JP2006328462A - 軟磁性鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた交流磁気特性と高い変形能とを有する軟磁性鋼材を提供する。
【解決手段】本発明による軟磁性鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．０１０超〜１．３％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
０．８５≦０．８−０．５７Ｃ＋０．８２Ｓｉ＋０．０７Ｍｎ＋０．７８Ｐ−３．５６Ｓ＋０．３Ｃｒ＋０．８２Ａｌ−１．０Ｎ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。
【選択図】なし

Description

本発明は、軟磁性鋼材に関し、さらに詳しくは、交流磁界で用いられる軟磁性鋼材に関する。

モータや発電機等の電装部品のコア材として、軟鉄、純鉄及び珪素鋼等に代表される軟磁性鋼材が使用されている。

軟磁性鋼材は、直流磁界又は交流磁界で使用されるが、軟磁性鋼材に求められる磁気特性は、直流磁界と交流磁界とで異なる。交流磁界で使用される場合、軟磁性鋼材には交流磁気特性の向上が要求される。具体的には、鉄損の低減が求められる。

ところで、交流磁界用のコア材は通常、複数の電磁鋼板を積層し、積層した電磁鋼板を打ち抜き加工等により加工して成型される。しかし、複数の電磁鋼板を積層して成型したコア材は強度及び剛性が低い。また、鋼板を積層する工程を含むため、製造コストが高い。そのため、近年、棒鋼や線材といった条鋼を素材としたコア材が登場している。条鋼を素材にすれば、冷間鍛造によりコア材を成型でき、素材の積層工程が不要となるため、製造コストを低減できる。さらに、電磁鋼板のように積層する必要がないため、コア材の強度及び剛性を向上できる。

上述のように条鋼を素材としたコア材を冷間鍛造により成型する場合、素材である条鋼は、高い変形能を要求される。近年のコア材は小型化及び複雑化しており、鍛造加工時に素材に割れが生じないようにする必要があるからである。

したがって、交流磁界用の軟磁性鋼材には、交流磁気特性の向上だけでなく、変形能の改善が要求される。

磁気特性や変形能の改善を目的とした軟磁性鋼は複数開示されている。特許文献１（特開２００３−５５７４５号公報）、特許文献２（特開２００３−２２６９４５号公報）、特許文献３（特開２００３−２２６９４６号公報）は、磁気特性や冷間鍛造性の改善を目的とした軟磁性鋼を開示する。しかし、これらの特許文献１〜３に開示された軟磁性鋼は、透磁率や磁束密度の向上を目的としており、鉄損の低減といった交流磁気特性の向上を実現するには充分でない。

特許文献４（特開２０００−７３１４９号公報）は、磁束密度が大きく、保磁力が小さく、かつ、電気抵抗が大きい軟磁性鋼材を開示する。しかし、特許文献４の軟磁性鋼材は、フェライト強化元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｃｒを多量に含有するため、変形能が低いと考えられる。

特許文献５（特開２００１−１１５２４１号公報）は、交流磁気特性及び伸線加工性の改善を目的とした電磁鋼線用鋼材を開示する。また、特許文献６（特開２００１−１３１７１８号公報）は、高周波磁気特性及び加工性の改善を目的とした電磁鋼線を開示する。しかし、特許文献５及び特許文献６の鋼材は、Ｓｉ含有量が高いため、変形能が低いと考えられる。さらに、Ｃ、Ｎ、Ｏ（酸素）及びＳの含有量の合計を低くするため、精錬等の製造コストが高くなる場合がある。
特開２００３−５５７４５号公報 特開２００３−２２６９４５号公報 特開２００３−２２６９４６号公報 特開２０００−７３１４９号公報 特開２００１−１１５２４１号公報 特開２００１−１３１７１８号公報

