JP4464889B2 - 冷間鍛造性、被削性および磁気特性に優れた軟磁性鋼材、並びに磁気特性に優れた軟磁性鋼部品 - Google Patents
冷間鍛造性、被削性および磁気特性に優れた軟磁性鋼材、並びに磁気特性に優れた軟磁性鋼部品 Download PDFInfo
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Description
本発明は、自動車や電車、船舶用などを対象とする各種電装部品に使用されるソレノイド、リレーまたは電磁弁等の鉄心材として有用な軟磁性鋼部品、およびその原材料である軟磁性鋼材に関するものであり、成型加工時において高歩留まりで寸法精度に優れた部品を得ることができることに加え（以下、この特性を単に「冷間鍛造性」ということがある）、切削加工を行って部品に成形する際に優れた被削性を発揮し、更にＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種レベル以上の優れた磁気特性を磁気焼鈍によって確保することのできる軟磁性鋼材、および該鋼材を用いて得られるＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種レベル以上の優れた磁気特性を有する軟磁性鋼部品に関するものである。
尚、前記「ＳＵＹＢ」とは、ＪＩＳ Ｃ ２５０３で規定される磁気特性の標準規格であり、前記電装部品においてはＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種程度の磁気特性が必要とされている。
自動車等の省エネルギー化に対応して、該自動車等の電装部品には、磁気回路の制御がより精緻で省電力化と磁気応答速度の向上を図ることのできるものが求められ、これに付随して該電装部品の素材となる鋼材には、磁気特性として、低い外部磁界で容易に磁化し、かつ保磁力が小さいといった特性が要求される。
このため、鋼材内部の磁束密度が外部磁界に応答し易い軟磁性鋼材が通常使用されている。該軟磁性鋼材として具体的に、例えばＣ量が約０．０１質量％以下の極低炭素鋼（純鉄系軟磁性材料）などが用いられ、該鋼材に熱間圧延を施した後、潤滑処理、伸線加工等を行って得た鋼線に、部品成型や磁気焼鈍等を順次施して上記電装部品（軟磁性鋼部品）を得るのが一般的である。
ところで、自動車分野をはじめとする様々な分野において、電磁力を利用する電装部品の多くは、従来、油圧制御等のスイッチとして利用されてきた。しかし近年、省電力化や高性能化を目的に、電磁力で直接駆動させる制御方式が一般的となりつつあり、従来の電装部品に比べて大きな電磁駆動力が必要であるため、磁界の強さも５０００Ａ／ｍ超と高磁界領域にまで及び、この様な高磁界領域において、優れた磁気特性を安定して発揮する軟磁性鋼部品と該軟磁性鋼部品の素材である軟磁性鋼材の実現が望まれている。
一方、例えば電磁部品の鉄心材は、大型化すると共に複雑形状化する傾向にあるが、優れた磁気特性の要求される鉄心材では、材料自体の磁気特性に加え、部品寸法の僅かなバラツキが最終製品の磁気特性に多大な悪影響を及ぼすため、高精度の仕上げ切削加工が不可欠となる。しかし極低炭素鋼（純鉄系軟磁性材料）の場合、ねばく削り難いため、切削加工により高精度の寸法精度を実現しようとすると、生産性が著しく低下するという問題があった。
純鉄系軟磁性材料の被削性改善策として、例えば、特許文献１に記載の方法がある。この技術は、鋼中のＭｎＳの分布形態を適正範囲に制御することで、快削性元素の添加に伴う磁気特性の低下を最小限にとどめ、且つ切削加工時のバリ発生を抑えて生産性の向上を図るものである。ただし、連続焼鈍設備で製造した際の特性バラツキについては改善の余地を残すものと考えられる。
また、極低炭素鋼において渦電流の影響を低減した技術として、特許文献２，３等の技術が提案されている。これらは、鋼中の硫化物の分散状態を制御することによって、交流磁界下で生じる渦電流損失の低減を主眼になされたものであり、電磁ソレノイドの様に高磁界で優れた磁気特性が必要となる場合についてまで検討されたものでない。
特開２００３−０５５７４５号公報
特開２０００−８１４６号公報
特開２０００−３０９２２号公報
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、磁気焼鈍後に優れた磁気特性をバラツキなく確保できると共に、複雑形状でかつ大型の鋼部品を製造する場合であっても、切削加工時に使用する工具の長寿命化を図ることができ、かつ成形部品の寸法精度に優れた軟磁性部品を高歩留まりで得ることのできる軟磁性鋼材、およびこの様な鋼材に磁気焼鈍を施して得られるＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種以上の優れた磁気特性を高磁界においてもバラツキなく発揮する軟磁性鋼部品を提供することにある。
本発明に係る軟磁性鋼材とは、質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．００１５〜０．０２％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｓ ：０．０１５〜０．１％を満たし、
