(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．００１〜０．０２０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０４０％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．００４０％以下（０％を含まない）を含有し、
更に、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０８％およびＴｉ：０．０１〜０．１％；またはＮｂ：０．０１５〜０．０８％を下記式（１）を満足するように含有し、
残部が鉄および不可避不純物であり、
鋼組織がフェライト単相組織であることを特徴とする窒化処理用軟磁性鋼材。
８≦（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）／［Ｎ］≦６０・・・（１）
（但し、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］は夫々、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量（質量％）を示す）
【請求項２】
更に、Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の窒化処理用軟磁性鋼材。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、
表層に厚さ１０μｍ以上の窒化層を有することを特徴とする耐摩耗性に優れた軟磁性鋼部品。
【請求項４】
前記窒化層は、軟窒化処理により形成されたものである請求項３に記載の軟磁性鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電車、船舶、建機、または産業機械などにおいて各種電装部品に使用されるソレノイド、リレー、または電磁弁等の摺動部を有する鉄心材、またはオルタネータ等の回転部を有し且つ表層硬度が必要な鉄心材等として有用な軟磁性鋼部品、およびその原材料である軟磁性鋼材に関するものである。特に、ＪＩＳ−ＳＵＹ１種またはＪＩＳ−ＳＵＹ２種と同等レベルの優れた磁気特性を確保することのできる軟磁性鋼材、および該鋼材を用いて得られる磁気特性に優れた軟磁性鋼部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の電装部品等において磁気回路を構成する鋼部材には、省電力化や応答性の向上を図るべく、磁気特性として低い外部磁場で容易に磁化し得る特性に加えて、保磁力の小さいことが要求される。したがって、このような用途には通常、軟磁性鋼材が用いられている。
【０００３】
この様な磁気特性を有する軟磁性鋼材としては、例えばＣ量が０．０１％程度以下の低炭素鋼が用いられており、この鋼片を熱間圧延した後、潤滑処理、伸線加工を行って得た鋼線を、部品成形し、磁気焼鈍等を順次施して軟磁性鋼部品を得るのが一般的である。
【０００４】
一方、近年では部品機能の高度化に伴って、電磁部品は高速動作する傾向にあるため、摺動部を有する鉄心では耐摩耗性を確保する必要がある。耐摩耗性の向上策としては、部品表層部に浸炭処理やめっき処理を行うことが有効である。しかし、浸炭処理は磁気特性が大幅に低下する傾向にあり、またＮｉめっき等では製造コストの増加に加えて、シアン化合物等を使用するため、地球環境および作業者環境の両面で好ましくない。そこで、上記問題を解決すべく、表層部を窒化処理する試みが行われつつある。
【０００５】
例えば、特許文献１ではＴｉ量とＮ量を相互に制御することによって鋼中の固溶ＮをＴｉＮの形で固定し、冷間鍛造性を向上させた軟磁性鋼材を開示している。また、特許文献２ではＣ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｃｒ量を相互に制御することによって、電気伝導性と機械的強度に優れた電気部品用鋼材を開示している。特許文献３は、例えばドットプリンター用のヨーク材料として好適な、磁気特性と耐摩耗性を両立した軟質磁性材料について、窒化により表面を硬化させるためにＡｌ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉの一種以上をいずれも０．１％以上と多目に用いている。しかし、特許文献１、２はいずれも窒化処理することは想定されておらず、また特許文献３は窒化処理しているが、窒化処理後の磁気特性が不十分であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−２２６９４６号公報
【特許文献２】特開２００４−７６０７０号公報
【特許文献３】特開昭６２−１６１９４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は耐摩耗性に優れるとともに、窒化処理後の磁気特性に優れる軟磁性鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決した本発明に係る耐摩耗性に優れた窒化処理用軟磁性鋼材は、Ｃ：０．００１〜０．０２０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０４０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）を含有し、更に、Ｎｂ：０．０１５〜０．０８％および／またはＴｉ：０．０１〜０．１％を下記式（１）を満足するように含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、鋼組織がフェライト単相組織であることを特徴とする。
８≦（[Ｎｂ]＋２×[Ｔｉ]）／[Ｎ]≦６０・・・（１）
（但し、[Ｎｂ]、[Ｔｉ]、［Ｎ］は夫々、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量（質量％）を示す）
【０００９】
本発明の軟磁性鋼材は、更に、Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。
【００１０】
本発明には、鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、表層に厚さ１０μｍ以上の窒化層を有することを特徴とする耐摩耗性に優れた軟磁性鋼部品も包含され、前記窒化層は、軟窒化処理により形成されたものであることが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、窒化物形成元素であるＮｂ量、Ｔｉ量が、Ｎ量に対して適切に制御されているため、窒化処理に伴う窒素が、窒化層を超えて鋼中に拡散した場合であっても、Ｔｉおよび／またはＮｂによって窒素を析出物として析出させることができ、固溶窒素による窒化処理後の磁気特性の低下を防止することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、軟磁性鋼材を窒化処理して耐摩耗性を向上させるとともに、更に窒化処理後の磁気特性を確保するべく、組成、組織、また析出物の影響等、様々な角度から検討を重ねた。その結果、窒化物形成元素の中でも、Ｎｂおよび／またはＴｉを適切に含有させることによって、窒化処理に伴う固溶窒素の増加を抑制することができ、表層の窒化層による耐摩耗性の向上と良好な磁気特性を両立させることができることを見出した。
