. 22 are examples in which the combined addition of A 1 and Si was studied.
- Nc 21 is within the range of the present invention, and a B25 value of 1500 G or more is secured.
- pairs to, ⁇ 2 2 In B 25 value Ru invention outside the scope is Ru der less than 1 5 0 0 0 G. However, both have a sufficient amount of A 1 added and are annealed under appropriate conditions, so that the corrosion resistance is good.
- No. 23 shows the results of an examination of industrial pure iron, which has been widely used as a soft magnetic material for DC magnetic fields.
- the ratio Comparative Examples of this are, B 25 value rather to invention sample equivalent young but Ru Der more, the coercive force, corrosion resistance is inferior compared to the inventive examples.
- ⁇ 24 to 1 ⁇ 28 are examples in which the annealing temperature was studied using a steel sheet with a steel number of 0 and a thickness of 2 mm. Since Nc24 has an annealing temperature of 800 C, the coercive force is insufficient, and the oxygen partial pressure of the annealing atmosphere is set to a lower value (1 to 3) within the specified range of the present invention. Because a X 1 0- 6 atm), can not generate sufficient oxide Aluminum two ⁇ beam particle film, therefore the corrosion resistance is also inadequate. On the other hand, in the present invention examples of No. 25 to NOL 28, the same steel sheet and the same annealing atmosphere as No. 24 were used. It has good coercive force and corrosion resistance because the firing temperature is over 850C.
- ⁇ 38 to ⁇ 47 are examples in which the corrosion resistance was evaluated by changing the oxygen partial pressure of the annealing atmosphere.
- the oxygen partial pressure is 8 X 1 0 - to the annealing atmosphere of 7 atm
- Ino aluminum oxide two ⁇ beam particles coating difficulty generates required to obtain a sufficient corrosion resistance
- the oxygen partial pressure in an atmosphere higher than 5.times.10.sup.- 6 atm, an aluminum oxide particle film necessary for obtaining good corrosion resistance is formed.
- ⁇ 29 to ⁇ 34, ⁇ 52 to ⁇ 54, ⁇ 64, and ⁇ 65 have a copper thickness of 1 mm, 0.5 mm, 0.35 mm , 0.2 na ni steel sheets were prepared, and these steel sheets were annealed in various annealing atmospheres in a temperature range specified by the present invention and comparative examples.
- N has a low distribution density of the aluminum oxide particle film because the oxygen partial pressure of the annealing atmosphere is out of the specified range of the present invention, and therefore has poor corrosion resistance. .
- ⁇ 55 to ⁇ 57 are for steel H
- ⁇ 58 and ⁇ 59 are for steel C
- 60 and No. 61 are for steel A
- ⁇ 62 and ⁇ & 3 are for steel ⁇ 0.5 mm or 0.7 mm thick steel sheets were prepared, and these steel sheets were subjected to annealing at various oxygen partial pressures in the temperature range specified by the present invention. This is an example of annealing.
- ⁇ 54 sufficient corrosion resistance was not obtained for the same reason as ⁇ 54.
- Not 60 to Nc 63 have the oxygen partial pressure of the annealing atmosphere within the specified range of the present invention, but the So1.A1 content of the steel is less than the lower limit of the present invention.
- a sufficient aluminum oxide particle film was not formed, and the corrosion resistance was inferior to those of the present invention.
- ⁇ 48 to ⁇ 51 are high Cr stainless steel soft magnetic steel sheets (comparative examples), one of the conventional technologies.
- 9 wt% or more although preferred and rather the increase of 1 2 wt% or more C r added pressure Nyo Li corrosion resistance is observed, ⁇ 4 9 ⁇ Nt 5 1 coercivity or B 25 At least one of the values is insufficient.
- these comparative examples involve a large amount of expensive Cr, so that the production cost is higher than that of the present invention.
- No. 1 to ⁇ 28, 35 to ⁇ 37, and ⁇ 66 are examples of hot-rolled steels, and Nd 1, ⁇ 13, Nc 17, and 3 23 Since it is out of the range of the dangling components specified by the invention, the average crystal grain size of 0.5 mm defined by the present invention is specified despite the fact that annealing is performed under appropriate conditions. As a result, the holding power of the present invention of 0.4 Oe or less has not been obtained.
- ⁇ 24 has an annealing temperature of 800 ° C., which is lower than the lower limit of the temperature specified by the present invention, so that the average ferrite crystal grain size does not exceed 0.5 mm. , For this reason, a holding force of 0.40 e or less is obtained, which is low.
- the average ferrite grain size was 0.5 nm or more as defined by the present invention.
- the comparative examples of ⁇ 60 to ⁇ 63 are as follows. However, since it is out of the range of the chemical components specified by the present invention, the average fly crystal grain size is the size specified by the present invention (that is, even though the annealing is performed under appropriate conditions). , Steel material with a thickness of 0.2 mm or more and less than 0.5 mm: Steel material with a thickness of 0.2 mm or more, thickness of 0.5 mm or more, and less than 1-3 mm: Sheet thickness (mm) X 0- 4 or more), the desired holding power of 0.4 Oe or less was not obtained.
- the oxygen partial pressure of the annealing atmosphere is 10 -6 atm or more ⁇ Ife 36, ⁇ 40, ⁇ 41, etc., the distribution density of aluminum oxide particles Because degree is Ru der 1 0 12 Quai Z in 2 or more, which shows good corrosion resistance. Also, the oxygen partial pressure in the annealing atmosphere is 1 0 5 care is on the pressure or ⁇ ⁇ 3, ⁇ 5 ⁇ ⁇ 7, ⁇ 1 4 ⁇ ⁇ 1 6, No.
- Annealing atmosphere a "'Ar + O.Bppm 0 2 b ⁇ A r + 5.2 ppm O 2 c... A r + 10. Bppm, 0 2 d... A r + 3D.2 ppm 0 2 e... A r + 99. Ippm 0 2 f -10- 3 torr Vacuum g... Hydrogen (dew point: — 2D ° C or more) h “Hydrogen (dew point: more than 4D ° C) i —Ar + lQDDpptn 0 2 j '” 1D— 5 tnrr Vacuum k ⁇ ⁇ hydrogen (dew point: one B5 ° C or more)
- the soft magnetic steel material of the present invention can be applied to parts constituting a magnetic circuit.
