JP4646834B2 - 磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材、および磁気特性とその安定性に優れた軟磁性鋼部品、ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材、および磁気特性とその安定性に優れた軟磁性鋼部品、ならびにこれらの製造方法に関するものであり、特に、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種レベルの磁気特性の部品間におけるばらつきや経年劣化が抑えられ、安定した上記磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品、および該軟磁性鋼部品の製造に用いられる、冷間鍛造時に寸法精度良く加工できると共に上記磁気特性を確保することのできる軟磁性鋼材、ならびにこれらの製造方法に関するものである。

自動車の電装部品等における磁気回路を構成する鋼部材には、省電力化と応答性向上のため、低い外部磁界で容易に磁化し、且つ保磁力が小さいといった特性が要求される。よって上記鋼部材の材料として、部材内部の磁束密度が外部磁界に応答し易い軟磁性材料が一般に使用されている。

上記磁気特性を有する軟磁性鋼材として、例えばＣ量が０．０１質量％以下の低炭素鋼等が用いられ、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、部品成形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。

ところで近年は、部品製造コスト低減の一手段として、切削加工による成形が冷間鍛造で行われつつあり、上記鋼材には冷間鍛造性に優れていることも求められている。一方、最近の高性能化した電装部品では、材料自体の磁気特性に加え、部品形状の僅かなばらつきが磁気特性に多大な悪影響を及ぼす状況にあり、冷間鍛造において寸法精度良く加工することが求められている。上記低炭素鋼は一般に変形抵抗が小さく延性に富むため、冷間鍛造で複雑な形状に成形することが可能である。しかし、加工発熱による温度上昇で時効硬化が生じると変形抵抗が増加し、成形部品の寸法精度の低下やこれによる磁気特性の低下を招く。また、上記時効硬化が部品成形後に進行した場合には、磁気特性等の部品特性の経年劣化をもたらすといった、深刻な問題となる可能性がある。

低炭素鋼の変形抵抗を低減させる方法として、例えば特許文献１には、合金成分や圧延条件を調整することによって鋼中の固溶Ｎを固定し、動的ひずみ時効に起因する変形抵抗の増加を抑えることが提案されている。しかし該技術は、材料強度と冷間鍛造性に主眼を置いてなされたものであり、結晶粒の大きさや析出物の存在に敏感な磁気特性について必ずしも満足し得るものでない。

また本発明者らは、電磁部品への適用を視野に入れて、低炭素鋼の磁気特性とひずみ時効の抑制を両立させた技術を提案している（特許文献２参照）。該技術は、適量のＴｉ添加により固溶ＮをＴｉＮとして固定する方法であり、動的ひずみ時効は抑制されるが、近年拡がりつつある高速冷間鍛造による複雑形状部品の製造において、寸法精度良く加工を行うには更なる改善が必要であると考える。
特開２０００−８１３９号公報 特開２００３−２２６９４６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、優れた磁気特性を安定して発揮する軟磁性鋼部品、および冷間鍛造時に寸法精度良く加工できる（以下、この特性を単に「冷間鍛造性」ということがある）と共に上記磁気特性を確保できる軟磁性鋼材、ならびにこれらの製造方法を提供することにある。

本発明に係る磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材とは、
Ｃ：０．００１〜０．０２％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含む）、
Ｎ ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
Ｂ ：０．００１５〜０．００８５％、
Ｏ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
０．８＜（［Ｂ］／［Ｎ］）＜５．０
｛［Ｂ］は鋼中Ｂ含有量（質量％）、［Ｎ］は鋼中Ｎ含有量（質量％）を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相組織であって、
該フェライト組織の結晶粒内に、平均粒径（短径と長径の平均値）：０．１〜２μｍのＢＮが１２０〜５００個／ｍｍ^２析出しているところに特徴がある。

また本発明は、上記鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、前記成分組成を満たし、金属組織が、ＪＩＳ Ｇ ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号で４．０以下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とその安定性に優れた軟磁性鋼部品も規定する。

更に本発明は、前記軟磁性鋼材を製造する方法も規定するものであって、該方法は、前記成分組成を満たす鋼材を１０００〜１２００℃に加熱した後、熱間圧延を行い、８５０℃以上の仕上圧延温度で圧延終了後、８００℃以上で巻取りを完了するところに特徴を有している。

