JP4515355B2 - 高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材および高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品 - Google Patents
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Description
本発明は、高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材、および高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品に関するものである。
自動車用電装部品等の磁気回路を構成する鋼部材には、省電力化や磁気応答性の向上を図るべく、磁気特性として具体的に、低い外部磁界で容易に磁化し得ると共に、低保磁力であることが要求される。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。
上記磁気特性を有する軟磁性鋼材として、例えばＣ量が約０．０１質量％以下の低炭素鋼などが用いられ、軟磁性鋼部品は、該鋼片に熱間圧延を施した後、潤滑処理、伸線加工を行って得た鋼線に、部品成型および磁気焼鈍等を順次施して得られるのが一般的である。
自動車分野をはじめとする様々な分野において、電磁力を利用した電装部品は、従来より油圧制御等のスイッチとして利用されるのが一般的であった。しかし近年では、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化されつつあり、これに伴い、電装部品の鉄心材等といった構成部材は大型化かつ複雑形状化の傾向にある。
電磁力による直接駆動では、従来のスイッチ部品に比べて大きな電磁駆動力を要するため、使用する磁界が５，０００Ａ／ｍを超える領域まで高くなっており、高磁界で飽和磁化の高い材料へ要望が高まっている。
また、高磁界で使用する部品であっても、動作時間については従来部品とほぼ同レベルが要求されるため、鉄心を磁化させる速度（外部磁界の挿引速度）をより速くする必要がある（特に大型部品の場合は、小型部品よりも著しい高速化の傾向にある）。しかし高磁界まで高速で磁化させる場合、部品表層部に誘起される渦電流が内部磁界の反応を遅らせるといった問題が顕在化しつつある。この様な現象例を図１に示す。図１は、純鉄系軟磁性材料を１００，０００Ａ／ｍまで３，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃの挿引速度で磁化させた場合と、３０，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃの挿引速度で磁化させた場合の、鉄心材に鎖交する磁束密度の増加傾向を比較したものである。この図１から、磁化の過程において、３０，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃで磁化させた場合には、３，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃで磁化させた場合より磁束密度が小さいことがわかる。
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１は、磁気特性を確保すべく、鋼中の非金属介在物のうち、０．１μｍ以上の直径をもつＭｎＳ単体介在物およびＭｎＳを含む複合介在物の個数を０．１〜１０個／１００μｍ２に制御することが示されている。
また特許文献２には、切削性と磁気特性を同時に高めるべく鋼中の介在物の形態を制御する、具体的には、断面で観察される鋼中の介在物の粒子のうち、粒子径２μｍ以上の粒子数が粒子径０．１μｍ以上の粒子数に対して１０％以上となるようにすることが示されている。しかしこれらの技術は、磁気特性として、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、例えば電磁ソレノイドに要求される高磁界での高い磁束密度といった、高磁界での磁気特性まで満足するものでない。
ところで、電装部品の上記磁気特性は、材料自体の磁気特性に加え、部品寸法の僅かなばらつきの影響を受け易いため、最終製品である電装部品の高精度の仕上げ切削加工が不可欠であり、使用する鋼材には優れた被削性が要求される。しかし上記低炭素鋼は、延性が高すぎるため切削が困難であり、また切削工具の損傷も引き起こしやすいため、生産性を著しく低下させるといった問題がある。
本発明者らは、純鉄系軟磁性鋼材の被削性を改善させた技術として、鋼中のＭｎＳの分布形態を適正範囲に制御することによって、被削性向上を目的に添加した元素による磁気特性の低下を最小限に抑えると共に、切削加工時のバリ発生を抑えて、生産性の向上を図った技術を既に提案している（特許文献３参照）。しかし該技術は、適用する磁界領域が最大で５０００Ａ／ｍ程度と発電機や変圧器等への適用を想定した技術であり、より高磁界での磁気特性が必要な鋼部品に対して最適化されたものとはいえなかった。
特開２０００−００８１４７号公報
特開２０００−０３０９２２号公報
特開２００３−０５５７４５号公報
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材と、高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品を提供することにある。特に、大型の電磁部品（軟磁性鋼部品）に要求される、高磁界まで高速で磁化させた場合の高磁束密度を達成できるとともに、切削加工時の工具寿命と成形部品の寸法精度に優れた軟磁性鋼材、およびこれを用いて得られる上記磁気特性に優れた軟磁性部品を提供することにある。
本発明に係る高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材は、
