JP5416452B2

JP5416452B2 - 軟磁性鋼材、軟磁性鋼部品、およびこれらの製造方法

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Publication number: JP5416452B2
Application number: JP2009082631A
Authority: JP
Inventors: 政道千葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2009-03-30
Filing date: 2009-03-30
Publication date: 2014-02-12
Anticipated expiration: 2029-03-30
Also published as: JP2010235976A

Description

本発明は、軟磁性鋼材、軟磁性鋼部品、およびこれらの製造方法に関するものであって、特に、高い強度（機械強度）と優れた磁気特性を兼備する軟磁性鋼部品、該軟磁性鋼部品の製造に用いる冷間鍛造性に優れた軟磁性鋼材、およびこれらの製造方法に関するものである。

例えば自動車用の電装部品にて磁気回路を構成する鋼部品には、磁気特性として、低い外部磁界で容易に磁化し得る特性に加え、保磁力の小さいことが要求される。このため、前記鋼部品の材料として、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用いられている。

前記電装部品のうち、磁気応答性や消費電力低減を最重視する部品には、例えばＣ量が約０．０１質量％以下の極低炭素鋼などが用いられ、また、磁気特性と強度のバランスを重視する部品には、例えばＣ量が０．０１質量％程度の低炭素鋼が用いられている。

近年、自動車の低燃費化や快適性向上を目的に、電子・電磁制御部品の適用が増加しており、強度と磁気特性を兼備した電装部品の要望が高まっている。鋼材の強度を増加させるにはＣ量の増加が有効であるが、Ｃ量の増加は、磁気特性を大幅に低下させ磁気回路抵抗の増加を招くため、電装部品の小型・軽量化や消費電力低減の点で大きな障害となる。またＣ量の増加は、一般に冷間鍛造性を悪化させるため、部品製造コスト低減の面からも望ましくない。

一方、強度の高い磁気材料として電磁ステンレスが知られているが、合金元素を多量に含有することから磁気モーメントが低下し、大型電磁部品で必要となる高磁界での磁束密度を満足できないという問題がある。また、Ｃｒ，Ｎｉ等の合金元素を多量に使用することは鋼材製造コストの面からも望ましくなく、耐食性が必須の部品に適用が限られている。

極低炭素鋼をベースとした高強度化技術として、例えば特許文献１には、ＣｕやＮｉを増量して時効硬化を利用する方法が提案されている。しかしこの技術は、熱間鍛造を行って部品を成型し、更に時効熱処理を行うことが必須であり、寸法精度の厳しい近年の電磁部品に適用するには改善の余地がある。また、フェライト＋パーライト組織を有する鋼の冷間鍛造性を改善した技術として、特許文献２や特許文献３には、Ｂ添加により固溶Ｎを低減させて加工発熱領域での冷間鍛造性を改善する方法が提案されている。但し、これらの方法では、冷間鍛造まま、または冷間鍛造後に切削加工した状態でボルトやナット等の機械部品に用いることを想定したものであり、電装部品としての機能を満足するものではない。

特開２００７−４６０７６号公報特開２００１−３０３１８９号公報特開２００１−３４２５４４号公報

本発明は、このような事情に着目されてなされたものであり、その目的は、焼鈍後も高強度（具体的には、後述する実施例で測定する断面硬さ（ビッカース硬さ）がＨｖ９０以上）を示すと共に、優れた冷間鍛造性を発揮し、かつ焼鈍後に優れた磁気特性（特には、保磁力が９０Ａ／ｍ以下）を示す、前記電装部品の製造に最適な軟磁性鋼材、および該軟磁性鋼材を用いて得られる高強度と優れた磁気特性を兼備する軟磁性鋼部品、ならびにこれらの製造方法を提供することにある。