また、前記軟磁性鋼部品の製造方法も規定するものであって、該方法は、前記軟磁性鋼材に成形加工を施した後、８５０〜９５０℃で２時間以上焼鈍処理するところに特徴を有している。

本発明によれば、磁気焼鈍後に安定かつ優れた磁気特性を確保できると共に、冷間鍛造時に寸法精度良く加工することの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−ＳＵＹＢ−０種レベルの優れた磁気特性を安定して発揮する軟磁性鋼部品が得られる。よって、優れた磁気特性を安定して発揮することの要求される、自動車用等の各種電装部品に使用されるソレノイド、リレーおよび電磁弁等に利用することができる。

本発明者は、まず、磁気焼鈍後に安定かつ優れた磁気特性を確保できると共に、冷間鍛造時に寸法精度良く加工することのできる軟磁性鋼材を実現すべく、これらの特性に影響を及ぼす金属組織（母相組織や析出物）や成分組成、製造方法について様々な角度から検討を行った。

その結果、鋼中のＮ量に対するＢ量の割合を制御して固溶ＮをＢＮ（窒化ボロン）として固定し、鋼中の固溶Ｎを低減することで、窒化物（ＡｌＮやＴｉＮ）による素材硬さのばらつきや動的ひずみ時効が抑制され、加工発熱領域での変形抵抗を有効に抑制でき、結果として、優れた磁気特性の安定性と冷間鍛造性を実現できることを見出した。

この様な効果を発揮させるには、下記式（１）に示す通り（［Ｂ］／［Ｎ］）（以下、単に「Ｂ／Ｎ」と示す）を０．８超とする必要があり、好ましくは０．９以上である。一方、Ｂ／Ｎが大きくなると（即ち、Ｎ量に対してＢ量が多くなると）Ｆｅに固溶するＢ量が多くなるため、結晶格子に歪みが生じ、磁気特性が劣化する。よってＢ／Ｎは５．０未満とする。好ましくは４以下である。
０．８＜（［Ｂ］／［Ｎ］）＜５．０ …（１）
｛［Ｂ］はＢ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を示す｝

また上記時効を十分に抑制するには、Ｂを０．００１５％以上含有させる必要がある。Ｎと結合しなかったＢは安定な炭化物［Ｆｅ_２３（ＣＢ）_６］を形成するが、Ｂ量が過剰になると、結晶粒界にＦｅ_２Ｂとして析出し熱間延性の著しい低下を招くため、０．００８５％以下に抑える。好ましくは０．００５０％以下である。

更に、上記固溶Ｎの固定により形成されるＢＮのサイズと密度をコントロールすれば、ＢＮ析出による、磁気特性の絶対値とその安定性、および冷間鍛造性への悪影響を最小限とすることができる。具体的には、フェライト組織の結晶粒内に、平均粒径（短径と長径の平均値）が０．１〜２μｍのＢＮを１２０〜５００個／ｍｍ^２の密度で析出させるのがよい。

即ち、平均粒径０．１〜２μｍのＢＮを１２０個／ｍｍ^２以上存在させることにより、固溶Ｎによる変形抵抗の上昇を確実に抑制して、高寸法精度の冷間鍛造と磁気特性の優れた安定性を実現できる。好ましくは１５０個／ｍｍ^２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ＢＮ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、上記平均粒径：０．１〜２μｍのＢＮ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、鋼材や鋼部品に存在する平均粒径が０．１〜２μｍのＢＮを５００個／ｍｍ^２以下に抑える。好ましくは３００個／ｍｍ^２以下である。

また優れた磁気特性を確保するには、磁気焼鈍を施して得られる鋼部品の組織を、ＪＩＳ Ｇ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号で４．０以下と結晶粒の粗大なフェライト単相組織とし、粒界面積を低減することが不可欠である。上述の通り、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の影響を受ける。フェライト結晶粒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。

尚、フェライト結晶粒が大きくなりすぎても上記効果は飽和する。焼鈍時間等の生産性の観点から、フェライト結晶粒度番号の下限は０〜１程度となる。

磁気焼鈍により上記金属組織を有する鋼部品を容易に実現すると共に、冷間鍛造における寸法精度の低下や鋼部品の肌荒れを抑制するには、該鋼部品の製造に用いる鋼材の金属組織を、フェライト単相組織であって、ＪＩＳ Ｇ ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号が４以上（好ましくは５以上）で７以下の整粒（結晶粒度番号の差異が±０．５の範囲内）とするのがよい。該鋼材（圧延材）を用いて加工を行い、その後、後述する条件で磁気焼鈍を施して再結晶生成および粒成長を促進させることにより、上記ＪＩＳ Ｇ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号で４．０以下のフェライト単相組織とすることができる。