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Description
糸田 β 直流磁化特性と 耐食性に優れた 軟磁性鋼材およびそ の製造方法 技術分野
本発明は、 直流磁化特性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材 およびその製造方法に関する も ので、 直流磁化特性に関 して特に保磁力 と磁束密度に優れ、 しかも耐食性に も優 れた軟磁性鋼材およびその製造方法を提供 しよ う とする ものであ る。 背景技術
磁気回路を構成する軟磁性鋼材は、 その動作磁界が直 流磁界の場合、 或いは交流磁界であっ て も動作磁場の強 さ の時間的変化が商用周波数よ リ 遅い場合には、 いわゆ る交流特性の評価項 目 の一つであ る鉄損特性は重要では な く 、 む し ろ磁気回路部品の残留磁気を小 さ ぐする こ と や動作の線型性を確保する等のために、 軟磁性鋼材の直 流磁化特性の評価項 目 の一つである保磁力が小 さ い こ と が望まれる。 ま た、 磁気回路部品 と して効率よ く 機能す る ためには、 高い磁束密度値を有する こ と が望まれる。
これちの課題を解決する ための技術と して、 特開平 3 一 7 5 3 1 4号、 特開平 3 — 2 0 4 4 7号等が公知 と な つている。 これらの技術ではいずれも純鉄系軟磁性鋼材 の直流磁化特性向上が図 られてお リ 、 鉄が本来持ってい る高い飽和磁化を反映して磁束密度値は良好でぁ リ 、 ま た、 保磁力の低いものも ある。
しかし、 これら の技術にはいずれも耐食性確保につい ての方策は開示されていない。 このため、 耐食性を必要 とする用途へこれら の技術によ る磁気回路用部品を適用 する場合には、 鍍金や塗装等の表面処理が不可欠である と考え られる。 一方、 耐食性を確保するために、 鋼中に 多量の C r を含有させる こ と によ リ ステンレ ス鋼と 同程 度の耐食性を付与させた技術と して、 特開平 3 — 1 5 0 3 1 3 号、 特開平 2 — 2 5 9 0 4 7 号等が公知と なって いる。 これらの技術は耐食性を付与する ため 5〜 8 w t %以上の高価な C r を添加 しなければな らないが、 特開 平 3 — 1 5 0 3 1 3 号の実施例では優れた保磁力が得ら れる こ と が示されている。 しカゝ し、 磁束密度に関 しては 特開平 2 — 2 5 9 0 4 7 号に代表される よ う に、 C r 添 加によって磁束密度値が低下して しま う とい う 問題があ リ 、 上記提案では磁束密度値の下限値を 1 1 0 0 0 G と している。
なお、 鋼材表面に酸化皮膜を形成させる技術と して特 開平 1 — 2 8 3 3 4 3 号等が公知である が、 これ ら の技 術の 目 的は耐食性を向上 させる こ と ではな く 、 交流特性 である鉄損特性を向上 させた リ 、 或いは焼鈍時に内部酸 ィ匕層を生成 しなレヽよ う にする こ と にある。
上述 した よ う に、 従来技術の う ち鉄系素材では、 磁束 密度値は良好である が保磁力の低減が十分でな く 、 しか も素材そ の も の の耐食性確保のための技術が未着手であ るため、 耐食性を確保する場合には鍍金、 塗装等の表面 処理を施さ ねばな らず、 磁気回路部品の コ ス ト 高を招 く と い う 不利があ る。 ま た、 上記従来技術の う ち耐食性を 大幅に改善 したス テ ン レ ス系素材では、 高価な C r を多 量に添加 しなければな ら ない不利がぁ リ 、 しかも磁束密 度値が低く な ら ざる を得ない と い う 問題がある。 発明の開示
本発明は上記の よ う な従来技術の問題を解決する ため、 種々 の検討を重ねた結果な さ れた も の で、 その骨子は、 不純物元素の含有量の上限が規定された鉄に A 1 を一定 量以上添加する こ と に よ リ 、 フ ェ ライ ト結晶粒の成長を 確保 して優れた保磁力 を得る と と も に、 表面に酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子の皮膜層 を生成 させて耐食性を得る も ので
ぁ リ 、 また、 他の合金元素についても、 それら の上限を 規定する こ と によ リ 鉄本来の高磁束密度を損なわないよ う に したものである。 すなわち、 本発明の構成は以下の 通 リ である。
( 1 ) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 5 w t % . M n : θ'. 0 1 — 0 . 2 5 w t % , P : 0 . 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 ~ 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e およぴ不可避不純物から なる組成を有 し、 厚さまたは径が 0 . 2 mni以上の鋼材であって、 平均フェ ライ ト結晶粒径 d (mm) が鋼材の厚さまた は径 t ( m m ) と の M係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼林 :
d ≥ ひ . 2
t が 0 . 5 m ni以上、 1 . 3 mm未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m ra以上の鋼材 :
d ≥ 0 , 5
且つ表面が粒径 0 . 0 1 〜 5 μ mの酸ィ匕アル ミ ニ ウ ム 粒子で緻密に覆われ、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5
0 0 0 G以上を示すこ と を特徴 と する直流磁化特性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材。
(2) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 , 0 0 5 ~ 0 5 w t %、 M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 〜 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e および不可避不純物か ら な る組成を有 し、 厚 さ ま たは径が 0 . 2 m m以上の鋼材であっ て、 平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ また は径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 〜 5 mの酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子が 1 X 1 0 12 ~ 1 X 1 0 16ケノ m 2の密度で形 成 され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e におけ る磁束密度力 5 0 0 0 G以上 を示すこ と を特徴と する直.流磁化特性 と 耐食性に優れ
た軟磁性鋼材。
(3) C : 0 . 0 0 G 5〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . Ν : 0 0 0 0 5〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 5 w t %、 M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t % ¾下、 S : 0 . 0 1 w t 。 以下、 S o l . A 1 : 1 . 0 ~ 2 . 5 w t % . T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e および不可避不純物からなる組成を有 し、 厚さまたは径が 0 . 2 m m以上の鋼材であって、 平均フェライ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚さ また は径 t ( m m ) と の関係で下記を満足し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m ni未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 〜 5 /i mの酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子が 1 X I 0 13〜 1 X 1 0 16ケ m 2の密度で形 成され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 O e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上 を示すこ と を特徴とする直流磁化特性と耐食性に優れ た軟磁性鋼材。
(4) C : 0 . 0 0 0 5 ~ 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 0 0 ひ 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 5 w t % , M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 〜 3 . 5 w t %、 T . 0 : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e お よ び不可避不純物から なる組成を有 し、 厚 さ または径が 0 . 2 m m以上の鋼材を、 最終的 に、 酸素分圧が 1 0 _6〜 1 0 _2気圧の雰囲気中で 8 5 0 ~ 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と に よ リ 、 平均 フ ェ ライ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ ま たは径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t 力 S O . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 , 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面が粒径 0 . 0 1 〜 5 i mの酸化ア ル ミ ニゥ ム粒子で緻密に覆われ、 歪のない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e におけ る磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上の軟磁性鋼材を得る こ と を特徴と する直 流磁化特性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。