本発明の目的は、優れた交流磁気特性と高い変形能とを有する軟磁性鋼材を提供することである。

課題を解決するための手段及び発明の効果

本発明者らは、実質的にフェライト単相の低炭素鋼において、優れた交流磁気特性と高い変形能をバランスよく確保するため、下記のような技術思想により本発明に至った。
（ａ）初めに、本発明者らは、交流磁気特性を改善するために、鉄損を低減する方法を検討した。鉄損はヒステリシス損と渦電流損との合計であるが、交流磁界では渦電流損が鉄損の大半を占める。そのため、鉄損を低減するためには、渦電流損を特に低減する必要がある。渦電流損を低減するには、鋼の電気抵抗を高めることが有効である。また、鉄損に占める割合は小さいものの、ヒステリシス損も低減する方が好ましい。フェライト粒の微細化を防止すれば、ヒステリシス損を低減できる。
（ｂ）鋼の電気抵抗を高める効果のあるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの固溶量を高くすれば、渦電流損を低減できる。さらに、Ｍｎと硫化物を形成するＳ、Ａｌと窒化物を形成するＮは、ＭｎやＡｌの固溶量を低くし電気抵抗を低下させる効果がある。よって、ＳおよびＮを制限する必要がある。
（ｃ）ヒステリシス損を低減するには、フェライト粒の成長を阻害する析出物や介在物の形成を抑制するのが望ましい。したがってＣ、Ｎ、Ｓの含有量を低くするのが有効である。また、粒界偏析によりヒステリシス損を増大するＰも低く抑えることが効果的である。
（ｄ）次に、本発明者らは変形能を向上する方法を検討した。変形能を向上するには、固溶強化元素の含有量を低くするとともに、時効硬化に寄与する元素の含有量をも低くする必要がある。
（ｅ）したがって、交流磁気特性を改善する上では有効なＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒも、変形能を向上するという観点からは、過剰に含有すべきでない。また、時効硬化元素であるＣ、Ｎは、変形能向上との観点からも制限すべきである。また、ＭｎＳを形成するＳ、粒界偏析するＰも変形能を低下させるので低くする必要がある。
（ｆ）以上の観点から、本発明者らは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐの全てが交流磁気特性及び変形能に強い影響を与えると考えた。そこで、各元素が交流磁気特性に与える影響度と、変形能に与える影響度とを検討した。その結果、本発明者らは、これらの元素の含有量が式（１）を満たせば、交流磁気特性及び変形能をともに改善できることを見出した。
０．８５≦０．８−０．５７Ｃ＋０．８２Ｓｉ＋０．０７Ｍｎ＋０．７８Ｐ−３．５６Ｓ＋０．３Ｃｒ＋０．８２Ａｌ−１．０Ｎ≦２．０ （１）

ここで、式（１）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。

以上の検討の結果、本発明者らは以下の発明を完成した。

本発明による軟磁性鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．０１０超〜１．３％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
０．８５≦０．８−０．５７Ｃ＋０．８２Ｓｉ＋０．０７Ｍｎ＋０．７８Ｐ−３．５６Ｓ＋０．３Ｃｒ＋０．８２Ａｌ−１．０Ｎ≦２．０ （１）

ここで、式（１）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。

好ましくは、軟磁性鋼材の組織は実質的にフェライトからなり、フェライト粒径Ｄ（μｍ）が式（２）を満たす。
８０≦Ｄ<２００ （２）

ここで、フェライト粒径Ｄは、たとえば以下のように算出する。軟磁性鋼材の横断面の任意の１０視野を１００〜４００倍の光学顕微鏡により観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した切断法により各視野におけるフェライト粒度番号を算出する。算出した１０個のフェライト粒度番号の平均（平均フェライト粒度番号）を求める。平均フェライト粒度番号に基づいて各結晶粒の平均面積を算出する。平均面積から円相当径を算出し、得られた円相当径をフェライト粒径Ｄとする。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

１．化学組成
本発明の実施の形態による軟磁性鋼材は、以下の化学組成を有する。以降、元素に関する％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは鋼の強度を高める元素であるが、本発明においては時効硬化により変形能を低下する好ましくない元素である。但し、工業的にはＣ含有量を０％とすることはできず、不純物として０．００１％程度の含有は避けられない。Ｃが高すぎると、Ｆｅとセメンタイトを形成することによりフェライト粒の粒成長を阻害し、また析出したセメンタイトにより交流磁気特性を劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０１５％以下にする。好ましいＣ含有量は０．００８％以下である。

Ｓｉ：０．００５〜０．３０％
Ｓｉは交流磁気特性を向上する元素である。具体的には、鋼の電気抵抗を高くし渦電流損を低減する必要な元素である。さらに鋼のフェライト化に寄与する。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であれば、変形能が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５〜０．３０％にする。変形能の向上をより考慮すれば、好ましいＳｉ含有量は０．００５〜０．１０％である。