前記課題を解決し得た本発明に係る軟磁性鋼材とは、
Ｃ：０．００２〜０．０３５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００２〜０．１％、
Ｃｕ：０．２超〜０．３５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０２０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ＋Ｃｒ≧０．３％［但し、Ｃｕは鋼中Ｃｕ量（％）、Ｃｒは鋼中Ｃｒ量（％）］、
およびＭｎ／Ｓ≧１０［但し、Ｍｎは鋼中Ｍｎ量（％）、Ｓは鋼中Ｓ量（％）］
を満たし、残部：鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織がフェライト単相組織であり、かつＪＩＳＧ０５５１（２００５年）で規定するフェライト結晶粒度番号が７以下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、（ａ）Ｎｉ：０．１〜０．３％や、（ｂ）Ｂ：０．００１５〜０．００３５％を含んでいてもよい。

本発明は、前記軟磁性鋼材の製造方法も含むものであって、該製造方法は、前記成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱してから熱間圧延し、８５０℃以上の温度（圧延終了温度）で圧延終了後、圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度を５．０℃／ｓ以下とするところに特徴を有する。

また本発明は、前記軟磁性鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品も含む。

更に本発明は、前記軟磁性鋼部品の製造方法も含むものであって、該製造方法は、前記軟磁性鋼材を部品形状に加工後、真空中または不活性ガス雰囲気下、６００〜９００℃で１時間以上焼鈍するところに特徴を有する。

本発明によれば、焼鈍後も高強度（後述する実施例で測定する断面硬さ：Ｈｖ９０以上）を確保でき、優れた冷間鍛造性を具備し、かつ焼鈍後にＪＩＳＳＵＹ２種以上の磁気特性を有する軟磁性鋼材が得られる。この軟磁性鋼材を、強度と磁気特性の兼備が要求される、自動車や電車、船舶、各種産業機械等に使用される電装部品（特に、高強度が要求される大型電磁部品）の製造に用いれば、優れた冷間鍛造性を発揮すると共に、優れた磁気特性の確保を図ることができるため、部品製造コストを低減でき、かつ通常必要な鍛造前の軟化焼鈍を省略できるため、ＣＯ_２削減に寄与できる。

図１は、実施例の結果を、断面硬さと保磁力の関係で表したグラフである。

本発明者は、高強度かつ優れた磁気特性を兼備する軟磁性鋼部品を製造することを目的に、既に、フェライト＋パーライト組織におけるパーライトラメラ間隔を制御することで、磁気特性の低下を抑えた高強度磁気材料を提案している。この技術は、合金元素を必要とせずに高強度化を達成できることから、鋼材および部品の製造コストの低減において極めて有効である。しかし近年では、自動車軽量化の進展等を背景に、更なる高強度化を達成することが強く要望されている。

そこで、より高い強度（機械強度）と優れた磁気特性を示す軟磁性鋼部品、およびこの軟磁性鋼部品の製造に用いられ、その製造工程で優れた冷間鍛造性を発揮する軟磁性鋼材、ならびにこれらの製造方法を確立すべく、特に化学成分や鋼組織が前記特性（特に、強度と磁気特性）に及ぼす影響について、様々な角度から実験し検討を行った。その結果、特に鋼中Ｃｕ量を適量範囲とすれば、強度を増加させても優れた磁気特性を維持できることを見出し、本発明を完成した。詳細には、固溶強化によって高強度化を図ることのできる３ｄ遷移金属元素のうち、反磁性を示すＣｕを適量含有させれば、他の磁性元素添加（常磁性元素であるＴｉやＶ、反強磁性元素であるＭｎやＣｒ、強磁性元素であるＮｉ）を含有させた場合と比べて、磁束線と固溶元素の相互作用を最も小さく（つまり、磁束線が受ける固溶元素の影響を最も小さく）でき、結果として、強度を増加させても優れた磁気特性を維持できることを見出した。また、前記Ｃｕを含有させて、後述する方法で製造することにより、存在するＣｕのほとんどを固溶させてＣｕ析出による磁気特性の低下を抑えることができ、結果として、固溶強化による高強度化と優れた磁気特性の兼備を実現できることも見出した。

