JP5547590B2 - 交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟磁性鋼部品およびその製造方法に関し、詳細には、交流磁界で用いられる軟磁性鋼部品およびその製造方法に関するものである。

軟磁性鋼部品は、例えば、自動車や産業機械などに用いられる交流磁界で駆動するモータの磁気回路を構成する部品（例えば、コア材）として使用されている。この軟磁性鋼部品は、従来では、複数の電磁鋼板を積層した積層体を打ち抜き加工等により製造されていた。しかしこうして得られた軟磁性鋼部品は、複数の電磁鋼板が積層されているため、強度や剛性が低かった。また、複数の電磁鋼板を積層する必要があるため、製造コストが高かった。

近年では、条鋼（例えば、棒鋼や線材）から軟磁性鋼部品を製造することが検討されている。軟磁性鋼部品の素材として条鋼を用いれば、冷間鍛造により部品形状に成形できるため、上述したように電磁鋼板同士を積層する工程を省略でき、製造コストを低減できる。また、条鋼を用いた場合には、積層構造ではないため、強度や剛性を高めることができる。

上記軟磁性鋼部品には、交流磁気特性が良好であることが求められる。具体的には、交流磁界中で使用したときの鉄損の低減が求められる。鉄損は、ヒステリシス損と渦電流損との合計であるが、交流磁界中では渦電流損が鉄損の大半を占める。この渦電流損を低減するには、鋼の電気抵抗を高めることが有効である。

電気抵抗を高め、交流磁気特性を改善した軟磁性材料が特許文献１に提案されている。この文献には、軟磁性材料の電気抵抗を４０μΩｃｍ以上に高めるために、「２×（Ａｌ％＋Ｓｉ％）＋Ｃｒ％」の関係式によって算出されるＳ値を４．５〜９の範囲に調整することが開示されている。

ところで条鋼には、部品形状に成形するために冷間鍛造性が良好であることも求められる。冷間鍛造性としては、変形抵抗が低く、変形能が高いことが必要である。変形抵抗を低くすることによって鍛造時の荷重を低減できるため、冷間鍛造で使用する金型の寿命を向上させることができる。また、変形能が高く、冷間鍛造しても割れが発生し難くすることによって軟磁性鋼部品を小型化したり、部品形状を複雑化できる。

交流磁気特性と高い変形能を有し、且つ変形抵抗が小さい軟磁性鋼材が特許文献２に提案されている。この文献には、交流磁気特性と変形能を改善するために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐの含有量を最適化すればよいこと、また交流磁気特性と変形能を一層向上させ、かつ変形抵抗を改善するために、Ｔｉを含有させれば良いことが開示されている。また、交流磁気特性を改善するには、鋼の電気抵抗を高める効果のあるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの固溶量を高くし、渦電流損を小さくすればよいことが記載されている。

また、特許文献３には、電気抵抗が高く、優れた高速応答性を有し、且つ量産可能にして製品コストの低減化を図り得る電磁弁用磁気回路部材が開示されている。この文献には、磁気回路部材の母材として電磁軟鉄あるいは低炭素鋼を用いることで切削加工性および冷間鍛造性を改善できること、磁気回路部材中にＡｌを含有させることにより電気抵抗が高くなり、渦電流損を低減できることが記載されている。磁気回路部材中にＡｌを含有させる方法としては、Ａｌ粉末とＡｌ₂Ｏ₃粉末の混合粉にＮＨ₄Ｃｌを加えたものの中に電磁軟鉄製の磁気回路部材を埋め込み、水素気流中で９００℃、３時間の加熱処理を施す方法を採用している。

また、特許文献４には、高周波磁気特性に優れた高珪素鋼材が提案されている。この文献には、電磁鋼板として高珪素鋼板が用いられること、また、この種の鋼板は、Ｓｉの含有量が増すほど鉄損が低減され、Ｓｉ：６．５％では、磁歪が０となり、最大透磁率もピークとなり、優れた磁気特性を呈することが記載されている。一方、Ｓｉ含有量が多くなると、加工性が著しく悪くなるため、冷間加工が困難になることも記載されている。高珪素鋼板を製造する方法としては、低珪素鋼を溶製して圧延により薄板とした後、表面からＳｉを浸透させることによって高珪素鋼板を製造する滲珪法が例示されている。滲珪法によれば、加工後にＳｉを浸透させることができるため、加工性や形状不良の問題を生じることなく高周波磁気特性に優れた高珪素鋼板を製造できる。

