JP4502889B2

JP4502889B2 - 冷間鍛造性、切削加工性および交流磁気特性に優れた軟磁性鋼材、交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品ならびにその製造方法

Info

Publication number: JP4502889B2
Application number: JP2005188891A
Authority: JP
Inventors: 政道千葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-06-28
Filing date: 2005-06-28
Publication date: 2010-07-14
Anticipated expiration: 2025-06-28
Also published as: JP2007009246A

Description

本発明は、冷間鍛造性、切削加工性および交流磁気特性に優れた軟磁性鋼材、交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品ならびにその製造方法に関するものである。

自動車等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鋼材が一般に使用されている。例えば自動車用部品における油圧制御用ソレノイドといった直流磁気特性を重視する部品には、例えばＣ量が０．０１%以下の極低炭素鋼が用いられ、また電子燃料噴射弁といった高周波数領域での磁気特性を重視する部品には、高電気抵抗を示す電磁ステンレス等の材料が使用されている。

近年における自動車制御のバイワイヤ化の伸展に伴い、電装部品の制御を司るセンサ部品の需要が拡大すると共に、消費電力の低減を目的に、軟磁性鋼材への特性向上要望が著しく高まっている。また、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、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。

しかし現状において、交流用途に広く使用されている上記電磁ステンレスは、Ｃｒ等の合金成分を多量に含んでいるため、直流用途で広く使われている純鉄系鋼材に比べて冷間鍛造性に劣る。また切削加工性に関しても、必ずしも十分とはいえず更なる改善の要望が強い。電磁ステンレスの冷間加工性や切削加工性を改善した技術として、例えば特許文献１や特許文献２には、鋼中の非金属介在物数を抑制して冷間鍛造性を改善したり、（Ｔｉ，Ｃ）Ｓ等の複合硫化物を活用して切削加工性の改善を図ることが示されている。しかし上記非金属介在物の抑制によって変形能の低下は抑制されるものの、変形抵抗の低減効果は小さく、優れた冷間鍛造性が得られるとは言い難い。また、切削加工性の改善を目的とする上記複合硫化物は、生成元素の一部が炭化物として析出し、素材の強度上昇を招く場合がある為、冷間鍛造時および切削加工時の工具寿命について改善の余地があった。

一方、純鉄系材料は、延性に富むため冷間鍛造で複雑な形状に形成できる反面、通常の炭素鋼に比べて粘く削り難いため、切削加工性が大幅に劣る。また電気抵抗が低いため、交流磁界では、渦電流効果により材料内部への磁束侵入が抑制される。この様な現象は、特に磁界周波数の高い領域で顕著であり、図１に示す様に、磁界周波数の高い領域では磁束密度が顕著に低下する。

純鉄系材料の切削加工性を改善する技術として、例えば、特許文献３や特許文献４には、合金成分や圧延条件を調整することで、鋼中に硫化物や窒化物を磁気特性への影響が少ない範囲で分散析出させ、これらを切削加工時の応力集中源として作用させることによって切削加工性を向上させる技術が示されている。しかしこれらの技術は、磁界変化速度の比較的遅い（即ち、磁界周波数の比較的遅い）直流用途に主眼を置いてなされたものであるため、磁界変化速度の速い、即ち、磁界周波数の高い上記センサ部品等の用途では、必ずしも十分な磁気特性を満足するものではない。
特開２００４−０２７３０７号公報特開２００４−３０７９７９号公報特開２００３−２２６９４５号公報特開２００４−３５３０５２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、磁気焼鈍後に優れた交流磁気特性を確保できると共に、部品成形時における冷間鍛造性と切削加工性に優れて工具の長寿命化を達成できる軟磁性鋼材、および該鋼材を用いて得られる優れた磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品とその製造方法を提供することにある。