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ＢＮ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。

本発明のポイントは、Ｂ／Ｎが規定範囲内となるよう適正量のＢを含有させてひずみ時効を有効に抑制すると共に、フェライト組織中に所定サイズのＢＮを適量分散させて、高度な寸法精度を可能とする冷間鍛造の実現と良好かつ安定した磁気特性の確保を両立する点にあるが、これらの作用効果を有効に発揮させると共に、最終的に電装部品等として使用する場合の特性（強度等）を確保するには、鋼材・鋼部品におけるＢ以外の成分を下記範囲内とする必要がある。

〈Ｃ：０．００１〜０．０２％〉
Ｃは、鋼材の強度と延性のバランスを支配する基本元素であり、含有量が低減するほど強度は低下し、延性は向上する。またＣは、鋼中に固溶してひずみ時効硬化を生じさせ易い元素であるため極力低減することが望ましく、優れた磁気特性を確保する（ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種以上の磁気特性を満足させる）面からも極低であることが好ましい。これらの観点から、本発明ではＣ量の上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１％以下である。一方、最低限の部品強度の確保、およびＢが過多に存在した際にＢを安定な炭化物として存在させる観点から、Ｃ量の下限を０．００１％とした。好ましくは０．００４％以上である。

〈Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、また磁気特性を向上させる効果をもたらすが、多量に含まれると冷間鍛造性を阻害する。本発明では、部品成形時の冷間鍛造性を確保する観点から０．１％を上限とした。好ましくは０．０５％以下である。

〈Ｍｎ：０．１〜０．５％〉
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中のＳと結合しＳによる脆化を抑制するのに有効であることから、本発明ではＭｎ量を０．１％以上とする。しかし、Ｍｎ量が過剰になると磁気特性が低下すると共に変形抵抗が増大するため、Ｍｎ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．３％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。よって本発明では、Ｐ量を０．０２％以下に抑える。好ましくは０．０１％以下である。

〈Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成する元素であり、多量に含まれると、該ＭｎＳが多量に析出して冷間鍛造性を低下させる。よって、本発明ではＳ量を０．０２％以下に抑える。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の形で固定する。ＡｌＮは結晶粒の成長を抑制する作用があり、結晶粒界の増加によって磁気特性の低下を招くため、本発明ではＡｌ量を０．０１％以下（好ましくは０．００５％以下）に抑える。

〈Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含む）〉
Ｔｉは、Ｎとの親和力がＢよりも強く、固溶ＮをＴｉＮの形で固定して動的ひずみ時効を有効に抑制する元素である。しかしＴｉが過剰に含まれると、ＴｉＣとして析出し易くなり素材強度の上昇を招くため、冷間鍛造時の寸法精度を高めることが難しくなる。よってＴｉ量の上限は０．００５％とする。好ましくは０．００３％以下である。

〈Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、Ｔｉ，Ｂ，Ａｌ等と結合して窒化物を形成し、これらの元素と結合しないＮは、固溶Ｎとして残存し、ひずみ時効に伴う結晶構造の歪みによっ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ることから、本発明ではＮ量を０．００５０％以下に抑える。好ましくは０．００３０％以下である。尚、製造性を考慮すると、Ｎ量の下限は０．００１５％程度となる。

〈Ｏ：０．０２％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。また、硬質酸化物（ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３等）の増大を招き、変形抵抗が上昇する原因となる。ゆえにＯ含有量は極力低減すべきであり、本発明では０．０２％以下に抑える。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２％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Ｆｅ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。

本発明に係る軟磁性鋼材や軟磁性鋼部品の製造では、上記規定の化学成分を含む鋼材を常法により溶解、鋳造した後、下記の条件で熱間圧延して軟磁性鋼材を得ることが大変有効である。

〈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には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、部品成形時の冷間鍛造性が低下する。従って、熱間圧延に際しての加熱は１２００℃以下（好ましくは１１５０℃以下）とするのがよい。一方、加熱温度が低すぎると、ＢＮが母相に完全に溶け込まず、粗大なＢＮが析出して磁気特性が低下すると共に、圧延中に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、低温になると圧延時のロール負荷が上昇し、生産性が低下するため、１０００℃以上（好ましくは１０５０℃以上）に加熱する。