特開平８−１３４６０３号公報 特開２００６−３２８４５８号公報 特開昭６３−３１８３８０号公報 特公平５−４９７４４号公報

上記特許文献１では、鋼材の成分組成を調整することによって、軟磁性材料の電気抵抗を高めているが、鋼材の成分組成を調整する方法では、電気抵抗の向上作用には限界がある。

また上記特許文献２に開示されている軟磁性鋼材はＴｉを必須元素として含有するものであり、Ｔｉを含有させた場合には、鋼材中にＴｉＣやＴｉＮなどの析出物を形成し、結晶粒を微細化して交流磁気特性を低下させるという問題が生じる。

軟磁性鋼部品の交流磁気特性を改善するには、表層部における電気抵抗を高め、渦電流損を低減する必要がある。表層部における電気抵抗を高める手段としては、上記特許文献３で提案されているように、部材の表面にＡｌを粉末塗布法によって含浸させる方法が知られている。しかし部材の表面にＡｌを含浸させた場合に、Ａｌ濃度が著しく高い層（例えば、Ａｌを２０質量％以上含有する層）が形成されると、その部分が非磁性相となり、交流磁気特性が低下することが分かった。

また、上記特許文献３に開示されている粉末塗布法について検討したところ、Ａｌを含浸させるためにＡｌ粉末を用いた場合には、部材表面に含浸されるＡｌ量にバラツキが生じ、局所的にＡｌが濃化し過ぎる現象が認められた。Ａｌ濃度が高くなり過ぎるとＦｅＡｌなどの非磁性相を形成し、交流磁気特性を劣化させる原因になることが分かった。

また、上記特許文献４では、Ｓｉの含有量を高めることによって鉄損を低減し、磁気特性を改善している。しかしＳｉを拡散浸透させる方法では、高価な生産設備と高度技術が必要となる。

本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、上記特許文献１〜４とは異なる方法で、交流磁気特性に優れた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。また、本発明の他の目的は、部品形状に成形するときの冷間鍛造性が良好な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。

上記課題を解決することのできた本発明に係る交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品は、化学成分組成が、Ｃ：０．００２〜０．２０％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．０５〜２．６％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００２〜２．２％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０３％以下（０％を含まない）、残部：鉄および不可避不純物である鋼部品である。そして、この鋼部品の表層部に、Ｓｎを１質量％以上含有し、且つ最表面側から中心部に向かってＳｎ量が減少するＳｎ拡散層が形成されている点に要旨を有している。

前記表層部に形成されているＳｎ拡散層のうち、Ｓｎを１〜１５質量％含有する最適Ｓｎ拡散層の厚みは、例えば、４０μｍ以上であることが好ましい。

前記化学成分組成は、更に、下記式（１）を満足することが推奨される。下記式（１）中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８ ・・（１）

前記鋼部品は、更に、他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。

本発明に係る軟磁性鋼部品は、表面にＳｎ皮膜を有し、部品形状に加工された鋼材を７００℃以上で１時間以上加熱することによって製造できる。

本発明によれば、軟磁性鋼部品の表層部にＳｎを１質量％以上含有し、且つ最表面側から中心部に向かってＳｎ量が減少するＳｎ拡散層を形成しているため、表層部の電気抵抗を高めることができ、渦電流損を低減できる結果、交流磁気特性を改善できる。

また、本発明では、上記軟磁性鋼部品の素材となる鋼材に合金元素として含有させるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌ量の関係を適切に調整することによって、鋼材の変形抵抗を小さく、変形能を良好にできるため、部品形状に成形するときの冷間鍛造性も改善できる。