本発明に係る冷間鍛造性、切削加工性および交流磁気特性に優れた軟磁性鋼材とは、Ｃ：０．００４〜０．０２０％（質量%の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２．０％超〜４．０%以下、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０２%以下（０%を含まない）、
Ｓ：０．０２〜０．１０%、
Ａｌ：０．０５〜２．０%、
Ｃｕ：０．０１〜０．１%、
Ｎｉ：０．０１〜０．１%、
Ｃｒ：０．０１〜０．１%、
Ｎ：０．００５０%以下（０%を含まない）、
Ｏ：０．０１０%以下（０%を含まない）、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧８
｛［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ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る
ところに特徴を有している。

上記鋼材は、更に他の元素として、Ｂ：０．００５０%以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。

本発明は、交流磁気特性に優れた軟磁性鋼部品も規定するものであって、該軟磁性鋼部品は、上記成分組成を満たし、金属組織が、ＪＩＳＧ０５５２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している。

また本発明は、上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、上記成分組成を有する鋼材を用い、熱間圧延に際して１０００〜１２００℃に加熱すると共に、仕上圧延温度を８５０℃以上とし、かつ、所定の部品形状に成型加工後、真空中または不活性ガス雰囲気中において８５０℃以上で２時間以上焼鈍するところに特徴を有している。

本発明によれば、磁気焼鈍後に優れた交流磁気特性を確保できる（特に、高い磁気周波数で交流磁界を印加した際に高磁束密度を実現できる）と共に、部品成形時における冷間鍛造性に優れ、かつ切削加工性に優れて仕上げ切削加工時の工具長寿命化を達成できる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、ＪＩＳ−ＳＵＹＢ−０種以上の優れた交流磁気特性を発揮する軟磁性鋼部品が得られることから、優れた交流磁気特性（商用周波数以上での磁気特性）を安定して発揮する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、純鉄系軟磁性鋼材の交流磁気特性、冷間鍛造性および切削加工性を同時に高めるべく、これらの特性に及ぼす金属組織（母相や析出物）や成分組成、製造方法の影響について様々な角度から検討を行った。

その結果、交流磁気特性の改善を図るには、フェライトの電気抵抗を増加させて渦電流の減衰時間を短くすることが有効であり、そのためには、規定量のＳｉ、Ａｌを含有させてこれらの元素が固溶したフェライト組織とすると共に、Ｍｎ／Ｓ比を制御することによって、該フェライト組織中に、ＭｎＳ析出物、または酸化物を核とし該酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合析出物（以下、これらを「ＭｎＳ含有析出物」と総称する。好ましくは平均粒径０．０５ｍｍ以下のものがよい）を分散析出させるのがよいこと；一方、十分な冷間鍛造性と切削加工性を確保するには、電気抵抗の増加に寄与する合金添加量を適正範囲に規定すると共に、上記ＭｎＳ含有析出物を利用すればよいこと；を見出し、本発明を完成した。以下、上記本発明について詳述する。

まず上述の通り、冷間鍛造性および切削加工性を確保できる範囲内でフェライトの電気抵抗を増加すべく、本発明ではＳｉとＡｌを積極的に含有させる。

図２は、Ｓｉ量を変化させ、その他の成分は規定範囲内にある鋼材を用いて、規定の条件通り製造し、後述する実施例に示す通り磁束密度と割れ発生限界圧縮率を測定し、その結果を整理したものである。この図２から、周波数１０ｋＨｚにおける磁束密度を０．３Ｔ以上とするには、Ｓｉ量を２．０％超とする必要があることがわかる。より磁束密度を高める観点からは、Ｓｉ量を２．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ量の増加に伴い固溶強化による強度上昇と共に延性が低下し、割れ発生限界圧縮率（冷間鍛造性）が低下する。本発明では、割れ発生限界圧縮率：６０％以上を確保するためＳｉ量の上限を４．０％とした。好ましくは３．５％以下である。

