CN1048236A - 软磁性钢材的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用作电磁石磁芯材料或磁屏蔽 材料等要求高直流磁化特性的软磁性钢材的制造方 法。该方法是将化学成分为C，Si，Mn，P，S，Al，N， O，还可含有Ti，余量为Fe及不可避免杂质的钢片 或铸片在700℃以上1300℃以下加热，在700℃以上 温度完成热加工，最后在900-1300℃进行退火，从而 得到保磁力为0.4Oe以下，0.5Oe的磁通密度为 10000G以上的软磁性钢材，它有优良的直流磁化特 性，在弱磁场也易磁化，可用作高功能铁芯材料和高 功能磁屏蔽材料。

Description

本发明涉及软磁性材料，特别是涉及电磁石磁芯材料或磁屏蔽材料等要求高直流磁化特性的软磁性材料。
作为直流电磁石铁芯材料，或近年来进步和普及特快的医疗器械和各种物理器械，电子部件及设备等磁屏蔽材料，目前使用的是比较廉价的软铁和纯铁以及价格非常昂贵的坡莫合金（强磁性铁镍合金）或超坡莫合金（镍钼铁超导磁合金）。但是，软铁和纯铁在1 Oe的磁通密度（以下称B1值）大约为3000-11000G左右，将它们作为MRI（核磁共振的断层像摄影诊断装置）的磁屏蔽等直至几高斯程度的磁屏蔽材料，或作为电磁石铁芯用材料使用。
直流磁化特性为重要的用途中，以磁屏蔽为例，说明已有技术的问题点。即，目前虽然在MRI的磁屏蔽上使用较廉价且饱和磁化高的纯铁，然而即使规定以软铁、纯铁作为对象的电磁软铁的JIS规范中最严格的O种（例如JIS C2504 SUYPO）也将B1值的下限规定为8000G。以这种特性很难进行地磁程度的磁屏蔽，而且，为了进行几高斯左右的磁屏蔽而造成屏蔽***厚重化。作为能进行更好屏蔽的屏蔽材料，有时也采用坡莫合金或超坡莫合金，这些材料可以屏蔽地磁程度以下的磁，但反之价格昂贵，而且饱和磁化与纯铁相比，低1/3-2/3，因此在屏蔽高磁场时有必须大大增加厚度的缺点，若大量使用是不经济的。
根据这些问题点，已做过一些无损于纯铁类材料所具有的高饱和磁化，且能提高导磁率的研究。例如，特公昭63-45443号，特开昭62-77420号，或日本金属学会第23卷第5号（1984年发行）“极厚电磁钢板的开发”中所公开的方法都是以随着铁素体晶粒粗大化而提高导磁率为目标，而这些技术是其对象限于板厚较薄的热轧板的技术，或者是不能达到像本发明那样在评价更严格直流磁化特性的0.5 Oe处其磁通密度（以下称B0.5值）在10000G以上的技术，作为能获得优良直流磁化特性的技术，这些方法都是不充分的。
按上述现状，是不能提供饱和磁化高且在地磁程度相当低的磁场中显示高磁通密度，即导磁率高的材料。本发明的目的在于能廉价提供这种材料的方法。
本发明者们为了解决上述问题，首先对作为直流磁场用软磁性材料基础的工业用纯铁进行了研究，搞清了它的缺点，然后谋求改善其特性而进行了研究，得到如下发现。
即，从得到高导磁率观点出发，通过添加Al，①可以有效地脱氧、不仅随着氧量及氧化物类夹杂物的减少使得导磁率提高，而且对导磁率有不利影响的固溶N能因AlN粒子的形成而降低，②通过某种必要量的添加，可以使细分散的AlN粒子凝聚化，可以极力抑制AlN的不利影响，与此同时，还可得到促进铁素体晶粒粗粒化的效果，③超过0.5%的添加量会显著提高***温度，或者有可能成为铁素体单相，因此不会导入因***引起的变形，从而有可能在超过900℃的温度下进行退火，而且这种高温退火能有效地消除晶格变形和使铁素体晶粒粗大化，认为固溶Al也有提高导磁率的效果，由这些作用的相乘效果可以获得极优导磁率，④还可根据需要添加适量的Ti，它们能优先固定N从而使特性提高，特别是无须进行减少N含量的努力，此外，从保持材料的高饱和磁化观点出发，⑤应避免Al的添加量超过2%，⑥C、N含量多时***温度降低，或者必要的Al添加量要加大，从而因固溶C、N的增加引起晶格变形或生成碳化物、氮化物往往会导致特性恶化，因此为了避免这些情况，要有一个C、N量的上限。本发明者们基于这些发现完成了本发明。
本发明有如下特征。
