JP6518491B2 - 軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、電車、船舶などの電装部品に使用されるソレノイドやリレーなどのケースやカバー、鉄心等として有用な軟磁性部材およびその材料となる軟磁性鋼板に関し、例えば、プレス成形により製造され、磁気特性を必要とする軟磁性部材において、優れたプレス成形性や良好な直流磁気特性を発揮することのできる軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材の製造方法に関するものである。
近年、自動車の燃費向上に対するニーズがますます強くなり、エンジンやトランスミッションその他に使用される電装部品には、よりいっそうの性能向上、たとえば応答性、省電力化、小型化が望まれている。そのためには、磁気特性として、磁化されやすく、保磁力が小さいことが有効である。
さらに製造コストの低減に対するニーズも大きい。すなわち、磁気回路を形成する部材、たとえばソレノイドの外郭を形成するケースやカバー、さらには鉄心にも、従来のように線材や棒鋼を冷間鍛造して切削する方法に代えて、鋼板をプレス成形して部材形状を作製する方法が注目されている。
たとえば、特許文献１には、本発明に係る軟磁性鋼板と近似した純鉄系の成分組成を有し、冷間鍛造性と電気伝導性に優れた電気部品用鋼材が開示されている。しかしながら、この電気部品用鋼材は、伸線して製造される線材に関するもので、鋼板に関する記載はない。
また、特許文献２には、成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板が開示されている。しかしながら、熱延鋼板は表面状態が悪いため、そのまま電磁気部品に用いることはできない。また、結晶粒径が大きすぎるため、曲げ加工後の肌荒れが懸念される。
また、特許文献３には、磁気特性と加工性に優れたＴＶブラウン管マスクフレーム用冷延鋼板が開示されている。しかしながら、このＴＶブラウン管マスクフレーム用冷延鋼板は、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ等の不純物元素の相当量の含有を前提とするものであり、純鉄系の成分組成を前提とする、本発明に係る軟磁性鋼板とはそもそも前提が異なる技術である。
本発明は、このような事情を鑑みてなされたものであり、その目的は、優れた磁気特性を有する軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材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、優れた成形性を有する軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材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、優れた耐肌荒れ性を有する軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材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、優れた被削性を有する軟磁性鋼板およびその製造方法、ならびに、軟磁性部材の製造方法を提供することにある。
本発明の前記並びにその他の目的と新規な特徴は、本明細書の記述から明らかになるであろう。
本発明に係る第１発明は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２％、
Ｓｉ：０〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．１％、
Ａｌ：０〜０．０１％、
Ｃｒ：０〜０．１％、
Ｎ：０〜０．００５％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、
平均結晶粒径が５〜５０μｍであり、
さらに、当該軟磁性鋼板のＫＡＭ値Ｋａと、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間焼鈍した後のＫＡＭ値Ｋｂとの比Ｋａ／Ｋｂが１．２〜４．５である
ことを特徴とする、板厚０．８〜４．０ｍｍの軟磁性鋼板である。
ここに、「ＫＡＭ値」とは、「Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値」を意味する。
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２％、
Ｓｉ：０〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．１％、
Ａｌ：０〜０．０１％、
Ｃｒ：０〜０．１％、
Ｎ：０〜０．００５％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、
平均結晶粒径が５〜５０μｍであり、
さらに、当該軟磁性鋼板のＫＡＭ値Ｋａと、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間焼鈍した後のＫＡＭ値Ｋｂとの比Ｋａ／Ｋｂが１．２〜４．５である
ことを特徴とする、板厚０．８〜４．０ｍｍの軟磁性鋼板である。
ここに、「ＫＡＭ値」とは、「Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値」を意味する。
本発明に係る第２発明は、上記第１発明において、
前記Ｓの含有量が、Ｓ：０．０１５〜０．１質量％である、軟磁性鋼板である。
前記Ｓの含有量が、Ｓ：０．０１５〜０．１質量％である、軟磁性鋼板である。
本発明に係る第３発明は、上記第１発明において、
前記Ｓの含有量が、Ｓ：０〜０．０６質量％である、軟磁性鋼板である。
前記Ｓの含有量が、Ｓ：０〜０．０６質量％である、軟磁性鋼板である。
本発明に係る第４発明は、上記第１〜第３発明のいずれか１つの発明において、
さらに、Ｍｎ／Ｓ原子比が３〜２０であり、
ＭｎＳ析出物の平均粒径が０．０５〜４μｍで、かつ、
粒径０．２μｍ以上のＭｎＳ析出物の個数密度が０．０２〜０．５個／μｍ２である、軟磁性鋼板である。