図３は、Ａｌ量を変化させ、その他の成分は規定範囲内にある鋼材を用いて、規定の条件通り製造し、後述する実施例に示す通り磁束密度と切削工具磨耗量を測定し、その結果を整理したものである。この図３から、高周波数において磁束密度を０．３Ｔ以上と高めるには、Ａｌ量の下限を０．０５％とする必要がある。好ましくは０．１％以上である。一方、Ａｌ量が過剰であると、硬質酸化物であるＡｌ_２Ｏ_３が析出し、図３の通り切削工具の磨耗量が増大すると共に、冷間鍛造性の低下も招く。また磁気特性も緩やかに劣化する。よってＡｌ量の上限を２．０％とした。好ましくは１．５％以下である。

本発明では、フェライトの電気抵抗を増加すべく、上記Ｓｉ量およびＡｌ量の制御と共に、後述するＭｎ量、Ｓ量の規定範囲内でＭｎ／Ｓ比を制御し、ＭｎＳ含有析出物をフェライト組織中に分散させる。ＭｎＳ含有析出物は、上述の通り切削加工性の向上にも寄与するので有効である。これらの効果を十分発揮し得るようＭｎＳ含有析出物を析出させるには、Ｍｎ／Ｓ（質量比）を８以上とする必要がある。Ｍｎ／Ｓ（質量比）が８未満になると、切削加工性を確保できない場合や、ＦｅＳ析出により切削加工性は確保できるが熱間加工性や冷間加工性を確保できない場合が生じ得る。好ましくは１０以上である。

優れた磁気特性を確保すべく、本発明では、鋼材の金属組織を実質的にフェライト単相組織とし、また、磁気焼鈍を施して得られる鋼部品の組織を、ＪＩＳＧ０５５２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する。

軟磁性鋼材の磁気特性は、上述の通り、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、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。

この様に本発明のポイントは、フェライト組織における磁気モーメントの低下を抑えた上で、電子散乱を誘発させる格子欠陥や析出物を生成させること、即ちフェライト組織に上記の通りＳｉ、Ａｌを含有させてこれらの元素を固溶させると共に、ＭｎＳ含有析出物を分散させて、優れた冷間鍛造性と切削加工性を確保できる範囲内で交流磁気特性を高めた点にあるが、上記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・鋼部品におけるその他の成分組成を下記範囲とする必要がある。

〈Ｃ：０．００４〜０．０２０％〉
Ｃ（炭素）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は低下し、延性は向上する。またＣは、鋼中に固溶し、ひずみ時効効果を生じるので極低Ｃが望ましく、フェライト相の磁気モーメント向上の面からも極低Ｃとすることが好ましい。よって本発明では、Ｃ含有量の上限を０．０２０%とした。好ましくは０．０１５％以下である。一方、Ｃ量の低減は電気抵抗の低下をもたらし、交流磁気特性を低下させるため、０．００４％を下限とする。

〈Ｍｎ：０．２〜１．０％〉
Ｍｎは、上記の通りＭｎＳ含有析出物を形成して、交流磁気特性や切削加工性の向上に寄与する元素である。また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効果も有する。この様な効果を発揮させるには、０．２％以上（好ましくは０．２５％以上）含有させるのがよい。しかしＭｎ量が増大すると、交流磁気特性が却って低下するため、本発明では１．０%を上限とする。好ましくは０．５％以下である。

〈Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｐ（リン）は、鋼中で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有害元素である。よって本発明では、Ｐ含有量を０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする必要があり、この様にＰ量を制限することで、優れた冷間鍛造性や磁気特性を保証することができる。

〈Ｓ：０．０２〜０．１０％〉
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ含有析出物の構成元素であり、該ＭｎＳ含有析出物を析出させることで、上述の通り交流磁気特性と切削加工性を向上させることができる。よって本発明では、Ｓ量を０．０２％以上とする。好ましくは０．０２５％以上である。しかしＳ量が過剰になると、多量にＭｎＳが析出して冷間鍛造性を著しく劣化させるため、０．１０%以下（好ましくは０．０８％以下）とする。