図１は、実施例で用いた試験片について、最適Ｓｎ拡散層の厚みと交流最大磁束密度の比との関係を示すグラフである。 図２は、実施例で用いた試験片について、本発明で規定する式（１）の左辺の値（Ｚ値）と変形抵抗との関係を示すグラフである。

本発明者は、上記特許文献１〜４とは異なる方法で、軟磁性鋼部品の表層部における電気抵抗を高め、渦電流損を低減して交流磁気特性を改善することについて検討を重ねた。その結果、
（１）表面にＳｎ皮膜を有し、且つ部品形状に加工された鋼材に熱処理を施すと、表面に存在するＳｎが鋼材内部へ均一に拡散浸透し、Ｓｎ拡散層を形成すること、
（２）このＳｎ拡散層は、表層部の電気抵抗を高め、交流磁気特性を改善できること、
（３）Ｓｎ拡散層を形成する位置を鋼部品の表層部とすることによって鋼材の磁気モーメントの低下を防止できるため交流磁気特性の改善効果が高くなることが判明した。

また、Ｓｎは鋼材の表面から一様に拡散浸透するため、軟磁性鋼部品の表層部には局所的にＳｎが濃化し過ぎた部分は生成しない。従って、非磁性相も形成されず、交流磁気特性の劣化も防止できることも明らかとなった。

更に、従来では、上記特許文献２に開示されているように、鋼材に合金元素を多量に添加し、この合金元素量を最適化することによって鋼材の電気抵抗を高め、交流磁気特性を改善していた。一方、本発明によれば、上記Ｓｎ拡散層によって交流磁気特性向上効果が発揮される。従って本発明で用いる鋼材は、合金元素量を低減できるため、変形抵抗を小さくできる。鋼材の変形抵抗を小さくすることによって、変形能が良好になるため、鋼材を部品形状に成形するときの冷間鍛造性も改善できる。

以下、本発明の軟磁性鋼部品について詳細に説明する。

本発明の軟磁性鋼部品は、表層部にＳｎ拡散層が形成されている。このＳｎ拡散層は、Ｓｎを１質量％以上含有している層である。Ｓｎが１質量％未満では、表層部の電気抵抗を高めることができないため、渦電流損を低減できず、交流磁気特性を改善できない。

上記表層部とは、軟磁性鋼部品のうち最表面を含む表面近傍を意味し、例えば、最表面から深さ５００μｍ位置程度までの領域を指す。

上記Ｓｎ拡散層は、最表面側から中心部に向かってＳｎ量が減少している。表層部におけるＳｎ濃度を傾斜させることによって交流磁気特性を効果的に向上させることができる。

本発明では、上記Ｓｎ拡散層のうち、Ｓｎを１〜１５質量％含有するＳｎ拡散層（以下、最適Ｓｎ拡散層という。）の厚みを制御することが好ましい。Ｓｎが１５質量％を超えると、磁気モーメントの低下および透磁率の低下が顕著となり、交流磁気特性の改善効果が小さくなる。従って上記最適Ｓｎ拡散層が、交流磁気特性の改善に最も有効である。

上記最適Ｓｎ拡散層の厚みは、例えば、４０μｍ以上とする。厚みを４０μｍ以上とすることによって、表層部の電気抵抗を充分に高めることができるため、渦電流損が小さくなり、交流磁気特性を一段と改善できる。最適Ｓｎ拡散層の厚みは、より好ましくは５０μｍ以上、更に好ましくは７０μｍ以上、特に好ましくは１００μｍ以上である。なお、最適Ｓｎ拡散層の厚みの上限は特に限定されず、例えば、２５０μｍを超えて生成していてもよいが、熱処理によるコスト増加を抑制する観点から、５００μｍ以下であればよい。

上記表層部におけるＳｎ濃度は、最表面から深さ５００μｍ位置までの領域を、例えば、電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）で複数箇所（例えば、４箇所以上）測定すればよい。

次に、本発明に係る軟磁性鋼部品の素材となる鋼材の成分組成について説明する。

本発明で用いる鋼材は、Ｃ：０．００２〜０．２０％、Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．０５〜２．６％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００２〜２．２％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物である。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。