Ｍｎ：０．１〜０．５％
ＭｎはＳｉと同様に、鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する。Ｍｎはさらに、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成することにより、Ｓによる脆化を抑制し、変形能を向上するため、０．１％以上含有する必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、変形能が低下し、変形抵抗が大きくなる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１〜０．５％にする。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは好ましくない元素である。鋼の粒界に偏析し、変形能を低下する。Ｐはまた、偏析することで交流磁気特性を劣化する。したがって、Ｐ含有量は低いほどよく、０．０２％以下にする必要がある。好ましいＰ含有量は０．０１６％以下である。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上する効果があるが、本発明においては、Ｓは電気抵抗を高める効果のあるＭｎの固溶量を低減し、渦電流損を増大する好ましくない元素である。また、ＭｎＳは非金属介在物であり、かつフェライト粒の成長を阻害するため、ヒステリシス損にも悪影響を及ぼす。さらに、鋼中のＭｎＳ量が多いと変形能も低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下にする。好ましいＳ含有量は０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。

Ａｌ：０．０１０超〜１．３％
Ａｌは交流磁気特性を向上する。具体的には、鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を減少する必要な元素である。Ａｌはさらに、Ｓｉと同じく鋼のフェライト化に寄与する。Ａｌ含有量が少ない場合、Ｓｉ及びＭｎ含有量を増加することにより交流磁気特性を向上できるが、その場合Ｓｉ及びＭｎ含有量が高くなりすぎると変形能が低下する。一方、Ａｌ含有量が過剰であれば変形能が低下し、変形抵抗が大きくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０超〜１．３％にする。換言すれば、Ａｌ含有量は、０．０１０％よりも高くし、かつ、１．３％以下にする。好ましいＡｌ含有量は０．０５〜１．０％である。

Ｃｒ：０．０１〜２．０％
ＣｒはＡｌと同様に交流磁気特性を向上する。具体的には、電気抵抗を高め、渦電流損を低減する必要な元素である。Ｃｒはさらに、鋼のフェライト化に寄与する。

しかし、Ｃｒ含有量が過剰であれば、変形能が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１〜２．０％である。好ましいＣｒ含有量は０．０１〜１．５％である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは好ましくない元素である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成することによりＡｌ固溶量を低減し、交流磁気特性を劣化する。Ｎはさらに、鋼を時効硬化するため、変形能を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下にする。好ましいＮ含有量は、０．００８％以下であり、さらに好ましいＮ含有量は０．００５％以下である。

Ｏ（酸素）：０．０２０％以下
Ｏは好ましくない元素である。Ｏは酸化物を形成し、磁気特性を劣化する。形成された酸化物はまた、変形能を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下にする。好ましいＯ含有量は０．０１０％以下であり、さらに好ましいＯ含有量は０．００５％以下である。

なお、残部はＦｅで構成されるが、上述した以外の他の不純物が含まれることもあり得る。

本実施の形態における軟磁性鋼材は、上記化学組成に加えて、以下の式（１）を満たす。
０．８５≦ｆｎ１≦２．０ （１）

ここで、ｆｎ１は以下の式（Ａ）で示される。
ｆｎ１＝０．８−０．５７Ｃ＋０．８２Ｓｉ＋０．０７Ｍｎ＋０．７８Ｐ−３．５６Ｓ＋０．３Ｃｒ＋０．８２Ａｌ−１．０Ｎ （Ａ）

ｆｎ１中の記号は、各元素の質量％である。

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎは交流磁気特性及び変形能に特に影響を与える元素である。これらの元素の含有量が上述した化学組成の範囲内であり、かつ、式（１）を満たせば、交流磁気特性及び変形能がともに向上する。

図１はｆｎ１と交流磁気特性及び変形能との関係を示す図である。図１は次のように求めた。上述した範囲の化学組成を有する複数の軟磁性鋼材を準備した。準備した各軟磁性鋼材に対して後述する実施例と同じ試験方法（交流磁気特性評価試験、変形能評価試験）を実施し、全鉄損及び限界圧縮率を求めた。なお、全鉄損は交流磁気特性の指標であり、限界圧縮率は変形能の指標である。

