专利名称：软磁钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种用于形成磁路的软磁钢及其制造方法。
在形成磁路的软磁钢中，当工作磁场是直流磁场时或交流磁场时(该交流磁场产生低于商用频率的比较缓慢的工作磁场强度变化率)，评价交流性能内容之一的铁耗不是重要指标。相反，希望降低磁路元件中的剩磁和降低作为评价软磁钢直流磁化特性项目的矫顽磁力，以保证工作线性。此外，对于磁路元件的有效作用来说，要求高磁通密度。
已经公开了有关软磁钢的各种技术，旨在改进纯铁系软磁钢的直流磁化特性。这些技术提供了反映高饱和磁化强度的良好磁通密度。在涉及这些技术的专利申请中，JP-B-63-45443、JP-A-2-8324、JP-A-2-213421、JP-A-3-20447和JP-A-4-120256(术语“JP-A-”和“JP-B-”在下文中分别表示“未经审查的日本专利公开公报”和“已经审查的日本专利公告公报”)公开了有关矫顽磁力的实施方案。JP-A-2-213421和JP-A-3-20447公开了已获得32A/m或更低的极好矫顽磁力，但除了矫顽磁力以外，它们不一定显示出良好的特性。JP-B-63-45443、JP-A-2-8324和JP-A-4-120256没有提及矫顽磁力。
众所周知用这些常规技术得到的软磁钢由于它们产生变形，通常会使它们的特性变坏。因此，当该类型的软磁钢被用作磁路的元件时，在加工、制造和组装过程中要特别注意不要使元件产生变形。然而，在进行加工、制造和组装时不产生变形几乎是不可能的。结果，很难充分利用该软磁钢的固有性能。
在某些用途中，在将软磁钢加工成最终形状后要进行特定的热处理。然而，在该情况下，在被加工成最终状态的型钢的热处理期间就可能产生变形。此外，在热处理后，在矫正进行热处理过程中出现的损坏时或在进行操作或组装时，还存在着产生变形的可能性。在这种情况下，就可能无法充分利用软磁钢的固有特性。
本发明的一个目的是提供一种即使产生变形也具有良好直流特性的软磁钢，以及提供该磁钢的制造方法。
为了实现上上述目的，本发明提供一种软磁钢，该软磁钢基本上由以下元素组成0.007wt.%或更低的C、0.5wt.%或更低的Mn、0.2wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.005wt.%或更低的O、至少一种选自Si和可溶性(Sol.)Al的元素。其余是Fe，满足以下公式R(wt.%)＝Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)，
0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)，并含有平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。
此外，本发明还提供一种制造软磁钢的方法，该方法包括以下步骤制备基本上由以下元素组成的钢产品0.007wt.%或更低的C、0.5wt.%或更低的Mn、0.2wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.005wt.%或更低的O、至少一种选自Si和可溶性(Sol.)Al的元素。其余是Fe，满足以下公式R(wt.%)＝Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)，0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)，在850-1300℃温度对该钢产品进行热处理，从而产生了平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。
附图简述
图1是曲线图，它分别表示〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕值与本发明钢产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系以及与本发明的钢产生2-3%塑性变形后在磁势为2000A/m时的磁通密度之间的关系;
图2所示曲线表示C含量和本发明的钢产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间关系;
图3所示曲线表示N含量和本发明的钢产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间关系;
图4所示曲线表示平均铁氧体粒度和本发明的钢产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间关系。