Ｃ：０．００４〜０．０１５％（質量%の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を満足すると共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつ、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
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個であるところに特徴を有する。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝
Ｃ：０．００４〜０．０１５％（質量%の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を満足すると共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつ、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
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個であるところに特徴を有する。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝
また本発明の高磁界での磁気特性と被削性に優れた別の軟磁性鋼材は、
Ｃ：０．００４〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）を満たし、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％および／またはＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含むと共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつＣｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２において、Ｍｇおよび／またはＣａ含有酸化物を核に表層部がＭｎＳである複合析出物で長径５μｍを超えるものが５個以下であり、かつ長径０．５〜５μｍの上記複合析出物が２０〜８０個であるところに特徴を有する。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝
上記軟磁性鋼材は、更に他の元素として、Ｂｉ：０．００５〜０．０５％を含んでいてもよい。
Ｃ：０．００４〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）を満たし、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％および／またはＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含むと共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつＣｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２において、Ｍｇおよび／またはＣａ含有酸化物を核に表層部がＭｎＳである複合析出物で長径５μｍを超えるものが５個以下であり、かつ長径０．５〜５μｍの上記複合析出物が２０〜８０個であるところに特徴を有する。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝
上記軟磁性鋼材は、更に他の元素として、Ｂｉ：０．００５〜０．０５％を含んでいてもよい。
また本発明は、上記軟磁性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高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品も含む。
本発明によれば、５，０００Ａ／ｍを超える高磁界領域において高い磁気特性を確保できると共に、被削性に優れ、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得られた鋼部品に磁気焼鈍を施すことによって、上記５，０００Ａ／ｍを超える高磁界領域において高い磁気特性を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ことの要求される、自動車や電車、船舶の各種電装部品に使用のソレノイドや電磁弁等の鉄心（特に、約φ２０ｍｍ以上と大型のもの）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高磁界での磁気特性と被削性を併せて高めるべく、組織や析出物の影響など様々な角度から鋭意研究を行った。詳細には、高磁界での優れた磁気特性（特に、高磁界まで高挿引速度で高めた場合にも、高い磁束密度を確保することのできる特性）を確保すべく、自発磁化の小さい組織の形成に関与する化学成分について、飽和磁束密度の大きさと磁気応答性とのバランスからその含有量の検討を行った。
図２は、後述する実施例のデータを基に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＮｉおよびＣｒの各含有量と飽和領域（４０，０００Ａ／ｍ）での磁束密度との相関関係から、指数Ｙ（４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）と上記磁束密度との関係を求めたものである。この図２から、４０，０００Ａ／ｍの磁界において、工業純鉄レベルの磁束密度、即ち２．１５Ｔ（テスラ）以上の磁束密度を達成するには、下記式（１）の通り、上記指数Ｙを０．１質量％以下（好ましくは０．０９質量％以下）に制御すべきであることが分かる。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