さらに、Ｍｎ／Ｓ原子比が３〜２０であり、
ＭｎＳ析出物の平均粒径が０．０５〜４μｍで、かつ、
粒径０．２μｍ以上のＭｎＳ析出物の個数密度が０．０２〜０．５個／μｍ２である、軟磁性鋼板である。
本発明に係る第５発明は、
上記第１〜第３発明のいずれか１つの発明の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
さらに、前記軟化焼鈍板を、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延する仕上げ冷延工程と、
を備えたことを特徴とする、軟磁性鋼板の製造方法である。
式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２ ≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。
上記第１〜第３発明のいずれか１つの発明の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
さらに、前記軟化焼鈍板を、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延する仕上げ冷延工程と、
を備えたことを特徴とする、軟磁性鋼板の製造方法である。
式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２ ≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。
本発明に係る第６発明は、
上記第１〜第３発明いずれか１つの発明の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
前記軟化焼鈍板を、さらに、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延することにより軟磁性鋼板を得る仕上げ冷延工程と、
前記軟磁性鋼板を部材形状に成形して成形部材とする成形工程と、
前記成形部材を、下記式２を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持することにより軟磁性部材を得る磁気焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、軟磁性部材の製造方法である。
式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２ ≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。
式２：３２０≦［{１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２)｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２
ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃である。
上記第１〜第３発明いずれか１つの発明の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
前記軟化焼鈍板を、さらに、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延することにより軟磁性鋼板を得る仕上げ冷延工程と、
前記軟磁性鋼板を部材形状に成形して成形部材とする成形工程と、
前記成形部材を、下記式２を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持することにより軟磁性部材を得る磁気焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、軟磁性部材の製造方法である。
式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２ ≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。
式２：３２０≦［{１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２)｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２
ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃である。
本願において開示される発明のうち、代表的なものによって得られる効果を簡単に説明すれば以下のとおりである。
本発明の一実施の形態によれば、優れた磁気特性を有する軟磁性鋼板を提供することができる。
軟磁性鋼板について高い磁性を得るための要件は、成分組成として添加元素や不純物を適正範囲に制御すること、磁気焼鈍後の部材において十分にひずみ、すなわち塑性変形による転位を除去し、適正範囲の結晶粒径にすることが重要である。一方、成形性については、基本的な特性として、引張試験での伸びが大きいことが重要である。
そこで、本発明者らは、種々の成分組成の鋼板について、その製造条件と組織形態および成形性との関係、さらには磁気焼鈍後の組織形態と磁気特性との関係を詳細に検討した。その結果、鋼板の結晶粒径とひずみ量を適正化することで、成形性を向上させるとともに、磁気焼鈍を実施することによって効果的に組織形態を変化させ、磁気特性も向上させることができることを見出した。上記知見に基づき、さらに検討を進め、本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明に係る軟磁性鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔軟磁性鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明に係る軟磁性鋼板は、結晶粒径とひずみ量が制御されている点に特徴を有する。
上述したとおり、本発明に係る軟磁性鋼板は、結晶粒径とひずみ量が制御されている点に特徴を有する。