(5) C : 0 . 0 0 0 5〜 0 * 0 ひ 7 w t %、 T . N : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 . 5 w t % . M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 . 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t % _!¾下、 S o l . A 1 : 0 - 8 〜 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下を含有 し、 残部 F e および不可避不純物か らなる 組成を有し、 厚さまたは径が 0 . 2 m m以上の鋼材を、 最終的に、 酸素分圧が 1 0 _6〜 1 0 - 3気圧の雰囲気中 で 8 5 0〜 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と によ リ 、 平均フェ ライ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚さまた は径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m nL以上、 0 . 5 m ni未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径ひ . 0 1 〜 5 /r mの酸化アルミ ニゥ ム粒子が 1 X 1 0 12 ~ 1 X 1 0 16ケ Z m2の密度で形 成され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 O e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上 を示す軟磁性鋼材を得る こ と を特徵とする直流磁化特
性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。
(6 ) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 丁 . N : 0 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 - 0 5 w t % , M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t Q/0以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 1 . 0 〜 2 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e および不可避不純物か ら なる組成を有 し、 厚 さ または径が 0 . 2 m m以上の鋼材を、 最終的 に、 酸素分圧が 1 0 _ 5〜 1 0 — 3気圧の雰囲気中で 8 5 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と によ リ 、 平均 フ ェ ラ イ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ ま たは径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 〜 5 iu mの酸化ァ ノレ ミ ニ ゥ ム粒子が 1 X 1 0 1 3〜 1 X 1 0 1 6ケ Z m 2の密度で形 成 され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e におけ る磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上
を示す軟磁性鋼材を得る こ と を特徴とする直流磁化特 性と耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。 図面の箇単な説明
図 1 は鋼材の S o l . A 1 含有量と保磁力および磁束 密度 ( B 2 5 ) と の関係を示すグラ フ である。
図 2 は鋼林の C含有量と保磁力 と の関係を示すグラ フ である。
図 3 は鎩材の N含有量と保磁力 と の関係を示すグラ フ である。 癸明の詳細な説明
以下、 本発明の詳細をその限定理由 と と も に説明する。 まず、 本発明の成分組成の限定理由 は以下の通 リ であ る。
A 1 : A 1 は本発明の枢要な添加元素である。 A 1 は固溶 Nの固定効果、 A 1 N粒子の凝集化効果を有する。 また、 A 1 は変態温度を上昇させる こ〜と によ リ フ エ ライ ト域を拡大させる。 不純物元素の含有量にょ リ若干の変 動はあるが、 特に 1 w t %以上の S o 1 . A 1 量とする こ と によ リ 本癸明鋼はフェ ライ ト単相 と なる。 この結果、 フ ライ ト結晶粒の粗大化によ る保磁力の低減を達成さ
せる。 さ ら に、 A 1 は、 鋼板を酸素分圧が規定さ れた雰 囲気中で焼鈍 した際に、 鋼板表面に F e の酸化物よ リ も 優先 して酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子の皮膜層を生成 させる た めに必要である。 以上の理由から、 A 1 を所定量添加す る こ と が必要であ る。 S o l . A 1 量の下限値は、 図 1 に示すよ う に保磁力 0 . 4 0 e を安定 して得る ためには 0 . 5 w t %で十分である が、 耐食性を得る ために十分 な量の酸化アル ミ 二 ゥ ム粒子の皮膜層を生成 させる ため には、 その下限値は 0 . 8 w t %、 好ま し く は 1 . 0 w t % と する必要があ る。 さ ら に、 フ ェ ライ ト 単相化によ リ 安定 して良好な保磁力 を得る た め の好ま しい下限値も 1 . 0 w t %であ る。 このため S o 1 . A 1 量の下限値 は 0 . 8 w t %、 好ま し く は 1 . 0 w t % と する。
一方、 S o l . A 1 量は酸化アル ミ ニ ウ ム粒子の皮膜 層を十分に生成 させる と い う 観点から は多いほ ど望ま し いが、 過度の添加は製造性の悪化 (鋼の溶製、 圧延工程 での弊害) 等に伴 う コ ス ト 高を招 く と と も に、 図 1 に示 すよ う に磁束密度値の低下を招 く 。 こ の た め S o l . A 1 量の上限値は 3 . 5 w t %、 好ま し く は 2 . 5 w t % とする。
C 、 N : C およ び Nは本発明においては不純物元素 であ リ 、 特に これ ら の元素は他の不純物元素 と 比較 して
鋼材の特性に与える影響が著しく 、 そのメ カニズムも本 発明の幹根に闋ゎる ので、 これら元素の含有量は厳密に 規定する必要がある。 すなわち、 優れた直流磁化特性を 確保する ために、 コス ト高を招かない範囲で C と T . N ( トータル N ) は可能な限 リ 低滅する必要がある。 製鋼 技術と の関係で、 極端なコス ト高を招かないこれら元素 の含有量の下限値は、 それぞれ 0 . 0 0 0 5 w t %であ る。 一方、 C含有量が 0 . 0 0 7 w t %を超える と 、 A 1 添加によ る フェ ライ ト域拡大効果が極端に低下 し、 保 磁力が劣化する。 また、 N含有量が 0 . 0 1 0 w t %を 超える と A I N粒子が多く な リ 、 A 1 N粒子がフ ェ ライ ト結晶の成長を妨げるため保磁力の向上が期待でき ない。 以上の理由力 ら、 C量は 0 . 0 0 0 5 〜 0 . ひ 0 7 w t %、 T . N量は 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t % とする。 これらの C量、 T . N量の保磁力に及ぼす影響を、 図 2'、 図 3 にそれぞれ示す。
S i : S i は A 1 と 同様にフェ ライ ト城を拡大する 作用を有する。 しカゝ し、 本発明ではフェ ライ ト域の拡大 は A 1 添加に よ リ 行 う ため、 S i を敢えて添加する必要 はない。 また、 0 . 5 w t %を超える S i の添加は、 コ ス ト高を招く ばか リ でなく 、 磁束密度値の低下を招 く 。 一方、 S i の含有量を過度に低下させる こ と もまたコス
ト 高を招 く 。 こ の た め本発明では、 3 1 を 0 . 0 0 5 〜 0 . 5 w t %の範囲で含有させ、 良好な磁束密度の確保 と 低コ ス ト性の確保 と を図る。
n : M n は、 直流磁化特性を劣化させる元素であ る ため、 低減する こ と が望ま しい。 また、 M n S が生成 する と 鋼板の耐食性を劣化 させる恐れがある。 こ のため、 M n は S と と も に低減する こ と が望ま しいが、 熱間脆性 を防止する ために S 含有量の 1 0 倍を下回 ら ない範囲で 0 . 2 5 w t %を上限 と して添加する。 なお、 S 含有量 が 0 . 0 0 1 w t %未満の場合は、 M n 低減のための コ ス ト 高を避ける ために M n 量の下限値を 0 . 0 1 w t % と する。
P 、 S 、 O : P 、 S 、 O は本発明においては不純物 元素でぁ リ 、 優れた直流磁化特性を確保する ために、 ま た、 健全性、 信頼性、 加工性を含めた鋼材 と しての基本 的性質を損なわないために、 コ ス ト 高を招かない程度に 低減する必要がある。 なお、 P については鋼板の打抜き 性を向上 させる必要がある場合は、 0 . 2 w t %を上限 と して積極的に含有 させて も よ い。 したがっ て、 P : 0 . 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 T . O ( ト ー タル O ) : 0 . 0 1 w t %以下 と 規定する。
なお、 本発明では、 T i 、 B 等の窒化物生成元素を 0 .