Ｃは、鋼材の強度と延性をバランスよく確保するために重要な元素である。しかしＣが０．２０％を超えると、強度が高くなり過ぎて変形抵抗が大きくなる。また、鋼中に固溶したＣにより部品成形時にひずみ時効が生じ、交流磁気特性も悪くなる。従ってＣは０．２０％以下、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ｃは少ないほど強度が低下し、延性が向上するため冷間鍛造性が良好となる。しかしＣ量を低減し過ぎると鋼部品の強度が低下し過ぎる。従ってＣは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上である。

Ｓｉは、固溶することで鋼材の電気抵抗を大きくし、渦電流損を少なくして交流磁気特性を改善するのに寄与する元素である。また、鋼部品の金属組織をフェライト化し、交流磁気特性を向上する作用も有している。しかし１．２％を超えて含有させると、変形抵抗が大きくなる。従ってＳｉは１．２％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下である。特に、鋼材の変形抵抗を小さくして冷間鍛造性を改善するには、Ｓｉを０．７％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。

Ｍｎは、溶製時に脱酸剤として用いられる元素であり、鋼中ではＳと結合してＳによる脆化を抑制する作用を有している。また、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成したり、鋼中の酸化物の周囲にＭｎＳが複合析出して複合析出物を形成することで、部品の電気抵抗を高める作用を有している。従ってＭｎは０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。しかしＭｎが２．６％を超えると、変形抵抗が大きくなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。また、Ｍｎが過剰になると、磁気モーメントが低下し、交流磁気特性が劣化する。従ってＭｎは２．６％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下である。

Ｐは、粒界に偏析して変形能を低下させ、冷間鍛造時に割れを発生させる原因となる。また、過剰に含有すると交流磁気特性も劣化させる。従ってＰは０．０５０％以下、好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１５％以下である。Ｐはできるだけ低減されていることが望ましい。

Ｓは、Ｍｎ等と結合して硫化物を形成し、この硫化物が粒界に析出することによって変形能が低下する。従ってＳは０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。

Ｃｒは、鋼部品の電気抵抗を大きくし、渦電流損を低減して交流磁気特性を向上させるのに作用する元素である。また、鋼部品の金属組織をフェライト化し、交流磁気特性を向上する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしＣｒが４％を超えると固溶したＣｒによりフェライト組織の硬度が上昇し過ぎるため変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが発生する。従ってＣｒは４％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下である。

Ａｌは、鋼部品の電気抵抗を高め、渦電流損を低減して交流磁気特性を改善するのに作用する元素である。また、Ａｌは、ＳｉやＣｒと同様に、鋼部品の金属組織をフェライト化して交流磁気特性を向上する作用も有している。従ってＡｌは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上含有させる。しかし２．２％を超えて含有させると、鋼材の変形抵抗が大きくなり過ぎる。従ってＡｌは２．２％以下、好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下、特に好ましくは０．１％以下である。

Ｎは、鋼材を時効硬化させる元素であり、０．０１％を超えて含有すると鋼材の変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが発生する原因となる。従ってＮは０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎはできるだけ低減することが望ましい。

Ｏ（酸素）は、鋼中に酸化物を形成し、鋼材の変形能を低下させて冷間鍛造時に割れを発生させる元素である。また、鋼中に形成された酸化物は交流磁気特性を劣化させる原因となる。従ってＯは０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｏはできるだけ低減することが望ましい。

上記鋼材の残部は、鉄および不可避不純物である。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混入する元素が許容される。

上記鋼材は、更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。ＣｕとＮｉは、不可避的に混入してくる元素であり、ＣｕまたはＮｉが０．５％を超えて過剰に含有すると、磁気モーメントが低下して交流磁束密度が却って低下するためＣｕとＮｉの上限を０．５％と定めた。Ｃｕは好ましくは０．１％以下、Ｎｉは好ましくは０．１％以下である。