＜平均結晶粒径：５〜５０μｍ＞
軟磁性鋼板、すなわち磁気焼鈍前の鋼板ままの平均結晶粒径は、成形性に直接影響し、細かすぎると硬さが増加して伸びが低下するため、その下限は５μｍ、好ましくは６μｍ、さらに好ましくは７μｍとした。一方、上記鋼板ままの平均結晶粒径が大きすぎると、鋼板に対して曲げ加工を行った際に、肌荒れが著しく発生したり、鋼板に対して、打抜き加工を行った際にバリが発生したりするため、その上限は５０μｍ、好ましくは４５μｍ、さらに好ましくは４０μｍとした。
軟磁性鋼板、すなわち磁気焼鈍前の鋼板ままの平均結晶粒径は、成形性に直接影響し、細かすぎると硬さが増加して伸びが低下するため、その下限は５μｍ、好ましくは６μｍ、さらに好ましくは７μｍとした。一方、上記鋼板ままの平均結晶粒径が大きすぎると、鋼板に対して曲げ加工を行った際に、肌荒れが著しく発生したり、鋼板に対して、打抜き加工を行った際にバリが発生したりするため、その上限は５０μｍ、好ましくは４５μｍ、さらに好ましくは４０μｍとした。
＜当該軟磁性鋼板のＫＡＭ値Ｋａと、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間焼鈍した後のＫＡＭ値Ｋｂとの比Ｋａ／Ｋｂ：１．２〜４．５＞
ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値は、材料は塑性変形したときの塑性ひずみ量に関係する指標である。本発明においては、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間加熱焼鈍することによって結晶粒径をある程度以上に大きくして、かつ塑性ひずみが概ねなくなった状態におけるＫＡＭ値Ｋｂを基準として、これに対する鋼板ままのＫＡＭ値Ｋａの倍率Ｋａ／Ｋｂを用いて、当該軟磁性鋼板のひずみ量を相対的に評価するようにした。高圧下率の冷間圧延によって塑性ひずみ量が大きくなると、ＫＡＭ値が増大し、成形時における伸びが劣化するため、Ｋａ／Ｋｂの上限を４．５、好ましくは４．０、さらに好ましくは３．５とする。一方、塑性ひずみは後の磁気焼鈍において結晶粒を粗大化させる駆動力にもなること、すなわち、軟磁性鋼板にひずみをある程度導入することによって、良好な磁気特性を確保し、曲げ加工後の肌荒れや、打抜き加工後のバリの発生を抑制することができる。このため、軟磁性鋼板中のひずみ量を適切なレベルにしておく必要があり、Ｋａ／Ｋｂの下限を１．２、好ましくは１．３、さらに好ましくは１．４とする。
ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値は、材料は塑性変形したときの塑性ひずみ量に関係する指標である。本発明においては、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間加熱焼鈍することによって結晶粒径をある程度以上に大きくして、かつ塑性ひずみが概ねなくなった状態におけるＫＡＭ値Ｋｂを基準として、これに対する鋼板ままのＫＡＭ値Ｋａの倍率Ｋａ／Ｋｂを用いて、当該軟磁性鋼板のひずみ量を相対的に評価するようにした。高圧下率の冷間圧延によって塑性ひずみ量が大きくなると、ＫＡＭ値が増大し、成形時における伸びが劣化するため、Ｋａ／Ｋｂの上限を４．５、好ましくは４．０、さらに好ましくは３．５とする。一方、塑性ひずみは後の磁気焼鈍において結晶粒を粗大化させる駆動力にもなること、すなわち、軟磁性鋼板にひずみをある程度導入することによって、良好な磁気特性を確保し、曲げ加工後の肌荒れや、打抜き加工後のバリの発生を抑制することができる。このため、軟磁性鋼板中のひずみ量を適切なレベルにしておく必要があり、Ｋａ／Ｋｂの下限を１．２、好ましくは１．３、さらに好ましくは１．４とする。
次に、本発明に係る軟磁性部材を特徴づける組織について説明する。
〔軟磁性部材の組織〕
本発明に係る軟磁性部材は、結晶粒径が制御されている点に特徴を有する。
本発明に係る軟磁性部材は、結晶粒径が制御されている点に特徴を有する。
＜当該軟磁性部材の全域での平均結晶粒径：３０μｍ以上＞
上記軟磁性鋼板を成形し磁気焼鈍した後の軟磁性部材においては、結晶粒をできるだけ粗大化することによって磁気特性、特に保磁力が小さいという良好な磁気特性が得られるため、当該軟磁性部材の全域での平均結晶粒径を３０μｍ以上、好ましくは４０μｍ以上、さらに好ましくは５０μｍ以上とする。
上記軟磁性鋼板を成形し磁気焼鈍した後の軟磁性部材においては、結晶粒をできるだけ粗大化することによって磁気特性、特に保磁力が小さいという良好な磁気特性が得られるため、当該軟磁性部材の全域での平均結晶粒径を３０μｍ以上、好ましくは４０μｍ以上、さらに好ましくは５０μｍ以上とする。
次に、本発明に係る軟磁性鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔軟磁性鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．００１〜０．０２％
Ｃは、鋼中に固溶して、あるいは炭化物を形成して磁気特性を劣化させるため、極力低減させるべきであるが、Ｃ含有量が０．００１％を下回っても磁気特性の向上効果は小さいため、その下限を０．００１％とする。一方、Ｃ含有量が０．０２％を超えると急激に磁気特性が劣化するため、その上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
Ｃ：０．００１〜０．０２％
Ｃは、鋼中に固溶して、あるいは炭化物を形成して磁気特性を劣化させるため、極力低減させるべきであるが、Ｃ含有量が０．００１％を下回っても磁気特性の向上効果は小さいため、その下限を０．００１％とする。一方、Ｃ含有量が０．０２％を超えると急激に磁気特性が劣化するため、その上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
Ｓｉ：０〜０．０５％
Ｓｉは、脱酸剤として使用されるが、伸びを低下させる作用があるため、Ｓｉ含有量の上限を０．０５％、好ましくは０．０４％、さらに好ましくは０．０３％とする。