0 0 1 〜 0 . 0 2 w t %程度含有させる こ と によ リ 、 N の上限値を上述した値よ リ も高い値とする こ と ができ る また、 本発明鋼板を製造する際の熱処理雰囲気を、 水素 を含有させる こ と等によ っ て脱炭性雰囲気 とする こ と に ょ リ 、 溶製段階での C含有量の上限を上述した 0 . 0 0 7 w t %よ リ も高い値とする こ と も可能である。
次に、 成分以外の本 ¾明鋼材の構成について、 それら の限定理由を説明する。
本発明の鋼材は、 厚さまたは径が ひ . 2 m m以上であ る こ と を要件とする。 下記する よ う に、 本発明では平均 フェ ライ ト粒径が 0 . 2 m iii以上である こ と を要件 と し てお リ 、 板厚が 0 . 2 πι πι未満では平均フ ェ ラ イ ト粒径 を 0 . 2 m m以上とする こ と が困難と なる。
銅の組織構造に関 しては、 本発明鋼はフェ ライ ト単相 組織である。 そ して、 こ のフェ ライ ト単層組織において、 平均フェライ ト結晶粒径 d C m m ) が鋼材の厚さまたは 径 t (m m) と の関係で下記を満足する こ と が必要であ る。
t が 0 . 2 m iii以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 mm以上、 1 . 3 mm未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 3 m m以上の鋼材 :
0 . 5
良好な保磁力 を得る ためには、 平均フ ェ ラ イ ト結晶粒 径 d が鋼材の厚 さ ま たは径に応 じて十分な大き さ有する 必要がぁ リ 、 厚 さ ま たは径に応 じた上記の下限値を満足 する こ と に よ リ 良好な保磁力が得られる。 平均フ ェ ライ ト結晶粒径が上記の条件を満足 しない場合には、 保磁力 が 0 . 4 0 e を超えて しま う 。 こ のよ う に鋼材の厚さ ま たは径によ っ て、 平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径 d の下限値が 異な る のは、 良好な保磁力を得る上で障害 と なる粒界の 影響を規制する ためであ る。 すなわち、 結晶粒径が同 じ であれば鋼材の厚 さ或いは径が大き いほ ど粒界の影響を 受け易 く 、 したがっ て、 鋼材の厚 さ或いは径が小 さ い場 合には平均フ ェ ラ イ ト粒径は比較的小 さ く て も 良いが、 鋼材の厚 さ或いは径が大き く な る ほ ど粒界の影響を減ず る ために平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径を大き く する必要があ る。 鋼材の厚 さ ま たは径が 0 . 5 m m未満 (但 し、 0 . 2 m m以上) の鋼材では、 平均フ ェ ライ ト結晶粒径が 0 . 2 m m以上であれば良好な保磁力が得 られる。 これに対 し、 粒界の影響が大き い 1 . 3 m m以上の厚さ ま たは径 の鋼材では、 平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径を 0 . 5 m m以上 と し、 粒界の影響を減ずる必要がある。 ま た、 これよ リ
も厚さ または径が小さレ、 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未 満の鋼材では、 その厚さまたは径の 0 . 4倍以上の平均 フ ェ ライ ト粒径であれば良好な保磁力が得られる。
なお、 平均フ ェ ライ ト結晶粒径を 0 . 2 ηι πι以上 とす る には、 粒径 0 . 3 m m以上のフェ ライ ト結晶粒が 1 0 %以上含まれる こ と が必要である。
さ ら に、 本発明では鋼林表面が粒径 0 . 0 1 〜 5 / m の酸化アルミ ニ ウム粒子で緻密に覆われている こ と、 好 ま し く は、 鋼材表面に前記酸化アルミ ニ ウム粒子が 1 X 1 0 12〜 1 X 1 0 16ケ Zm2の密度で形成されている こ と が必要である。
本発明の鋼林は、 その表面が粒径 0 . 0 1 〜 5 i mの 酸化アルミ ニ ウム粒子で緻密に覆われる こ と によ リ 優れ た耐食性が得られ、 特に、 酸化アルミ ニ ウム粒子の形成 密度が 1 X 1 0 12 ~ 1 X 1 0 16ケ Z m 2の場合に良好な 耐食性が得られる。 また、 特に優れた耐食性を得るため には、 酸化アルミ ニウム粒子の形成密度が 1 X 1 0 13〜 1 X 1 0 16ケ Zm2である こ と が必要である。
なお、 前記酸化アルミ ニ ウム粒子は F e を含有する場 合があ リ 、 本発明が規定する酸化アルミ ニ ゥム粒子には、 このよ う な F e を含有する酸化アルミ ニ ウム粒子も含む。 また、 本発明が対象とする鋼材と は、 鋼板 (厚板、 薄
板) 、 棒鋼、 形鋼、 線材等のあ ら ゆる鋼材おょぴそれ ら の加工物を含む。
次に、 本発明鋼材の製造方法の限定理由 について説明 する。
本発明の鋼材は、 上述 した成分組成の鋼材 (鋼材の加 ェ物を含む) を、 最終的に、 酸素分圧が 1 0— 6 ~ 1 0一2 気圧、 好ま し く は 1 0— 6 ~ 1 0— 3気圧の雰囲気中で 8 5 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と によ リ 製造され る。 すなわち、 こ の よ う な酸素分圧が規制 された雰囲気 中で最終的な焼鈍を行 う こ と に よ リ 、 平均フ ェ ライ ト結 晶粒径が上述 した条件を満足 して優れた直流磁化特性が 付与 され、 しかも鋼材表面に上述 した よ う な耐食性に有 効な酸化アル ミ 二 ゥ ム粒子の皮膜層が緻密に生成する。
なお、 粒径が調整 された酸化アル ミ ニ ウ ム粒子を鋼材 表面に単に塗布する こ と で、 鋼材面に酸化アル ミ ニ ウ ム 粒子の皮膜層 を形成 させる方法では、 その皮膜層は脱離 し易 く 、 ま た、 耐食性も十分な も の ではない。 また、 こ の方法では塗布作業に伴 う コ ス ト 高 も無視でき ない。 こ れに対 して本発明では、 軟磁性確保のために行 う 焼鈍に おいて上述 した酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子の皮膜層を生成 さ せる こ と ができ 、 コ ス ト高の問題を生 じない。 また、 本 発明 において生成 した酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子は、 鋼材に
