JP5139021B2 - 軟磁性鋼材、並びに軟磁性鋼部品およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟磁性鋼部品を製造するための軟磁性鋼材、並びにそれから得られる軟磁性鋼部品（例えば自動車用センサ等の鉄心）、および軟磁性鋼部品の製造方法に関する。

自動車電装部品等における磁気回路を構成する鋼部品には、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。このため上記鋼部品を製造するための材料として、部品内部の磁束密度が外部磁界に応答し易い軟磁性鋼材が一般に使用されている。

上記電装部品のうち、直流特性が重要な部品には、例えばＣ量が０．０１%以下の極低炭素鋼が用いられ、また交流特性が重要な部品には、電磁ステンレスなどの高い電気抵抗を有する材料が一般に用いられている。

しかし近年、電装部品の制御を司るセンサ部品の高性能化が大きく伸展し、高周波−低磁界での磁気特性に対する要望が増加している。交流用磁気材料では、渦電流による磁気遮蔽効果を抑制するため、直流用磁気材料に比べて電気抵抗率を増加させる必要があり、１００μΩｃｍ程度の電気抵抗率を有する電磁ステンレス材料が用いられることが多い。しかし、電気抵抗率の増加、すなわち伝導電子の散乱確立の増加は、熱伝導率の低下をもたらすため、部品の小型・軽量化や部品特性の安定化を図る上で、大きな障害となりつつある。また、電気抵抗率の増加を目的に合金元素を増量添加することは、磁界を引加した際に生じる材料変形（磁歪）を助長するため、高精度の検出感度が求められるセンサ部品等に電磁ステンレス等を用いることには限界があった。

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、磁気焼鈍後に電磁ステンレスなみの優れた交流磁気特性および低磁歪を実現することのできる軟磁性鋼材、およびこの軟磁性鋼材を用いて得られる、交流磁気特性に優れかつ低磁歪である軟磁性鋼部品およびその製造方法を提供することにある。

本発明に係る軟磁性鋼材とは、
Ｃ：０．００２〜０．０５０％（質量%の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：１．５〜２．８％、
Ｍｎ：０．２〜０．８％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２〜０．１０％、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０５〜１．０％、
Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
５≦Ｍｎ／Ｓ≦５０、
Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ≦４．０を満たし、
残部：鉄および不可避不純物からなり、
金属組織に占めるフェライト相が９５%以上であり、かつ
該フェライト中の炭化物およびＭｎＳの最大粒径（長径と短径の平均値）が２０μｍ以下であって、
常温（２０℃）での電気抵抗率が４０〜６０μΩｃｍであり、かつ直流初期透磁率が４０００以上であるところに特徴を有する。

本発明の軟磁性鋼材は、更に他の元素として、Ｂ：０．００１５〜０．００５％を含んでいてもよい。

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も含むものであり、該鋼部品は、上記成分組成を満たし、金属組織に占めるフェライト相が９５%以上であり、かつＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が３以下であるところに特徴を有する。

また本発明は、上記軟磁性鋼部品を製造する方法も規定するものであって、該方法は、上記軟磁性鋼材を、形状加工した後、真空中または不活性ガス雰囲気下、８５０〜１０００℃で３時間以上焼鈍処理することにより、ＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号を３以下とするところに特徴を有する。

本発明によれば、磁気焼鈍を施すことにより、優れた交流磁気特性を示すと共に低磁歪を示す軟磁性鋼材が得られる。更に、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、電磁ステンレスと同等もしくはそれ以上の交流磁気特性を示すと共に、磁界を印加した際の磁歪による部品変形の少ない、自動車用センサ部品（鉄心材）等の様な自動車部品や電車、船舶用の電装部品を、高歩留まりかつ低コストで提供できる。

本発明者は、上記磁歪を低減させるには、直流透磁率を４０００以上と高くすることが大変有効であり、この様に直流透磁率を高めることによって、少ない磁界侵入領域で目的の磁束量を確保でき、交流磁界を引加した際の磁壁移動（磁束移動）に伴う磁歪を大幅に低減できることを見出した。更に、電気抵抗率を４０μΩｃｍ以上とすることが電磁ステンレス並みの優れた交流磁気特性を確保する為に不可欠であり、また、上記電気抵抗率を６０μΩｃｍ以下に制御すると共に上記直流透磁率を４０００以上とすることで、低磁歪を実現できる、ことに着目して、これら磁気特性（更には冷間鍛造性等）に影響を及ぼす鋼材の成分組成、金属組織や析出物等について様々な角度から実験を行い検討してきた。