前記作用効果を十分に発揮させるため、本発明では、Ｃｕ量を０．２％超とする。好ましくは０．２５％以上である。しかし、Ｃｕ量が０．３５％を超えると、圧延時の冷却過程でＣｕが析出して磁気特性を低下させる。また、混粒が生じやすくなる。よって、Ｃｕ量の上限を０．３５％とする。好ましくは０．３０％以下である。

この反磁性を有するＣｕを、強磁性体であるフェライト単相組織中に固溶状態で存在させることにより、フェライト相と固溶元素であるＣｕとの磁気的な干渉が抑えられ、磁気特性の低下を抑制して高強度化を図ることができる。

上記の通り、本発明は、鋼材の鋼組織をフェライト単相組織とするものである。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、製造工程で不可避的に形成され得るＭｎＳ、ＦｅＳ、Ｃｕ、その他の析出物を含む意図である。

また本発明は、十分に優れた磁気特性を確保する観点から、フェライト粒の粗大化も図るものである。特に、フェライト粒を粗大にすることで、Ｃｕの析出サイトとなる結晶粒界を減少でき、Ｃｕの析出を抑制して磁気特性を向上させることができる。具体的に、本発明の軟磁性鋼材のＪＩＳＧ０５５１（２００５年）で規定するフェライト結晶粒度番号は７以下である。好ましくは６．０以下である。一方、磁気特性へのフェライト結晶粒度の影響は上記フェライト結晶粒度番号が４．０でほぼ飽和し、更なるフェライト粒の粗大化は強度の低下を招くことから、前記フェライト結晶粒度番号の下限は、４．０とすることが好ましい。

本発明は、前記反磁性を有するＣｕがフェライト単相組織中に存在する組織（好ましくは、Ｃｕの多くが固溶した状態の組織）を実現することによって、優れた磁気特性を確保しつつ強度を高め得たところにポイントがあるが、前記作用効果を有効に発揮させると共に、優れた冷間鍛造性を確保するには、鋼の前記Ｃｕ以外の化学成分と製造条件（特には熱間圧延条件）を特定する必要がある。以下では、まず、Ｃｕ以外の化学成分を限定した理由について述べる。

〔Ｃ：０．００２〜０．０３５％〕
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、含有量が低減すると強度が低下する。構造部材として必要な強度を示す軟磁性鋼部品を得るには、該鋼部品のビッカース硬さがＨｖ９０以上（望ましくはＨｖ１００以上）を示すことが不可欠であり、本発明の主眼である固溶強化を考慮して、Ｃ量の下限を０．００２％とした。好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｃ量の上限は、ＪＩＳ−ＳＵＹ２種以上の磁気特性を確保する観点から０．０３５％とした。好ましくは０．０２０％以下である。

〔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（特に初期透磁率）を向上させる効果をもたらす元素である。更に、高強度化にも有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｓｉを０．０２％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｓｉ量が過剰になると冷間鍛造性が低下する。本発明では、部品成型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：０．２０〜０．６５％〕
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中のＳ（硫黄）と結合しＳによる脆化を抑制する元素である。これらの観点から、Ｍｎを０．２０％以上（好ましくは０．２５％以上）含有させる。しかし、Ｍｎ量が多くなると、変形抵抗が増加すると共に、ＭｎＳが冷間鍛造時に割れ発生の起点となり得るため、冷間鍛造性が低下する。更に、Ｍｎは反強磁性元素であるため、多量に含まれるとフェライト相の磁気モーメントを相殺する。また、析出したＭｎＳが結晶粒成長を抑制するため、磁気特性の低下をもたらす。よって、本発明ではＭｎ量を０．６５％以下とする。好ましくは０．６０％以下である。

〔Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〕
Ｐ（リン）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元素である。よって本発明では、Ｐ量の上限を０．０２％とする。好ましくは０．０１５％以下である。

〔Ｓ：０．００２〜０．１％〕
Ｓ（硫黄）は、鋼中でＭｎＳを形成する元素である。このＭｎＳやＦｅＳが多量に析出すると、冷間鍛造性と磁気特性が著しく劣化する。よって、本発明ではＳ量を０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）とする。しかしＳ量を０．００２％未満としても、上記冷間鍛造性や磁気特性の向上効果は飽和する。よって、Ｓ量の下限を０．００２％とする。Ｓ量の下限は０．００４％でもよい。