固溶している A 1 が熱処理中に鋼材内で拡散し、 その一 部が鋼材表面で酸化反応する こ と によ リ 生成した もので あるため、 鋼材と の密着性が極めて高い。 さ ら に、 酸化 アルミ ニゥム粒子が緻密に分布しているため、 良好な耐 食性を発揮する。
こ こ で、 上記熱処理時の雰囲気の酸素分圧が 1 0 — 6気 圧未満では、 A 1 が酸化する ための酸素量が十分でない ため、 酸化アルミ ニウム粒子を十分緻密に生成させる こ と ができず、 耐食性が十分ではない。 一方、 酸素分圧が 1 0 _3気圧を超え、 特に 1 0 _2気圧を超える と酸化アル ミ ニゥム粒子の生成に先立っ て鉄酸化物粒子が多 く 単独 生成するため、 酸化皮膜が剥離し易 く な リ 、 耐食性確保 に支障をきたす。
また、 特に、 1 X 1 0 13〜 1 X 1 0 16ケ Zm2の密度 の酸化アルミ ニウム粒子で覆われた鋼材を得る ためには、 酸素分圧を 1 0 _5~ 1 0 -3気圧とする こ と が好ま しい。
酸素分圧の制御は、 具体的には純 A r 等の不活性ガス に酸素を混入させる こ と 、 特に簡便な方法と して、 露点 がー 5 0 °C程度以上に調整された湿潤水素ガス を用いる こ と、 または真空雰囲気で圧力を 1 0 _ 3 t o r r ~ 1 t o r r にする こ と 、 等にょ リ 容易に実施可能である。
上記熱処理温度は直流磁化特性の確保と酸化アルミ 二
ゥム粒子皮膜層の生成 と い う 両観点か ら 、 8 5 0 °C以上 と する必要があ る。 特に、 良好な耐食性 と 保磁力 を安.定 的に確保する ためには、 9 0 0 °C以上の熱処理温度が好 ま しい。 均熱保持時間については、 熱処理温度が 9 0 0 °C以上であれば、 その温度に少な く と も 1 0 分間保持す る こ と で本発明の意図する効果が得 られる。 また、 熱処 理温度が 8 5 0 °C以上、 9 0 0 °C未満の場合には、 その 温度に 3 0 分程度以上保持する こ と が望ま しい。 なお、 1 3 0 0 °C以上での熱処理は、 材料 (鋼材またはこ の鋼 材の加工物) の変形や高温熱処理に伴 う コ ス ト 高を招 く ため好ま し く ない。
なお、 本発明において、 上述 した最終的な熱処理に供 される鋼材は、 熱間圧延材、 冷間圧延材 (ま たは、 これ らの加工物) のいずれでも よ い。
こ の発明に よれば、 優れた直流磁化特性と 耐食性 と を 有する軟磁性鋼材を安価に提供する こ と ができ る。
実施例
表 1 〜表 3 に本発明例および比較例に用いた鋼板の化 学成分を示す。
表 1 〜表 3 に示した成分組成の鋼を溶製し、 これら を 鍩造して鋼塊 と した後、 熱間圧延によ リ 板厚 5 m mまた は 2 m raの鋼板を製造した。 また、 板厚 2 ni m未満の銅 板は、 板厚 2 m m以上の上記熱間圧延鋼板を冷間圧延す る こ と によ リ 製造した。 これらの鋼板から機械加工また は打抜き加工によ リ外径 4 5 m m , 内径 3 3 m m の リ ン グ形状の試験片を採取 し、 これら試験片を表 4 〜表 8 に 記載した条件で熱処理 (焼鈍) した後、 各試験片の平均 フェライ ト結晶粒径、 酸化アルミ ニ ウム粒子の皮膜形態、 直流磁化特性を測定した。
また、 各鋼板の耐食性を調べる ため、 熱間圧延鋼板の 場合は機械加工によ リ 表面を研削 した後、 また冷間圧延 銅板の場合はそのまま、 いずれも 7 0 m m X 1 5 0 m m に切断し、 これらの試験片を上記と 同様の条件で焼鈍 し た後、 下記の 3 種類の耐食性試験を実施した。
① 2 時間の塩水噴霧試験を実施し、 表面に発生した 鑌の面積率が 1 0 %未満か否かによ リ 耐食性を評価 した。
② 3 2 時間の塩水嘖霧試験を実施 し、 表面に発生し
た鲭の面積率を調べた。
③ 6 0 °C X 9 0 %, 5 0 0 時間の湿潤試験を実施 し、 表面に発生 した鲭の面積率を調べた。
測定された平均フ ェ ラ イ ト 結晶粒径 と 酸化ア ル ミ ニ ゥ ム粒子の形成密度および表面被覆率を表 4 〜表 8 に、 ま た、 直流磁化特性 と 耐食性試験結果を表 9 〜表 1 3 にそ れぞれ示す。
Nd 1 〜 Ν( 9 、 Να 6 6 、 Να 6 7 は焼鈍条件を本発明で規 定する範囲内 と し、 主に S o l . A 1 含有量を変化 させ て直流磁化特性 と 耐食性の変化を検討した本発明例 と 比 較例であ る。 図 1 は、 Να 1 〜 Να 9 と Να 2 2 (比較例) の 結果か ら、 S o l . A 1 含有量 と 直流磁化特性 と の関係 をま と めた も のであ る。 これに よれば、 S o l . A 1 含 有量が略 0 . 5 w t %以上で保磁力 : 0 . 4 0 e 以下が 得 られるが、 S o l . A 1 含有量が 3 . 5 w t % ょ リ 多 く なる と B 25値が 1 5 0 0 0 G未満 と なる。 一方、 耐食 性の観点から は、 Νο· 2 に示すよ う に 0 . 7 3 w t %の A 1 添加では耐食性は不十分であ リ 、 No_ 6 6 に示すよ う に 0 . 8 w t %以上の添加に よ リ 良好な耐食性が得られ、 特に、 3 に示すよ う に 0 . 9 9 w t % ( 1 . 0 w t % ) 含有する こ と で十分な耐食性が得られている。
なお、 NOL 2 、 Να 6 7 は平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径が 3 πι
m と十分に大きいが、 S o l . A 1 含有量が 1 . 0 w t %未満である これらの鋼では、 フェ ライ ト相が完全には 安定化しておらず、 変態温度を超える 1 1 0 での焼 鈍にょ リ 0 . 3 mm程度の粒径を有するサブグ レイ ンが 多く 生成してぉ リ 、 このため Να 3 等の他の本発明例 と較 ベて保磁力がやや劣っている。
—方、 Να 6 6 は Ni 6 7 と 同一鋼を変態温度を超えない 1 0 0 o °cで焼鈍したも のでぁ リ 、 良好な保磁力が得ら れている。
Ν 1 0、 Ν 1 8 、 Ν 1 9 は S o 1 . A 1 含有量を約 1 w t % と し、 S i 含有量を変化させた本発明例である。 これらの本発明例では、 S i 含有量の增加に と もない B 25値の低下傾向が認め られる も の の 、 いずれも良好な直 流磁化特性と耐食性が得られる こ とが判る'。