上記式（１）の通り、高磁界での磁束密度を高めるには、鋼材中のＦｅ以外の成分をより低減させることが好ましいが、この様にＦｅ以外の成分を低減し、Ｆｅの純度を高めることは、電気抵抗率の低下を意味している。このため磁界挿引速度が速い場合には、渦電流がより発生し易くなり磁束の侵入が妨げられるため、磁束密度が却って低下する。
図３は、後述する実施例の実験データを基に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎｉ、ＣｒおよびＡｌの各含有量と、外部磁界の磁界挿引速度を３，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃから３０，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃへ１０倍に速めた際の飽和領域（４０，０００Ａ／ｍ）での磁束密度の変化率との相関関係から、指数Ｘ（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）と上記磁束密度の変化率との関係を求めたものである。この図３から、後述する実施例に示す磁束密度の変化率を１０%以下として、外部磁界の磁界挿引速度によらず高い磁束密度を達成するには、下記式（２）の通り、上記指数Ｘを１．５質量％以上（好ましくは２．０質量％以上）とすればよいことが分かる。
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
…（２）
即ち、高磁界領域において優れた磁束密度と高い応答性を両立させるには、上記の指数Xと指数Ｙを同時に満たすようＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎｉ、ＣｒおよびＡｌの各含有量を制御する必要がある。
また、上述の通り、渦電流による遮蔽効果により鋼材内部の磁束密度が減少する傾向にあることから、磁束密度低下の抑制には、渦電流の減衰時間を短くすることが有効であり、そのためには、鋼材の電気抵抗率を上げることが有効である。しかし電気抵抗率を増加させるべくＣやＭｎを増量すると、フェライト相の磁気モーメントが低下し、鋼材の磁気特性低下を招く。そこで本発明者らは、磁気特性を維持しつつ電気抵抗率を上げるにあたり、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を適量含有させて、フェライト相に電子散乱を招く欠陥を導入することが大変有効であることを見出した。
図４は、後述する実施例の実験データを基に、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒの各含有量と前記磁束密度の変化率との相関関係から、指数Ｆ（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）と前記磁束密度の変化率の関係を調べた結果である。この図４から、電気抵抗向上効果を有効に作用させて、磁束密度の変化率を１０%以下とするには、下記式（３）の通り、Ｆ値を０．２質量％以上（好ましくは０．３質量％以上）とすればよいことがわかる。上記Ｆ値を高めるほど上記磁束密度の変化率を低減できるが、これらの元素が多量に含まれると、材料の磁気モーメントが低下し、高磁界での磁気特性が劣化する為、上記Ｆ値の上限を２．２質量％とした。好ましくは１．０質量％以下である。
０．２ ≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦ ２．２ …（３）
０．２ ≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦ ２．２ …（３）
尚、上記効果を期待して含有させるには、Ｃｕを含有させる場合０．０２％以上、Ｎｉを含有させる場合０．０２％以上、またＣｒを含有させる場合も０．０２％以上とするのがよい。
上記の通り、指数Xと指数Ｙを同時に満足する範囲で制御し、かつＣｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を上記範囲を満たすように含有させて、高磁界での良好な磁気特性を確保すると共に、被削性、特に切削加工時における工具磨耗の大幅な低減を図るには、フェライト結晶粒内にＭｎＳ（Ｍｇおよび／またはＣａを含む場合には、Ｍｇおよび／またはＣａ含有酸化物を核に表層部がＭｎＳである複合析出物）（以下、これらを総称して「ＭｎＳ含有析出物」という）を所定の範囲で分散させることが有効である。具体的には、鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２における長径０．５〜５μｍのＭｎＳ含有析出物を、２０個以上存在させる必要がある。好ましくは４０個以上である。
一方、磁気特性は、材料の自発磁化の大きさと鋼材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や、析出物の磁気的性質や分布形態の影響を受ける。フェライト組織中に上記ＭｎＳ含有析出物の様な析出物が多量に存在すると、磁気焼鈍時の結晶粒成長が妨げられるため、磁壁移動の抵抗となる結晶粒界を十分に減少できず、また析出物自体も磁壁を縛束するため、外部磁界に対する応答性、即ち磁気特性が低下する。
よって、上記長径０．５〜５μｍのＭｎＳ含有析出物も過剰に存在すると、磁気特性の劣化を招くことから、本発明では鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２における上記ＭｎＳ含有析出物の個数を８０個以下に抑える。好ましくは６０個以下である。また、粗大な硫化物も磁気特性低下の原因となるため、本発明では、鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２における長径５μｍを超えるＭｎＳ含有析出物を、５個以下（好ましくは３個以下）に抑える。