（1）一种软磁性钢材的制造方法，其特征是，将按重量%组成为C：0.004%以下、Si：0.5%以下、Mn：0.5%以下、P：0.015%以下、S：0.01%以下、Sol.Al：0.5-2.0%、N：0.005%以下、氧：0.005%以下，余量为Fe及不可避免杂质组成的钢片或铸片在700℃以上、1300℃以下的温度加热，在700℃以上的温度完成热加工，最终在900-1300℃进行退火，从而得到保磁力为0.4Oe以下，在0.5Oe的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
（2）一种软磁性钢材的制造方法，其特征是，将按重量%组成为C：0.004%以下、Si：0.1%以下、Mn：0.15%以下、P：0.015%以下、S：0.01%以下、Sol.Al：0.5-2.0%、N：0.005%以下、氧：0.005%以下、余量为Fe及不可避免杂质组成的钢片或铸片在700℃以上1300℃以下的温度加热，在700℃以上温度完成热加工，最终在1000-1300℃进行退火，从而得到保磁力为0.4Oe以下，在0.5Oe的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
（3）一种软磁性钢材的制造方法，其特征是将按重量%组成为C：0.004%以下，Si：0.5%以下、Mn：0.50%以下、P：0.015%以下、S：0.01%以下、Sol.Al：0.5-2.0%、N：0.012%以下、氧：0.005%以下、Ti：0.005-1.0%、余量为Fe及不可避免的杂质组成的钢片或铸片在700℃以上，1300℃以下加热，在700℃以上的温度下完成热加工，最后在900-1300℃下进行退火，从而得到保磁力为0.4Oe以下，0.5Oe的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
以下说明本发明中组成及制造条件的限定理由。
为了确保优良的导磁率，C和N同样都希望尽可能地降低，但工业制造中，极度降低是很困难的，而且会造成成本升高。由于通过添加Al来提高***温度，如果不将C的添加量控制在低水平则会使Al的必要添加量增加，结果会导致饱和磁化降低，这与本发明的意图相反。因此，将C的上限量规定为0.004（Wt）%。
Si能提高导磁率，但本发明中是通过添加Al来达到提高导磁率的目的，而且担心大量添加Si会导致饱和磁化降低，因此将其上限规定为0.5（Wt）%，最好为0.1（Wt）%。
Mn是使直流磁化特性恶化的元素，希望降低，但极度降低会导致成本升高和N含量增加，此外，将S固定会有防止热脆性的效果，因此在Mn/S不低于10的范围内其添加量的上限可为0.5（Wt）%，最好为0.15（Wt）%。
P.S.是杂质元素，希望在不增加成本的原则下降低，其上限分别为0.015（Wt）%、0.01（Wt）%。
如上所述，Al在本发明中是重要添加剂元素。即Al会使固溶N固定，并且AlN粒子凝聚化，使***温度上升，并使铁素体区域扩大，因而能实现高温退火，从而能使铁素体晶粒粗大化和降低内部变形以致导磁率提高，此外，考虑Al本身也有提高导磁率的效果，因此，它是本发明中为得到优良直流磁化特性所必须添加的元素。这种Al的效果在Sol.Al状态下添加0.5（Wt）%以上即可得到，而另一方面，如果添加量超过2.0（Wt）%则会造成饱和磁化降低，这是不希望的，因此Al的添加量范围，在Sol.Al状态下，规定为0.5-2.0（Wt）%。
N和C同样会侵入Fe的晶格内，常常产生晶格变形而使直流磁化特性恶化。而且，为了不使AlN粒子生成得太多，希望N量极低。这种想法也在于使添加的Al作为即使很少也很有效的固溶Al存在，因此，N量规定在0.005（Wt）%以下。本发明中，如下所述还可根据需要添加能积极生成氮化物的元素-Ti。Ti是不必对引起成本升高的N量加以严格上限规定，而能达到减少上述N害处目的的添加元素，因此，在这种情况下N的上限值规定为0.012（Wt）%。
由上述发现可清楚地看出，为了能更确实地确保直流磁化特性，希望规定N和C的总量。即不添加Ti的情况下，C+N最好规定为0.007（Wt）%;在添加Ti的情况下，C+N最好规定为0.014（Wt）%以下。
氧和Mn同样是使直流磁化特性恶化的元素，特别是生成非金属夹杂物，对导磁率的恶化有很大影响，必须在本发明熔炼时充分降低，规定其上限值为0.005（Wt）%。
如上所述，Ti是积极生成氮化物的元素，添加量范围在0.005-1.0（Wt）%，即使是含N量不能足够降低的廉价素材中，也能避免因固溶N的固定效果显著地损害直流磁化特性。含N量比较低的情况下，氮化物粒子的生成量也少，还可期望直流磁化特性有若干提高。另一方面，如果添加量超过上述上限值，则会使直流磁化特性恶化。