前記ＭｎとＳの質量比（Ｍｎ／Ｓ）が５．７以上であり、
金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径０．１μｍ以上のＦｅＳ析出物が５０００個／ｍｍ２以下であるところに特徴を有する。
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前記ＭｎとＳの質量比（Ｍｎ／Ｓ）が５．７以上であり、
金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径０．１μｍ以上のＦｅＳ析出物が５０００個／ｍｍ２以下であるところに特徴を有する。
前記軟磁性鋼材は、鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２において、長径５μｍを超えるＭｎＳが５個以下であり、かつ長径０．５〜５μｍのＭｎＳが２０〜８０個であることが好ましい。
本発明の軟磁性鋼材としては、更に成分組成が、
Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部鉄および不可避不純物のものが挙げられ、更に、
Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｎｉ：０．０２〜０．２％、及び
Ｃｒ：０．０２〜０．２％
よりなる群から選択される１種以上を含んでいてもよい。
Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
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を満たし、残部鉄および不可避不純物のものが挙げられ、更に、
Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｎｉ：０．０２〜０．２％、及び
Ｃｒ：０．０２〜０．２％
よりなる群から選択される１種以上を含んでいてもよい。
特に、前記Ｍｎ／ＳとＣが下記式（１）を満たすものが冷間鍛造性確保の観点から好ましい。
Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ ≧ 5.3 …（１）
［式中、Ｍｎ，Ｓ，Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す］
Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ ≧ 5.3 …（１）
［式中、Ｍｎ，Ｓ，Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す］
本発明は、上記鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、金属組織が、平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であるところに特徴を有する磁気特性に優れた軟磁性鋼部品も含むものである。
上記長径０．１μｍ以上のＦｅＳ析出物の個数は、電子顕微鏡にて倍率４０００倍で観察したときの個数であり、上記鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２における長径５μｍを超えるＭｎＳと、長径０．５〜５μｍのＭｎＳの個数は、電子顕微鏡にて倍率２４００倍で観察したときの個数である。
本発明によれば、磁気焼鈍後に優れた磁気特性をバラツキなく確保できると共に、部品成形時における冷間鍛造性に優れ、かつ被削性に優れて仕上げ切削加工時の工具長寿命化を達成できる軟磁性鋼材が得られる。また、該鋼材を用いて部品成形後に磁気焼鈍を施すことにより、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種以上の優れた磁気特性をバラツキなく発揮する軟磁性鋼部品が得られ、優れた磁気特性を安定して発揮する自動車や電車、船舶用の各種電装部品を、生産性よく安価で提供できることとなった。
本発明者らは、純鉄系軟磁性鋼材の磁気特性、冷間鍛造性および被削性を同時に高めるべく、これらの特性に及ぼす金属組織（その中でも特に析出物）や成分組成の影響について様々な角度から検討を行った。その結果、特にＦｅＳ析出物の密度を抑制することによって、磁気特性のバラツキを著しく抑制できると共に冷間鍛造性を高め得ることを見出した。
図１は、後述する実施例に示す方法でＦｅＳ密度とΔＢ（磁界の強さ：４０，０００Ａ／ｍにおける磁束密度のバラツキ）の関係を調べ、整理したグラフであるが、この図１から、ＦｅＳ密度を５０００個／ｍｍ２以下に抑えることによって、ΔＢが著しく小さくなりバラツキがほぼゼロに近い値にまで低減することがわかる。
この様な傾向が生じる理由について未だ明らかではないが、ＦｅＳ密度が５０００個／ｍｍ２を超えると、ＦｅＳが局所的に多量に生成して磁壁のピン止めエネルギーが増加し、磁気特性を劣化させるためΔＢが著しく大きくなるものと思われる。