本发明涉及一种软磁钢及其制造方法。所说软磁钢即使产生变形，也可在减少杂质的状态下通过使铁氧体晶粒粗化来使该软磁钢显示出良好的直流磁化特性、也就是说，该软磁钢的矫顽磁力和磁通密度损坏较小。为了使铁氧体晶粒粗化，将Si和Sol.Al中的至少一种元素添加进铁中，在该铁中规定了杂质含量的上限。该添加元素通过热处理保证了铁氧体晶粒的生长。为保证高磁通密度，将Si和Sol.Al的添加量限制在不会使铁的固有高磁通密度变坏的所规定的上限。
以下将说明需要规定本发明钢的成分和结晶组织的理由。
Si和Sol.AlSi和Sol.Al都是本发明的核心合金元素。它们导致转变温度升高，从而在钢中扩展铁氧体区，它们通过热处理使钢中的铁氧体晶粒粗化而实现矫顽磁力的降低。尤其是当将Al添加进钢中时，由于起到固定固溶N的作用和聚集氮化物粒子的作用，因此可望进一步改进直流磁化特性。
上述元素添加量的下限应在既能赋予比JISC2504 SUYPO材料(一种典型的软磁钢)高得多的性能特性同时又不致于产生变形的水平。即使产生2-3%的塑性变形，良好的添加钢也具有70A/m或更低的矫顽磁力。
图1是一个组合曲线图，它分别表示〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕值与本发明钢产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系以及与本发明的钢产生2-3%塑性变形后在磁动势为2000A/m时的磁通密度(B25)之间的关系。如同在图1中所见，为了得到70A/m或更低的矫顽磁力，必需将至少一种选自Si和Sol.Al中的元素添加到钢中，以使R值为0.5%或更大。由公式〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕来确定R值。规定上述元素添加量的上限以赋予类似于SUYPO和PB值的磁通密度值。如同在图1中所示，为使在磁动势为2000A/m条件下的磁通密度(B25)保持在1.3T或更高水平，必需使R(wt.%)值为3.5wt.%或更低。为进一步提高磁通密度(B25)，最好将R(wt.%)值选择为2.5wt.%或更低。
当至少一种选自Si和Sol.Al的元素仅仅是Si时，可满足R值范围为〔0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)〕的Si含量范围是0.5-3.5wt.%。在至少一种元素仅是Sol.Al时，可满足R值范围为〔0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)〕的Sol.Al含量范围为0.35-2.5wt.%。至少一种元素仅是Sol.Al或是同时添加有微量Si的Sol.Al的情况下，该生产率同仅是Si的情况下的生产率比较是良好的。在至少一种元素是Si和Sol.Al二者的情况下，只要R值满足〔0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)〕范围，其生产率也是令人满意的。
C.NC和N属于杂质，它们产生比其它杂质大得多的有害影响。在产生2-3%的塑性变形后，为了保证优良的直流磁化特性，在经济允许的条件下，最好尽可能地降低C和N的含量。既考虑制钢技术，同时又避免为了去除那些杂质元素而导致高成本的得失权衡，来决定工业流程中C和N含量的极限。C和N含量的优选下限分别都是0.0005wt.%。
当C含量超过0.007wt.%时，添加至少一种选自Si和Sol.Al中的元素将极大地降低扩展铁氧体区的作用，并使产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力变坏。
当N含量超过0.010wt.%时，氮化物粒子数目的增加将妨碍铁氧体晶粒的生长，并对产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力没有任何改善作用。
图2示出了C含量和产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系。图3示出了N含量和产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系。图2指出，0.007wt.%以上的C含量将提高矫顽磁力，并使矫顽磁力特性变坏。如同图3所示，当N含量超过0.010wt.%时，矫顽磁力值增加，矫顽磁力特性变坏。因此，将C含量规定为0.007wt.%或更低，将N含量规定为0.010wt.%或更低。
C含量最佳范围为0.0005-0.005wt.%，N含量最佳范围为0.0005-0.007wt.%。