〔Ｃｒ：０．０５〜０．５％〕
Ｃｒは、鋼中で炭窒化物を生成し、固溶Ｃおよび固溶Ｎによるひずみ時効の抑制に有効な元素である。また一般に、強度を向上させると冷間鍛造性は低下しやすい傾向にあるが、Ｃｒは、Ｃ，Ｓｉ等よりも強度上昇効果に対する冷間鍛造性低下の程度が小さいため、強度確保の点からも有用な元素である。この様な効果を十分発揮させるため、Ｃｒを０．０５％以上含有させる。好ましくは０．１０％以上である。但し、多量に含まれると、粗大な炭窒化物の生成を招き、冷間鍛造性と磁気特性を低下させるため、上限を０．５％とする。好ましくは０．３０％以下である。

〔Ａｌ：０．００２〜０．０２０％〕
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮとして固定することで冷間鍛造性を向上させる効果があるため、本発明ではＡｌ量を０．００２％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。しかし、Ａｌが過剰に含まれると、ＡｌＮが過剰に生成しやすいが、過剰にＡｌＮが存在すると、結晶粒の成長が抑制されて結晶粒界が増加しやすく、磁壁移動をピン止めする、即ち、磁気特性の低下を招く。また、Ａｌが過剰に含まれると、析出するＡｌＮが一部で大きくなり、この大きなＡｌＮの存在する領域では、結晶粒の成長を抑制するピン止め力が低下する。その結果、結晶粒の成長にばらつきが生じるため、混粒が生じやすくなる。更に、ＡｌＮの生成に寄与しないＡｌがフェライトに固溶し、Ａｌの最外殻電子（３ｐ^１）がフェライトの磁気モーメントを担う電子（３ｄ^６）と相互作用することで磁気モーメントが減少し、磁気特性が低下する。よってＡｌ量は、０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。

〔Ｎ：０．００１０〜０．００５０％〕
Ｎ（窒素）は、Ａｌ，Ｂ等と結合して窒化物を形成するが、これらの元素と窒化物を形成しないＮは固溶Ｎの状態で残存し、冷間鍛造時の変形抵抗増大を招く。また、固溶Ｎの増加に伴い、フェライト相の格子ひずみが増加し、磁気特性が低下する。また、Ｎが過剰に含まれると、析出するＡｌＮが一部で大きくなり、この大きなＡｌＮの存在する領域では、結晶粒の成長を抑制するピン止め力が低下する。その結果、結晶粒の成長にばらつきが生じるため、混粒が生じやすくなる。

よってＮ量は、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。固溶Ｎ量を低減するには、鋼中全窒素量を低減することが効果的であるが、工業生産的に対応可能な範囲として０．００１０％を下限とする。

〔Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）〕
Ｏ（酸素）は常温では鋼にほとんど固溶せず、硬質の酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２など）として存在する。この硬質の酸化物は、冷間鍛造時の割れ発生起点となると共に、磁壁移動の障害となるため、磁気特性を大幅に低下させる。ゆえにＯ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。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＋Ｃｒ≧０．３（％）〕
本発明では、所望の断面硬さ（Ｈｖ）を確実に確保するため、鋼中のＣｕとＣｒの合計含有量（Ｃｕ＋Ｃｒ）を０．３％以上とする。好ましくは０．３５％以上である。尚、（Ｃｕ＋Ｃｒ）の上限は特に限定されないが、磁気特性を確保する観点からは（Ｃｕ＋Ｃｒ）の上限を０．６％とすることが好ましい。

〔Ｍｎ／Ｓ≧１０〕
Ｍｎと結合しないＳは、ＦｅＳとして析出し、鋼材製造時において鋼中のボイドや割れといった欠陥の原因となり、鍛造性や磁気特性を低下させる。本発明において、特に優れた磁気特性を得るには、前記欠陥を完全に抑制できるだけのＭｎが必要である。この様な観点から、本発明では、ＭｎとＳの鋼中含有量（％）の比率（Ｍｎ／Ｓ）を１０以上とした。好ましくは２０以上である。