尚、最も好ましくはＦｅＳ密度をゼロに抑えることであるが、前記図１からは、ＦｅＳ密度を３０００個／ｍｍ２以下に抑えることでバラツキ（ΔＢ）をより低減することができるので好ましく、更に好ましくは１０００個／ｍｍ２以下に抑えてより一層ΔＢを低減することである。
また図２は、後述する実施例に示す方法でＦｅＳ密度と割れ発生限界圧縮率の関係を調べて整理したグラフであるが、この図２から、ＦｅＳ密度を５０００個／ｍｍ２以下に抑えることで高い割れ発生限界圧縮率、即ち、優れた冷間鍛造性も確保できる。
ＦｅＳ析出による製造性低下を抑制する方法として、特に製造工程において、連続鋳造の終了温度を７００℃以下に抑えると共に、熱間圧延における仕上圧延温度を９５０℃以上にすることが大変有効である。
更に、上記条件を満たすよう製造することを前提に、Ｍｎ／Ｓの比率を制御すれば、より確実にＦｅＳ密度を低減することができるので望ましい。図３は、Ｍｎ／Ｓの異なる各鋼材を上記条件で製造し、得られた鋼材中のＦｅＳ密度を調べて、Ｍｎ／ＳとＦｅＳ密度の関係を整理したものである。この図３から、Ｍｎ／Ｓを５．７以上とすれば、ＦｅＳ密度を確実に５０００個／ｍｍ２以下に抑えられることが分かる。
更に、上記Ｍｎ／Ｓの異なる各鋼材のΔＢを後述する実施例に示す通り測定し、Ｍｎ／ＳとΔＢの関係として整理したところ、図４に示す通り、上記条件で製造することを前提にＭｎ／Ｓを５．７以上とすればΔＢが著しく低減する。つまり、この図３，４から、製造方法と成分組成を制御してＦｅＳ密度を抑制すれば、ΔＢを著しく低減できることがわかる。
更に本発明者らは、ＭｎＳの密度をサイズに応じて制御すれば、バラツキの少ない優れた磁気特性を確保したまま、被削性、特に切削加工時における工具摩耗を大幅に低減でき、かつ冷間鍛造性も高め得ることを見出した。
上述の通り、良好な磁気特性を確保すべくＣ量を低減させると、切削抵抗が著しく高まり、精度良く切削を行うことが困難となる。また工具摩耗量が大きく、切削工具寿命が低下しやすくなる。しかし長径０．５〜５μｍの硫化物を２０個／１００００μｍ２以上析出させることによって、切削抵抗が低減されて良好な被削性を確保できることが分かった。被削性の更なる向上を図るには、長径０．５〜５μｍのＭｎＳを５０個／１００００μｍ２以上存在させることがより好ましい。
一方、鋼中に上記析出物が多数存在する場合には、磁気焼鈍時の結晶粒成長が妨げられて結晶粒界が多くなり、これが磁壁移動の抵抗となるため、磁気特性の一つである「外部磁界に対する応答性」（磁気応答性）が低下する。また、析出物自体も磁壁を縛束するため磁気応答性を低下させる。更に、ＭｎＳが過剰であると冷間鍛造時に割れが生じ易くなり、生産性の著しい低下を招く。従って、上記長径０．５〜５μｍのＭｎＳは、８０個／１００００μｍ２以下とするのがよく、優れた磁気特性および冷間鍛造性を確保する観点からは、６０個／１００００μｍ２以下に抑えるのがより好ましい。
ところで長径が５μｍを超える粗大なＭｎＳが存在すると、磁壁を縛束する等の作用により磁気特性が顕著に低下するだけでなく、冷間鍛造時の割れ発生起点となることから、該長径が５μｍを超えるＭｎＳは、５個／１００００μｍ２以下に抑制することが望ましい。より好ましくは２個／１００００μｍ２以下である。
尚、上記ＭｎＳとしては、Ｍｎの硫化物が単独で存在するものの他、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物との複合析出物や、窒化物との複合析出物として形成されたものも含まれる。
優れた磁気特性を確保すべく、本発明では、鋼材の金属組織をフェライト単相組織とし、また、最終的に得られる鋼部品の該フェライトの平均結晶粒径を１００μｍ以上とする。軟磁性鋼材の磁気特性は、材料内部を移動する磁束を固定するエネルギー量に関係しており、フェライト結晶粒の大きさ、析出物の磁気的性質や分布形態の影響を受ける。フェライト平均結晶粒径をこの様に粗大化させて粒界面積を低減させれば、保磁力を小さくかつ磁束密度を高めることができ、ソレノイド、リレーあるいは電磁弁の鉄心材といった電装部品の構成部材に好適な磁気特性を確保することができる。好ましくは前記フェライトの平均結晶粒径を２００μｍ以上とする。
尚、本発明でいう「フェライト単相組織」とは、フェライト組織以外に、上記ＦｅＳ、ＭｎＳや、製造工程で不可避的に形成され得るその他の析出物を含む意図である。フェライト単相組織とするには、炭素量を極少レベルに抑えるのが有効である。
この様に本発明のポイントは、析出物（特にＦｅＳ析出物）の密度を適正範囲内に制御するところにあるが、該析出物のサイズや密度を効率良く制御すると共に、最終的に電装部品等として使用する場合の特性（磁気特性や強度等）を確保するには、下記の化学成分組成を満たす鋼材を使用することが推奨される。
〈Ｃ：０．００１５〜０．０２％〉
Ｃは、機械的強度を確保するのに必要な元素であり、また少量であれば、電気抵抗の増加作用によって渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。しかしＣは鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、添加量が増加すると高磁界での磁気特性を著しく劣化させる。また磁気特性の面からも極低であることが好ましく、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種レベル以上の磁気特性を満足させるには、Ｃ量を０．０２％以下に抑えるのがよい。好ましくは０．０１％以下である。尚、Ｃ量が０．００１５％を下回っても、改善効果が飽和するため、下限を０．００１５％とした。