軟磁性鋼材の磁気特性は、上述の通り、フェライト結晶粒の大きさの影響も受ける。本発明では、鋼材の金属組織をフェライト単相組織とし、最終的に得られる鋼部品の組織を、平均結晶粒径が１００μｍ以上（好ましくは２００μｍ以上）と結晶粒の粗大なフェライト単相組織とする。この様にフェライト結晶粒を粗大化させて粒界面積の低減を図れば、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。
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ＭｎＳ含有析出物や、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。
本発明は、上記の通り、一定の成分を制御すると共に析出物を適正範囲内に制御することで所望の効果を達成するものであるが、上記成分の制御による効果を十分に発揮させると共に、上記析出物のサイズや密度を効率良く制御し、更に、最終的に電装部品等として使用する場合の特性（強度等）を確保するには、各化学成分を下記範囲内に制御する必要がある。
〈Ｃ：０．００４〜０．０１５％〉
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り渦電流による磁気特性の劣化を抑制できることから、０．００４％以上（好ましくは０．００７％以上）含有させる。しかしＣは、鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、含有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。本発明では、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベル以上の磁気特性を満足させるため、Ｃ量を０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１％以下である。
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り渦電流による磁気特性の劣化を抑制できることから、０．００４％以上（好ましくは０．００７％以上）含有させる。しかしＣは、鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、含有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。本発明では、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベル以上の磁気特性を満足させるため、Ｃ量を０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１％以下である。
〈Ｓｉ：０．００４〜０．０５％〉
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。この様な効果を発揮させるには、Ｓｉ量を０．００４％以上（好ましくは０．００８％以上）とする。しかしＳｉ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。よって、本発明ではＳｉ量の上限を０．０５％とした。好ましくは０．０１５％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。この様な効果を発揮させるには、Ｓｉ量を０．００４％以上（好ましくは０．００８％以上）とする。しかしＳｉ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。よって、本発明ではＳｉ量の上限を０．０５％とした。好ましくは０．０１５％以下である。
〈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。また切削加工時には、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と共に、電気抵抗を増加させて、渦電流による磁気遮蔽を有効に抑制する。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。但し、Ｍｎ量が増大すると磁気特性が低下するため、本発明ではＭｎ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．３５％以下である。
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。また切削加工時には、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と共に、電気抵抗を増加させて、渦電流による磁気遮蔽を有効に抑制する。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。但し、Ｍｎ量が増大すると磁気特性が低下するため、本発明ではＭｎ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．３５％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。
〈Ｓ：０．０１〜０．１％〉
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性の向上と渦電流による遮蔽効果の抑制に有用な元素であり、０．０１％以上含有させる。好ましくは０．０２％以上である。しかしＳ量が過剰になると、磁気特性が低下するので０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性の向上と渦電流による遮蔽効果の抑制に有用な元素であり、０．０１％以上含有させる。好ましくは０．０２％以上である。しかしＳ量が過剰になると、磁気特性が低下するので０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