本発明で用いる鋼材は、化学成分組成が上記範囲を満足すると共に、下記式（１）を満足していることが推奨される。下記式（１）は、鋼材に含まれる合金元素のうち、鋼材の変形抵抗に影響を及ぼす元素を抽出し、各元素の影響度合いに基づいて規定した関係式を示している。下記式（１）の左辺の値をＺ値としたとき、Ｚ値を２．８以下に抑えることによって変形抵抗を小さくでき、冷間鍛造性の改善が可能となる。なお、式（１）中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８ ・・（１）

即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌは、鋼材の電気抵抗を高め、渦電流損を低減して交流磁気特性を改善するのに作用する元素である。従って従来では積極的に添加されていた。しかしこれらの元素は、いずれも鋼中に固溶したり、析出物を形成して鋼材の強度を高め、鋼材の変形抵抗を大きくするのにも作用する。そのため含有量が多くなると、冷間鍛造性が劣化する傾向が認められた。

これに対し、本発明では、上述したように、軟磁性鋼部品の表層部にＳｎ拡散層を形成することによって交流磁気特性を改善できるため、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌの含有量を低減できる。従って本発明では、これらの元素の含有量に基づいて算出されるＺ値を２．８以下に抑えることによって鋼材の冷間鍛造性を更に向上させることができる。Ｚ値は、より好ましくは２．５以下、更に好ましくは２以下、特に好ましくは１以下である。

次に、本発明の軟磁性鋼部品を製造する方法について説明する。

上記軟磁性鋼部品は、表面にＳｎ皮膜を有している鋼材を熱処理することによって製造できる。即ち、鋼材の表面にＳｎ皮膜を形成し、これを熱処理することによって、鋼材表面からＳｎを一様に拡散浸透させることができる。そして、この拡散浸透によって、表層部に上記Ｓｎ拡散層を形成することができる。このように本発明では、Ｓｎを表面から一様に拡散浸透させているため、Ｓｎ濃度が局所的に高くなることを防止できる。また、本発明で用いる鋼材は、上述したように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌの合金元素量に基づいて算出される上記Ｚ値を所定値以下に抑えているため、変形抵抗を小さくでき、冷間鍛造性を一層良好にできるという作用も発揮される。

熱処理前の上記鋼材は、表面にＳｎ皮膜を有し、部品形状に加工されていればよく、鋼材の表面にＳｎ皮膜を形成する工程と、鋼材を部品形状に加工する工程の順番は特に限定されない。即ち、上記鋼材を部品形状に加工してからＳｎ皮膜を形成してもよいし、上記鋼材にＳｎ皮膜を形成してから部品形状に加工してもよい。部品形状への加工は、例えば、冷間鍛造によって行えばよい。

上記Ｓｎ皮膜の厚みは、例えば、５〜２０μｍとすればよい。好ましくは８〜１８μｍである。

上記Ｓｎ皮膜を形成する方法は特に限定されず、例えば、化学気相蒸着（ＣＶＤ）法、物理気相蒸着（ＰＶＤ）法、めっき法等が挙げられる。めっき法としては、溶融Ｓｎめっき法や電気めっき法が挙げられる。これらの中でも電気Ｓｎめっき法によって製造することが好ましい。

上記熱処理は、７００℃以上で１時間以上加熱する必要がある。加熱温度が７００℃を下回るか、加熱時間が１時間より短いと、Ｓｎが鋼材内部へ充分に拡散浸透しないため、所望のＳｎ拡散層を形成できない。

上記加熱温度は７５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは８００℃以上、更に好ましくは８５０℃以上、特に好ましくは９００℃以上、最も好ましくは９５０℃以上である。加熱温度は、Ｓｎを表面側から内部に向かって拡散浸透させるために、できるだけ高く設定することが望ましい。

上記加熱時間は２時間以上とすることが好ましく、より好ましくは３時間以上である。加熱時間は、Ｓｎを表面側から内部に向かって拡散浸透させるために、できるだけ長くすることが望ましい。但し、加熱時間を長くし過ぎると生産性が悪くなるため、上限は例えば１５時間とするのがよい。