〈仕上圧延温度〉
熱間圧延における仕上圧延温度が低すぎると、金属組織（ミクロ組織）が細粒化し易く、その後の冷却過程や部品成形後の焼鈍過程において、部分的な異常粒成長（ＧＧ）の発生を招く。ＧＧ発生部は、冷間鍛造時の肌荒れや磁気特性のばらつきの原因となるため、整粒にする観点から、８５０℃以上（好ましくは８７５℃以上）の仕上圧延温度で圧延を終了させる。

〈熱間圧延後の巻取り温度〉
巻取り温度が低いと、上記仕上圧延温度の場合と同様にミクロ組織が細粒化し易く、冷間鍛造性と磁気特性が共に低下するため、巻取りは８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）で完了させる。尚、巻取り後の冷却は特に問わず、徐冷等を行えばよい。

尚、本発明で規定するＢＮ析出形態の鋼材を得るには、上記成分組成の制御と上記加熱温度の制御が特に有効であるが、その他に、製造過程で連続鋳造時の表面冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上、連続鋳造の終了温度を７５０℃以下とすれば、高温保持に伴う粗大なＢＮの生成を抑制でき、上記ＢＮ析出形態をより容易に実現することができる。

上記条件を満たす方法で製造された鋼材［圧延材（棒状や線状材）または該圧延材を伸線して得られる伸線材］は、後工程の冷間鍛造で寸法精度良く加工できると共に、磁気焼鈍を施すことにより良好かつ安定した磁気特性を発揮する。

〈磁気焼鈍条件〉
磁気焼鈍を施していない本発明の軟磁性鋼材であっても優れた磁気特性を示すが、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、上記軟磁性鋼材を用いて所定の部品形状に成形した後、下記の条件で磁気焼鈍を行い、鋼部品の金属組織を、ＪＩＳ Ｇ ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号で４．０以下のフェライト単相組織とすることが大変有効である。

磁気焼鈍における焼鈍温度が低すぎると、析出した窒化物によりフェライト結晶粒の成長が阻害されるため、実用的な熱処理時間でフェライト結晶粒を規定サイズとすることができない。よって焼鈍温度は８５０℃以上とする。一方、過度に焼鈍温度を高めると、相変態に伴うひずみにより磁気特性（特に保磁力、低磁界側の磁束密度）が低下するため、その上限は９５０℃とするのがよく、好ましくは９００℃以下である。

また焼鈍時間が短すぎると、焼鈍温度を高めに設定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。よって上記温度で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。しかし長すぎても規定サイズのフェライト結晶粒を確保する効果はほとんど変わらないので、６時間以下とするのがよい。

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真空溶製にて各１５０ｋｇ試作した。そして、溶製材を１５５ｍｍ×１５５ｍｍ角に鍛造加工し、ダミービレット材に溶接した後、表２に示す条件で熱間圧延を行いφ２０ｍｍの鋼線材を得た。これを用いて、磁気焼鈍前後の金属組織の分類と結晶粒径、磁気焼鈍前の鋼線材に存在するＢＮの平均粒径と密度、冷間鍛造時の鋼材表面性状と寸法精度、および磁気焼鈍後の磁気特性とその安定性を、夫々下記の要領で評価した。

上記金属組織の分類と結晶粒径の測定は次の方法で行った。即ち、磁気焼鈍前後（磁気焼鈍の方法は後述する通り）のそれぞれの鋼線材について、鋼線材の横断面が露出する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、光学顕微鏡によってＤ／４（Ｄは鋼線材の直径）部位の組織を１００倍で１０視野撮影し、組織の種類とＪＩＳ Ｇ ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度を確定した。尚、全ての試料において、磁気焼鈍前後の金属組織はフェライト単相組織であった。

またフェライト組織中のＢＮの平均粒径および密度は、上記Ｄ／４部位を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で写真撮影（倍率：８０００倍、１視野の写真サイズは７０ｍｍ×９５ｍｍ）した後、画像解析（ＦＲＭトウールキット）にかけてカウントし、ＢＮの平均粒径（短径と長径の平均値）と、該平均粒径が０．１〜２μｍの範囲内にあるＢＮの個数を求めた（何れも１０視野での平均値）。

