(57)【要約】【目的】製造が容易で、ビッカース硬度でＨｖ２５０以上、かつ磁場１０　Ｏｅのときの磁束密度Ｂ１０で１．０Ｔを超える磁束密度が得られる高強度軟磁性ステンレス鋼を提供する。【構成】Ｓｉ含有量を３．５％以下に抑え，Ｃｒを９．０〜２０．０％，Ｃｕを１．０〜４．０％含み、式（２）で定義されるＡ値が１３を超えるように成分調整された鋼板を、１０００〜１２００℃で溶体化後、平均冷却速度が１００℃／秒以下となるように冷却し、さらに４００〜７００℃の温度範囲内で時効処理するすることにより、Ｃｕリッチ相が分散・析出したフェライト単相からなる組織をもつ鋼板を得る。2004099926.tif 000009【選択図】　　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以下，Ｓｉ：０．２〜３．５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．０３％以下，Ａｌ：０．０５〜５．０％，Ｎ：０．０３％以下，Ｃｒ：９．０〜２０．０％，Ｃｕ：１．０〜４．０％を含み、残部が実質的にＦｅの組成をもち、式（１）で定義されるＡ値が１３を超え、溶体化時効処理によるＣｕリッチ相が分散・析出したフェライト単相からなる組織を有することを特徴とする高強度軟磁性ステンレス鋼。
2004099926.tif 000007
【請求項２】
さらにＮｂ，Ｔｉのうちから選ばれるいずれか少なくとも１種単独では、Ｎｂ：１．０％以下，Ｔｉ：０．５％以下，あるいはＮｂとＴｉの複合で１．０％以下を含み、式（２）で定義されるＡ値が１３を超える請求項１に記載の高強度軟磁性ステンレス鋼。
2004099926.tif 000008
【請求項３】
請求項１または２に記載された成分を有する鋼板を、１０００〜１２００℃で溶体化後、平均冷却速度が１００℃／秒以下となるように冷却し、その後４００〜７００℃の温度範囲内で時効処理することを特徴とする高強度軟磁性ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度，高磁束密度および高耐食性が要求される電動機の回転子等に用いられる、高強度軟磁性ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の電動機の回転子には電磁鋼板等の鉄系材料が用いられている。昨近、省エネルギーを狙いとして、周波数を変えることによって電動機の回転数を最適の回転数に変えるインバーター制御の電動機がエアコン等の家電製品に用いられている。最近、さらに効率を上げるためにこの電動機の回転数をさらに上げようとのニーズが顕在化してきている。
しかしながら、電動機の回転数を上げると回転子にかかる遠心力が増大し、従来の軟磁性材料の強度ではＨｖ２００以下と強度が低いため、回転数を上げることには限界があった。また使用される環境によっては銹が発生するためめっき等の処理が必要であった。
【０００３】
鉄鋼材料の強度を増大させる方法として、加工強化，マルテンサイト変態強化，固溶強化，析出強化，結晶粒微細強化がある。ステンレス系軟磁性材料の軟磁性特性を低下させずに高強度化する技術として以下の技術が開示されている。
固溶強化を利用した技術として、特開昭４９−７３３２２号公報には、フェライト系ステンレス鋼成分にＰを０．１〜０．４％含有させた材料が開示されているが、Ｐを０．１％以上含有させると耐食性が劣化するとともに熱間加工で耳割れが発生しやすくなる。またこのステンレス鋼は固溶により強化しようとするものであるため、最高硬さでもＨｖ２１０と大きな高強度化は望めなかった。また、特開昭６１−２７２３５２号公報あるいは特開昭６３−１０９１４３号公報には、Ｓｉを１．５〜３．５％添加して固溶強化する方法が開示されているが、固溶強化のみでは最高硬さでもＨｖ２２０までである。固溶強化でこれ以上硬度を上げようとすると、冷間加工性が著しく低下するという問題点があった。
【０００４】