〈Ｃｕ：０．０１〜０．１%〉
〈Ｎｉ：０．０１〜０．１%〉
〈Ｃｒ：０．０１〜０．１%〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒも、フェライト相の電気抵抗を増加させ、渦電流の減衰時定数低減に有効な元素である。この様な効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒをそれぞれ０．０１％以上含有させる。好ましくはそれぞれ０．０２％以上である。しかし、これらの元素が過剰に含まれていると、磁気モーメントが低下して鋼材の磁気特性が劣化するため、それぞれ０．１％以下に抑える。好ましくはそれぞれ０．０７％以下である。

〈Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）〉
Ｎ（窒素）は、ＢやＡｌ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、結晶構造を歪ませて電気抵抗の増加に寄与する。この様な観点からＮ量を０．００１５％以上含有させることもできるが、固溶Ｎは、磁気特性を著しく低下させるため極力低減するのがよい。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ことから、本発明ではＮ量の上限を０．００５０％とした。好ましくは０．００４０％以下である。

〈Ｏ：０．０１０％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、冷間鍛造性と切削加工性を低下させる。更に、磁気焼鈍工程での結晶粒成長を阻害する為、磁気特性を低下させる。ゆえにＯ含有量は極力低減すべきであり、本発明では０．０１０％以下に抑える。好ましくは０．００５％以下、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。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：０．００５０％以下（０％を含まない）〉
Ｂは、固溶ＮをＢＮの形で固定して、冷間鍛造時の動的ひずみ時効を抑制し、冷間鍛造時の金型寿命を改善する効果を有する。また、Ｎと結合しなかったＢはＦｅ中に固溶し、電気抵抗を増加させて交流での磁気特性を改善する。これらの効果を発揮させる観点からＢを含有させてもよく、好ましくは０．００１５％以上のＢを含有させる。しかしＢ量が過剰であると、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き、鋼材の製造性が著しく阻害されるため、０．００５０％以下（より好ましくは０．００４０％以下）とすることが好ましい。

軟磁性鋼部品の製造過程において優れた冷間鍛造性と切削加工性を発揮し、且つ磁気焼鈍を施すことにより一段と優れた交流磁気特性を示す軟磁性鋼材を得るには、下記の条件で熱間圧延して線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温度〉
合金成分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、本発明の鋼材の様にＳｉが比較的多く含まれていると、オーステナイト相からフェライト相に変態する温度も一般的な純鉄系材料より高くなるのに対し、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からである。また、圧延時のロール負荷が上昇し生産性の低下も招くことにもなる。よって加熱温度は１０００℃以上とする。好ましくは１０５０℃以上である。しかし、１２００℃超の高温で長時間保持すると、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が低下するので、加熱温度の上限を１２００℃とした。好ましくは１１５０℃以下である。

〈仕上げ圧延温度〉
熱間圧延における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焼鈍過程で、部分的な異常粒成長（ＧＧ）の発生を招く。該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観点から、仕上げ圧延温度を８５０℃以上（好ましくは９００℃以上）とする。上記仕上げ圧延後は、８００℃以上の温度で巻取りを完了し、徐冷することが推奨される。低温圧延では結晶粒が細かくなり、結晶粒成長の駆動力が増加するため、異常粒成長部（ＧＧ）が生じ易くなるからである。

このようにして製造された圧延材またはその伸線材は、冷間鍛造による寸法精度に優れ、かつ良好な交流磁気特性を安定して得ることができる。

〈磁気焼鈍条件〉
本発明の軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品は、磁気焼鈍を行わなくとも優れた磁気特性を有するが、本発明で要求するレベルのより優れた磁気特性を確保するには、所定の部品形状に成形したのち、真空中または不活性ガス雰囲気中において８５０℃以上の温度で２時間以上焼鈍し、鋼部品のミクロ組織を、ＪＩＳＧ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号：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。

上記磁気焼鈍における加熱温度が、８５０℃未満では、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所望のフェライト結晶粒径とすることができない。従って、磁気焼鈍は８５０℃以上（好ましくは９００℃以上）で行う。一方、過度に焼鈍温度を高めても、所望のフェライト結晶粒径とする効果はほとんど変わらないので、その上限を１０００℃とするのがよい。より好ましくは９７５℃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。しかし長すぎても所望のフェライト結晶粒径を確保する効果は変わらないので、６時間以下に抑えるのがよい。