Ｓｉは、脱酸剤として使用されるが、伸びを低下させる作用があるため、Ｓｉ含有量の上限を０．０５％、好ましくは０．０４％、さらに好ましくは０．０３％とする。
Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは脱酸作用を有するので、本発明においては、磁気特性とプレス成形性の両立のために、Ｃ、ＳおよびＡｌの各含有量を従来鋼に比べて低めにしている代わりに、Ｍｎが脱酸剤としての役割を果たしており、Ｍｎ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上としてその効果を発揮させる。一方、Ｍｎを過剰に含有させると伸び、および磁気特性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を０．５％、好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．３％とする。
Ｍｎは脱酸作用を有するので、本発明においては、磁気特性とプレス成形性の両立のために、Ｃ、ＳおよびＡｌの各含有量を従来鋼に比べて低めにしている代わりに、Ｍｎが脱酸剤としての役割を果たしており、Ｍｎ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上としてその効果を発揮させる。一方、Ｍｎを過剰に含有させると伸び、および磁気特性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を０．５％、好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．３％とする。
Ｐ：０〜０．０２％
Ｐは伸び、磁気特性ともに低下させるため、Ｐ含有量の上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
Ｐは伸び、磁気特性ともに低下させるため、Ｐ含有量の上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
Ｓ：０〜０．１％
Ｓは過剰に含まれると、伸び、および磁気特性を低下させるため、Ｓ含有量の上限を０．１％とし、高い磁気特性、または伸びが求められる場合においては、好ましくは０．０６％、さらに好ましくは０．０２％とする。
一方で、Ｓは適量含有させることにより、伸びや磁気特性を若干犠牲にしつつも、Ｍｎとともに鋼中でＭｎＳを形成し、打抜き加工時に応力が負荷されたときに応力集中箇所となって、被削性を向上し、打抜き時のバリ発生を抑制することができる。こうした効果を得るには、Ｓ含有量を０．０１５％以上、好ましくは０．０４％以上とする。
Ｓは過剰に含まれると、伸び、および磁気特性を低下させるため、Ｓ含有量の上限を０．１％とし、高い磁気特性、または伸びが求められる場合においては、好ましくは０．０６％、さらに好ましくは０．０２％とする。
一方で、Ｓは適量含有させることにより、伸びや磁気特性を若干犠牲にしつつも、Ｍｎとともに鋼中でＭｎＳを形成し、打抜き加工時に応力が負荷されたときに応力集中箇所となって、被削性を向上し、打抜き時のバリ発生を抑制することができる。こうした効果を得るには、Ｓ含有量を０．０１５％以上、好ましくは０．０４％以上とする。
Ａｌ：０〜０．０１％
Ａｌは脱酸剤として作用するため、磁気特性に有害なＯ、すなわち酸素と結合して無害化するために有効な元素である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させるとＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒を微細化して伸びを低下させたり、磁気焼鈍後にも結晶粒が微細なままとなって磁気特性も劣化させるため、Ａｌ含有量の上限を０．０１％、好ましくは０．００７％、さらに好ましくは０．００５％とする。
Ａｌは脱酸剤として作用するため、磁気特性に有害なＯ、すなわち酸素と結合して無害化するために有効な元素である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させるとＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒を微細化して伸びを低下させたり、磁気焼鈍後にも結晶粒が微細なままとなって磁気特性も劣化させるため、Ａｌ含有量の上限を０．０１％、好ましくは０．００７％、さらに好ましくは０．００５％とする。
Ｃｒ：０〜０．１％
Ｃｒは、鋼中に硫化物などの析出物を形成すると磁気特性の劣化を招くため、極力低減すべきであり、Ｃｒ含有量を０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｃｒは、鋼中に硫化物などの析出物を形成すると磁気特性の劣化を招くため、極力低減すべきであり、Ｃｒ含有量を０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎ：０〜０．００５％
Ｎは鋼中に固溶すると磁気特性を劣化させ、またその一部がＡｌＮを形成してもやはり結晶粒が微細化することによって磁気特性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｎは鋼中に固溶すると磁気特性を劣化させ、またその一部がＡｌＮを形成してもやはり結晶粒が微細化することによって磁気特性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
さらに、本発明の軟磁性鋼板では、鋼板の被削性を改善するため、ＭｎとＳの比、およびＭｎＳの形態を以下のように制御することも好ましい。
＜Ｍｎ／Ｓ原子比：３〜２０＞
鋼中に含まれるＭｎとＳが結合しＭｎＳ析出物として微細分散することで被削性が向上し、打抜き時のバリ発生が抑制される。こうした効果を得るため、Ｍｎ／Ｓの原子比で３以上を確保することが必要となる。Ｍｎ／Ｓ原子比のより好ましい範囲は５以上であり、上限は２０である。
鋼中に含まれるＭｎとＳが結合しＭｎＳ析出物として微細分散することで被削性が向上し、打抜き時のバリ発生が抑制される。こうした効果を得るため、Ｍｎ／Ｓの原子比で３以上を確保することが必要となる。Ｍｎ／Ｓ原子比のより好ましい範囲は５以上であり、上限は２０である。