本発明で規定する含有元素は前記の通りであって、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。

〔Ｎｉ：０．１〜０．３％〕
Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により鋼材の強度を増加させる効果を有する。また、Ｃｕ添加時の表面疵低減効果がある有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｎｉを０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが好ましい。しかし、Ｎｉ量が過剰になると磁気特性の低下を招くため、Ｎｉ量は０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以下である。

〔Ｂ：０．００１５〜０．００３５％〕
Ｂは、固溶ＮをＢＮの形で固定し、フェライト相の格子ひずみによる磁気特性の低下を抑制すると共に、動的ひずみ時効に伴う冷間鍛造性の低下を抑制する。これらの効果を発揮させるには、０．００１５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００２０％以上である。

しかしＢ量が過剰になると、磁気特性の低下を招く。また、鋼材製造時の熱間加工の過程で、Ｆｅ_２Ｂが結晶粒界に生成して粒界強度が低下し、鋼材製造性の著しい低下を招く。よって、Ｂ量は０．００３５％を上限とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。

次に、本発明で軟磁性鋼材の製造方法を規定した理由について説明する。本発明で規定する鋼組織（好ましくは、前記Ｃｕのほとんどが固溶したフェライト単相組織からなり、かつフェライト結晶粒度番号が７以下である組織）を実現させて、特に強度と磁気特性のバランスを最大限に高めることのできる軟磁性鋼材を得るには、前記成分組成を満たす鋼を一般的な方法で溶解、鋳造した後、下記の条件で熱間圧延することが大変有効である。以下、各条件について詳述する。

〔熱間圧延に際しての加熱温度：１０００〜１２００℃〕
合金成分（特にＣｕ）を母相に完全に固溶させるには、できるだけ高温で加熱することが望ましい。また。高温加熱によって、オーステナイト粒が成長し圧延材のフェライト粒径が大きくなるため、Ｃｕの析出サイトとなる結晶粒界が減少する。この様な観点から加熱温度を１０００℃以上とする。好ましくは１０５０℃以上である。しかし、加熱温度が１１００℃を超えると、ＡｌＮ等の窒化物が固溶して固溶Ｎが増加しやすく、磁気特性の低下が生じやすくなる。よって加熱温度の上限を１２００℃とする。好ましくは１１５０℃以下である。

〔圧延終了温度（仕上げ圧延終了温度）：８５０℃以上〕
圧延終了温度が低いと、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ばらつきの原因となるため、均一な整粒を確保するのがよい。この様な観点から圧延終了温度を８５０℃以上とする。好ましくは８７５℃以上である。尚、本発明は、圧延終了温度の上限を規定するものではないが、過度の高温圧延は、使用エネルギーの増大と生産性の低下を招くため、圧延終了温度の上限は１０００℃とすることが好ましい。

〔圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度：５．０℃／ｓ以下〕
熱間圧延後の冷却速度が速すぎると、組織が微細化されて結晶粒界にＣｕが析出しやすくなり、Ｃｕ固溶による強度上昇効果が低減する。よって本発明では、圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とする。好ましくは３℃／ｓ以下である。但し、冷却速度を極端に遅くしても、その効果は飽和し、生産性の低下をもたらすため、０．５℃／ｓを下限とするのが好ましい。

本発明の軟磁性鋼材は、前記条件で熱間圧延して例えば棒状または線状として得られるが、そのサイズは、最終製品である電装部品に応じて適宜決めることができる。

〔焼鈍条件について〕
磁気特性に優れた軟磁性鋼部品を製造するには、前記軟磁性鋼材を、部品形状に加工した後、真空中または不活性ガス雰囲気下で焼鈍（磁気焼鈍）して、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、存在する析出物が結晶粒の成長を阻害するため、実用的な焼鈍時間で、フェライト結晶粒度番号が７以下の粗大な結晶粒とすることが難しい。そこで焼鈍温度は６００℃以上とする。好ましくは７００℃以上である。しかし焼鈍温度が高くなりすぎると、組織がオーステナイトに変態し、冷却過程でフェライト相が再生成するため、結晶粒の粗大化が不十分になる可能性がある。また、熱処理コストなどの観点から、焼鈍温度を９００℃以下、好ましくは８７５℃以下とする。