そしてその結果、成分組成を制御し、粗大化させたフェライト組織中の固溶元素（特にＣ、Ｎ、Ｃｒ）およびＭｎＳ硫化物の分散を制御すればよいことを見出し、本発明に想到した。以下、本発明について詳述する。

〈フェライト中の炭化物およびＭｎＳの最大粒径（長径と短径の平均値）：２０μｍ以下〉
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や、析出物の磁気的性質や分布形態で異なる。通常、フェライト組織中に析出物が多数存在する場合、磁気焼鈍時の結晶粒成長を妨げるため、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結果となる。

そこで本発明では、後述する実施例の方法で測定するフェライト中の炭化物（具体的にはＦｅ_３Ｃ、ＣｒＣ）およびＭｎＳの最大粒径（長径と短径の平均値）を２０μｍ以下と規定した。好ましくは５μｍ以下である。

〈５≦Ｍｎ／Ｓ≦５０〉
上記フェライト中のＭｎＳを微細化させるには、鋼中のＭｎ量とＳ量の比：Ｍｎ／Ｓを５０以下に抑えるのがよい。好ましくは２０以下である。しかしＭｎ／Ｓの値が低すぎると、ＦｅＳが結晶粒界に析出し、磁束密度の低下をもたらすため、Ｍｎ／Ｓは５以上となるようにする。好ましくは７以上、より好ましくは１０以上である。

〈Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ≦４．０〉
Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの合計量が多いと、転炉出鋼温度が１７５０℃を超えて転炉耐火物の損傷が大きく、生産性の悪化を招くと共に、不純物が混入し易くなり、磁束密度に悪影響を及ぼす。よって本発明では、これらＳｉ、ＭｎおよびＣｒの合計量を４．０％以下とする。好ましくは合計で３．５％以下である。

〈Ｃ：０．００２〜０．０５％〉
Ｃは、鋼材の強度と延性のバランスを支配する元素であり、含有量が少ないほど強度は低下し、延性は向上する。またＣは鋼中に固溶し、部品成型時にひずみ時効が生じるので極低Ｃが望ましく、磁気特性の面からも極低Ｃが好ましい。本発明では、電磁ステンレスなみ若しくはそれ以上の磁気特性を満足する観点から、Ｃ量の上限を０．０５％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以下である。

一方、Ｃ量を低減しすぎると、部品の強度が低下し、且つ電気抵抗、ひいては交流磁束密度が低下する。そこでＣ量の下限を０．００２％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０１０％以上である。

〈Ｓｉ：１．５〜２．８％〉
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として用いられるものであり、また部品の交流磁束密度を向上させる作用を有する。このような作用を充分に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を１．５％と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１．８％以上である。しかしＳｉ量が過剰であると、磁気特性と鋼材の冷間鍛造性が劣化する。そこで本発明では、電磁ステンレス並みの磁気特性の確保と部品成型時の冷間鍛造性を確保する観点から、Ｓｉ量の上限を２．８％と定めた。Ｓｉ量は好ましくは２．５％以下である。

〈Ｍｎ：０．２〜０．８％〉
Ｍｎは、溶製時に脱酸剤として用いられるものであり、また鋼中のＳと結合し、Ｓによる脆化を抑制する作用も有する。またＭｎとＳは、ＭｎＳ析出物、または酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合析出物（以下、これらを「ＭｎＳ含有析出物」と省略することがある）を形成して、部品の電気抵抗を向上させる作用も有する。部品の電気抵抗が向上すると、渦電流および鉄損が抑制され、交流磁束密度の低下を防止することができる。これらの作用を充分に発揮させるために、Ｍｎ量の下限を０．２％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると、磁気モーメントが低下し、電気抵抗向上による効果が減殺され、かえって交流磁束密度が低下する。そこでＭｎ量の上限を０．８％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下である。

〈Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、粒界偏析して、冷間鍛造性および磁気特性の低下を招く。そこでＰ量は、できる限り低減されていることが好ましく、本発明ではＰ量を０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下に抑える。