Ｃは、機械的強度を確保するのに必要な元素であり、また少量であれば、電気抵抗の増加作用によって渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。しかしＣは鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、添加量が増加すると高磁界での磁気特性を著しく劣化させる。また磁気特性の面からも極低であることが好ましく、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−１種レベル以上の磁気特性を満足させるには、Ｃ量を０．０２％以下に抑えるのがよい。好ましくは０．０１％以下である。尚、Ｃ量が０．００１５％を下回っても、改善効果が飽和するため、下限を０．００１５％とした。
本発明では、上記Ｃ量の範囲内において、更に該Ｃ量とＭｎ／Ｓの関係を下記式（１）を満たすように制御すれば、熱間加工での割れが抑制され、結果として後工程の冷間鍛造を良好に行うことができるので推奨される。
図５は、Ｃ量とＭｎ／Ｓの関係が熱間加工時の割れ発生に及ぼす影響について調べたグラフであるが、この図５から、熱間加工時の割れ発生を確実に抑制するには、図５中の実線より上部分、即ち、下記式（１）を満たすようにすればよいことがわかった。
Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ ≧ 5.3 …（１）
Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ ≧ 5.3 …（１）
〈Ｍｎ：０．１５〜０．５％〉
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中のＳと結合してＳによる熱間脆化を抑制する作用を有する。また鋼中のＳがＦｅＳとして粒界に析出することで生じる磁気特性のバラツキや熱間延性の低下（即ち、製造性の低下）も抑制する。更には切削加工時に、析出したＭｎＳがチップブレーカーとして作用し、切り屑処理性の向上や工具摩耗量の改善効果をもたらす。よって、本発明ではＭｎ量を０．１５％以上、好ましくは０．２０％以上とする。
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中のＳと結合してＳによる熱間脆化を抑制する作用を有する。また鋼中のＳがＦｅＳとして粒界に析出することで生じる磁気特性のバラツキや熱間延性の低下（即ち、製造性の低下）も抑制する。更には切削加工時に、析出したＭｎＳがチップブレーカーとして作用し、切り屑処理性の向上や工具摩耗量の改善効果をもたらす。よって、本発明ではＭｎ量を０．１５％以上、好ましくは０．２０％以上とする。
ところで本発明者らは、磁界の強さに関係なく優れた磁気特性を発揮させるべく、自発磁化が低下する組織を生成させる化学成分の添加量について調べた。図６は、後述する実施例のデータを基に、鋼中のＭｎ量とＳ量が４０，０００Ａ／ｍの磁界における磁束密度に及ぼす影響を調べた結果であるが、この図６から、通常の低炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ１０Ｃ）を凌ぐレベルの磁束密度、即ち、２．１５Ｔを超える磁束密度を安定して得るには、Ｓ量に関係なくＭｎ量を０．５％以下に抑える必要があることがわかる。Ｍｎ量を０．３％以下とすれば、磁束密度を２．２Ｔ以上と更に高めることができるので好ましい。
〈Ｓ：０．０１５〜０．１％〉
上記Ｍｎの場合と同様に、磁気特性に及ぼすＳ量の影響についても検討を行うべく、後述する実施例のデータを基に、飽和領域（４０，０００Ａ／ｍ）における磁束密度に及ぼすＭｎ量とＳ量の影響を調べたところ、図７に示す通り、Ｍｎほど顕著ではないがＳ量の増加に伴い磁束密度が徐々に減少することがわかった。通常の低炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ１０Ｃ）を凌ぐレベルの磁束密度、即ち、２．１５Ｔを超える磁束密度を安定して得るには、Ｍｎ量に関係なくＳ量を０．１％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０４％以下である。
上記Ｍｎの場合と同様に、磁気特性に及ぼすＳ量の影響についても検討を行うべく、後述する実施例のデータを基に、飽和領域（４０，０００Ａ／ｍ）における磁束密度に及ぼすＭｎ量とＳ量の影響を調べたところ、図７に示す通り、Ｍｎほど顕著ではないがＳ量の増加に伴い磁束密度が徐々に減少することがわかった。通常の低炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ１０Ｃ）を凌ぐレベルの磁束密度、即ち、２．１５Ｔを超える磁束密度を安定して得るには、Ｍｎ量に関係なくＳ量を０．１％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０４％以下である。