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、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、前記焼鈍温度での焼鈍時間は１時間以上とする。好ましくは２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。コストなどの観点から、焼鈍時間は好ましくは５時間以下、より好ましくは３時間以下とするのがよい。

前記以外の軟磁性鋼部品の製造条件については、一般的な条件を採用すればよく、例えば前記軟磁性鋼材に、冷間鍛造または温間鍛造（好ましくは冷間鍛造）や切削加工を施して部品形状とした後、前記条件で磁気焼鈍を行い、軟磁性鋼部品（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、具体的に例えば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、例えば前記鋼材（線材）を所定の寸法で切断し、冷間加工（冷間鍛造）で成形した後に、前記条件で磁気焼鈍を行い、次いで該成形品の内側または外側に励磁用のコイルを配置させることが製造工程の一部として挙げられる。

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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

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、溶製材を断面サイズが１５５ｍｍ×１５５ｍｍの棒状に熱間鍛造加工し、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直径３０ｍｍ（例外として、表２の実験Ｎｏ．７は圧延径１０．０ｍｍ、実験Ｎｏ．８は圧延径８．０ｍｍ）の鋼線材（軟磁性鋼材）を得た。これを用いて、断面組織観察および冷間鍛造性の評価を行うと共に、磁気特性向上を目的とした熱処理（焼鈍、焼鈍条件は表２に示す通り）を、真空雰囲気（０．５ｍｍＴｏｒｒ以下）で行った後に、断面硬さを測定して強度を評価すると共に磁気特性の評価を行った。

尚、表２の実験Ｎｏ．１１、１８および２２は、熱間鍛造時の割れが予想されたため、真空溶製した材料を直径４０ｍｍ×１ｍの棒状に熱間鍛造加工した。この熱間鍛造時に、実験Ｎｏ．１１、１８および２２のいずれにも割れが生じた。このうち実験Ｎｏ．１１については、割れの少ない部位から、切削加工で試験片（直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍ）を採取し、下記の測定（断面組織観察、冷間鍛造性の評価、および磁気特性の評価）を行った。また、実験Ｎｏ．１８および２２については、割れの認められない部分を選んで採取した変形抵抗測定用サイズ（直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍ）の試験片を用いて、断面組織観察を行うと共に、表２に示す条件で焼鈍を行い、断面硬さの測定を行った。

断面組織観察は次の方法で行った。即ち、鋼線材の横断面（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た後、光学顕微鏡（ＮｉｋｏｎＥＰＩＰＨＯＴ２００）によって表層部、Ｄ／４部（Ｄは直径、以下同じ）およびＤ／２部の組織を、１００倍および４００倍で、表層部とＤ／４部はそれぞれ４視野、Ｄ／２部は１視野を撮影し、混粒の有無の確認や組織の同定を行った。その結果、表２のＮｏ．１〜１８、２０〜２２、２５では、混粒が確認されなかったのに対し、Ｎｏ．１９、２３、２４では表層部に混粒が確認された。また、ＪＩＳＧ０５５１（２００５年）で規定するフェライト結晶粒度番号を調べ、その平均値（前記合計９視野の平均値）を、フェライト結晶粒度番号と定めた。

冷間鍛造性の評価は、次のようにして行った。即ち、鋼線材の軸方向と平行に直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍ（圧延径が１０．０ｍｍである表２の実験Ｎｏ．７は、直径８ｍｍ×高さ１２ｍｍ、圧延径が８．０ｍｍである表２の実験Ｎｏ．８は、直径７ｍｍ×高さ１０．５ｍｍ）の試料を採取し、この試料を用いて端面拘束圧縮（ひずみ速度１０／ｓ、最大圧縮率８０％）を行い、この最大圧縮率８０％での変形抵抗を求めた。