Να 1 1 〜 NOL 1 3 は、 Να 4 を基準に C含有量を変化させ · た本発明例および比較例である。 また、 Να 1 4〜 Να 1 7 は Να 4 を基準に Ν含有量を変化させた本発明例および比 較例である。 C含有量、 Ν含有量が本発明範囲外である Να 1 3 、 Να 1 7 では、 耐食性は良好である が、 保磁力の 劣化が認め られる。
Να 2 0 は 含有量を 0 . 1 6 vr t % と した本発明例 である。
Να 3 5 〜 Να 3 7 は Ρ含有量を 0 . 2 w t %まで増加 さ せて も耐食性、 直流磁化特性 と も に劣化のないこ と を確 認 した本発明例であ る。
Νο· 2 1 、 No. 2 2 は A 1 、 S i の複合添加を検討した実 施例である。 Nc 2 1 は本発明範囲にぁ リ 、 B 25値 : 1 5 0 0 0 G以上が確保 されている。 これに対 して、 本発明 範囲外であ る Νοι 2 2 では B 25値が 1 5 0 0 0 G未満であ る。 しか し、 両者 と も十分な量の A 1 が添加 され、 且つ 適正な条件で焼鈍 さ れている ため、 耐食性は良好である,
No. 2 3 は従来か ら直流磁界用軟磁性材料と して多用 さ れている工業純鉄について検討 した結果であ る。 こ の比 較例は、 B 25値は本発明例 と 同等若 し く はそれ以上であ る が、 保磁力、 耐食性が本発明例に較べて劣っ ている。
^ 2 4 〜 1^ 2 8 は鋼番 0 、 板厚 2 m mの鋼板を用いて 焼鈍温度の検討を行っ た実施例である。 Nc 2 4 は焼鈍温 度が 8 0 0 Cであ る ため保磁力が不十分でぁ リ 、 ま た、 焼鈍雰囲気の酸素分圧が、 本発明の規定範囲中の低め の 値 ( 1 〜 3 X 1 0— 6気圧) である ため、 十分な酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子皮膜を生成できず、 そのため耐食性も不十 分である。 これに対 し、 Ν 2 5 〜 NOL 2 8 の本発明例では、 No. 2 4 と 同一鋼板、 同一焼鈍雰囲気である に もかかわ ら
ず、 焼鎚温度が 8 5 0 C以上である ため保磁力、 耐食性 と もに良好である。
Να 3 8 ~Να 4 7 は焼鈍雰囲気の酸素分圧を変化させて 耐食性を評価した実施例である。 これ ら によれば、 酸素 分圧が 8 X 1 0 — 7気圧の焼鈍雰囲気では、 十分な耐食性 を得る のに必要な酸化アルミ 二 ゥム粒子皮膜が生成 し難 いのに対し、 酸素分圧が 5 X 1 0 _ 6気圧よ リ も高い雰囲 気では、 良好な耐食性を得る のに必要な酸化アルミ ニゥ ム粒子皮膜が生成されている。
Να 2 9 ~ Να 3 4、 Να 5 2〜 Να 5 4、 α 6 4、 Να 6 5 は、 銅番 D について冷間圧延にょ リ板厚が 1 m m、 0 . 5 m m、 0 . 3 5 m m , 0 . 2 na niの鋼板を作成し、 これら 鋼板を種々 の焼鈍雰囲気において本発明が規定する温度 範囲で焼鈍 した本発明例および比較例である。 これらの う ち、 N( 5 4 だけが焼鈍雰囲気の酸素分圧が本発明の規 定範囲を外れているため、 酸化アルミ ニ ウム粒子皮膜の 分布密度が低く 、 こ のため耐食性が劣っている。
Ναι 5 5 〜 Να 5 7 は鋼 Hについて、 Να 5 8 、 Να 5 9 は鋼 C について、 6 0 、 No. 6 1 は鋼 Aについて、 Να 6 2 、 Να & 3 は鋼 Ζ について、 それぞれ板厚 0 . 5 m mまたは 0 . 7 m mの鋼板を作成し、 これら鋼板を種々 の酸素分 圧の焼鈍雰囲気中において本発明の規定する温度範囲で
焼鈍 した実施例であ る。 No. 5 6 では、 Να 5 4 と 同様の理 由で十分な耐食性が得 られていない。 Not 6 0 〜 Nc 6 3 は、 焼鈍雰囲気の酸素分圧は本発明の規定範囲にあ る も のの、 鋼材の S o 1 . A 1 含有量が本発明の下限値よ リ も少な いため、 十分な酸化アル ミ ニ ウ ム粒子皮膜が生成 されず、 耐食性は本発明例に較べて劣っ ている。
Να 4 8 〜 Να 5 1 は従来技術の一つである高 C r ステ ン レ ス系軟磁性鋼板 (比較例) であ る。 これ ら の比較例で は、 9 w t %以上、 好ま し く は 1 2 w t %以上の C r 添 加にょ リ 耐食性の向上が認め られる が、 Να 4 9 〜 Nt 5 1 は保磁力か B 25値の少な く と も一方が不十分である。 ま た、 これ ら の比較例は高価な C r を多量に添加 している ため、 本発明例 と 比べて製造コ ス ト が高い。
No. 1 〜 Να 2 8 、 3 5 〜 Να 3 7 、 Να 6 6 の熱間圧延鋼 材に関する実施例の う ち、 Nd 1 、 Νο· 1 3 、 Nc 1 7 およ び Ν 2 3 は本発明の規定するィ匕学成分の範囲から外れてい る ため、 適正な条件で焼鈍が施 されている に も拘 らず、 平均フ ラ イ ト結晶粒径が本発明が規定する 0 . 5 m m 以上にな らず、 こ のため本発明が 目 的 とする保持力 0 . 4 O e 以下が得られていない。 χ 2 4 は焼鈍温度が 8 0 0 °Cであ リ 、 本発明が規定する温度下限値よ リ も低いた め、 平均フ ェ ラ イ ト結晶粒径が 0 . 5 m m以上にな らず、
このため保持力 0 . 4 0 e 以下が得られてレヽない。 これ ら を除く 総ての実施例は、 平均フェ ライ ト結晶粒径に関 しては、 本発明の規定する 0 . 5 ni m以上と なっ た。
Να 2 9 ~ α 3 4 、 α 3 8 〜 Να 4 7、 Να 5 2 〜 Να 6 5 に 示されている冷間圧延鋼材に関する実施例の う ち、 Να 6 0 〜Να 6 3 の比較例は、 本発明の規定する化学成分の範 囲から外れているため、 適正な条件で焼鈍が施されてい る にも拘らず、 平均フ - ライ ト結晶粒径が本発明の規定 する大き さ (すなわち、 板厚が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 : 0 . 2 m m以上、 扳厚が 0 . 5 m m以 上、 1 - 3 m m未満の鋼材 : 板厚 (m m ) X 0 - 4以上) に達しないため、 本癸明が 目的 とする保持力 0 . 4 O e 以下が得られていない。
本発明が規定する化学成分、 焼鈍温度を満足する実施 例の う ち、 α 3 8 、 α 3 9 、 Να 5 4、 Nt 5 6 は焼鈍雰囲 気の酸素分圧が 1 0— 6気圧未満であるため十分な酸化ァ ルミ ニゥム粒子皮膜が生成されず (酸化アルミ ニ ウム粒 子の分布密度 : 1 0 12ケ m2未満) 、 こ の ため良好な 耐食性が得られていない。 一方、 焼鈍雰囲気の酸素分圧 が 1 0 _6気圧以上である ix 4 、 α 8 、 No. 1 0 ~ α 1 2 , NOL 2 0 、 Nix 2 1 、 Να 2 5 ~ Να 3 2 、 Να 3 4 〜 ife 3 6 、 Να 4 0 、 Να 4 1 等では、 酸化アルミ ニウム粒子の分布密