S.O.P杂质S和O使产生2-3%塑性变形后的直流磁化特性变坏。为了保证作为钢材的无缺陷、可靠性和易加工等基本性能，除了其它不可避免的杂质以外，还应将那些元素的含量降低到不致增加处理成本的程度。既考虑钢技术，同时又避免为了去除那些元素而导致高成本的得失权衡，来决定工业流程中S和O含量的极限。S和O含量的优选下限分别都是0.0003wt.%。
P对直流磁化特性只有较小的影响，当需要改善钢材的冲孔性能时，P含量的上限优选为0.2wt.%。
Mn是一种使直流磁化特性变环的元素，当MnS生成时它使耐腐蚀性能变坏。Mn最好同S一起降低。尽管添加的Mn不应超过0.5wt.%，但是至少应十倍于S的含量以防止钢材的热脆性。当S含量低于0.001wt.%时，将Mn含量的下限最好选择为0.01wt.%，以避免因进一步去除Mn而导致成本增加。
按照本发明，平均铁氧体粒度必需为0.2mm或更大。图4示出了平均铁氧体粒度和对钢施加2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系。如同在该图中所见，当平均铁氧体粒度在0.2mm以下时，矫顽磁力超过70A/m。
本发明的钢材有钢板(厚板、薄板)、钢条、结构型钢、钢丝和它们的加工产品、当钢板的厚度或钢丝的直径低于0.2mm时，平均铁氧体粒度很难达到0.2mm或更大。因此，钢材的厚度或直径最好为0.2mm或更大。
以下将说明为什么规定本发明钢材的热处理条件的原因。本发明的钢材包括加工过的钢。在850-1300℃温度对具有上述成分的钢进行最终热处理。
从而，在850-1300℃温度范围的热处理使平均粒度达到0.2mm或更大，并在产生2-3%塑性变形后得到极好的直流磁化特性。关于热处理温度，应选择其为850℃或更高以保证最佳的平均铁氧体粒度和保证产生塑性变形后适宜的矫顽磁力。热处理的最佳温度范围为950-1300℃。最佳热处理尤其能提供粗铁氧体晶粒和产生塑性变形后的良好矫顽磁力。
在850-1300℃的热处理温度范围内，在900℃或更高的稳定温度下至少保持10分钟或更长时间可保证本发明的效果，在850-950℃的稳定温度范围保持多于30分钟时间更有利于保证该效果。在1300℃以上的热处理是不利的，因为材料(钢或加工钢材)变形并且因高温处理而导致成本增加。
本发明进行最终热处理的钢材有热轧材料、冷轧材料以及它们的加工材料。
实施例表1列出了钢A-X的化学成分，它们被用在各实施例和对比例中。
对表1所列各种材料进行熔化和浇铸以制备钢锭，然后对该钢锭进行热轧以制成厚度为5mm或2mm的板材。通过机械加工将这些板材制成各种厚度为2mm、外径为45mm和内径为33mm的环状试件No.1-No.30在表2规定的条件下对这些试件进行热处理，随后通过冷轧使这些试件产生2-3%的塑性变形。测定这些试件的平均铁氧体粒度和直流磁化特性。表2中示出了直流磁化特性。在该表中，“HC”意指当磁通密度为15，000G(1.5Wb/m2)(1.5T)时的矫顽磁力。“B25”意指在磁场强度为25Oe(1990A/m)时的磁通密度。
试件No.1-5、14和22-25用于各实施例和对比例，在本发明规定的温度范围对该试件进行热处理，并且包括添加作为本发明核心合金元素的Sol.Al和Si，同时改变它们的含量以研究在产生2-3%塑性变形之后的直流磁化特性。试件No.26-30是同时含有Si和Sol.Al两种元素的实施例和对比例。
如同图1所示，满足本发明规定条件〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕的所有实施例，在产生2-3%的塑性变形后分别都给出70A/m或更低的矫顽磁力，以及在磁动势为2，000A/m时给出1.3T或更大的磁通密度。然而，当〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕值低于0.5%时，在产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力不满足本发明的条件，而当〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)值超过3.5%时，在磁动势为2，000A/m时产生2-30%塑性变形后的磁通密度也不满足本发明的条件。〔Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)〕值的最佳范围为0.5-2.5wt.%，因为磁通密度标明为1.4T或更高。
试件No.6和7分别用于实施例和对比例以搞清杂质C的影响。试件No.8-10用于各实施例和对比例以搞清杂质N的影响。