〈Ｓ：０．０２〜０．１０％〉
Ｓは、ＭｎとＭｎＳ含有析出物を形成し、電気抵抗を増加させて、部品の交流磁束密度を向上させる作用を有する。この作用を充分に発揮させるために、本発明ではＳ量の下限を０．０２％と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０２５％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。しかしＳ量が過剰になると、硫化物が結晶粒界に析出するため、鋼材の冷間鍛造性が劣化する。そこでＳ量の上限を、０．１０％と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

〈Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｃｕは、電気抵抗を増加させる作用を有し、渦電流の発生を抑制して、交流磁束密度を向上させるのに有用な元素である。この作用を十分に発揮させるため、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とするのがよい。しかしＣｕ量が過剰になると、磁気モーメントが低下して、かえって交流磁束密度が低下する。そこでＣｕ量の上限を０．１％と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

〈Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）〉
Ｎｉも、Ｃｕと同様に電気抵抗を増加させる作用を有する。この作用を十分に発揮させるため、Ｎｉ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とするのがよい。しかしＮｉ量が過剰になると、Ｃｕと同様に磁気モーメントが低下する。そこでＮｉ量の上限を１．０％と定めた。Ｎｉ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．１％以下である。

〈Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）〉
鋼中で炭化物を生成し、電気抵抗を増加させる。電気抵抗の増加は磁壁移動領域を拡大するため、交流磁束密度の増加に有効である。この様な観点からはＣｒを０．１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ量が過剰になると磁歪量が増加するため、上限を１．０％とする。好ましくは０．９％以下である。

〈Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、ＡｌやＢ等と結合して窒化物を形成する。しかし窒化物を形成しないＮは、固溶Ｎの状態で残存して結晶構造をひずませるため、磁気特性の低下を招く。固溶Ｎ量の低減には、鋼中全窒素量を低減することが効果的であるため、Ｎ量（鋼中の全窒素量）の上限を０．００４０％と定めた。一方、Ｎ量の下限は、鋼材製造コストの点から０．００１０％（工業的に一般的なＮ量の下限）程度である。

〈Ａｌ：０．０５〜１．０％〉
Ａｌは、磁気モーメントの低下を抑え、且つ電気抵抗を増加させる作用を有し、部品の交流磁束密度を向上させるために有効な元素である。これらの作用を充分に発揮させるためにＡｌ量の下限を、０．０５％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．３％以上である。しかしＡｌ量が過剰になると、鋼材の冷間鍛造性が大きく低下する。そこでＡｌ量の上限を１．０％に定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下である。

〈Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）〉
Ｏ（酸素）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０．０１％以下に抑える。Ｏ含有量は、０．００５％以下に低減するのが好ましく、より好ましくは０．００２％以下にするのがよい。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄およ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、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。

〈Ｂ：０．００１５〜０．００５０％〉
Ｂは、Ｆｅ原子との格子定数の差が大きく、電気抵抗率の増加に寄与する。また固溶ＮをＢＮの形で固定し、動的ひずみ時効を抑制する効果も有する。特に時効抑制効果を十分に発揮させるには、０．００１５％以上のＢを含有させることが好ましい。しかしＢが過剰に存在すると磁気特性の低下を招くため、Ｂは０．００５０％以下の範囲内で含有させるのがよい。

本発明の軟磁性鋼材を製造するにあたっては、本発明の軟磁性鋼材の冷間鍛造性を確保し、かつ磁気焼鈍後に優れた交流磁気特性および低磁歪を実現させるには、下記の条件で熱間圧延を行うことが大変有効である。

〈加熱温度〉
合金成分を母相に完全に固溶させるため、圧延前の加熱温度はできるだけ高温とすることが望ましい。しかし１２００℃を超えると、フェライト結晶粒の粗大化が顕著となり、部品成型時の冷間鍛造性低下をもたらすので、その上限温度を１２００℃とするのがよい。好ましくは１１５０℃以下である。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の割れ発生を招く危険性がある。また、加熱温度が低いと圧延時のロール負荷が上昇し、生産性が低下する。よって加熱温度は、１０００℃以上とすることが推奨される。

〈仕上げ圧延温度〉
仕上げ圧延温度が低すぎると、ミクロ組織が細粒となりやすく、その後の冷却過程や、部品製造時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、均一な整粒を確保することが好ましい。このような観点から、仕上げ圧延温度は、８５０℃以上（より好ましくは９００℃以上）とすることが推奨される。

〈圧延後の巻取り温度〉
仕上げ圧延後の巻取り温度が低すぎると、仕上げ圧延温度と同様、ミクロ組織が細粒となりやすく、鋼材の冷間鍛造性および部品の磁気特性に支障をもたらすおそれがある。そこで８００℃以上の温度で巻取りを完了することが推奨される。