〈Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、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有する。この様な観点からは、Ａｌを０．００４％以上含有させることが好ましい。一方、Ａｌは固溶ＮをＡｌＮの形で固定し、ＡｌＮとして結晶粒微細化作用を発揮する元素でもあり、該結晶粒の微細化は、結晶粒界を増加させて磁気特性の低下を招くので、０．０１０％以下に抑える。好ましくは０．００８％以下である。
Ａｌは、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有する。この様な観点からは、Ａｌを０．００４％以上含有させることが好ましい。一方、Ａｌは固溶ＮをＡｌＮの形で固定し、ＡｌＮとして結晶粒微細化作用を発揮する元素でもあり、該結晶粒の微細化は、結晶粒界を増加させて磁気特性の低下を招くので、０．０１０％以下に抑える。好ましくは０．００８％以下である。
〈Ｎ：０．０１０％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と結合せずフェライト相に固溶すると、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０．０１０％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と結合せずフェライト相に固溶すると、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０．０１０％以下とした。好ましくは０．００５％以下である。
〈Ｏ：０．０１０％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含有量は極力低減すべきであり、本発明では０．０１０％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含有量は極力低減すべきであり、本発明では０．０１０％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。
本発明は、上記規定の元素を含み、残部が鉄および不可避不純物である鋼材、および上記元素に加えて更に下記のＭｇおよび／またはＣａを含み、残部が鉄および不可避不純物である鋼材を規定する。
〈Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％および／またはＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｍｇは、脱酸剤として作用すると共に、ＭｎＳの生成核となり、電気抵抗を増加させる効果を発揮する元素であり、該効果を発揮させるには０．００１０％以上（好ましくは０．００２０％以上）含有させる。Ｃａも、Ｍｇと同様にＭｎＳの生成核となり、電気抵抗を増加させる効果を発揮する元素であり、該効果を発揮させるには０．００２０％以上含有させることが好ましい。
Ｍｇは、脱酸剤として作用すると共に、ＭｎＳの生成核となり、電気抵抗を増加させる効果を発揮する元素であり、該効果を発揮させるには０．００１０％以上（好ましくは０．００２０％以上）含有させる。Ｃａも、Ｍｇと同様にＭｎＳの生成核となり、電気抵抗を増加させる効果を発揮する元素であり、該効果を発揮させるには０．００２０％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｍｇ量が過剰になるとフェライト相の磁気モーメント低下を招くため、０．００５０％以下（好ましくは０．００４０％以下）に抑える。一方、Ｃａについても過剰になるとフェライト相の磁気モーメント低下を招くため、０．０１％以下（好ましくは０．００５０％以下）に抑える。
尚、上記不可避不純物としては、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。また、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。
更に、本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記元素を積極的に含有させることも可能である。
〈Ｂｉ：０．００５〜０．０５％〉
Ｂｉは、被削性を高めるのに有効な元素であり、そのためには０．００５％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．０１５％以上である。しかし過剰に含有させると、製造過程で割れが生じやすくなるので、０．０５％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｂｉは、被削性を高めるのに有効な元素であり、そのためには０．００５％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．０１５％以上である。しかし過剰に含有させると、製造過程で割れが生じやすくなるので、０．０５％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。
本発明に係る軟磁性鋼材（純鉄系軟磁性部品）を製造するにあたり、冷間鍛造時の工具寿命と寸法精度に優れ、且つ磁気焼鈍後にＪｌＳ−ＳＵＹＢ−０種レベルの磁気特性を確保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。
〈熱間圧延条件〉
熱間圧延に際しての加熱は、合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温と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、異なる相が局所的に生成し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、１０００℃以上（好ましくは１０５０℃以上）に加熱して圧延を行う。また、仕上げ圧延を８５０℃以上で行うことが好ましい。