图2示出了C含量和产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系。用试件No.6和7加上试件No.2和13的数据来绘制该曲线。该曲线图清楚地指出C含量的上限为0.007wt.%。C含量最好为0.005wt.%或更低，因为矫顽磁力标明为50m/A或更低。
图3示出了N含量和产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力之间的关系。用试件No.8-10加上试件No.2和13的数据来绘制该曲线。该曲线图示出了N含量的上限为0.01wt.%。N含量最佳为0.007wt.%或更低，因为矫顽磁力标明为40A/m或更低。
试件No.11和12是实施例，该实施例指出添加P不会使产生2-3%塑性变形后的直流磁化特性变坏。
试件No.15是通常在研究作为本发明用途时而被广泛利用的纯铁的对比例。该铁氧体粒度为0.1mm，它小于本发明规定的大小，产生2-3%塑性变形后的矫顽磁力也明显地劣力于本发明的所有实施例。
试件No.16-21使用厚度为2mm同时改变结晶粒度的钢No.B来研究直流磁化特性。图4概述了这些实例中平均铁氧体粒度和产生2-3%塑性变形后的矫磁力之间的关系。如同试件No.16和17所示，即使满足本发明规定的化学成分，也不能在产生2-3%塑性变形后获得有利的矫顽磁力，除非平均铁氧体粒度达到0.2mm。为了能通过热处理得到0.2mm或更大的平均铁氧粒度，必需850℃或更高的加热温度。
表1
表2
权利要求
1.一种软磁钢，它基本上由以下元素组成0.007wt.%或更低的C、0.5wt.%或更低的Mn、0.2wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.005wt.%或更低的O、至少一种选自Si和Sol.Al的元素，其余是Fe，满足以下公式R(wt.%)=Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)，0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)，并含有平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。
2.根据权利要求1的软磁钢，其中，所述至少一种元素是Si。
3.根据权利要求1的软磁钢，其中，所述至少一种元素是Al。
4.根据权利要求1的软磁钢，其中，所述至少一种元素是Al和Si。
5.根据权利要求1的软磁钢，其中，C的含量为0.0005-0.007wt.%。
6.根据权利要求1的软磁钢，其中，N的含量为0.0005-0.01wt.%。
7.根据权利要求1的软磁钢，其中，Mn的含量为0.01-0.5wt.%。
8.根据权利要求1的软磁钢，其中，R(wt.%)为0.5-2.5wt.%。
9.一种制造软磁钢的方法，它包括以下步骤制备基本上由以下元素组成的钢产品0.007wt.%或更低的C、0.5wt.%或更低的Mn、0.2wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.005wt.%或更低的O、至少一种选自Si和Sol.Al的元素，其余是Fe，满足以下公式R(wt.%)＝Si(wt.%)+1.4×Sol.Al(wt.%)，0.5(wt.%)≤R(wt.%)≤3.5(wt.%)，在850-1300℃温度对该钢产品进行热处理，从而产生了平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。
10.根据权利要求9的方法，其中，所述钢产品为钢板、钢条、型钢或钢丝。
11.根据权利要求9的方法，其中，所述热处理包括在950-1300℃温度对该产品进行热处理。
全文摘要
一种基本上由以下元素组成的软磁钢0.007wt.％或更低的C、0.5wt.％或更低的Mn、0.2wt.％或更低的P、0.01wt.％或更低的S、0.01wt.％或更低的N、0.005wt.％或更低的O、至少一种选自Si和Sol.Al的元素，其余是Fe，满足以下公式R(wt.％)＝Si(wt.％)+1.4×Sol.Al(wt.％)，0.5(wt.％)≤R(wt.％)≤3.5(wt.％)，并含有平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。在850-1300℃温度对该钢产品进行热处理，从而产生了平均粒度至少为0.2mm的铁氧体晶粒。
文档编号C22C38/00GK1099900SQ9410523
公开日1995年3月8日 申请日期1994年4月28日 优先权日1993年9月1日
发明者大森俊道 申请人:日本钢管株式会社