一方、Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を確保する効果を発揮する元素でもある。図８は、後述する実施例のデータを基に整理したＳ量と切削工具磨耗量の関係を示すグラフであるが、この図８から、切削工具磨耗量が約５０μｍである工業純鉄よりも摩耗量を十分に低減させるには、Ｓ量を０．０１５％以上とする必要があり、望ましくは０．０２％以上添加するのがよいことがわかる。一方、図８からは、Ｓ含有量が０．１％を超えても被削性向上効果は飽和することが分かる。
〈Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、溶製時に脱酸として作用し、また電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性の低下を抑制する効果をもたらすが、多量に含まれていると、飽和磁束密度が小さくなると共に冷間鍛造性が阻害される。本発明では、飽和磁束密度を確保する観点から０．０５％を上限とした。好ましくは０．０１％以下である。
Ｓｉは、溶製時に脱酸として作用し、また電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性の低下を抑制する効果をもたらすが、多量に含まれていると、飽和磁束密度が小さくなると共に冷間鍛造性が阻害される。本発明では、飽和磁束密度を確保する観点から０．０５％を上限とした。好ましくは０．０１％以下である。
〈Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮの形で固定し、ＡｌＮが結晶粒を微細化させる作用を有しており、結晶粒の微細化による結晶粒界の増加によって、磁気特性が低下し易くなるため、０．０１％以下に抑える。好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮの形で固定し、ＡｌＮが結晶粒を微細化させる作用を有しており、結晶粒の微細化による結晶粒界の増加によって、磁気特性が低下し易くなるため、０．０１％以下に抑える。好ましくは０．００５％以下である。
〈Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、粒界偏析を起こして、冷間鍛造性と磁気特性の低下を招く。よって、Ｐ量を０．０２％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。好ましくは０．０１％以下に抑える。
Ｐは、粒界偏析を起こして、冷間鍛造性と磁気特性の低下を招く。よって、Ｐ量を０．０２％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。好ましくは０．０１％以下に抑える。
〈Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
ＮはＡｌと結合して窒化物を形成するが、Ａｌと結合できないＮは、フェライト相に固溶して磁気特性の低下を招く。固溶Ｎ量を低減するには、鋼中の全窒素量を低減することが効果的であり、製造性を考慮して０．０１％以下とした。好ましくは０．００５％以下である。
ＮはＡｌと結合して窒化物を形成するが、Ａｌと結合できないＮは、フェライト相に固溶して磁気特性の低下を招く。固溶Ｎ量を低減するには、鋼中の全窒素量を低減することが効果的であり、製造性を考慮して０．０１％以下とした。好ましくは０．００５％以下である。
〈Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｏは、常温では鋼に殆ど固溶せず、硬質の酸化物として存在し、磁気特性を大幅に低下させる。ゆえにＯ含有量は０．０１％以下に抑える。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。
Ｏは、常温では鋼に殆ど固溶せず、硬質の酸化物として存在し、磁気特性を大幅に低下させる。ゆえにＯ含有量は０．０１％以下に抑える。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。
〈Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｎｉ：０．０２〜０．２％、及び
Ｃｒ：０．０２〜０．２％よりなる群から選択される１種以上〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、フェライト相の電気抵抗を増加させ、渦電流の減衰時定数低減に有効であることから、添加元素として含んでいてもよく、該効果を発揮させるには、Ｃｕの場合０．０２％以上、Ｎｉの場合０．０２％以上、またＣｒの場合も０．０２％以上含有させるのがよい。しかし、これらの元素が過剰に含まれていると、磁気モーメントが低下して鋼材の磁気特性が劣化するため、それぞれ０．２％以下に抑える。好ましくはそれぞれ０．１％以下である。
Ｎｉ：０．０２〜０．２％、及び