析出強化を利用した技術として、特開昭５４−１２４８１８号公報には、Ｆｅ−Ｃｒ系のフェライト系ステンレス鋼にＮｉ，Ａｌ，Ｔｉを含有させ、時効処理を施して析出硬化により高強度化させた材料が開示されている。この技術によれば、析出硬化によりＨｖ４５０以上の高硬度が得られるものの、Ｔｉを多量に含有するためＴｉ系介在部に起因した表面キズが発生しやすいこと、製造工程で著しく靭性が低下し板切れ等の製造上の問題があった。さらに、析出硬化のために高価なＮｉを多量に添加する必要があり、コストが高くなるという問題も抱えていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来技術では析出強化により強度が高く、高磁場での磁束密度が比較的高い技術が開示されている。しかしながら、フェライト単相にするためにＣｒ含有量を多くせざるを得ずその結果、磁束密度が小さくなり、また、析出強化のため表面キズを生じやすい合金元素を多量に添加する必要があったり、あるいは高価な合金元素を多量に含有させなければならないという問題がった。
そこで、本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、製造が容易で、表面キズ等の問題がなく、大きなコストアップを招くこともなく、ビッカース硬度でＨｖ２５０（引張強度で８００Ｎ／ｍｍ２）以上、かつ磁場１０　Ｏｅ（７９６Ａ／ｍ）のときの磁束密度Ｂ１０で１．０Ｔを超える磁束密度が得られる高強度軟磁性ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度軟磁性ステンレス鋼は、その目的を達成するため、質量％で、Ｃ：０．０３％以下，Ｓｉ：０．２〜３．５％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．０３％以下，Ａｌ：０．０５〜５．０％，Ｎ：０．０３％以下，Ｃｒ：９．０〜２０．０質量％，Ｃｕ：１．０〜４．０％を含み、さらに必要に応じてＮｂ，Ｔｉのうちから選ばれるいずれか少なくとも１種単独では、Ｎｂ：１．０％以下，Ｔｉ：０．５％以下，あるいはＮｂとＴｉの複合で１．０％以下を含み、残部が実質的にＦｅの組成をもち、式（２）で定義されるＡ値が１３を超え、溶体化時効処理によるＣｕリッチ相が分散・析出したフェライト単相からなる組織を有することを特徴とする。
2004099926.tif 000002
また、このような高強度軟磁性ステンレス鋼は、上記成分を有する鋼板を、１０００〜１２００℃で溶体化後、平均冷却速度が１００℃／秒以下となるように冷却し、その後４００〜７００℃の温度範囲内で時効処理することにより得られる。
【０００７】
【実施の態様】
本発明者等は、製造性，製造コストを考慮しつつ磁束密度を低下させずに、かつ高強度化するステンレス鋼について検討した。
ＳＵＳ４１０系ステンレス鋼を圧延により加工硬化させて強度を高めたもの、フェライトとオーステナイトの２相域から焼き入れてマルテンサイト相を生成させたもの、ＳＵＳ４１０系ステンレスをベースにＳｉを添加して固溶強化したもの、並びにＦｅ−１２Ｃｒ−０．６Ｓｉ−１．５ＡｌをベースにＣｕを０〜２％の範囲で添加した冷延板を、溶体化処理（１０００℃×１分、空冷）後、５５０℃で２０分時効析出処理したものについて、硬度アップΔＨｖと磁場１０　Ｏｅでの磁束密度Ｂ１０の関係を調査した。
【０００８】
外径４５ｍｍ，内径３３ｍｍのリング状の試験片に加工後、磁束密度の測定は直流磁化ＢＨ特性自動記録装置により行った。なお、時効処理については、リング状試験片に加工後、溶体化処理，時効処理を行った。各サンプルの初期の磁束密度は、マルテンサイト強化材，固溶強化材および加工強化材については焼鈍まま材で、時効処理材については溶体化処理後に測定した。
各サンプルの初期状態での磁束密度Ｂ１０の値は１．２〜１．４Ｔであり、いずれも１．０Ｔ以上であった。
各強度向上策を施した後の硬度の増加と磁束密度Ｂ１０の関係を図１に示す。加工強化あるいはマルテンサイト強化では強度の上昇とともに磁束密度Ｂ１０も著しく低下している。Ｓｉ添加による固溶強化およびＣｕ析出によるものについては磁束密度Ｂ１０をほとんど低下させることなく硬さを上げることが可能であることがわかる。
【０００９】
ＣｕおよびＳｉの添加量を変えた０．８ｍｍ厚の冷延板を作製し、Ｃｕ添加材については１０００℃で溶体化処理後、５５０℃×２０分の時効処理したときの硬さ、Ｓｉ添加材については得られた冷延板を１０００℃で焼鈍した後の硬さを測定した。その結果を図２に示す。なお、Ｃｕ添加量が４．０％を超えたものでは熱間圧延時に耳割れが生じた。また、Ｓｉ添加量が３．５％を超えたものは冷間圧延が困難であった。
圧延時の割れ等、製造上問題のない範囲でＳｉを添加したものの最高硬さはＨｖ２２０程度であるのに対して、Ｃｕ添加材はＨｖ３００まで到達する。
【００１０】