度が 1 0 12ケ Z in 2以上であ る ため、 良好な耐食性を示 している。 ま た、 焼鈍雰囲気の酸素分圧が 1 0— 5気圧以 上である Νο· 3 、 Να 5 〜 Να 7 、 α 1 4 〜 Να 1 6 、 No. 1 8 , Να 1 9 、 Να 3 3 、 Να 3 7 、 Να 4 2 ~ Να 4 7 等では、 1 0 13ケ m 2以上の酸化アル ミ 二 ゥ ム粒子の分布密度が得 られてお リ 、 こ のため 3 2 時間の塩水噴霧試験 と 5 0 0 時間の湿潤試験において も耐食性は良好であ リ 、 特に優 れた耐食性が得 られる こ と が判る。
鄰 I 3 o
T3
T . o
3»
82
表 4
焼鈍雰囲気: a "'Ar + O.Bppm 02 b■■■ A r + 5.2ppm O 2 c… A r + 10. Bppm, 02 d… A r + 3D.2ppm 02 e… A r + 99. Ippm 02 f -10-3torr 真空 g…水素 (露点 : — 2D°C以上) h "水素 (露点 :一 4D°C以上) i —Ar + lQDDpptn 02 j '"1D— 5tnrr 真空 k ··水素 (露点 :一 B5°C以上)
表 5
焼鈍雰囲気 : a ·■■ A r + o.8ppm 02 b ---A r + 5. Zppm O 2 c - Ar + 10.6ppm 02 d… A r + 30.2p[im O 2 e〜Ar + 99.1ppm 02 f -10_3torr 真空 g…水素 (露点 :一 2D°C以上) h 水素 (露点 :一 40°C以上) i… Ar + 1000ppm 02 j '"10_401"「 真空 k "水素 (露点 :一 B5°C以上)
表 6
焼鈍雰囲気: a 'Ar + O.Bppm 02 b■■· Ar + 5.2ppm O 2 c■■· A r + 10.6ppm O 2 d ·■■ A r + 30.2ppm O 2 e ·■· A r + 99. Ippm O 2 f -10-3torr 真空
g…水素 (露点 : — 20°C以上) h 水素 (露点 :一 4Q°C以上) 卜 Ar +lOOOppm O 2 j -10"5torr 真空 k ■■水素 (露点 :一 65°C以上)
焼鈍雰囲気 : a… Ar + O.Jppm 02 b… A r + 5.2ppm 02 c - A r + 10.6ppm 02
d - A r + 30. Zppm 02 e - A r + 99. Ippm 02 f iir3t叮 r 真空
g…水素 (露点 :一 2D°C以上) h "水素 (露点 :一 4D°C以上) i… Ar + 100Qp卩 m 02 j '"10— 5torr 真空 k ■·水素 (露点 :一 B5°C以上)
表 8
焼鈍雰囲気 : a— Ar + ILBppm 02 b "'Ar + 5.2ppm 02 c■·■ A r + 10.6ppm O 2 d—Ar + 30.2ppm 02 e… A r + 99. Ippm O 2 f 〜lD— 3tDrr 真空 g…水素 (露点 :一 20°C以上) h "水素 (露点 :一 41)°C以上) i —Ar + lDDDppm 02 j "'10_5 「1" 真空 k 水素 (露点 : — B5°C以上)
表 9
*1 鯖の面積率 10%未満 : o *2 鳍の面積率 鯖の面積率 10%以上 : X
表 10
*1 鯖の面積率 10%未満 : o *2 鯖の面積率 鯖の面積率 10%以上 : X
表
*1 鲭の面積率 10%未満 ·· ο *2 鯖の面積率 銪の面積率 1D%以上 : X
表 12
*1 鯖の面積率 1D%未満 : O *2 鯖の面積率 鯖の面積率 10%以上 : X
*1 鯖の面積率 1D%未満: O *2 鯖の面積率 鯖の面積率 10%以上 : X
産業上の利用可能性
本発明の軟磁性鋼材は、 磁気回路を構成する部品等 ί: 適用でき る。
Claims
請 求 の 範 囲 I) C : 0 . 0 ひ 0 5 ~ 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 0 0 0 5 ~ 0 . 0 1 0 w t % S i : 0 . 0 0 5 〜 0 5 t % , M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 〜 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e および不可避不純物から なる組成を有 し、 厚さまたは径が 0 . 2 m ra以上の鋼材であっ て、 平均フェ ライ ト結晶粒径 d (m m) が鋼林の厚さまた は径 t (mm) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 mni以上、 0 . 5 m m未満の鋼林 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m ΐϋ以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ表面が粒径 0 . 0 1 ~ 5 ιιιの酸化アルミ ニ ウム 粒子で緻密に覆われ、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上を示すこ と を特徴と する直流磁化特性と 耐責性に優れた軟磁性鋼材。
(2) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0
0 0 0 5 0 . 0 0 w S i 0 . 0 0 5 0
5 w t %、 M n : 0 . 0 1 ~ 0 . 2 5 w t % , P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 〜 3 . 5 w t %、 T . 0 : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e お よび不可避不純物から な る組成を有 し、 厚さ ま たは径が 0 . 2 m in以上の鋼材であっ て、 平均フ ユ ライ ト 結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ ま た は径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 .