ＭｎＳの形態
＜ＭｎＳ析出物の平均粒径：０．０５〜４μｍ＞
打抜き時のバリ高さを低減するためには、ＭｎＳを分散させることが有効であるが、粗大すぎると磁気特性を低下させてしまうため、上限は４μｍとする。また、微細すぎるとバリ高さ低減効果が発揮されなくなるため、下限を０．０５μｍとする。
ここで、ＭｎＳ粒径とは、圧延板の圧延方向に平行で板面に垂直な断面において観察されるＭｎＳの短径と長径の平均値を意味する。
＜ＭｎＳ析出物の平均粒径：０．０５〜４μｍ＞
打抜き時のバリ高さを低減するためには、ＭｎＳを分散させることが有効であるが、粗大すぎると磁気特性を低下させてしまうため、上限は４μｍとする。また、微細すぎるとバリ高さ低減効果が発揮されなくなるため、下限を０．０５μｍとする。
ここで、ＭｎＳ粒径とは、圧延板の圧延方向に平行で板面に垂直な断面において観察されるＭｎＳの短径と長径の平均値を意味する。
＜粒径０．２μｍ以上のＭｎＳ析出物：０．０２〜０．５個／μｍ２＞
ＭｎＳ析出物を微細分散させる場合の個数密度も重要であり、０．０２個／μｍ２未満では効果がなく、０．５個／μｍ２超では成形時の割れ発生が顕著になるため、その個数密度は０．０２〜０．５個／μｍ２とする。
ＭｎＳ析出物を微細分散させる場合の個数密度も重要であり、０．０２個／μｍ２未満では効果がなく、０．５個／μｍ２超では成形時の割れ発生が顕著になるため、その個数密度は０．０２〜０．５個／μｍ２とする。
本発明の軟磁性鋼板は、上記記載した以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが望ましい。ただし、本発明の効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
＜板厚０．８〜４．０ｍｍ＞
本発明の軟磁性鋼板の板厚は、適用する部品形状やサイズに応じて選定すればよいが、本発明の対象となる自動車、電車、船舶などの電装部品に使用されるソレノイドやリレーなどのケースやカバー、鉄心等では、磁気回路を形成するため、板厚が薄すぎると部材を通る磁束が不足して吸引力や応答性などの部品特性が低下してしまう。また部品に必要な強度が確保できなくなるため、その下限は０．８ｍｍとする。また、厚すぎると部品サイズの小型化ニーズに対応できなくなるため、その上限は４ｍｍとする。
本発明の軟磁性鋼板の板厚は、適用する部品形状やサイズに応じて選定すればよいが、本発明の対象となる自動車、電車、船舶などの電装部品に使用されるソレノイドやリレーなどのケースやカバー、鉄心等では、磁気回路を形成するため、板厚が薄すぎると部材を通る磁束が不足して吸引力や応答性などの部品特性が低下してしまう。また部品に必要な強度が確保できなくなるため、その下限は０．８ｍｍとする。また、厚すぎると部品サイズの小型化ニーズに対応できなくなるため、その上限は４ｍｍとする。
次に、本発明に係る軟磁性鋼板の製造方法について述べる。特に製造方法を限定するものではないが、たとえば下記のように製造することができる。
〔軟磁性鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような軟磁性鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行い、熱延材とする。この工程を熱延工程と呼ぶ。熱間圧延時の温度条件などは特に限定する必要はないが、例えば、９５０℃以下の圧延終了温度で、熱間圧延を行えばよい。
次いで、この熱延材を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする。この工程を粗冷延工程と呼ぶ。その後、この冷延板を、式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２≦２６５、ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする。この工程を軟化焼鈍工程と呼ぶ。そして、この軟化焼鈍板を、さらに、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延することも好ましい。この工程を仕上げ冷延工程と呼ぶ。これらの工程を経ることにより軟磁性鋼板を得ることができる。
上記のような軟磁性鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行い、熱延材とする。この工程を熱延工程と呼ぶ。熱間圧延時の温度条件などは特に限定する必要はないが、例えば、９５０℃以下の圧延終了温度で、熱間圧延を行えばよい。
次いで、この熱延材を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする。この工程を粗冷延工程と呼ぶ。その後、この冷延板を、式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２≦２６５、ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする。この工程を軟化焼鈍工程と呼ぶ。そして、この軟化焼鈍板を、さらに、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延することも好ましい。この工程を仕上げ冷延工程と呼ぶ。これらの工程を経ることにより軟磁性鋼板を得ることができる。
＜圧下率Ｒ１：４０％以上＞
粗冷延工程における圧下率Ｒ１は、その後の軟化焼鈍工程における平均結晶粒径の制御のために重要である。圧下率Ｒ１が４０％未満では鋼板上がりの結晶粒径が十分に大きくなりにくく、軟化焼鈍条件との組合せで所定の結晶粒径に制御することが難しいため、圧下率Ｒ１の下限を４０％、より好ましくは５０％、特に好ましくは６０％とする。
粗冷延工程における圧下率Ｒ１は、その後の軟化焼鈍工程における平均結晶粒径の制御のために重要である。圧下率Ｒ１が４０％未満では鋼板上がりの結晶粒径が十分に大きくなりにくく、軟化焼鈍条件との組合せで所定の結晶粒径に制御することが難しいため、圧下率Ｒ１の下限を４０％、より好ましくは５０％、特に好ましくは６０％とする。