上記熱処理は、還元性雰囲気で行うのがよい。還元性ガスとしては、例えば、水素を含有すればよい。

上記加熱温度に加熱するときの昇温速度は、例えば、１００〜４００℃／時間とすればよい。また、熱処理後、室温まで冷却するときの降温速度は、例えば、１００〜４００℃／時間とすればよい。

こうして得られる本発明に係る軟磁性鋼部品は、例えば、自動車や産業機械に実装されている部品のうち、磁力を介して駆動する電装部品や電磁コイルの鉄芯として用いられる。

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。

下記実験例１では、軟磁性鋼部品の交流磁気特性を評価し、下記実験例２では、軟磁性鋼部品の素材となる鋼材の冷間鍛造性について評価した。

［実験例１］
下記表１に示す化学成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を真空溶製して１５０ｋｇの溶製材を作製した。下記表１に、参考値として、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）を算出して示す。［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。

得られた溶製材を鍛伸加工して直径４０ｍｍの鋼材を製造し、この鋼材からリング状の試験片を切り出し、この試験片にＳｎ拡散層を設けたときの交流磁気特性を次の手順で評価した。具体的には、上記鋼材（直径４０ｍｍ）から、外径３８ｍｍ、内径３０ｍｍ、厚み４ｍｍのリング状試験片を切り出し、この試験片の表面に、電気めっき法によりＳｎ皮膜を厚み約１３μｍ（約９５ｇ／ｍ²）で形成した後、熱処理して表面のＳｎを試験片内部へ拡散浸透させた。Ｓｎ皮膜形成後の熱処理は、水素還元雰囲気中で、下記表２に示す温度まで昇温速度３００℃／時間で加熱した後、この温度で下記表２に示す時間保持して熱処理し、Ｓｎを試験片内部へ拡散浸透させた。熱処理後は、室温まで降温速度３００℃／時間で室温まで冷却した。下記表２に、熱処理時の加熱温度、および保持時間を夫々示す。

次に、Ｓｎ拡散層を形成した試験片の表層部におけるＳｎ濃度をＥＰＭＡ（日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ（装置名）」）で測定し、Ｓｎを１質量％以上含有するＳｎ拡散層が形成されているかどうか評価した。また、Ｓｎ拡散層のうち、Ｓｎを１〜１５質量％含有する最適Ｓｎ拡散層の厚みを求めた。結果を下記表２に示す。なお、試験片の表層部では、最表面のＳｎ量が最も多く、中心部に向かうほどＳｎ量は減少しており、傾斜組成であることが分かった。

次に、熱処理して得られた試験片の交流磁気特性を評価した。

〈交流磁気特性の評価〉
交流磁気特性は、試験片の交流最大磁束密度を測定して評価した。交流最大磁束密度の値が大きくなるということは、Ｓｎ拡散層が形成されることで表層部の電気抵抗が大きくなり、渦電流損が低減される結果、交流磁気特性が改善されていることを示している。詳細な測定方法は次の通りである。熱処理した試験片に、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曲線を測定し、交流最大磁束密度を求めた。Ｂ−Ｈ曲線を測定するにあたって、鉄損に伴う発熱によって、試験片の温度が上昇するのを防止するため、試験片は絶縁処理したうえで、２０℃の水中に浸漬しながら測定を行った。交流最大磁束密度は、磁界振幅を４０００Ａ／ｍ、周波数を１０ｋＨｚとしたときの値を求めた。結果を下記表２に示す。

比較材として、上記鋼種αおよび鋼種βから切り出したリング状の試験片に、８５０℃、３時間の磁気焼鈍を行なった後、電気めっき法によりＳｎ皮膜の形成、および熱処理を行なわず（即ち、Ｓｎ拡散層を設けず）、上記と同様に、磁界印加用の１次コイルと磁束検出用の２次コイルを巻線したものを作製し（以下、未処理品という）、これのＢ−Ｈ曲線を測定して交流最大磁束密度を求めた。その結果、鋼種αの交流最大磁束密度は１２２ｍＴ、鋼種βの交流最大磁束密度は１９０ｍＴであった。