図１（ｂ）の全鉄損の曲線を参照して、全鉄損はｆｎ１の増大に伴い急速に低下する。換言すれば、ｆｎ１の増大に伴い交流磁気特性は向上する。一方、図１（ａ）の限界圧縮率の曲線を参照して、限界圧縮率はｆｎ１＝２．０以降で急速に低下する。

ｆｎ１が式（１）を満足すれば、高い交流磁気特性及び変形能を得ることができる。具体的には、全鉄損が１４０ｗ／ｋｇ以下になり、限界圧縮率が７０％以上になる。

２．組織
本実施の形態による軟磁性鋼材の組織は、実質的にフェライトからなる。具体的には、フェライトが組織中の９５％以上を占め、セメンタイトが５％未満である。セメンタイトはＭｎＳ等の非金属介在物と同様に、交流磁気特性を劣化する。組織を実質的にフェライト単相にすることにより、交流磁気特性を向上できる。

本実施の形態による軟磁性鋼材は、好ましくは、フェライト粒径Ｄ（μｍ）が以下の式（２）を満足する。
８０≦Ｄ<２００ （２）

ここで、フェライト粒径は以下のように算出する。軟磁性鋼材の横断面の任意の１０視野を１００〜４００倍の光学顕微鏡により観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した切断法により各視野におけるフェライト粒度番号を算出し、さらに算出した１０個のフェライト粒度番号の平均（平均フェライト粒度番号）を算出する。平均フェライト粒度番号に基づいて各結晶粒の平均面積を算出する。さらに平均面積から円相当径を算出し、得られた円相当径をフェライト粒径とする。

フェライト粒径Ｄが８０μｍ以上であれば、保磁力が低下し、磁束密度が高くなるため、交流磁気特性はより向上する。一方、フェライト粒径Ｄが２００μｍ未満であれば、変形能はより向上する。フェライト粒径Ｄが式（２）を満足すれば、より優れた交流磁気特性及び変形能を有する軟磁性鋼材が得られる。なお、フェライト粒径Ｄが式（２）を満足しなくても、従来よりも良好な交流磁気特性及び変形能を得ることができる。

３．製造方法
本実施の形態による軟磁性鋼材は、軟磁性を有する条鋼であって、より具体的には、軟磁性を有する棒鋼や線材等である。以下、本実施の形態の軟磁性鋼材の製造方法を説明する。

上記化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材とはたとえばスラブやブルームやビレットである。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。

連続鋳造材又は鋼塊を熱間加工して棒鋼及び線材といった軟磁性鋼材にする。たとえば、連続鋳造材等を熱間圧延によりビレットにして、ビレットを熱間加工して軟磁性を有する棒鋼又は線材にする。他の加工方法により軟磁性を有する棒鋼又は線材にしてもよい。

熱間加工後の軟磁性鋼材に焼鈍処理を実施する。焼鈍温度は７００〜９００℃にするのが好ましい。この焼鈍処理により鋼の組織が実施的にフェライト単相になり、かつ、フェライト粒径Ｄが式（２）を満たす大きさになる。なお、焼鈍温度が７００〜９００℃の範囲外となった場合、フェライト粒径Ｄは式（２）を満たさないものの、組織は実質的にフェライト単相になる。

表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、１５０ｋｇのインゴットにした。

表１中の「ｆｎ１」欄は、式（Ａ）に基づいて算出した各鋼種番号の鋼のｆｎ１を示す。表１を参照して、鋼種番号Ａ１〜Ａ１４の鋼の化学組成は本発明の範囲内であった。また、鋼種番号Ａ１〜Ａ１４のｆｎ１は式（１）を満たした。

一方、鋼種番号Ｂ１〜Ｂ１１は化学組成及び／又はｆｎ１が本発明の範囲外であった。具体的には、鋼種番号Ｂ１のＣ含有量は本発明の上限を超え、ｆｎ１は本発明の下限未満であった。鋼種番号Ｂ２及びＢ３のＳｉ含有量は本発明の上限を超えた。鋼種番号Ｂ４及びＢ５のＭｎ含有量は本発明の上限を超えた。