Ｃｒ：０．０２〜０．２％よりなる群から選択される１種以上〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、フェライト相の電気抵抗を増加させ、渦電流の減衰時定数低減に有効であることから、添加元素として含んでいてもよく、該効果を発揮させるには、Ｃｕの場合０．０２％以上、Ｎｉの場合０．０２％以上、またＣｒの場合も０．０２％以上含有させるのがよい。しかし、これらの元素が過剰に含まれていると、磁気モーメントが低下して鋼材の磁気特性が劣化するため、それぞれ０．２％以下に抑える。好ましくはそれぞれ０．１％以下である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄及び不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。更には、本発明の課題達成に悪影響を与えないＡｓ等の許容元素が含まれる場合も、本発明で用いる鋼材または鋼部品に包含される。
本発明に係る軟磁性鋼材の製造に際しては、上記化学成分の要件を満たす鋼材を常法により溶融してから鋳造すればよいが、ＦｅＳ等が起因の製造不良を抑制するには、上述の通り、連続鋳造の終了温度を７００℃以下に抑えると共に、熱間圧延における仕上圧延温度を９００℃以上（好ましくは９５０℃以上）とすることが推奨される。また、被削性に優れると共に、磁気焼鈍後にＪｌＳ−ＳＵＹＢ−１種レベル以上の磁気特性を確保することのできる本発明の鋼材を、効率よく得るには下記の条件で製造することが推奨される。
〈熱間圧延に際しての加熱〉
合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温で加熱することが望ましいが、温度が高すぎると、フェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下で加熱するのが好ましく、より好ましくは１１５０℃以下で加熱する。一方、加熱温度が低すぎると、ＭｎＳの均質な析出が得られないことに加え、異なる相が局所的に生成して圧延時に割れが生じるおそれがある。また圧延時のロール負荷が上昇して、設備負担の増大や生産性の低下を招くので、９５０℃以上に加熱して圧延を行う。
合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温で加熱することが望ましいが、温度が高すぎると、フェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下で加熱するのが好ましく、より好ましくは１１５０℃以下で加熱する。一方、加熱温度が低すぎると、ＭｎＳの均質な析出が得られないことに加え、異なる相が局所的に生成して圧延時に割れが生じるおそれがある。また圧延時のロール負荷が上昇して、設備負担の増大や生産性の低下を招くので、９５０℃以上に加熱して圧延を行う。
〈熱間圧延後の冷却速度〉
熱間圧延後の冷却速度が速すぎると母相の原子空孔が多くなり、磁気焼鈍を行っても再結晶が十分に進まず、優れた磁気特性を得ることができない。従って、熱間圧延後の８００〜５００℃の温度域の冷却速度は、１０℃／秒以下（好ましくは５℃／秒以下）とするのがよい。一方、冷却速度が遅すぎると生産性が低下する他、析出粒が大きくなるため０．５℃／秒以上とする。
熱間圧延後の冷却速度が速すぎると母相の原子空孔が多くなり、磁気焼鈍を行っても再結晶が十分に進まず、優れた磁気特性を得ることができない。従って、熱間圧延後の８００〜５００℃の温度域の冷却速度は、１０℃／秒以下（好ましくは５℃／秒以下）とするのがよい。一方、冷却速度が遅すぎると生産性が低下する他、析出粒が大きくなるため０．５℃／秒以上とする。
〈磁気焼鈍条件〉
本発明の軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品は、磁気焼鈍を行わなくてもＪＩＳ−ＳＵＹＢ２種相当の磁気特性を有するが、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種レベル以上のより優れた磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品を得るには、所定の部品形状に成形したのち、８５０℃以上の温度で２時間以上焼鈍することが大変有効である。
本発明の軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品は、磁気焼鈍を行わなくてもＪＩＳ−ＳＵＹＢ２種相当の磁気特性を有するが、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種レベル以上のより優れた磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品を得るには、所定の部品形状に成形したのち、８５０℃以上の温度で２時間以上焼鈍することが大変有効である。
即ち、８５０℃未満では、実用的な熱処理時間で所望のフェライト結晶粒径を確保することができない。従って、磁気焼鈍は８５０℃以上で行うことが好ましい。一方、過度に焼鈍温度を高めても、所望のフェライト結晶粒径とする効果はほとんど変わらないので、その上限は９５０℃とするのがよい。