以下说明本发明的制造条件。
本发明中，关于热轧条件，采用极普通的热加工条件，将上述组成的钢片或铸片在700℃以上、1300℃以下加热，进行热加工。但是，随低温域轧制会使热加工时的变形阻力增加和热加工所消耗的时间增加而导致成本升高，而且在极低温度下轧制还可能会因退火时的再结晶而导致细粒化，因而本发明中对加工结束温度规定了700℃的下限温度。
关于最终必须实施的退火，则有必要在不触及主要取决于Al添加量的***温度范围内实施，但至少为900℃以上，最好为1000℃以上，如果不在这种温度下进行退火则达不到本发明钢所希望具备的极优直流磁化特性。具体地说，C：0.001（Wt）%、N：0.0020（Wt）%时，由于添加1（Wt）%左右的Al，本发明钢呈铁素体单相、则有可能在1100℃以上非常高的温度下退火，但超过1300℃温度域的退火却有困难，而且会导致成本升高，因而，退火温度规定为900-1300℃，最好为1000-1300℃。关于加热保持时间，可根据素材的热容量变化，但希望保持30分钟以上;关于加热保持的冷却，从尽可能不导致热变形的观点考虑则希望缓冷。当然，有均匀冷却措施时，很难导致热变形，此时就不一定需要缓冷。
如上所述，在本发明之化学成分和制造条件下，由于特别限定了退火温度，B0.5值和饱和磁化得以提高，即可以得到直流磁场中软磁特性优良的钢材。
本发明还包括用直压热轧进行热轧的情况。作为本发明制造对象的钢材，包括热加工材，冷加工（包括温加工）材两种材料，因此，本发明规定的最终退火没有热加工后进行场合和热加工-冷加工后进行场合的区别。当然，也包括在热加工和冷加工途中进行中间退火，和在几个阶段中进行上述各加工的情况。
作为本发明对象的钢材包括厚板，薄板，条材（形钢）、锻材等。
实施例
实施例1
表1示出实施例及对比例中所用钢的化学成分。钢A-E是熔炼后制成厚度为110mm的钢锭，经过1200℃加热的热轧形成板厚为15mm的钢材。钢A-C是适合于本发明化学成分的钢材、钢D、E、F及G是对比例钢种。表1中示出对以0.5℃/秒的加热速度升温至1300℃时的***点进行调研的结果。该***点测定结果表示实施例列举的本发明钢为铁素体单相。
表2示出对本发明钢及对比钢测定其直流磁化特性的结果，由热轧后板厚中心部位取外径45mm，内径33mm、厚6mm的试验片。对此试验片进行退火后测定直流磁化特性及铁素体晶粒径的结果，该退火相当于本发明规定的最终退火。退火的加热保持时间是1-3小时，冷却速度是约100℃/小时的缓冷。
表2中，No.1是基于对钢A进行1100℃退火之本发明的实施例。该实施例中，由于低C化和添加Al而呈铁素体单相，因此不会导致***变形以及***引起的细粒化，从而可以高温退火，也就是说，通过1100℃的高温退火可使得铁素体粒径达到2mm以上的显著粗粒化，同时消除晶格变形，从而得到最大导磁率超过60000的极优特性。
No.2是对钢A进行1000℃退火的实施例。在该实施例中，退火温度比No.1低，铁素体粒径为0.5-1.0mm左右，即使导磁率比No.1实施例小，也可以得到最大导磁率为23900的良好特性。
No.3，4是钢B、C的实施例。这些实施例中也由于添加Al而使铁素体单相比，都能在1000℃以上进行高温退火，由于铁素体晶粒的粗大化和消除内部变形的相乘效果，可以得到No.3中最大导磁率为56000，No.4中最大导磁率为37200的优良特性。
以上No.1-4实施例都能得到最大导磁率为20000以上，保磁力在0.4Oe以下的优良直流磁化特性，不仅能满足JIS C2504 SUYPO中所规定的特性，而且由于B0.5值超过11000G，因此还可能屏蔽地磁程度的磁。
No.5、6、7是基于钢D、E、F的对比钢种。钢D、E、F都相当于工业用纯铁，与本发明中规定的化学成分不相同。因此，如No.5、6所示，即使在1000℃以上的温度下退火也不可能期待铁素体晶粒有显著的粗大化，进而由奥氏体转变为铁素体的***时导致变形，因而不能有良好的特性。No.7是将退火温度规定在***点以下时的结果，都不具备良好的特性。
实施例2