その他の製造条件については、一般的な条件を採用すればよく、規定する上記化学成分を含有する鋼材を常法により溶解、鋳造すればよい。

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に示す含有成分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φ３０ｍｍの鋼線材を得た。これを用いて、磁気焼鈍前後の断面組織、冷間圧縮時の割れ発生限界、切削加工時の工具磨耗量および磁気焼鈍後の磁気特性を、夫々下記の要領で評価した。

後述する磁気焼鈍後の断面組織の観察は、次の方法で行った。即ち、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、光学顕微鏡でＤ／４（Ｄは直径）部位の組織を１００倍で１０視野撮影し、組織とＪＩＳＧ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号を調べた。その結果を表２に示す。尚、該組織は全ての試料についてフェライト単相組織であった。また、磁気焼鈍前の試料についても上記と同様の方法で金属組織を観察したところ、該組織は全ての試料についてフェライト単相組織であった。

各試料の磁気特性は、上記線材を用いて外径１０ｍｍ×内径５ｍｍ×厚さ１ｍｍの円盤状試料を作製し、磁気焼鈍（表２に示す磁気焼鈍温度で３時間保持）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（岩通製ＢＨアナライザ：ＳＹ−８２３２）を用いて磁化曲線を測定することによって求めた。なお、鉄損に伴う発熱によって試料温度が上昇するのを抑制する為、試料は絶縁処理した上で２０℃の水中に浸漬して磁気測定を実施した。

冷間鍛造性に関しては、直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍの試料を用いて端面拘束圧縮（ひずみ速度１０／ｓ）を行い、割れが発生しない限界の圧縮率を求めると共に、金型寿命と相関がある変形抵抗を測定した。なお、変形抵抗は６０％圧縮加工時の値で評価した。

切削加工性の評価は、超硬工具を用いて、旋削加工を４分２０秒実施し、工具磨耗量を測定した。尚、切削条件は、切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：０．２ｍｍとした。

これらの結果を表２に併記する。

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．１，２，５，８，１０〜１３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、得られた鋼材は、冷間鍛造性と切削加工性に優れている。また該鋼材に焼鈍を施して得られた鋼部品（鉄心材）は、優れた交流磁気特性を有することがわかる。

これに対し、Ｎｏ．３，４，６，７およびＮｏ．１４〜３０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、冷間鍛造性や切削加工性に劣るか、磁気焼鈍を施しても優れた交流磁気特性を確保できない等の不具合が生じた。

詳細には、Ｎｏ．３，４，６，７は、化学成分が本発明の規定要件を満足するものであるが、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と考えられる。即ち、Ｎｏ．３は、圧延時の加熱温度が低すぎたため、圧延材の表面に多数の疵が発生し、部品加工に支障をきたす（具体的には、冷間鍛造品の表面粗度が大きくなる）結果となった（尚、Ｎｏ．３において磁束密度が低いのは、上記の通り品質が悪く試料に若干のクラックが発生したためと思われる。）。

またＮｏ．４は、仕上げ圧延温度が低すぎたため、圧延材の組織の一部に異常粒成長部（ＧＧ）が生じ、磁気焼鈍後の再結晶および結晶粒成長が均一に進まず磁気特性を低下させる結果となった。Ｎｏ．６では、磁気焼鈍条件が適正でない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．７は、熱間圧延に際しての加熱温度が高すぎるため、表２に示す特性は具備しているが圧延・冷間鍛造して得られた部品の表面粗度が大きくなった。

Ｎｏ．１４は、Ｃ量が上限値を超えているため、磁気特性が低下している。

Ｎｏ．１５〜１７はいずれも、電気抵抗の増加に寄与するＳｉ，Ｓ，Ａｌ量が不足しているため、電気抵抗の増加量が小さく交流磁界中での磁束密度が低い。またＳ量不足により切削加工性も確保できていない。