また、下記表２には、上記鋼種αおよび鋼種βから切り出したリング状の試験片に、８５０℃、３時間の磁気焼鈍を行なった後、上記と同じ条件で電気めっき法によりＳｎ皮膜を形成し、熱処理を行なわずに、上記と同様に、磁界印加用の１次コイルと磁束検出用の２次コイルを巻線したものを作製し、これのＢ−Ｈ曲線を測定して交流最大磁束密度を求めた結果を示す（Ｎｏ．１、Ｎｏ．１３）。

未処理品の交流最大磁束密度に対するＳｎ拡散層を設けた場合の交流最大磁束密度の比（Ｓｎ拡散層有り／未処理品）を算出し、下記表２に示す。なお、下記表２のＮｏ．１とＮｏ．１３については、未処理品の交流最大磁束密度に対するＳｎ拡散層を設けない場合の交流最大磁束密度の比（Ｓｎ拡散層無し／未処理品）を算出した。

交流最大磁束密度の比の値に基づいて、下記基準で交流磁気特性を評価し、評価結果を下記表２に併せて示す。
＜評価基準＞
◎（合格）：交流最大磁束密度の比が１．３０以上
（即ち、Ｓｎ拡散層を設けなかった比較材の交流最大磁束密度に対して３０％以上増加。）
○（合格）：交流最大磁束密度の比が１．００以上、１．３０未満
（即ち、Ｓｎ拡散層を設けなかった比較材の交流最大磁束密度よりも大きく、３０％未満の範囲で増加。）
×（不合格）：交流最大磁束密度の比が１．００未満
（即ち、Ｓｎ拡散層を設けなかった比較材の交流最大磁束密度よりも低くなっている。）

下記表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１とＮｏ．１３は、電気めっき法によりＳｎ皮膜を形成した後、熱処理を行なっていない比較例である。Ｎｏ．１とＮｏ．１３は、Ｓｎ拡散層が形成されていなかった。従って交流最大磁束密度が未処理品よりも低くなっていた。

Ｎｏ．２〜１２、１４〜２３は、いずれもＳｎ皮膜を形成した後、本発明で規定する要件を満足する熱処理を行っているため、試験片の表層部にＳｎを１質量％以上含有するＳｎ拡散層を形成できている。従って、Ｓｎ拡散層を設けていない比較材に比べて交流磁気特性を改善できている。特に、Ｓｎ拡散層のうち、Ｓｎを１〜１５質量％含有する最適Ｓｎ拡散層の厚みが５０μｍ以上の場合には、交流最大磁束密度の比が１．３０以上となり、交流磁気特性に特に優れていることが分かる（Ｎｏ．７〜１２、Ｎｏ．１８〜２３）。

次に、図１に、最適Ｓｎ拡散層の厚みと交流最大磁束密度の比との関係を示す。図１では、鋼種αを用いたＮｏ．１〜１２の結果を○で、鋼種βを用いたＮｏ．１３〜２３の結果を▲で示した。図１から明らかなように、最適Ｓｎ拡散層の厚みが大きくなるほど、交流最大磁束密度の比も大きくなる傾向が認められ、交流磁気特性を改善できることが分かる。

［実験例２］
下記表３に示す化学成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を真空溶製して１５０ｋｇの溶製材を作製した。下記表３に、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）を算出して示す。［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。なお、下記表３に示した鋼種Ａ、鋼種Ｄは、上記表１に示した鋼種α、鋼種βに対応している。
Ｚ値＝１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］
得られた溶製材を鍛伸加工して直径４０ｍｍの鋼材を製造し、次の手順で冷間鍛造性を評価した。

〈冷間鍛造性の評価〉
鋼材の冷間鍛造性は、試験片を５０％圧縮加工したときの変形抵抗と、圧縮加工したときの変形能で評価した。具体的には、鋼材の変形抵抗（Ｎ／ｍｍ²）は、上記鋼材から直径１６ｍｍ×高さ２４ｍｍの試験片を切り出し、試験片の高さが５０％となるように圧縮加工して測定した。圧縮加工は、ひずみ速度１０／秒で端面拘束圧縮して行った。測定した変形抵抗を下記表４に示す。本発明では、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²未満を合格、５８０Ｎ／ｍｍ²以上を不合格として評価した。