断面硬さ（ビッカース硬さ、Ｈｖ硬さ）は、Ｄ／４部における任意の４箇所を測定荷重１ｋｇの条件で測定し、その平均値を求めた。

磁気特性は、鋼線材を用いて内径２０ｍｍ×外径２８ｍｍ×厚さ４ｍｍ（圧延径が１０．０ｍｍである表２の実験Ｎｏ．７は、内径４ｍｍ×外径８ｍｍ×厚さ２ｍｍ、圧延径が８．０ｍｍである表２の実験Ｎｏ．８は、内径３ｍｍ×外径７ｍｍ×厚さ２ｍｍ）のリング状試料を作製し、ＪＩＳＣ２５０４（２０００年）に規定する方法を実施して評価した。

本実施例における評価基準として、下記基準を用いた。
（１）最大圧縮率８０％での変形抵抗が７００ＭＰａ以下であるものを、冷間鍛造性に優れると評価した。
（２）熱処理（焼鈍）後の断面硬さがＨｖ９０以上であるものを、高強度であると評価した。
（３）熱処理（焼鈍）後の５００Ａ／ｍでの磁束密度が１．２Ｔ以上、かつ熱処理（焼鈍）後の保磁力が９０Ａ／ｍ以下であるものを、磁気特性に優れると評価した。

これらの結果を表２に示す。

表１および表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．２〜６、１０は、本発明で規定する要件を満たし、かつ本発明で規定する工程で製造したので、いずれも冷間鍛造時の変形抵抗、および焼鈍後の硬さと磁気特性（保磁力および磁束密度）が上記基準を満たしており、優れた冷間鍛造性を示すと共に、焼鈍後に高強度と優れた磁気特性を兼備していることがわかる。

これに対し、Ｎｏ．１、７〜９、１１〜２５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製造条件を満足しないものであり、冷間鍛造性、強度（断面硬さ）、磁気特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。

詳細には、次の通りである。Ｎｏ.１、２からは、焼鈍条件の影響をみることができる。Ｎｏ．１の通り焼鈍温度が低く焼鈍が不十分であると、磁気特性が、結晶粒界や残留ひずみの影響を受けて低下することがわかる。

Ｎｏ．５〜９からは、熱間圧延条件の影響を見ることができる。所望の強度と磁気特性を確保するには、合金元素を適切に固溶させるため、熱間圧延に際しての加熱温度と圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度を制御する必要があることがわかる。

Ｎｏ．１１は、Ｍｎ量とＳ量のバランス（Ｍｎ／Ｓ）が規定範囲を外れる例である。Ｍｎ／Ｓが小さすぎて、結晶粒界の硫化物生成が顕著となったため、熱間鍛造時に割れが生じた。また、試料内にボイドやクラックが存在するため、冷間鍛造性の低下（割れ発生）と磁気特性の低下がみられた。

Ｎｏ.１２は、ＣｕおよびＣｒの合計量が不足しており、これらの合金元素の固溶強化を図らなかった場合の影響を見ることができる。即ち、変形抵抗と磁気特性は良好であるが、強度が大幅に低下している。

Ｎｏ.１３および１４からは、Ｃ量の影響をみることができる。Ｃ量が０．０３５％を超えると、磁気特性の低下が顕著となっている。

Ｎｏ．１５は、Ｓｉが過多であるため、変形抵抗が大幅に増加し、冷間鍛造性が低下する結果となった。

Ｎｏ．１６および１７は、Ｍｎ量が適正範囲を外れる例である。Ｎｏ．１６の通りＭｎ量が少なすぎると、熱間鍛造の過程で結晶粒界にＦｅＳが生じ、圧延材においてもＦｅＳまたはマイクロボイドとして欠陥が残存するため、磁気特性が低下する。尚、Ｎｏ．１６は、ＣｕおよびＣｒを含んでいないため、強度も確保できていない。一方、Ｎｏ．１７の通りＭｎ量が過多であると、Ｍｎの磁気モーメントがフェライト組織の磁気モーメントと干渉して鋼材の磁気特性が低下するとともに、変形抵抗が増加し、冷間鍛造性が低下することがわかる。