冷間鍛造時における鋼材の表面性状は、圧延材の結晶粒度と相関が強いことから、上記フェライト結晶粒度で評価した。

また冷間鍛造時の寸法精度は、加工発熱領域で生じる変形抵抗と相関が強いことから、加工発熱領域での変形抵抗を指標に評価した。尚、図１は、成分組成の異なる鋼材を用い、冷間鍛造の際に加工発熱により鋼材が数百℃にまで達成することを想定して測定温度を変化させ、各測定温度での変形抵抗を求めたものである。この図１より、変形抵抗は３００℃近傍でピークを有する。このことから、加工発熱領域を想定して３００℃に加熱した場合の変形抵抗で冷間鍛造時の寸法精度を測定した。

変形抵抗の測定には、直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍの試料を用い、端面拘束圧縮における８０％圧縮時（ひずみ速度１０／ｓ）の最大荷重を測定し、下記計算式により変形抵抗を算出した。
変形抵抗（ｋｇｆ／ｍｍ²）＝荷重（ｋｇｆ）／Ａ／ｆ
（式中、Ａ：試験片の断面積（ｍｍ²）、ｆ：拘束係数）
上記式において、φ＝１０ｍｍの場合Ａ＝３１４ｍｍ²であり、
８０％圧縮の場合ｆ＝１０．１０となる。

各試料の磁気特性は、上記鋼線材を用いて外径１８ｍｍ×内径１０ｍｍ×厚さ４ｍｍのリング状試料を作製し、磁気焼鈍を表２に示す温度（保持温度）、時間（保持時間）の条件で行った後、これに、磁界印加用の１次コイルと磁束検出用の２次コイルを巻線し、自動磁化測定装置［理研電子株式会社製 直流磁化Ｂ−Ｈ特性自動記録装置（ＢＨＳ−４０）］を用いてＨ−Ｂ曲線を測定することにより求めた。

また、磁気特性の安定性は、上記３００℃に加熱した場合の変形抵抗と相関が強く、該変形抵抗が大きい（動的ひずみ時効が大きい）と磁気特性の経年劣化が生じ易い傾向にあることから、３００℃に加熱した場合の変形抵抗で磁気特性の安定性を評価した。

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１，２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．４〜８は、本発明で規定する成分組成を満たしており、かつ本発明で規定する方法で製造したので、得られた鋼材（鋼線材）は、変形抵抗が小さく、冷間鍛造における高い寸法精度と磁気特性の安定性を期待できる。また該鋼材に焼鈍を施して得られた鋼部品は、いずれもＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種以上と優れた磁気特性を有することがわかる。

これに対しＮｏ．１〜３およびＮｏ．９〜２１は、鋼材の化学成分が本発明の規定要件を外れるか、本発明で規定する条件で製造を行わなかったため、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種の磁気特性を満たす鋼部品が得られない、あるいは変形抵抗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。

Ｎｏ．１〜３は、鋼材の成分組成は本発明の規定要件を満足しているが、製造条件が本発明の要件を外れていることから上記不具合が生じたものと考えられる。即ちＮｏ．１は、熱間圧延時の仕上圧延温度と巻取り温度が共に低すぎたため、圧延材の組織の一部に異常粒成長部（ＧＧ）が生じ、磁気焼鈍での再結晶および結晶粒成長が均一に進まず磁気特性が低下する結果となった。また、上記混粒が生じていることから、冷間鍛造を行うと表面性状の不良が発生するおそれがある。

Ｎｏ．２，３では、磁気焼鈍を規定の条件で行わなかったため、再結晶が十分に進まず、粒界面積が多い組織となり磁気特性に劣る結果となった。

Ｎｏ．９は、Ｂ／Ｎが０．８以下であるため、鋼中の固溶ＮをＢＮとして十分固定できず、ひずみ時効による変形抵抗の増加を招き、磁気特性の安定性と冷間鍛造性に劣るものとなった。