また、上記Ｚ値と測定した変形抵抗の値との関係を図２に示す。

一方、鋼材の変形能は、上記条件で圧縮加工した後、試験片を目視および光学顕微鏡（観察倍率：４０倍）で観察し、割れ発生の有無を調べて評価した。割れ発生の有無を下記表４に示す。割れが発生してない場合を合格、割れが発生している場合を不合格とする。

本発明では、上記変形抵抗と変形能の両方が合格基準を満足している場合を「冷間鍛造性に優れている」と評価し、少なくともいずれか一方が合格基準を満足していない場合を「冷間鍛造性に劣っている」と評価した。

下記表４と図２から次のように考察できる。

Ｎｏ．３１、３２、３４、３６、４０、４２、４９、５０〜５２は、鋼材の成分組成が本発明で規定する要件を満足する例であり、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²未満で、且つ圧縮加工時に割れが発生しておらず、冷間鍛造性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．３３、３５、３７〜３９、４１、４３〜４８は、鋼材の成分組成が本発明で規定する要件を満足していない例であり、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²以上であるか、圧縮加工時に割れが発生したため、冷間鍛造性に劣っている。

詳細には、Ｎｏ．３３、３５、３７は、夫々、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明で規定する上限値を超えている例であり、上記Ｚ値が２．８より大きいため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²以上になった。

Ｎｏ．３８は、Ｐが本発明で規定する上限値を超えている例である。Ｐの粒界偏析量が増加したため、変形能が低下し、圧縮加工時に割れが発生した。

Ｎｏ．３９は、Ｓが本発明で規定する上限値を超えている例である。硫化物が粒界に多く析出したため、変形能が低下し、圧縮加工時に割れが発生した。

Ｎｏ．４１は、Ｃｒが本発明で規定する上限値を超えている例である。固溶したＣｒによりフェライト組織の硬度が上昇し過ぎて変形能が低下し、圧縮加工時に割れが発生した。

Ｎｏ．４３は、Ａｌが本発明で規定する上限値を超えているため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²以上になった。

Ｎｏ．４４は、Ｎが本発明で規定する上限値を超えている例である。過剰なＮによって時効硬化して変形能が低下し、圧縮加工時に割れが発生した。

Ｎｏ．４５は、Ｏが本発明で規定する上限値を超えている例である。過剰なＯにより鋼中に酸化物が多く生成し、この酸化物が鋼材の変形能を低下させ、圧縮加工時に割れが発生した。

Ｎｏ．４６〜４８は、成分組成は本発明で規定する範囲を満足しているが、上記Ｚ値が２．８を超えているため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ²以上になった。

Claims (6)

1. 化学成分組成が、
   Ｃ ：０．００２〜０．２０％（質量％の意味。以下同じ。）、
   Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．０５〜２．６％、
   Ｐ ：０．０５０％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．００２〜２．２％、
   Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｏ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   残部：鉄および不可避不純物である鋼材の表層部に、Ｓｎを１質量％以上含有し、且つ最表面側から中心部に向かってＳｎ量が減少するＳｎ拡散層が形成されていることを特徴とする交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品。
2. 前記表層部に形成されているＳｎ拡散層のうち、Ｓｎを１〜１５質量％含有する最適Ｓｎ拡散層の厚みが４０μｍ以上である請求項１に記載の軟磁性鋼部品。
3. 前記化学成分組成が、更に、下記式（１）を満足するものである請求項１または２に記載の軟磁性鋼部品。
   １３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８ ・・（１）
   ［式（１）中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。］
4. 前記鋼部品は、更に、他の元素として、
   Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または
   Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性鋼部品。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、
   表面にＳｎ皮膜を有し、部品形状に加工された鋼材を７００℃以上で１時間以上加熱することを特徴とする交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品の製造方法。
6. 前記鋼材を７００℃以上に加熱するときの昇温速度を１００〜４００℃／時間とする請求項５に記載の製造方法。

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