Ｎｏ．１８は、Ｓｉ量が過剰であるため、磁気特性の改善効果が飽和する反面、冷間鍛造性が著しく低下している。また切削加工性にも劣っている。

Ｎｏ．１９は、Ｍｎ／Ｓが規定範囲を外れている例であり、Ｍｎと結合しなかったＳがＦｅＳとして結晶粒界に析出するため、磁気特性が大幅に低下すると共に、冷間鍛造性の低下をもたらす。

Ｎｏ．２０は、Ｍｎ量が不足し、Ｍｎ／Ｓが規定範囲を外れているため、上記Ｎｏ．１９と同様に、結晶粒界へのＦｅＳ析出が確認され、磁気特性と冷間鍛造性が共に低下する結果となった。

Ｎｏ．２１は、Ｍｎ量が過剰であるため、Ｍｎ過少の場合と比較してＦｅＳの析出が抑制され、冷間鍛造性は確保されるが、変形抵抗が著しく増大するため、冷間鍛造時の工具寿命確保の観点からは好ましくない。また、磁気特性も低下する結果となった。

Ｎｏ．２２は、Ｐ量が過剰であるため、粒界にＰが偏析して結晶粒の成長が抑制され、磁気特性が低下する結果となった。

Ｎｏ．２３は、Ｓ量が過剰であるため、磁気特性の低下が認められる。

Ｎｏ．２４，２５，２６は、それぞれＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒが規定量を超えている例である。これらの元素は、電気抵抗を向上させる観点からは含有量が多いほど好ましいが、過剰に含まれるとフェライト相の磁気モーメントを低下させ、所望の磁気特性が得られなくなるので好ましくない。

Ｎｏ．２７，２８からは、Ａｌ量の影響を見ることができる。Ｎｏ．２７はＡｌ量が不足しているため、電気抵抗の増加が不十分であり、所望の磁気特性が得られていない。またＮｏ．２８は、Ａｌ量が過剰であるため、粗大なＡｌＮやＡｌ_２Ｏ_３が形成されて磁気特性が低下している。

Ｎｏ．２９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に加え、磁気特性が低下する。

Ｎｏ．３０は、Ｂ量が過剰であるため、交流磁気特性と切削加工性に劣っている。

磁気周波数（ｆ）と磁束密度との関係を示すグラフである。Ｓｉ量が磁束密度または割れ発生限界圧縮率に及ぼす影響を示すグラフである。Ａｌ量が磁束密度または切削工具磨耗量に及ぼす影響を示すグラフである。

Claims

Ｃ：０．００４〜０．０２０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２．０％超〜４．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２〜０．１０％、
Ａｌ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．１％、
Ｎｉ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧８
｛［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ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る
ことを特徴とする軟磁性鋼材。
Ｃ：０．００４〜０．０２０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２．０％超〜４．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２〜０．１０％、
Ａｌ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．１％、
Ｎｉ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧８
｛［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ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る
ことを特徴とする、
直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍの試料を用いて端面拘束圧縮（ひずみ速度１０／ｓ）を行ったときの、割れが発生しない限界の圧縮率が６０％以上であり、かつ
超硬工具を用いて、切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：０．２ｍｍの条件で旋削加工を４分２０秒実施したときの工具磨耗量が３０μｍ以下であり、かつ
８５０℃以上で２時間以上焼鈍した後、周波数１０ｋＨｚにおける磁束密度が０．３Ｔ以上である軟磁性鋼材。
更に他の元素として、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の軟磁性鋼材。
前記請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満たし、金属組織が、ＪＩＳＧ０５５２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軟磁性鋼部品。
前記請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満たし、金属組織が、ＪＩＳＧ０５５２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、
周波数１０ｋＨｚにおける磁束密度が０．３Ｔ以上である軟磁性鋼部品。
前記請求項４または５に記載の軟磁性鋼部品を製造する方法であって、
前記請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を用い、熱間圧延に際して１０００〜１２００℃に加熱すると共に仕上圧延温度を８５０℃以上とし、かつ、所定の部品形状に成型加工後、真空中または不活性ガス雰囲気中において８５０℃以上で２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。