＜式１：２１０≦［{１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１)｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２ ≦２６５、ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持＞
上記粗冷延工程における圧下率Ｒ１の調整と併せて軟化焼鈍条件が上記式１を満たすように組み合わせることによって平均結晶粒径を５〜５０μｍに制御できる。上記式１の中辺の値が２１０未満では平均結晶粒径が小さすぎ、一方２６５を超えると平均結晶粒径が大きくなりすぎる。
なお、上記式１は以下のようにして導出したものである。すなわち、フェライト単相温度域での焼鈍時における再結晶および粒成長挙動は、冷間圧延のひずみ量と焼鈍温度と焼鈍時間の兼ね合いで決まるという一般論がある。そこで、ひずみ量が大きいほど、また焼鈍温度が低いほど再結晶粒径が小さくなり、その後の粒成長による結晶粒径を半径で表したｒは、初期粒径を半径で表したｒ０と、焼鈍温度Ｔと、焼鈍時間ｔとの関数として、ｒ２−ｒ０ ２＝ｋ×ｔの関係式が成り立つと仮定した。ここで速度定数ｋはアレニウスの式である∝ｅｘｐ（−Ａ／ＲＴ）に従うと仮定した。なお、Ｔの単位はＫである。上記関係式は、たとえば、西沢泰二：「単相鋼と二相鋼における結晶粒成長」，鉄と鋼（１９８４）第１５号，ｐ．１９４−２０２０に詳しい。この一般論において、特別な粒成長抑制要因である析出物を極力減らした本発明の成分系の鋼板に対してはひずみの影響が通常より小さいとの仮説を当てはめ、粗冷延工程における圧下率Ｒ１と、軟化焼鈍条件であるＴ１およびＨ１との組合せを種々変更して実験を行い、プレス成形性と後の焼鈍後の磁気特性との関係を調査して回帰分析により上記式１を導出した。
上記粗冷延工程における圧下率Ｒ１の調整と併せて軟化焼鈍条件が上記式１を満たすように組み合わせることによって平均結晶粒径を５〜５０μｍに制御できる。上記式１の中辺の値が２１０未満では平均結晶粒径が小さすぎ、一方２６５を超えると平均結晶粒径が大きくなりすぎる。
なお、上記式１は以下のようにして導出したものである。すなわち、フェライト単相温度域での焼鈍時における再結晶および粒成長挙動は、冷間圧延のひずみ量と焼鈍温度と焼鈍時間の兼ね合いで決まるという一般論がある。そこで、ひずみ量が大きいほど、また焼鈍温度が低いほど再結晶粒径が小さくなり、その後の粒成長による結晶粒径を半径で表したｒは、初期粒径を半径で表したｒ０と、焼鈍温度Ｔと、焼鈍時間ｔとの関数として、ｒ２−ｒ０ ２＝ｋ×ｔの関係式が成り立つと仮定した。ここで速度定数ｋはアレニウスの式である∝ｅｘｐ（−Ａ／ＲＴ）に従うと仮定した。なお、Ｔの単位はＫである。上記関係式は、たとえば、西沢泰二：「単相鋼と二相鋼における結晶粒成長」，鉄と鋼（１９８４）第１５号，ｐ．１９４−２０２０に詳しい。この一般論において、特別な粒成長抑制要因である析出物を極力減らした本発明の成分系の鋼板に対してはひずみの影響が通常より小さいとの仮説を当てはめ、粗冷延工程における圧下率Ｒ１と、軟化焼鈍条件であるＴ１およびＨ１との組合せを種々変更して実験を行い、プレス成形性と後の焼鈍後の磁気特性との関係を調査して回帰分析により上記式１を導出した。
＜圧下率Ｒ２：０．５〜１０％＞
また、軟化焼鈍後に圧下率Ｒ２＝０．５〜１０％で仕上げ冷間圧延することも好ましい。仕上げ冷間圧延をすることで、曲げ加工後の肌荒れや、打抜き加工後のバリを防止し、伸びを確保することができるとともに、成形後の磁気焼鈍の後の結晶粒成長を促進させて磁気特性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるためには、圧下率Ｒ２は０．５％以上とする。ただし、１０％を超えると伸びが低下する。
また、軟化焼鈍後に圧下率Ｒ２＝０．５〜１０％で仕上げ冷間圧延することも好ましい。仕上げ冷間圧延をすることで、曲げ加工後の肌荒れや、打抜き加工後のバリを防止し、伸びを確保することができるとともに、成形後の磁気焼鈍の後の結晶粒成長を促進させて磁気特性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるためには、圧下率Ｒ２は０．５％以上とする。ただし、１０％を超えると伸びが低下する。
次に、本発明に係る軟磁性部材の製造方法について述べる。特に製造方法を限定するものではないが、たとえば下記のように製造することができる。
〔軟磁性部材の好ましい製造方法〕
上記のような軟磁性部材を製造するには、まず、上記推奨の製造方法で製造された上記軟磁性鋼板を部材形状に成形して成形部材とする。この工程を成形工程と呼ぶ。次いで、この成形部材を、式２：３２０≦［{１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２)｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２（ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃）を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持することにより軟磁性部材を得ることができる。この工程を磁気焼鈍工程と呼ぶ。
上記のような軟磁性部材を製造するには、まず、上記推奨の製造方法で製造された上記軟磁性鋼板を部材形状に成形して成形部材とする。この工程を成形工程と呼ぶ。次いで、この成形部材を、式２：３２０≦［{１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２)｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２（ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃）を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持することにより軟磁性部材を得ることができる。この工程を磁気焼鈍工程と呼ぶ。