熱間圧延に際しての加熱は、合金成分を母相に完全に固溶させるべく高温と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、異なる相が局所的に生成し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、１０００℃以上（好ましくは１０５０℃以上）に加熱して圧延を行う。また、仕上げ圧延を８５０℃以上で行うことが好ましい。
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、析出粒が粗大になるため０．５℃／秒以上とする。この様にして製造される圧延材や該圧延材を伸線することにより得られる伸線材は、冷間鍛造による部品成形性に優れ、また良好な磁気特性を確保できる。
尚、熱間鍛造を１１００〜１２５０℃で行い、かつ１００℃／時間以下で冷却すれば、鍛造ままでＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベルの磁気特性を確保することができる。
〈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−ＳＵＹＢ−２種相当の磁気特性を有するが、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベル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、次の条件で磁気焼鈍を行うことが大変有効である。即ち、８００℃未満では実用的な熱処理時間で最適なフェライト結晶粒を得ることができないため、焼鈍温度は８５０℃以上とするのがよい。より好ましくは８７５℃以上である。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。好ましくは９００℃以下である。
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−ＳＵＹＢ−２種相当の磁気特性を有するが、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベル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、次の条件で磁気焼鈍を行うことが大変有効である。即ち、８００℃未満では実用的な熱処理時間で最適なフェライト結晶粒を得ることができないため、焼鈍温度は８５０℃以上とするのがよい。より好ましくは８７５℃以上である。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。好ましくは９００℃以下である。
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、冷間鍛造、温間鍛造、熱間鍛造や切削加工を施して成型してから、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に示す成分組成の供試材を溶製後、表２に示す条件で熱間圧延を行いφ２５ｍｍの棒鋼を得た。これを用いて、断面組織、析出物の長径と密度、磁気焼鈍後（８５０℃×３時間）の磁気特性、および被削性を夫々下記の要領で評価した。
断面組織、析出物の長径と密度は、次の方法で求めた。即ち、供試材の縦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てから、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、組織を調べた。その結果、金属組織は全ての鋼線材についてフェライト単相組織であった。また上記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、いずれの試料も１００μｍ以上であった。
フェライト組織中のＭｎＳ含有析出物［ＭｎＳ、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％および／またはＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含む場合には、Ｍｇおよび／またはＣａ含有酸化物を核に表層部がＭｎＳである複合析出物］の長径および密度は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００〜３０００倍で上記析出物を観察し、画像解析装置によって析出物の長径を測定し、長径５μｍを超えるＭｎＳ含有析出物と、長径０．５〜５μｍのＭｎＳ含有析出物の密度（個／１００００μｍ２）を求めた（何れも１０視野の平均値）。
各試料の磁気特性は、上記供試材を用いてφ７ｍｍ×高さ７ｍｍの円柱状試料を作製し、上記条件で磁気焼鈍後、自動磁化測定装置を用いてＨ−Ｂ曲線を測定して求めた。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、外部磁界の挿引速度は３，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃと３０，０００Ａ／ｍ／ｓｅｃの２条件で実施し、最高到達磁界が１００，０００Ａ／ｍでの磁化過程において、４０，０００Ａ／ｍでの磁束密度を測定した。
電気抵抗は、φ２５ｍｍの棒鋼から、２．０ｍｍ×２．０ｍｍ×１００ｍｍＬの試験片を採取し、８５０℃×３時間の磁気焼鈍を行った後に、真空理工株式会社製ＴＥＲ２０００ＲＨ／Ｌ型電気抵抗測定装置を用いて下記条件で測定した。
・測定方法：四端子法
・電流リード、電圧リード：純Ｎｉ線をスポット溶接
・電圧間距離：７４ｍｍ
・測定方法：四端子法
・電流リード、電圧リード：純Ｎｉ線をスポット溶接
・電圧間距離：７４ｍｍ
一方、被削性は、上記φ２５ｍｍ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、旋削加工を５分間行ったときの工具磨耗量（逃げ面磨耗量）を測定して評価した。
これらの結果を表２に併記する（尚、表２における特性の評価基準を表３に示す）。