以上のことから、コストを上昇させることなく製造が容易で、磁束密度を落とさず磁束密度Ｂ１０で１．０Ｔ以上の磁束密度が得られ、かつ２５０Ｈｖ以上の硬さが得られる方策としては、Ｃｕを添加し時効によりＣｕリッチ相を分散させることが有効であることがわかった。
磁束密度を高い状態で維持するために、組織をフェライト単相にする必要があることはいうまでもない。本発明では、時効析出によりフェライト中にＣｕリッチ相を分散させて、磁束密度を低下させることなく、強度を高くすることができたものである。
加工硬化，マルテンサイト相による硬化ともその強化の機構として共通するところは転位密度の増大による強化である。すなわち、加工硬化は圧延等による加工により導入される金属組織中の転位の増大に伴って、またマルテンサイト相による強化は高転位密度のマルテンサイト相が増すに従い、強度は向上するがそれに反比例して磁束密度は低下する。したがって転位により著しく磁区の移動が制限されるため、転位密度が増大するほど磁束密度は低下すると推測される。一方、固溶強化や本発明のような時効析出では金属組織中の転位密度を増大させることなしに強化可能であるため、磁束密度の低下は殆どなかったと推察される。
【００１１】
本発明が対象とするステンレス鋼では、合金成分および含有量を次のように定める。なお「％」表示はいずれも「質量％」である。
【００１２】
Ｃ：０．０３％以下
Ｃは、強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させるとともにＣｒとの炭化物を生成して耐食性や磁気特性を劣化させる有害元素である。このような影響を抑制するため、Ｃ含有量の上限を０．０３％に設定した。
Ｓｉ：０．２〜３．５％
Ｓｉは脱酸剤として添加される。またフェライト生成元素であり、また電気抵抗を高めるため、高周波磁場での渦電流損を小さくするのに有効である。このため積極的に添加される。しかし、過剰に添加すると硬質になり、冷間圧延時に割れが発生しやすくなるので、Ｓｉ含有量の上限は３．５％に設定した。
プレス等の加工が加わる場合は２．０％以下にすることが好ましい。
【００１３】
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは脱酸剤であるが、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させる作用を呈する。そのため、Ｍｎ含有量は１．０％以下に限定した。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイトの生成を促進させる作用を呈する。マルテンサイトの生成を抑制するため、Ｎｉ含有量は０．５％以下に限定した。
【００１４】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、耐食性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０４％以下に限定した。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは耐食性、磁気特性を低下させるので０．０３％以下に限定した。
Ａｌ：０．０５〜５．０％以下
Ａｌはフェライト生成元素で、かつ電気抵抗を高めるため高周波磁場での渦電流損を小さくするのに有効である。このため積極的に添加されるが、５．０％を超えると靭性が低下するとともにＡｌ系介在物に起因した表面キズが発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量の上限を５．０％に設定した。好ましくは３．０％以下である。
【００１５】
Ｎ：０．０３％以下
ＮはＣと同様に強力なオーステナイト生成元素で、マルテンサイトの生成を促進させる。そのため、Ｎ含有量は０．０３％以下とした。
Ｃｒ：９．０〜２０．０％
Ｃｒは耐食性を良くし、かつ電気抵抗を上げる。このような作用・効果は、９．０％以上のＣｒ含有量で顕著になる。しかし、２０．０％を超えるＣｒの過剰添加は、材質を硬質化しプレス加工性を劣化させる。したがって、Ｃｒ含有量は９．０〜２０．０％とする。好ましい範囲は１４．０％以下である。
【００１６】
Ｃｕ：１．０〜４．０％
Ｃｕは、本発明で最も重要な合金成分である。前条のように時効強化作用を有する。Ｃｕは、本来オーステナイト生成元素であるが、Ｎｉに比べオーステナイト化傾向は弱い。したがってマルテンサイト生成に関してＣｕの含有をさほど心配する必要はない。また、Ｎｉに比べ飽和磁束密度の低下が小さい。