鋼種番号Ｂ６の化学組成は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ１が本発明の下限未満であった。鋼種番号Ｂ７は、Ｎ含有量が本発明の上限を超え、ｆｎ１が本発明の下限未満であった。鋼種番号Ｂ８は、Ｃｒ含有量が本発明の上限を超えた。鋼種番号Ｂ９は、Ａｌ含有量が本発明の上限を超え、ｆｎ１が本発明の上限を超えた。

鋼種番号Ｂ１０の化学組成は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ１が本発明の上限を超えた。鋼種番号Ｂ１１は、Ｓ含有量が本発明の上限を超え、ｆｎ１が本発明の下限未満であった。

表１に示す化学組成の各インゴットを１０００〜１３００℃で加熱し、加熱したインゴットを熱間鍛伸して直径４０ｍｍの棒鋼にした。続いて、作成した棒鋼に対して表２に示す焼鈍温度（℃）で２時間の焼鈍処理を実施した。

焼鈍処理後、表２に示す各試験番号の棒鋼について、ミクロ組織を調査し、さらに変形能評価試験及び交流磁気特性評価試験を実施した。

［ミクロ組織］
各試験番号の棒鋼の横断面のミクロ組織を観察した。棒鋼を横断方向に切断した試験片の１／４（半径２０ｍｍの扇形、厚さ１０ｍｍ）を樹脂埋めし、横断面を研磨した。研磨後、横断面をナイタル腐食液で腐食した。腐食後、１００〜４００倍の光学顕微鏡で横断面のミクロ組織を観察した。

観察したミクロ組織におけるフェライト相の面積率を測定した。具体的には横断面における任意１０視野の光学顕微鏡写真（倍率１００倍）を画像処理し、全視野面積中に占めるフェライト相の面積率を算出した。測定の結果、全ての試験番号の棒鋼のミクロ組織でフェライトが９５％以上を占めた。換言すれば、すべての試験番号の棒鋼の組織は実質的にフェライトであった。

さらに、各試験番号でフェライト粒径を算出した。上述の試験片の横断面で任意の１０視野を１００〜４００倍の光学顕微鏡により観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した切断法により各視野におけるフェライト粒度番号を算出した。算出した１０個のフェライト粒度番号の平均（平均フェライト粒度番号）を算出した。続いて、平均フェライト粒度番号に基づいて各結晶粒の平均面積を算出した。さらに平均面積から円相当径を算出し、得られた円相当径をフェライト粒径とした。表２に算出したフェライト粒径を示す。

［変形能評価試験］
各試験番号の棒鋼から図２に示す複数の試験片を機械加工により作製した。試験片は直径１４ｍｍ、高さ２１ｍｍの円柱であって、円柱表面の軸方向に切り欠き部（スリット部）を作成した。

作製した複数の試験片に対して冷間圧縮試験を実施した。冷間圧縮試験には５００ｔｏｎクランクプレスを使用した。冷間圧縮試験では圧縮加工量を変化させ、各圧縮加工量で複数の試験片を圧縮し、試験片のスリット部に割れが発生したか否かを調査した。各圧縮加工量における試験後の試験片のうち、割れの発生した試験片の数が５０％以上となった最低の圧縮加工量を限界圧縮率とした。本実施例では、限界圧縮率が７５％以上であれば変形能が非常に高いと判定し（表２中「◎」印で表示），限界圧縮率が７０％以上７５％未満であれば変形能が高いと判定し（表２中「○」印で表示）、限界圧縮率が７０％未満であれば変形能が低いと判定した（表２中「×」印で表示）。

［交流磁気特性評価試験］
各試験番号の棒鋼からリング状試験片を機械加工により作製した。リング状試験片は外径３０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ５ｍｍとした。

リング状試験片に磁界印加用のコイルと磁束検出用のコイルとを巻き線し、ＪＩＳ Ｃ２５０４に準拠して全鉄損Ｗｔを測定した。具体的には、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．５Ｔの直流磁場でヒステリシス損Ｗｈを測定し、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．５Ｔの交流磁場で渦電流損Ｗｅを測定した。全鉄損Ｗｔは以下の式（３）で求めた。
Ｗｔ＝Ｗｈ＋Ｗｅ （３）