また焼鈍時間が短すぎると、磁気焼鈍温度を高めに設定したとしても焼鈍時間不足でフェライト結晶粒を十分に粗大化させることができないので、２時間以上焼鈍するのがよく、好ましくは３時間以上である。しかし長すぎても所望のフェライト結晶粒径を確保する効果は変わらないので、６時間以下に抑えるのがよい。
上記以外の製造条件については、一般的な条件を採用すればよく、本発明に係る軟磁性鋼部品は、上記規定する化学成分を含有する鋼材を、例えば常法により溶解、鋳造して得た後、前述の条件で熱間圧延して棒材または線材とし、その後冷間または温間鍛造や切削加工を施して成型した後、前記条件で磁気焼鈍に付して磁性部品とすることが挙げられる。
本発明の軟磁性鋼部品として、具体的に自動車用のソレノイドやアクチュエータを製造する場合には、例えば上記線材を所定の寸法で切断し、冷間加工で成形した後に、該成形品の内側または外側に巻線して磁化することが製造方法として挙げられる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す化学成分組成の供試材１５０ｋｇを真空溶製後、約１１００℃で熱間鍛造を行い、その後、表２に示す条件で熱間圧延を行って直径２５ｍｍの棒鋼を得た。そして該棒鋼の断面組織（金属組織、析出物）と、磁気特性、冷間鍛造性、被削性および製造性を下記の要領で調べた。
金属組織は、棒鋼の横断面を露出させた状態で支持基材内に埋め込み、研磨後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させ、その後、光学顕微鏡でＤ／４（Ｄは直径）部位の組織を１００〜４００倍で１０視野撮影して調べた。その結果、金属組織は全ての棒鋼について、フェライト単相組織であった。また下記に示す条件で磁気焼鈍後の試料について、フェライトの平均結晶粒径を測定したところ、いずれの試料についても平均結晶粒径が１００μｍ以上であった。
ＦｅＳ析出物については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率４０００倍で観察し、画像解析装置によってＦｅＳ析出物の長径と密度を求めた（何れも１０視野の平均値）。また、鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２における長径５μｍを超えるＭｎＳと、長径０．５〜５μｍのＭｎＳの個数は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２４００倍で観察し、同様に画像解析装置で求めた。
磁気特性は、上記供試材から直径７ｍｍ×高さ７ｍｍの円柱状試料を作製し、８５０℃×３時間の条件で磁気焼鈍後、試料に磁界印加用コイルと磁束検出用コイルを巻線した後、自動磁化測定装置［理研電子（株）製 直流磁気測定装置（ＢＨＨ−２５ＣＤ）］を用いてＨ−Ｂ曲線を測定し、磁束密度を求めた。尚、高磁界部品で想定される磁界変化率の高い条件での特性を確認するため、外部磁界の掃引速度：３０００Ａ／ｍ／ｓｅｃと３００００Ａ／ｍ／ｓｅｃの２条件で実施し、最高到達磁界が１０００００Ａ／ｍでの磁化過程において４００００Ａ／ｍでの磁束密度を測定した。この様な測定を、１供試材につき５試料（ｎ＝５）について行い、その平均とバラツキ（最大値と最小値の差）を求めた。
また保磁力は、外径：２４ｍｍ×内径：１６ｍｍ×高さ：４ｍｍのリング状試料を作成し、８５０℃×３時間の条件で磁気焼鈍後、試料に磁界印加用コイルと磁束検出用コイルを巻線して上記磁束密度の測定と同様の方法で行なった。この場合も、１供試材につき５試料（ｎ＝５）について行い、その平均とバラツキ（最大値と最小値の差）を求めた。
冷間鍛造性は、その指標である割れ発生限界圧縮率を測定して評価した。割れ発生限界圧縮率は、神戸製鋼技報「Ｒ＆Ｄ／Vol.23，No.２，p.90〜96」に記載された方法で切り欠き（切り欠き溝部の半径ｒ＝０．０５ｍｍ）を入れた円柱状試験片を、同心円状の溝を付けた圧縮盤を用いて拘束圧縮し、割れが発生しない最大の圧縮率を測定して求めた。
被削性は、上記直径２５ｍｍの棒鋼を用い、超硬工具で周速：２６０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量：０．２ｍｍの条件で（湿式）切削加工を５分間実施し、該工具の逃げ面磨耗量を測定して評価した。
また、熱間引張試験を行い製造性（連続鋳造工程、分塊圧延工程、及び熱間圧延工程において割れ等の発生しない特性）を評価した。熱間引張試験は、図９の試験片を用いて、図１０のヒートパタンで引張試験を行った。尚、図１０中のＴ１：８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃の４水準で行い、絞り値が最も低いものを採用し、該絞り値が２０％以上であれば、製造性に優れる（連続鋳造工程、分塊圧延工程、及び熱間圧延工程において割れ等が発生しない）と評価した。
これらの結果を表２に併記する（尚、表２における測定結果の評価基準を表３に示す）。
表１〜３から、次の様に考察することができる（尚、下記のＮｏ．は、表２中の実験Ｎｏ．を示す）。