表１〜３から次のよう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．１〜６は、本発明で規定する化学成分組成を満たし（即ち、個々の成分範囲を満たすと共に、本発明で規定する式（１）〜（３）を満たし）、かつ析出物の形態が規定範囲内にあるので、優れた磁気応答性と高磁界における優れた磁気特性を示すと共に、優れた被削性を兼備していることがわかる。
これに対し、Ｎｏ．７〜２４は、鋼材の化学成分が本発明の規定要件を外れるか、析出物の形態が本発明の規定を満たさないため、高磁界での磁束密度が低い、磁気応答性が悪い、あるいは切削加工時における工具磨耗量の低減効果が十分でない等の好ましくない結果となった。
詳細には、Ｎｏ．７，２２は、Ｆ値が下限を下回っているため、高磁界での磁束密度が小さい。Ｎｏ．８、２３は、Ｙ値が規定範囲を外れているため、高磁界での磁束密度が小さくなった。Ｎｏ．９は、Ｃ量が過剰であり、Ｙ値も上限を超えているため、保磁力が高く、かつ高磁界での磁束密度も小さい。またＮｏ．１０は、Ｓｉ量が過剰であり、Ｙ値も上限を超えているため、上記Ｎｏ．９と同様に高磁界での磁束密度が小さくなった。
Ｎｏ．１１は、Ｍｎ量が不足しているため、Ｘ値が小さくなり、かつＦ値も下限を下回っているため、磁束密度の変化率が大きくなっている。またＭｎ量の不足に起因して規定の析出物を確保できず、被削性も確保できなかった。更に、Ｎｏ．１１では、ＦｅＳの生成に伴い延性が低下したため圧延材に表面疵が発生した。一方、Ｎｏ．１２は、Ｍｎ量が過剰であり、Ｙ値も上限を超えたため、上記Ｎｏ．９，１０と同様に高磁界での飽和磁束密度が小さくなった。
Ｎｏ．１３は、Ｐ量が過剰であるため、粒界にＰが偏析し、結晶粒の成長が抑制されて磁気特性が低下する結果となった。
Ｎｏ．１４，１５は、Ｓ量が規定範囲を外れるものである。Ｎｏ．１４は、Ｓ量が不足しているため、Ｘ値も小さくなり、渦電流による磁束密度の低下を抑制できていない。また、Ｆ値が小さいため磁束密度の変化率が大きくなっている。更には、規定の析出物を確保できず、被削性も確保できなかった。Ｎｏ．１５は、Ｓ量が過剰であるため、Ｙ値が上限を超え、飽和磁束密度が小さくなっている。また、析出物としてＭｎＳが過剰に析出したことも、磁気特性の低下を招いている。更に、Ｎｏ．１５では、過剰なＳにより熱間延性が低下し、圧延材に表面疵も発生した。
Ｎｏ．１６〜１８は、いずれもＦ値が上限を超えているため、飽和磁束密度が低下する結果となった。
Ｎｏ．１９は、Ａｌ量が過剰であるため、ＡｌＮの生成により結晶粒が抑制されて、磁気特性、特に保磁力が低下すると共に、高磁界での磁束密度も小さくなっている。
Ｎｏ．２０は、試料製造過程で割れが生じたため、特性を評価できなかったものであるが、この結果から、Ｂｉを添加する場合、試料製造過程での割れ発生を抑制するには、本発明で規定する範囲内とすることが推奨される。
Ｎｏ．２１は、Ｍｇ量、Ｃａ量が過剰であるため、磁気特性、特に保磁力が低下すると共に、高磁界での磁束密度が小さくなった。
Ｎｏ．２４は、Ｃ量、Ｓｉ量およびＭｎ量が不足し、結果としてＸ値が小さくなり、高磁界での飽和磁束密度が小さくなった。
Claims (4)
- Ｃ：０．００４〜０．０１５％（質量%の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を満足すると共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつ、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
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個であることを特徴とする高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝ - Ｃ：０．００４〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．００４〜０．０５％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）を満たし、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％および／またはＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含むと共に、下記式（１）および（２）を満たし、かつＣｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を下記式（３）を満たすように含み、残部鉄および不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライト単相組織であり、
鋼材の圧延方向断面１００００μｍ２において、Ｍｇおよび／またはＣａ含有酸化物を核に表層部がＭｎＳである複合析出物で長径５μｍを超えるものが５個以下であり、かつ長径０．５〜５μｍの上記複合析出物が２０〜８０個であることを特徴とする高磁界での磁気特性と被削性に優れた軟磁性鋼材。
(４[Ｃ]＋０．０５[Si]＋０．１[Mn]＋０．８[Ｓ]＋０．１[Ni]＋０．４[Cr]）≦０．１
…（１）
１．５≦（２０[Ｃ]＋１２[Si]＋５[Mn]＋５[Ｓ]＋２[Ni]＋３[Cr]＋１０[Al]）
…（２）
０．２≦（[Cu]＋４[Ni]＋６[Cr]）≦２．２ …（３）
｛式１〜３中、[Ｃ]、[Si]、[Mn]、[Ｓ]、[Ni]、[Cr]、[Al]、[Cu]は、各元素の含有量（質量％）を示す｝ - 更に他の元素として、Ｂｉ：０．００５〜０．０５％を含む請求項１または２に記載の軟磁性鋼材。
- 前記請求項１〜３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高磁界での磁気特性に優れた軟磁性鋼部品。
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