Ｎｏ．１０からは、Ｃ量が上限値を超えると、変形抵抗の増大（即ち、磁気特性の安定性と冷間鍛造性の劣化）と磁気特性の大幅な低下をもたらすことが分かる。

Ｎｏ．１１はＳｉ量が過剰であるため、磁気特性への影響は少ないが、変形抵抗が大きく磁気特性の安定性と冷間鍛造性に劣る。

Ｎｏ．１２は、Ｍｎ量が上限を外れる例である。ＭｎはＳと結合しＭｎＳとしてフェライト組織中に析出することで冷間鍛造性を改善する効果を有するが、多量に含まれると、フェライト中に固溶したＭｎが結晶格子にひずみを与えるため磁気特性が低下する。また、過剰のＭｎによりフェライト相が硬くなったため変形抵抗が増大している。

Ｎｏ．１３はＰ量が過剰であるため、粒界にＰが偏析し、圧縮試験時に割れが発生した。また、磁気焼鈍時に結晶粒の成長が抑制され、磁気特性に劣るものとなった。

Ｎｏ．１４は、Ｓ量が過剰であるためＭｎＳが多量に析出し、圧縮試験時に割れが発生した。また磁気特性にも劣っている。

Ｎｏ．１５からはＡｌ量の影響を確認することができ、Ａｌ量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの生成により結晶粒が抑制されるため、磁気特性が著しく低下することがわかる。

Ｎｏ．１６は、Ｔｉ量が規定要件を外れる例である。適量が含まれていれば、固溶Ｎの低減により変形抵抗が低減するが、過剰に含まれていると、析出物の増加により変形抵抗が増加すると共に、Ｔｉ系析出物がフェライト結晶粒の成長を抑制する。また析出したＴｉＮが磁束を縛束するために磁気特性が低下する。

Ｎｏ．１７はＮ量が過剰であるため、ひずみ時効による変形抵抗の増大が生じ、磁気特性の安定性と冷間鍛造性に劣る。また、磁気特性にも劣っている。

Ｎｏ．１８は、Ｂ量が過剰であり、かつＢ／Ｎが規定の上限を上回っているため、圧縮試験時に割れが発生した。また磁気特性も低下する結果となった。

Ｎｏ．１９からはＯの影響を見ることができ、Ｏ含有量が上限を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすことが分かる。また、Ｏ量が過剰で硬質酸化物（ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３等）が増大したことにより、変形抵抗が増大している。

Ｎｏ．２０はＢ／Ｎが上限を上回っており、Ｎに対してＢが余剰となったため、ひずみ時効による変形抵抗の増大が生じ、磁気特性の安定性と冷間鍛造性に劣る結果となった。また、磁気特性にも劣っている。

Ｎｏ．２１は、Ｂ量が上限を超えているため、フェライトに固溶しきれなかったＢが結晶粒界にＦｅ_２Ｂとして析出し、結果として、冷間鍛造時に割れ発生を招くと共に、磁気特性の著しい低下が生じている。

測定温度と変形抵抗の関係を鋼種別に示したグラフである。

Claims (4)

1. Ｃ：０．００１〜０．０２％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．１〜０．５％、
   Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含む）、
   Ｎ ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
   Ｂ ：０．００１５〜０．００８５％、
   Ｏ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
   ０．８＜（［Ｂ］／［Ｎ］）＜５．０
   ｛［Ｂ］は鋼中Ｂ含有量（質量％）、［Ｎ］は鋼中Ｎ含有量（質量％）を示す｝
   を満たし、金属組織がフェライト単相組織であって、
   該フェライト組織の結晶粒内に、平均粒径（短径と長径の平均値）：０．１〜２μｍのＢＮが１２０〜５００個／ｍｍ^２析出していることを特徴とする磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材。
2. 請求項１に記載の軟磁性鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、請求項１に記載の成分組成を満たし、金属組織が、ＪＩＳ Ｇ ０５５２（１９９８）で規定するフェライト結晶粒度番号で４．０以下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とその安定性に優れた軟磁性鋼部品。
3. 請求項１に記載の軟磁性鋼材を製造する方法であって、請求項１に記載の成分組成を満たす鋼材を１０００〜１２００℃に加熱した後、熱間圧延を行い、８５０℃以上の仕上圧延温度で圧延終了後、８００℃以上で巻取りを完了することを特徴とする磁気特性とその安定性および冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材の製造方法。
4. 請求項２に記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、請求項１に記載の軟磁性鋼材に成形加工を施した後、８５０〜９５０℃で２時間以上焼鈍処理することを特徴とする磁気特性とその安定性に優れた軟磁性鋼部品の製造方法。

Images