上記加熱温度、仕上圧延温度、および巻取り温度を上記範囲内とすることで、得られる圧延材またはその伸線材は、電磁ステンレスに比べて優れた透磁率特性を有し、少ない磁壁移動領域で高い磁束量を確保できるため、磁歪による部品変形が少なく、かつ電磁ステンレスと同等以上の交流磁気特性を安定して得ることができる。

この様にして得られる本発明の軟磁性鋼材は、金属組織（ミクロ組織）がフェライト単相組織（金属組織に占めるフェライト相が９５面積%以上）のものとなる。上記「フェライト単相組織」中には、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が含まれることを意図する。フェライト単相組織とするには、Ｃ量を極少レベルに抑えることが有効である。この様にフェライト単相組織にすることにより、磁気モーメントが増加して、交流磁束密度を向上させることができる。

尚、磁気焼鈍によりフェライト結晶粒を粗大化してより優れた磁気特性を得るには、この軟磁性鋼材の金属組織におけるＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が４．０以下であることが好ましい。

〈磁気焼鈍条件〉
本発明の軟磁性鋼部品を製造するためには、上記の成分組成の要件を満たす鋼材を、形状加工した後（好ましくは冷間鍛造により形状加工した後）、真空中または不活性ガス雰囲気下で焼鈍することにより、フェライト結晶粒を粗大化させることが有効である。

該焼鈍温度が低すぎると、析出した窒化物が結晶粒の成長を阻害するため、実用的な熱処理時間で、フェライト結晶粒度番号が３以下という粗大な結晶粒を形成することが難しくなる。そこで焼鈍温度は８５０℃以上とすることが必要である。好ましい焼鈍温度の下限は９００℃である。しかし焼鈍温度が高くなりすぎても、結晶粒を粗大化する効果は飽和する。よってコストなどの観点から、焼鈍温度を１０００℃以下、好ましくは９７５℃以下に調整することが推奨される。

焼鈍時間が短すぎると、焼鈍温度を高めに設定しても、フェライト結晶粒を充分に粗大化させることができない。上記焼鈍温度での焼鈍時間は、３時間以上であることが必要である。好ましくは４時間以上である。しかし焼鈍時間が長すぎても、結晶粒を粗大化する効果は飽和する。よってコストなどの観点から、焼鈍時間を６時間以下、好ましくは５時間以下に調整することが推奨される。

本発明は、この様にして得られる軟磁性鋼部品も含む。軟磁性鋼部品の交流磁気特性は、部品（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。そのためフェライト結晶粒を上述の通り粗大化させて、粒界面積を低減させれば、保磁力を小さく、且つ交流磁束密度を高めることができ、ソレノイド、リレーまたは電磁弁の鉄心材といった電装部品の構成部品に好適な磁気特性を確保することができる。

そこで本発明の軟磁性鋼部品は、優れた交流磁気特性を達成するため、フェライト単相組織（金属組織に占めるフェライト相が９５%以上）であって、粗大なフェライト結晶粒を有することを特徴とする。具体的には本発明の軟磁性鋼部品は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が３以下、好ましくは２．５以下、より好ましくは２．０以下であることを特徴とする。

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ってφ２０ｍｍの軟磁性鋼材Ｎｏ．２〜２５を得た。鋼材Ｎｏ．２〜２５のフェライト結晶粒度番号を、下記の方法で測定した。

〈フェライト結晶粒度番号の測定〉
鋼材（線材）の横断面（圧延方向に垂直な断面）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、光学顕微鏡でＤ／４（Ｄは直径）部位の組織を１００倍で１０視野撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）で規定するフェライト結晶粒度番号を調べ、その平均値をフェライト結晶粒度番号と定めた。その結果を表２に併記する。尚、鋼材Ｎｏ．２〜２５のいずれの金属組織も、フェライトが面積率で９５％以上であることを確認した。

また、フェライト中の炭化物およびＭｎＳの最大粒径は次の様にして測定した。即ち、鋼材（線材）の縦断面（圧延方向に平行であって鋼材の軸心を通る断面）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たものと、該腐食を行わないものを用意した。そして、光学顕微鏡で上記縦断面におけるＤ／４部位を４００倍で１０視野撮影し、１０視野において最大サイズの炭化物またはＭｎＳの長径と短径を測定し、最大粒径（長径と短径の平均値）を求めた。その結果、Ｎｏ．２、３、７〜９では、炭化物またはＭｎＳの最大粒径（長径と短径の平均値）がいずれも２０μｍ以下であった。