表3示出实施例和对比例所用钢的化学成分。钢I-U在熔炼后制成厚度为110mm的钢锭，通过1200℃加热的热轧制形成板厚为15mm的钢材后进行退火。钢I-S、W-Y、Z、b-d是适合于本发明成分的钢种，而钢T、U、V、a是对比钢种。表4是对本发明钢和对比钢测定其直流磁化特性及铁素体晶粒径的结果汇编。本实施例中，退火的加热保持时间为1-3小时，冷却速度为100℃/小时-500℃/小时。
表4中，No.10-13是在本发明规定范围内变化Mn添加量的实施例。
No.23-26是调研Sol.Al量的影响，No.28是调研C量影响，No.29-31是调研Si量影响的结果。
No.14-16是添加Ti时的实施例。在这些实施例中由于添加Al而呈铁素体单相比，而且由于添加Ti使得N固定，认为No.14、16有良好的特性。特别是No.15是基于在相当No.22的钢中添加Ti的本发明实施例，由于添加Ti而使N充分固定，认为与No.22对比例相比较有很大的改善。
No.21是Ti的添加量超过本发明规定范围的对比例，认为其直流磁化特性显著恶化。
No.22是N的添加量高且不添加Ti的对比例，由于AlN的析出状态稳定，即使进行退火也不能使得铁素体粒子充分粗大化，而且固溶N量也高，因而得不到良好的特性。
No.17-18是对钢P、Q进行1000℃退火的实施例。
以上No.10-18，No.24-26，No.27，No.29-31的实施例，都可以得到保磁力为0.4Oe以下，B0.5值为10000G以上的优良直流磁化特性，不只是能很好地满足JIS C2504 SUYPO中规定的特性，而且可在地磁程度以下的磁场环境中用作磁屏蔽材料。
No.19，20中调研了与N量、C+N量的关系中添加Ti的影响，它们都是N＞0.005%，C+N＞0.007%，但是No.20中添加了Ti，因而得到良好的特性。
显示良好直流磁化特性的本发明例，都有0.5mm以上的粗大铁素体晶粒径。
如上所述，由本发明得到的软磁性钢材，具有优良直流磁化特性，因此在弱磁场也能容易磁化，用作高功能铁芯材料和高功能磁屏蔽材料是极有利的。
Figure 891092307_IMG1
Figure 891092307_IMG2
Figure 891092307_IMG3

Claims (5)

1、一种软磁性钢材的制造方法，其特征是它将按重量%组成为：
C：0.004%以下，Si：0.5%以下，Mn：0.50%以下，P：0.015%以下，S：0.01%以下，Sol.Al：0.5-2.0%，N：0.005%以下，氧：0.005%以下，余量为Fe及不可避免的杂质组成的钢片或铸片在700℃以上1300℃以下加热，在700℃以上的温度下完成热加工，最后在900-1300℃进行退火，由此得到保磁力为0.40e以下，0.50e的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
2、一种软磁性钢材的制造方法，其特征是它将按重量%组成为：C：0.004%以下，Si：0.1%以下，Mn：0.15%以下，P：0.015%以下、S：0.01%以下，Sol.Al：0.5-2.0%、N：0.005%以下，氧：0.005%以下，余量为Fe及不可避免杂质组成的钢片或铸片在700℃以上、1300℃以下加热，在700℃以上的温度完成热加工、最后在1000-1300℃进行退火、由此得到保磁力为0.4Oe以下，0.5Oe的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
3、权利要求1或2所述的软磁性钢材制造方法，其特征是按重量%，规定C+N：0.007%以下。
4、一种软磁性钢材的制造方法，其特征是它将按重量%组成为：C：0.004%以下，Si：0.5%以下，Mn：0.50%以下，P：0.015%以下、S：0.01%以下，Sol.Al：0.5-2.0%、N：0.012%以下，氧：0.005%以下、Ti：0.005-1.0%以下、余量为Fe和不可避免杂质组成的钢片和铸片在700℃以上1300℃以下加热，以700℃以上的温度完成热加工，最后在900-1300℃进行退火，由此得到保磁力为0.4Oe以下，0.5Oe的磁通密度为10000G以上的软磁性钢材。
5、权利要求4所述的软磁性钢材的制造方法，其特征是按重量%，规定C+N：0.014以下。
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