算出した全鉄損Ｗｔが１３５Ｗ／ｋｇ以下であれば，磁気特性が非常に良好であると判定し（表２中「◎」印で表示），全鉄損Ｗｔが１３５Ｗ／ｋｇを超え、かつ、１４０Ｗ／ｋｇ以下であれば磁気特性が良好であると判定した（表２中「○」印で表示）。算出した全鉄損Ｗｔが１４０Ｗ／ｋｇを超えた場合，磁気特性が悪いと判定した（表２中「×」印で表示）。

［試験結果］
各評価試験の試験結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜１９は、化学組成及びｆｎ１がいずれも本発明の範囲内であった。また、組織はいずれも実質的にフェライトからなり、組織中のセメンタイトが５％未満であった。そのため、試験番号１〜１９の交流磁気特性及び変形能は良好であった。具体的には、全鉄損が１４０Ｗ／ｋｇ以下であり、限界圧縮率が７０％以上であった。

試験番号１，２，５〜８，１１〜１３，１６，１７及び１９はさらに、フェライト粒径Ｄがいずれも式（２）を満たした。そのため、これらの試験番号の全鉄損は、いずれも１３５Ｗ／ｋｇ以下であり、非常に優れた交流磁気特性を示した。さらに、これらの試験番号の限界圧縮率は、いずれも７５％以上であり、非常に高い変形能を示した。

試験番号３，９及び１５は、フェライト粒径がいずれも式（２）の下限未満となったため、限界圧縮率は７５％以上であったものの、全鉄損が１３５Ｗ／ｋｇを超えた。ただし、これらの全鉄損はいずれも１４０Ｗ／ｋｇ以下であり、良好であった。

また、試験番号４，１０，１４及び１８は、フェライト粒径がいずれも式（２）の上限を超えたため、全鉄損が１３５Ｗ／ｋｇ以下であったものの、限界圧縮率が７５％未満であった。ただし、これらの限界圧縮率はいずれも７０％以上であり、良好であった。

一方、各試験番号２０〜３０は、交流磁気特性及び／又は変形能が低かった。具体的には、試験番号２０は、Ｃ含有量が高く、かつ、ｆｎ１が小さかったため、全鉄損が１４０Ｗ／ｋｇを超え、限界圧縮率が７０％未満であった。試験番号２１及び２２は、Ｓｉ含有量が高かったため、限界圧縮率が７０％未満であった。試験番号２３及び２４は、Ｍｎ含有量が高かったため、限界圧縮率が７０％未満であった。試験番号２５は、化学組成は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ１が本発明の下限未満であったため、全鉄損が１４０Ｗ／ｋｇを超えた。試験番号２６は、Ｎ含有量が高く、ｆｎ１が本発明の下限未満であったため、全鉄損が１４０Ｗ／ｋｇを超え、かつ、限界圧縮率が７０％未満となった。試験番号２７は、Ｃｒ含有量が高かったため、限界圧縮率が７０％未満となった。試験番号２８は、Ａｌ含有量が高く、ｆｎ１が本発明の上限を超えたため、限界圧縮率が７０％未満となった。試験番号２９は、化学組成は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ１が本発明の上限を超えたため、限界圧縮率が７０％未満となった。試験番号３０は、Ｓ含有量が高く、ｆｎ１が本発明の下限未満となったため、全鉄損が１４０Ｗ／ｋｇを超え、かつ、限界圧縮率が７０％未満となった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明による軟磁性鋼材は、電装部品に広く利用可能である。特に、モータ、発電装置、電磁スイッチ等における交流磁界用のコア材として利用可能である。

軟磁性鋼材のｆｎ１と全鉄損及び限界圧縮率との関係を示す図である。 実施例における変形能の評価試験で使用する試験片の上面及び側面を示す図である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．０１０超〜１．３％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たすことを特徴とする軟磁性鋼材。
   ０．８５≦０．８−０．５７Ｃ＋０．８２Ｓｉ＋０．０７Ｍｎ＋０．７８Ｐ−３．５６Ｓ＋０．３Ｃｒ＋０．８２Ａｌ−１．０Ｎ≦２．０ （１）
   ここで、式（１）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。
2. 請求項１に記載の軟磁性鋼材であって、
   前記軟磁性鋼材の組織は実質的にフェライトからなり、フェライト粒径Ｄ（μｍ）が式（２）を満たすことを特徴とする軟磁性鋼材。
   ８０≦Ｄ<２００ （２）
   
   
   

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