次に、上記鋼材Ｎｏ．２〜２５に対し、下記表３に示す条件で焼鈍して、鋼部品Ｎｏ．２〜２５を製造した。鋼部品のフェライト結晶粒度番号および組織を、鋼材のフェライト結晶粒度番号の測定した方法と同様にして測定した。得られたフェライト結晶粒度番号の結果を表３に示す。なお部材Ｎｏ．２〜２５の金属組織は、全て、フェライトが面積率で９５％以上であることを確認した。また部材の電気抵抗率および磁気特性（直流磁束密度および交流磁束密度）を、下記の方法で測定した。

〈鋼部品の電気抵抗率および磁気特性の測定〉
各試料の鋼部品の電気抵抗率は、直流四端子法により測定した。また各試料の磁気特性は、上記線材を用いて次のように実施した。まず透磁率特性は、渦電流による遮蔽効果の影響を除す為、直流磁気測定で評価した。前記鋼材を外径３２mm×内径２８mm×高さ４mmのリング状に形状加工した後、表３に示す条件で焼鈍して、磁気特性測定用の試料を作製した。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（岩通製ＢＨアナライザ：ＳＹ−８２３２）を用いてＢ−Ｈ曲線を測定することによって直流初期透磁率を求めた。

また、交流磁気特性（磁束密度）は次のようにして測定した。即ち、図１に示す通り、外径１０ｍｍ×内径５ｍｍ×厚さ０．５ｍｍのリング状試料を作製し、表３に示す条件で焼鈍後、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、その後、自動磁化測定装置（岩通製ＢＨアナライザ：ＳＹ−８２３２）を用いてＢ−Ｈ曲線を測定することによって磁束密度を求めた。そして磁界振幅：８００Ａ／ｍ、周波数：１０ｋＨｚでの交流磁束密度が、４５０ｍＴ以上のものを交流磁気特性に優れると評価し、４５０ｍＴ未満のものを交流磁気特性に劣ると評価した。測定例として、磁界周波数と磁束密度の関係を試料別に示したグラフを図２に示す。

また、磁歪の測定は、前記鋼材から５mm×５mm×５mmの試料を作製し、該試料に磁界を引加し、磁歪変形量を電気回路のコンデンサ容量の変化として検出することで求めた。そして磁歪が１．２×１０^−５以下のものを低磁歪であると評価し、１．２×１０^−５超のものを磁歪が大きいと評価した。測定例として、磁界の強さと磁歪の関係を試料別に示したグラフを図３に示す。尚、図３中、「Ｅ−５」「Ｅ＋４」は、それぞれ「×１０^−５」、「×１０^４」を示す。

これらの結果を表３に併記する。尚、表３中、「Ｅ−０６」「Ｅ−０５」は、それぞれ「×１０^−６」、「×１０^−５」を示す。

表１〜３に示すように、本発明の成分組成の要件を満たす鋼材を用い、規定の条件で製造したＮｏ．２、３、７〜９の鋼部品は、いずれも電磁ステンレス並みの交流磁気特性を有し、かつ低磁歪であることが分かる。これに対し、本発明の要件を満たさない鋼材を用いているか規定の条件で製造しなかった鋼部品Ｎｏ．１０〜２５は、磁気特性が劣っている。

Ｎｏ．１０は、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ量が本発明の規定範囲から外れるため、交流磁束密度の低下を招いた。

Ｎｏ．１１はＣ量の影響を示している。Ｃ添加量が過多になると、磁気モーメントの低下により目標の磁束密度を満足できないことに加え、磁歪が増加することが分かる。

Ｎｏ．１２は、電気抵抗率の増加に必要なＳｉ量、Ｓ量およびＡｌ量が不足した例である。このＮｏ．１２では、電気抵抗率が低く磁気遮蔽効果が大きい為、交流での磁気特性が大幅に低下している。