Ｎｏ．１８からは、Ｓ量の影響をみることができる。Ｓ量が比較的多い場合には、熱間鍛造時に割れが生じることがわかる。

Ｎｏ．１９と２０は、それぞれＣｕ、Ｎｉを過剰に含む例である。いずれの場合も、固溶強化による強度上昇効果は飽和し、磁気特性が低下することが分かる。

Ｎｏ．２１は、Ｃｒを過剰に含む例である。Ｃｒ量が過剰であると、冷間鍛造性と磁気特性のどちらも低下することが分かる。

Ｎｏ．２２は、Ｂを過剰に含む例である。Ｂ量が過剰であると、熱間鍛造時にＦｅ_２Ｂが結晶粒界に生成して粒界強度が低下し、熱間鍛造時に割れが生じることがわかる。

Ｎｏ．２３は、Ａｌを過剰に含む例である。Ａｌ量が過剰であると、ＡｌＮの析出に寄与しないＡｌがフェライト中に固溶し、磁気特性が低下することが分かる。

Ｎｏ．２４は、Ｎを過剰に含む例である。Ｎ量が過剰であると、ひずみ時効に伴い冷間鍛造性が大幅に低下するとともに、磁気特性が大きく低下することが分かる。

Ｎｏ．２５は、Ｏを過剰に含む例である。Ｏ量が過剰であると、Ａｌ_２Ｏ_３等の磁性不純物として作用する酸化物の数が増加するため、磁束密度、保磁力ともに劣っている。また、冷間鍛造性も確保できていない。

前記結果を、断面硬さと保磁力の関係で表したグラフを図１に示す。この図１より、本発明の要件を満たす鋼材は、磁気焼鈍後も断面硬さがＨｖ９０以上と高強度を示し、かつ磁気焼鈍後の保磁力が９０Ａ／ｍ以下と磁気特性に優れていることがわかる。

Claims

Ｃ：０．００２〜０．０３５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００２〜０．０２８％、
Ｃｕ：０．２超〜０．３５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０２０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ＋Ｃｒ≧０．３％［但し、Ｃｕは鋼中Ｃｕ量（％）、Ｃｒは鋼中Ｃｒ量（％）］、
およびＭｎ／Ｓ≧１０［但し、Ｍｎは鋼中Ｍｎ量（％）、Ｓは鋼中Ｓ量（％）］
を満たし、残部：鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織がフェライト単相組織であり、かつＪＩＳＧ０５５１（２００５年）で規定するフェライト結晶粒度番号が７以下であることを特徴とする軟磁性鋼材。
更に他の元素として、Ｎｉ：０．１〜０．３２％を含有する請求項１に記載の軟磁性鋼材。
更に他の元素として、Ｂ：０．００１２〜０．００３５％を含有する請求項１または２に記載の軟磁性鋼材。
請求項１〜３のいずれかに記載に軟磁性鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、
内径２０ｍｍ×外径２８ｍｍ×厚さ４ｍｍのリング状試料を作製し、ＪＩＳＣ２５０４（２０００年）に規定する方法で評価した保磁力が９０Ａ／ｍ以下であることを特徴とする軟磁性鋼部品。
請求項１〜３のいずれかに記載に軟磁性鋼材を製造する方法であって、
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱してから熱間圧延し、８５０℃以上の温度（圧延終了温度）で圧延終了後、圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度を５．０℃／ｓ以下とすることを特徴とする軟磁性鋼材の製造方法。
請求項４に記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、
請求項１〜３のいずれかに記載に軟磁性鋼材を、部品形状に加工後、真空中または不活性ガス雰囲気下、６００〜９００℃で１時間以上焼鈍することを特徴とする軟磁性鋼部品の製造方法。