時効強化を発現させるためには１．０％以上の含有が必要である。しかし、４．０％を超えて過剰に含有すると熱間加工性が著しく低下し、熱間圧延中に耳割れが発生する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０〜４．０％の範囲とする。好ましくは１．５〜３．５％である。
【００１７】
Ｎｂ：０．００〜１．０％
ＮｂはＣおよびＮを固定するとともに、それ自身がフェライト生成元素である。しかしながら、１．０％を超える過剰なＮｂ添加は、材料の靭性低下をもたらす。したがって、Ｎｂ含有量の上限は１．０％とする。
Ｔｉ：０．００〜０．５％
Ｎｂと同様にＣおよびＮを固定するとともに、それ自身がフェライト生成元素である。しかしながら、０．５％を超えるＴｉを添加すると、Ａｌと同様にＴｉ系介在物を生成して表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｔｉ含有量の上限は０．５％とする。
なお、ＴｉとＮｂは複合して添加しても良い。ただし、その合計量が１．０％を超えると靭性が低下し、製造性が悪化するため、上限は１．０％とする。
【００１８】
前述したように、高い磁束密度を得るためには、溶体化熱処理後の金属組織をフェライト単層にする必要がある。そこで、本発明の成分範囲でフェライト単相になるための条件について検討した。
種々の成分からなる鋼を実験室的に溶製し、得られたそれぞれの小鋼塊を鍛造・熱延し、焼鈍・脱スケール後、冷延して１ｍｍ厚の板を得た。この冷延板を１０００℃で溶体化後、金属組織を顕微鏡観察しマルテンサイト量を測定した。各成分のマルテンサイト生成に対する寄与度を求め、下記（２）式を求めた。
2004099926.tif 000003
（２）式で求めたＡ値とマルテンサイト生成量との関係を整理すると、図３に示すようになる。この結果から、Ａ値が１３以下ではマルテンサイトが生成することがわかる。したがって、溶体化後の組織をフェライト単相にするためには、Ａ値が１３を超えるように成分調整する必要がある。
【００１９】
本発明者等は、さらに適正熱処理条件を把握すべく、Ｆｅ−１２Ｃｒ−１．５Ｓｉ−１．５Ａｌ鋼をベースに、Ｃｕを１．５〜３．０％の範囲で変えて添加した各種サンプルを用いて検討を行った。種々の温度で保持したサンプルを室温まで冷却後、５５０℃で３０分時効処理し、時効前後の硬さの差分を調査した。その結果、溶体化処理温度が高いほど、時効後の硬度増分が大きくなり、１０００℃以上で飽和した。また、１０００℃に満たないとＣｕの固溶が十分でない。したがって、溶体化処理温度の下限は１０００℃とした。しかし、過度に高い溶体化温度では酸化スケールが多量に生成するため、上限は１２００℃にする。
時効温度については、４００℃に満たないと時効時間が長くなりすぎて効率的でない。また、７００℃を超えるとＣｕリッチ相であるε−Ｃｕ相が短時間で粗大化して硬化しなくなる。そこで時効処理は４００〜７００℃の温度範囲内で施す必要がある。
【００２０】
溶体化処理後の冷却速度と時効処理後の磁束密度との関係をＦｅ−１２Ｃｒ−１．５Ｓｉ−１．５Ａｌ−２Ｃｕ鋼を用いて調査した。
１０００℃×０ｓの溶体化処理後、種々の冷却速度で冷却した各サンプルに、６５０℃×１０ｓの時効処理を施した。そして、各サンプルの磁束密度を測定した。その結果を図４に示している。１０００℃から２００℃までの平均冷却速度で１００℃／秒を超える速い速度で冷却すると、磁束密度は著しく低下する。冷却速度が速い場合、室温まで冷却した鋼板に熱歪が生じ、この残留歪が時効処理でも消失せず、磁気特性を低下させていると推察される。
したがって、溶体化後の平均冷却速度は１００℃／秒以下にする必要がある。
ただし、１℃／秒よりも遅くするとＣｕが冷却途中で析出する。空冷よりも少し早い程度とすることが好ましい。
【００２１】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を３０ｋｇ高周波真空溶解炉で溶製し、粗熱延，仕上げ圧延により３ｍｍ厚の熱延板を作製し、その後、焼鈍・酸洗，冷延を行い、０．８ｍｍ厚の冷延板を作製した。
ただし、鋼Ｎｏ．１０は、Ｃｕ含有量が多かったため熱延の段階で著しい耳割れが発生し、鋼Ｎｏ．１３は、Ｓｉ含有量が多すぎたため冷延で割れが発生した。このため、この２つの鋼については以降の工程を省略した。