2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 〜 5 // ιηの酸化アル ミ ニ ゥ ム粒子が 1 X 1 0 12〜 1 X 1 0 16ケ / m2の密度で形 成 され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下, 起磁力 2 5 O e におけ る磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上 を示すこ と を特徴 と する直流磁化特性 と 耐食性に優れ た軟磁性鋼材。
(3) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 .
0 0 0 5 ~ 0 . 0 1 0 w t % , S i : 0 . 0 0 5 ~ 0 5 w t % M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t 。/。以下、 S o l . A 1 : 1 . 0〜 2 . 5 w t % . T . 0 : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e および不可避不純物か ら なる組成を有 し、 厚さまたは径が 0 . 2 m m以上の鋼材であって、 平均フェ ライ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚さまた は径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 ιιχ πι以上、 0 . 5 m ni未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m ni以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 ~ 5 mの酸化アル ミ ニゥ ム粒子が 1 X 1 0 13〜 1 X 1.0 16ケ/ m 2の密度で形 成され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5 0 ひ 0 G以上 を示すこ と を特徴とする直流磁化特性と 耐食性に優れ た軟磁性鋼材。
(4) C 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 .
0 0 0 5 ~ 0 . 0 1 0 w t % , S I : 0 . 0 0 5 〜 0 .
5 w t % , M n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8 〜 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 t % 以下、 残部 F e および不可避不純物か ら な る組成を有 し、 厚 さ ま たは径が 0 . 2 m m以上の鋼材を、 最終的 に、 酸素分圧が 1 0 _ 6〜 1 0 — 2気圧の雰囲気中で 8 5 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と に よ リ 、 平均 フ ェ ラ イ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ または径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4 - t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面が粒径 0 . 0 1 ~ 5 / mの酸化ア ル ミ ユ ウ ム粒子で緻密に覆われ、 歪のない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e におけ る磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上の軟磁性鋼材を得る こ と を特徴 と する'直 流磁化特性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。 (5) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 , 0 0 7 w t %、 T . N : 0 .
0 0 0 5 〜 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 .
5 w t % , n : 0 . 0 1 〜 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o l . A 1 : 0 . 8〜 3 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下を含有し、 残部 F e および不可避不純物からなる 組成を有し、 厚さ または径が 0 . 2 m m以上の鋼材を 最終的に、 酸素分圧が 1 0— 6〜 1 0 _3気圧の雰囲気中 で 8 5 0〜 1 3 0 0 。Cの温度で熱処理する こ と によ リ - 平均フェライ ト結晶粒径 d (mm) が鋼材の厚さ また は径 t (mm) との関係で下記を満足し、
t が 0 . 2 miii以上、 0 . 5 mni未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 mm未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 , 4
t が 1 . 3 m HI以上の鋼林 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 ~ 5 μ ιηの酸化アル ミ ニゥ ム粒子が 1 X 1 012〜 1 X 1 016ケ/ m 2の密度で形 成され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 O e 以下、 起磁力 2 5 0 e における磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上 を示す軟磁性鋼栻を得る こ と を特徴とする直流磁化特 性と耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。
(6) C : 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 7 w t %、 T . N : 0 .
0 ひ 0 5 ~ 0 . 0 1 0 w t %、 S i : 0 . 0 0 5 〜 0 5 w t %、 M n : 0 . 0 1 ~ 0 . 2 5 w t %、 P : 0 2 w t %以下、 S : 0 . 0 1 w t %以下、 S o 1 . A 1 : 1 . 0 〜 2 . 5 w t %、 T . O : 0 . 0 1 w t % 以下、 残部 F e お よ び不可避不純物か ら な る組成を有 し、 厚 さ ま たは径が 0 . 2 m m以上の鋼材を、 最終的 に、 酸素分圧が 1 0 _5 ~ 1 0 _3気圧の雰囲気中で 8 δ 0 〜 1 3 0 0 °Cの温度で熱処理する こ と に よ リ 、 平均 フ ェ ライ ト結晶粒径 d ( m m ) が鋼材の厚 さ ま たは径 t ( m m ) と の関係で下記を満足 し、
t が 0 . 2 m m以上、 0 . 5 m m未満の鋼材 :
d ≥ 0 . 2
t が 0 . 5 m m以上、 1 . 3 m m未満の鋼材 :
d ≥ t X 0 . 4
t が 1 . 3 m m以上の鋼材 :
d ≥ 0 . 5
且つ、 表面に粒径 0 . 0 1 〜 5 / mの酸化ア ル ミ ニ ゥ ム粒子が 1 ズ 1 0 13 ~ 1 1 0 16サノ:01 2の密度で形 成 され、 歪みのない状態での保磁力が 0 . 4 0 e 以下、 起磁力 2 5 0 e におけ る磁束密度が 1 5 0 0 0 G以上 を示す軟磁性鋼材を得る こ と を特徴とする直流磁化特 性 と 耐食性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。
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