＜式２：３２０≦［{１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２)｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２（ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃）を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持＞
上記式２の右辺の値が３２０未満では磁気特性が劣化する。
なお、上記式２は以下のようにして導出したものである。すなわち、成形によって各部位に付与されるひずみ量が大きく変わるなかで、ひずみ量の大小によらず、安定的に所定の磁気焼鈍後の磁気特性が得られるような、仕上げ冷延工程における圧化率Ｒ２と磁気焼鈍条件のＴ２およびＨ２との適正な組合せ条件を求めるために、本発明の対象鋼種について、Ｒ２とＴ２およびＨ２の組合せを種々変更して実験を行い、回帰分析により上記式２を導出した。
上記式２の右辺の値が３２０未満では磁気特性が劣化する。
なお、上記式２は以下のようにして導出したものである。すなわち、成形によって各部位に付与されるひずみ量が大きく変わるなかで、ひずみ量の大小によらず、安定的に所定の磁気焼鈍後の磁気特性が得られるような、仕上げ冷延工程における圧化率Ｒ２と磁気焼鈍条件のＴ２およびＨ２との適正な組合せ条件を求めるために、本発明の対象鋼種について、Ｒ２とＴ２およびＨ２の組合せを種々変更して実験を行い、回帰分析により上記式２を導出した。
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もちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
〔実施例１〕
下記表１に示す成分の鋼材を熱間圧延して所定厚さの熱延板とした。この熱延板を酸洗した後、下記表２に示す条件で、粗冷延、軟化焼鈍、仕上げ冷延の順に処理を施して最終板厚１．０ｍｍの軟磁性鋼板とした。なお、表２には、上記磁気焼鈍の条件を規定する上記式２の右辺の値を併記した。
下記表１に示す成分の鋼材を熱間圧延して所定厚さの熱延板とした。この熱延板を酸洗した後、下記表２に示す条件で、粗冷延、軟化焼鈍、仕上げ冷延の順に処理を施して最終板厚１．０ｍｍの軟磁性鋼板とした。なお、表２には、上記磁気焼鈍の条件を規定する上記式２の右辺の値を併記した。
この各軟磁性鋼板について、成形性を評価するために、ＪＩＳ １３Ｂ試験片に加工して引張試験を実施し、伸びを測定して、それを成形性の評価指標とした。
また、曲げ加工時の肌荒れを評価するために、曲げ試験として、内径Ｒ：２ｍｍ、曲げ角度：１８０°に曲げ加工してＲ外側の表面粗さをカットオフ０．８μｍ、測定長５ｍｍで測定し、それを肌荒れの評価指標とした。
また、磁気焼鈍後の軟磁性部材の磁気特性を評価するために、上記各軟磁性鋼板を６０ｍｍ×６０ｍｍに切断して、Ｔ２：８５０℃×Ｈ２：３時間の条件で、水素中で磁気焼鈍した後、単板測定枠を用い、ＪＩＳ Ｃ２５５６に準じて直流磁気特性を評価した。なお、磁束密度および保磁力は印加磁場３００Ａ／ｍにて測定した。
また、鋼板ままの軟磁性鋼板と８５０℃×３時間磁気焼鈍した鋼板である軟磁性部材のそれぞれについて、以下のようにして、平均結晶粒径およびＫＡＭ値を測定した。
鋼板ままの平均結晶粒径については、各鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を顕微鏡観察し、写真撮影した。そして、ＪＩＳ Ｇ０５５１の標準図との比較法により粒度番号を求め、平均結晶粒径に換算した。一方、上記磁気焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径については、当該軟磁性鋼板の全域での平均結晶粒径を評価するため、各鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、最表面から２００μｍ深さの表面部、板厚をｔとしたときのｔ／４、およびｔ／２の各位置を顕微鏡観察し、写真撮影した。そして、ＪＩＳ Ｇ０５５１の標準図との比較法により粒度番号を求め、平均結晶粒径に換算し、３つの位置のうち最小の値を上記磁気焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径とした。
ＫＡＭ値については、各鋼板を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡としてＪＥＯＬ社製 ＪＳＭ−５４１０を用いて、板厚をｔとしたときのｔ／４位置において、１ｓｔｅｐ ０．２μｍで５００μｍ×５００μｍの領域の電子線後方散乱回折像を測定し、それを解析ソフトとしてＴＳＬ社製 ＯＩＭ ａｎａｌｙｓｉｓ ６を用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求め、それらを算術平均してＫＡＭ値とした。
下記表３に測定結果を示す。
同表において、鋼Ｎｏ．１〜４および９〜１２は、保磁力３５Ａ／ｍ以下、磁界の強さ３００Ａ／ｍにおける磁束密度１．３５Ｔ以上の優れた磁気特性を有し、さらに伸び３５％以上の高い成形性、および曲げ加工後のＲａ２．５μｍ以下の優れた耐肌荒れ性を有していることを確認した。
また、推奨の製造条件で製造することで、本発明に係る軟磁性鋼板が確実に得られ、さらにその軟磁性鋼板を推奨の磁気焼鈍条件で磁気焼鈍することで、本発明に係る軟磁性部材が確実に得られることが確認された。
〔実施例２〕
下記表４に示す成分の鋼材を熱間圧延して所定厚さの熱延板とした。この熱延板を酸洗した後、下記表５に示す条件で、粗冷延、軟化焼鈍、仕上げ冷延の順に処理を施して最終板厚１．０ｍｍの軟磁性鋼板とした。
下記表４に示す成分の鋼材を熱間圧延して所定厚さの熱延板とした。この熱延板を酸洗した後、下記表５に示す条件で、粗冷延、軟化焼鈍、仕上げ冷延の順に処理を施して最終板厚１．０ｍｍの軟磁性鋼板とした。