その他の鋼サンプルのうち、時効析出により強化するものに対しては、０．８ｍｍ厚の冷延板に溶体化処理と時効処理を施した。溶体化処理温度は１０００℃で１分保持した後、空冷した。空冷の際の室温までの平均冷却速度は約５℃／秒であった。時効処理は５５０℃で均熱３０分で行った。
固溶強化材は０．８ｍｍ厚の冷延板を１０００℃で焼鈍した。加工強化材は冷延で耳切れが生じない圧延率で圧延ままとした。
【００２２】
時効強化材の磁束密度は外径４５ｍｍ，内径３３ｍｍのリング状試験片に加工後、溶体化・時効処理を行い、その後直流磁化ＢＨ特性自動記録装置にて１０　Ｏｅの磁場をかけたときの磁束密度Ｂ１０を測定した。固溶強化材の磁束密度は、同じサイズの試験片に加工，焼鈍後に、また、加工強化材の磁束密度は、加工後同じサイズに切り出した試験片を用いて同じ方法で測定した。
硬さは、ビッカース硬度試験機により荷重１０ｋｇｆで測定した。
それらの測定結果を表２に示す。
【００２３】
本発明にしたがった鋼Ｎｏ．１〜８では、熱延，冷延とも割れは発生しなかった。また磁束密度Ｂ１０は１．０Ｔ以上であり、硬さもＨｖ２５０以上で、所期の目的に沿うものであった。
しかしながら、４．０％を超えるＣｕを添加した鋼Ｎｏ．１０は、熱延の段階で、また、３．５％を超えるＳｉを添加した鋼Ｎｏ．１３は、所定厚みに冷延する前に著しい割れが生じた。
Ｓｉを２．５％のみ添加し固溶強化した鋼Ｎｏ．９は、磁束密度Ｂ１０は１．０Ｔ以上であったが、硬さはＨｖ２００以下であった。固溶強化のみでは所望の硬さが得られないことがわかる。
鋼Ｎｏ．１１は、Ａ値が１３以下であったために冷却中にマルテンサイトが生じ、磁束密度Ｂ１０が著しく小さい値となった。鋼Ｎｏ．１２は、Ｃｒ含有量が２０．０％を超えていたため、磁束密度Ｂ１０が１．０Ｔ未満になった。さらに鋼Ｎｏ．１４は、加工強化させているため磁束密度Ｂ１０，硬さとも低かった。
【００２４】
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【００２５】
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【００２６】
鋼Ｎｏ．７を用いて、条件を変えて溶体化・時効処理したときの磁束密度Ｂ１０と硬さの変化について調べた。その結果を表３に示す。
本発明にしたがった実験Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ３は、いずれも磁束密度Ｂ１０が１．０Ｔ以上であり、また硬さはＨｖ２５０以上であった。
しかしながら、溶体化処理温度が低かった実験Ｎｏ．Ｅ４は、Ｃｕの固溶・析出が不十分で、時効後の硬さの増加が小さくＨｖ２５０に満たなかった。溶体化温度保持後の冷却を水冷で行ったため、冷却速度が早すぎた実験Ｎｏ．Ｅ５は、時効後の磁束密度Ｂ１０の値が著しく低い値となった。時効温度が高すぎた実験Ｎｏ．Ｅ６は、過時効となりＨｖ２５０以上の硬さは得られなかった。逆に時効温度が低すぎた実験Ｎｏ．Ｅ７は、長時間に時効を行ってもＨｖ２５０以上の硬さは得られなかった。
【００２７】
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【００２８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明によれば、熱延，冷延時に割れ発生等の問題はなく、高価なＮｉや、表面キズの原因となるＴｉを多量に添加することなく、優れた耐食性を有し、１．０Ｔを超える高い磁束密度Ｂ１０およびＨｖ２５０以上の硬さをもつ軟磁性のステンレス鋼を容易に得ることができる。
なお、説明を省略したが本発明ステンレス鋼の電気抵抗は６０μΩｃｍ以上であるため交流磁場での渦電流損が小さいため、本発明による鋼板は高周波数での磁束密度の低下が小さい。また本発明の強化機構が時効強化であるため、溶体化・時効処理前は比較的軟質であり、加工が容易である。したがって、電動機のコア，ヨーク等、種々の複雑な形状品の成形加工も容易に行える。
【図面の簡単な説明】
【図１】硬さの増加と磁束密度Ｂ１０の低下との関係を示す図
【図２】Ｃｕ，Ｓｉの添加量と硬さとの関係を示す図
【図３】Ａ値とマルテンサイト相との関係を説明する図
【図４】溶体化後の平均冷却速度と時効後の磁束密度との関係を示す図
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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