Ｎｏ．１〜３、５〜７は、本発明で規定する化学成分組成等を満たし、かつＦｅＳが本発明で規定する範囲内に抑えられているので、いずれも冷間鍛造性、被削性および製造性に優れるとともに、焼鈍後には、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種レベル以上の磁気特性をバラツキなく発揮していることがわかる。
これに対し、Ｎｏ．４、８〜２２は、鋼材の化学成分組成が本発明の規定要件を外れるか、またはＦｅＳが本発明で規定する範囲を超えて析出しているため、割れ発生限界圧縮率が小さく冷間鍛造性に劣るか、切削工具の摩耗量が著しく被削性に劣るか、若しくは焼鈍を施してもＪＩＳ−ＳＵＹＢ１種レベルの安定した磁気特性が得られない等の不具合が生じた。
詳細には、Ｎｏ．４は、本発明で規定する成分組成を満たしているが、製造工程における仕上圧延温度が低いため、ＦｅＳが多数析出しており、その結果、磁気特性と冷間鍛造性に劣っている。Ｎｏ．８は、ＭｎとＳの質量比（Ｍｎ／Ｓ）が低く、ＦｅＳが多数析出しており、磁気特性と製造性に劣っている。また（Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ）が推奨される範囲にないため製造性に劣り（熱間引張での絞り値が小さく）、結果として冷間鍛造時に割れが生じやすくなった。Ｎｏ．９はＣ量が過剰であるため、磁気特性と冷間鍛造性に劣っている。Ｎｏ．１０は、Ｃ量が過剰であり、かつＭｎとＳの質量比（Ｍｎ／Ｓ）が低いため、磁気特性、冷間鍛造性及び製造性に劣っている。
Ｎｏ．１１、２１は、Ｓｉ量が過剰であるため、被削性に劣っている。
Ｎｏ．１２は、Ｍｎ量が少なく、質量比（Ｍｎ／Ｓ）も低いので、ＦｅＳが多量に析出し、磁気特性と製造性に劣っている。また（Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ）が推奨される範囲にないため製造性に劣り、結果として冷間鍛造時に割れが生じやすくなった。Ｎｏ．１３は、Ｍｎ量が過剰であるため磁気特性に劣っている。
Ｎｏ．１４は、Ｐ量が過剰であるため、磁気特性と冷間鍛造性に劣る。Ｎｏ．１５は、Ｓ量が少なすぎるため、被削性に劣っている。Ｎｏ．１６は、Ｓ量が過剰であるため、ＦｅＳとＭｎＳが多量に析出し、磁気特性、冷間鍛造性および製造性のいずれもが劣っている。また（Ｍｎ／Ｓ＋56.8 Ｃ）が推奨される範囲にないため製造性に劣り、結果として冷間鍛造時に割れが生じやすくなった。
尚、Ｎｏ．１７〜１９から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒを添加する場合には、磁気特性に悪影響を及ぼさないよう規定範囲内に抑えるのがよいことがわかる。
Ｎｏ．２０は、Ａｌ量が過剰であるため、磁気特性に劣っており、Ｎｏ．２２は酸素量が過剰であるため、磁気特性、冷間鍛造性および被削性に劣っている。
参考までに比較鋼の圧延方向断面のＳＥＭ観察組織写真（倍率：４，０００倍）を図１１に示す。この図１１から、比較鋼では、磁気特性を大きくばらつかせる原因であるＦｅＳが多数析出していることがわかる。
Claims (5)
- 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．００１５〜０．０２％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｓ ：０．０１５〜０．１％、
Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たし、
残部鉄および不可避不純物で、
前記ＭｎとＳの質量比（Ｍｎ／Ｓ）が５．７以上であり、
金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径０．１μｍ以上のＦｅＳ析出物が５０００個／ｍｍ2以下であることを特徴とする冷間鍛造性、被削性および磁気特性に優れた軟磁性鋼材。 - 鋼材の圧延方向断面１００００μｍ2において、長径５μｍを超えるＭｎＳが５個以下であり、かつ長径０．５〜５μｍのＭｎＳが２０〜８０個である請求項１に記載の軟磁性鋼材。
- 更に、
Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｎｉ：０．０２〜０．２％、及び
Ｃｒ：０．０２〜０．２％
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１または２に記載の軟磁性鋼材。 - 前記Ｍｎ／ＳとＣが下記式（１）を満たす請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
Ｍｎ／Ｓ＋５６．８Ｃ≧５．３ …（１）
［式中、Ｍｎ，Ｓ，Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す］ - 前記請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、金属組織が、平均結晶粒径１００μｍ以上のフェライト単相組織であることを特徴とする磁気特性に優れた軟磁性鋼部品。
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