この各軟磁性鋼板について、成形性を評価するために、ＪＩＳ １３Ｂ試験片に加工して引張試験を実施し、伸びを測定して、それを成形性の評価指標とした。
また、打抜き加工時の打抜き性の評価として、直径１０ｍｍのパンチと、直径１０．２０ｍｍでクリアランス０．１０ｍｍのダイスを用いて打抜き、穴の周囲に生成したバリの最大高さを測定した。
また、磁気焼鈍後の軟磁性部材の磁気特性を評価するために、上記各軟磁性鋼板を６０ｍｍ×６０ｍｍに切断して、Ｔ２：８５０℃×Ｈ２：３時間の条件で、水素中で磁気焼鈍した後、単板測定枠を用い、ＪＩＳ Ｃ２５５６に準じて直流磁気特性を評価した。なお、磁束密度および保磁力は印加磁場３００Ａ／ｍにて測定した。
鋼板ままの平均結晶粒径については、各鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を顕微鏡観察し、写真撮影した。そして、ＪＩＳ Ｇ０５５１の標準図との比較法により粒度番号を求め、平均結晶粒径に換算した。一方、上記磁気焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径については、当該軟磁性鋼板の全域での平均結晶粒径を評価するため、各鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、最表面から２００μｍ深さの表面部、板厚をｔとしたときの、およびｔ／２の各位置を顕微鏡観察し、写真撮影した。そして、ＪＩＳＧ０５５１の標準図との比較法により粒度番号を求め、平均結晶粒径に換算し、３つの位置のうち最小の値を上記磁気焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径とした。
ＫＡＭ値については、各鋼板を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡としてＪＥＯＬ社製 ＪＳＭ−５４１０を用いて、板厚をｔとしたときのｔ／４位置において、１ｓｔｅｐ ０．２μｍで５００μｍ×５００μｍの領域の電子線後方散乱回折像を測定し、それを解析ソフトとしてＴＳＬ社製 ＯＩＭ ａｎａｌｙｓｉｓ ６を用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求め、それらを算術平均してＫＡＭ値とした。
ＭｎＳ析出物の粒径は、鋼板の圧延方向に平行で板面に垂直な断面において倍率１０００倍でＳＥＭ観察し、１０視野について、ＭｎＳの長径と短径を測定してそれらの算術平均値を粒径と定義した。また、粒径０．２μｍ以上のＭｎＳ析出物の個数を測定し、個数密度を算出した
下記表６に測定結果を示す。
同表において、鋼Ｎｏ．１０１〜１０４および１１０〜１１３は、保磁力３５Ａ／ｍ以下、磁界の強さ３００Ａ／ｍ における磁束密度１．３５Ｔ以上となり、優れた磁気特性を有していることを確認した。さらに、これらの鋼板は、伸び３３％以上、打抜き試験後のバリ高さ１ｍｍ以下となり、優れた成形性、および被削性を有することを確認した。
Claims (5)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２％、
Ｓｉ：０〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０９８％、
Ａｌ：０〜０．００７％、
Ｃｒ：０〜０．１％、
Ｎ：０〜０．００５％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、
平均結晶粒径が５〜５０μｍであり、
さらに、当該軟磁性鋼板のＫＡＭ値Ｋａと、当該軟磁性鋼板を８５０℃で３時間焼鈍した後のＫＡＭ値Ｋｂとの比Ｋａ／Ｋｂが１．２〜４．５である
ことを特徴とする、板厚０．８〜４．０ｍｍの軟磁性鋼板。
ここに、「ＫＡＭ値」とは、「Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値」を意味する。 - 前記Ｓの含有量が、Ｓ：０．０１５〜０．０９８質量％である、
請求項１に記載の軟磁性鋼板。 - 前記Ｓの含有量が、Ｓ：０〜０．０６質量％である、
請求項１に記載の軟磁性鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
さらに、前記軟化焼鈍板を、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延する仕上げ冷延工程と、
を備えたことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の軟磁性鋼板の製造方法。
式１：２１０≦［｛１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１）｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を圧下率Ｒ１：４０％以上で冷間圧延して冷延板とする粗冷延工程と、
前記冷延板を、下記式１を満足するように、軟化焼鈍温度Ｔ１℃で軟化焼鈍時間Ｈ１秒間保持して軟化焼鈍板とする軟化焼鈍工程と、
前記軟化焼鈍板を、さらに、圧下率Ｒ２：０．５〜１０％で冷間圧延することにより軟磁性鋼板を得る仕上げ冷延工程と、
前記軟磁性鋼板を部材形状に成形して成形部材とする成形工程と、
前記成形部材を、下記式２を満足するように、磁気焼鈍温度Ｔ２℃で磁気焼鈍時間Ｈ２秒間保持することにより軟磁性部材を得る磁気焼鈍工程と
を備え、
前記軟磁性部材の全域での平均結晶粒径が３０μｍ以上であることを特徴とする、軟磁性部材の製造方法。
式１：２１０≦［｛１００−Ｒ１＋０．２×（２７３＋Ｔ１）｝２＋Ｈ１×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ１）｝］１／２≦２６５
ただし、６５０℃≦Ｔ１≦７８０℃である。
式２：３２０≦［｛１００−Ｒ２＋０．２×（２７３＋Ｔ２）｝２＋Ｈ２×ｅｘｐ｛−１０／（２７３＋Ｔ２）｝］１／２
ただし、７５０℃≦Ｔ２≦９００℃である。
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