Ｎｏ．１３はＳｉ量が過多な例である。電気抵抗率を大きく増加させ磁気遮蔽効果を抑制できるため、交流磁束密度は良好な値を示すが、磁歪が増加する結果となった。

Ｎｏ．１４およびＮｏ．１５は、Ｍｎ量の影響を調べた例である。Ｎｏ．１４の通りＭｎが不足すると、鋼中のＳがＦｅＳとして析出し、延性を害して、試験片の内部に微小な割れが認められた。また割れ発生に伴い、交流磁束密度が大幅に低下する結果となった。またＮｏ．１５の通りＭｎ量が過剰であると、電気抵抗は増加するが、磁気モーメント自体を低下させるため、磁気特性が著しく低下している。

Ｎｏ．１６は、Ｐ量過多の例である。この場合、Ｍｎが不足するＮｏ．１４の場合と同様に、試験片中に微小クラックが認められ、磁気特性が低下する結果となった。

Ｎｏ．１７は、Ｃｕ量が過剰な例である。Ｃｕの増量は、鋼材の磁気モーメントを低下させるため、磁気特性が低下する結果となっている。

Ｎｏ．１８は、Ｎｉを多量に含有させた場合の影響を示している。Ｎｉは電気抵抗率を増加させる作用を有することから、交流磁束密度は良好な値を示すが、Ｆｅと同様に大きな磁気モーメントを有する元素であるため、磁歪が大きくなる結果となった。

Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０は、それぞれＣｒ、Ａｌが本発明範囲から外れるものである。いずれも、電気抵抗率の増加により磁気遮蔽効果が抑制されるため、交流磁束密度は向上するが、磁歪特性に対しては望ましくない結果となった。

Ｎｏ．２１は、Ｂ量の影響を示したものである。Ｂを推奨される範囲内で含有させると、磁気特性および冷間鍛造性に有害な固溶ＮをＢＮとして固定し無害化する作用を有するが、多量に添加すると、磁気モーメントを低下させる為、磁気特性が低下する。

Ｎｏ．２２は、Ａｌ量が不足しかつＮ量が過剰な例である。上記Ｎｏ．２１で記載したように、固溶Ｎが磁気特性に悪影響を及ぼすことから、磁気特性の低下を招いている。

Ｎｏ．２３は電磁ステンレスに相当する鋼材である。電気抵抗を増加させるために、Ｃｒを多量に添加しているため、磁歪が大きくなっていることが分かる。

Ｎｏ．２４は、Ｓ量が過剰であり、またＮｏ．２５は、Ｍｎ／Ｓが規定の範囲を外れているため、磁気特性が低下している。

尚、上記Ｎｏ．７の金属組織の顕微鏡観察写真（光学顕微鏡で倍率１００倍）を図４に、またＮｏ．１１の金属組織の顕微鏡観察写真（光学顕微鏡で倍率１００倍）を図５に示す。これらＮｏ．７とＮｏ．１１の写真を対比すると、Ｎｏ．１１では、黒点状の析出物（主に炭化物であり、ＭｎＳも若干含む）が多数析出しており、これが磁気特性低下の原因となっていることがわかる。

実施例において交流磁気特性の測定に用いた試料の形状を示す図である。 磁界周波数と磁束密度の関係を試料別に示したグラフである。 磁界の強さと磁歪の関係を試料別に示したグラフである。 実施例におけるＮｏ．７の金属組織の顕微鏡観察写真である。 実施例におけるＮｏ．１１の金属組織の顕微鏡観察写真である。

Claims (3)

1. Ｃ：０．００２〜０．０５０％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：１．５〜２．８％、
   Ｍｎ：０．２〜０．８％、
   Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０２〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：１．０％以下（但し、０．１％以下を除く）、
   Ａｌ：０．０５〜１．０％、
   Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）、
   Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
   ５≦Ｍｎ／Ｓ≦５０、
   Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ≦４．０を満たし、
   残部：鉄および不可避不純物からなり、
   金属組織に占めるフェライト相が９５面積%以上であり、かつ
   該フェライト中の炭化物およびＭｎＳの最大粒径（長径と短径の平均値）が２０μｍ以下であって、常温（２０℃）での電気抵抗率が４０〜６０μΩｃｍであり、かつ直流初期透磁率が４０００以上であることを特徴とする軟磁性鋼材。
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、金属組織に占めるフェライト相が９５%以上であり、かつＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が３以下であることを特徴とする軟磁性鋼部品。
3. 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を、形状加工した後、真空中または不活性ガス雰囲気下、８５０〜１０００℃で３時間以上焼鈍処理することにより、ＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号を３以下とすることを特徴とする軟磁性鋼部品の製造方法。