【００１３】
上述した通り、本発明の最大の特徴は、窒化物形成元素のうちＮｂおよび／またはＴｉを適切に含有させる点にあり、より詳細にはＮｂ量およびＴｉ量をそれぞれ個別に制御するとともに、Ｎ量に対して適切に制御する点にある。
【００１４】
Ｎｂ、Ｔｉは窒化処理によって鋼中に浸入した窒素を、微細析出物として析出させることで、磁気モーメントを低下させる固溶窒素が増加するのを抑制することができる。またＮｂ、Ｔｉのいずれも、窒化物が微細に分散した硬質相を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量は０．０１５％以上、Ｔｉ量は０．０１％以上と定めた。一方、Ｎｂ量、Ｔｉ量が過剰になると、窒化物形成に寄与しなかった過剰のＮｂ、Ｔｉが却って磁気特性を低下させ、また冷間鍛造性も低下させる。そこでＮｂ量は０．０８％以下、Ｔｉ量は０．１％以下とする。Ｎｂ量は好ましくは０．０２５〜０．０７％であり、より好ましくは０．０３〜０．０６％である。Ｔｉ量は好ましくは０．０２〜０．０９％であり、より好ましくは０．０４〜０．０８％である。
【００１５】
更に、Ｎｂ量とＴｉ量は、Ｎ量との関係で所定範囲に制御する必要があり、具体的には下記式（１）を満足するものである。
８≦（[Ｎｂ]＋２×[Ｔｉ]）／[Ｎ]≦６０・・・（１）
（但し、[Ｎｂ]、[Ｔｉ]、［Ｎ］は夫々、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量（質量％）を示す）
【００１６】
（[Ｎｂ]＋２×[Ｔｉ]）／[Ｎ]の値が８未満であると、Ｎ量に対するＮｂ量、Ｔｉ量の割合が小さくなり、窒化処理前の段階で既にＮｂ、ＴｉがＮとともに析出物を形成してしまう結果、固溶Ｎｂ、固溶Ｔｉが減少し、窒化処理の際に鋼中に浸入した窒素を析出物として固定することができず、窒化処理後の磁気特性が低下する。一方、（[Ｎｂ]＋２×[Ｔｉ]）／[Ｎ]の値が６０を超えると、過剰なＮｂ量、Ｔｉ量によって却って磁気特性が低下し、また冷間鍛造性が低下する。（[Ｎｂ]＋２×[Ｔｉ]）／[Ｎ]の好ましい範囲は、１０〜５５であり、より好ましくは１５〜５０である。
【００１７】
本発明の軟磁性鋼材は、上記したＮｂ、Ｔｉの他、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｎを含有する。以下、各成分組成の限定理由について説明する。
【００１８】
Ｃ：０．００１〜０．０２０％
Ｃは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に添加すると延性が低下する。また、Ｃが過剰になると固溶Ｃによってひずみ時効が起こり、鋼材が硬化して冷間鍛造性が低下する他、磁気特性も低下する。特に、ＪＩＳ  ＳＵＹ−１種以上の磁気特性を満足させるためには、Ｃ量を０．０２０％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。一方、Ｃ量を０．００１％未満に低減しても磁気特性の向上効果は飽和し、極端に低減することは鋼材製造コストの増加を招くため、Ｃ量の下限は０．００１％とする。強度を向上させる観点からは、Ｃ量は好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
【００１９】
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する他、磁気特性を向上させる作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると冷間鍛造性を阻害する。そこで、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、Ｓｉ量を０．１％以下とする。Ｓｉ量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：０．１〜０．５％
Ｍｎは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する他、Ｓと結合してＭｎＳを形成することによって、Ｓによる脆化を抑制する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量は０．１％以上とする。Ｍｎ量は好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると析出するＭｎＳが粗大化して磁気特性を劣化させる。そこでＭｎ量は０．５％以下とする。Ｍｎ量は好ましくは０．４％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
【００２１】
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｐ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。そこでＰ量は０．０２％以下とする。Ｐ量は好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。
【００２２】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓは、鋼を脆化させるとともに、ＭｎＳが多量に形成されると冷間鍛造性や磁気特性の低下を招く。そこでＳ量は０．０２％以下とする。Ｓ量は好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。
【００２３】
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも不可避不純物として含まれ得る元素であるが、Ｃｕ量およびＮｉ量が過剰になると磁気特性が劣化する。従って、Ｃｕ量およびＮｉ量はいずれも０．１％以下とし、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。
【００２４】
Ａｌ：０．０４０％以下（０％を含まない）
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成して固溶Ｎを低減する能力を有するものの、圧延材中で生成したＡｌＮが、窒化処理時の温度域（おおむね５５０℃以上）で再固溶し、固溶Ｎを増加させてしまう。また圧延材中で生成したＡｌＮは、磁気焼鈍工程において結晶粒成長を抑制するピン止め粒子として作用するため、磁壁移動の障害となる結晶粒界が増加し磁気特性が低下する。そこでＡｌ量は０．０４０％以下とする。Ａｌ量は好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。
【００２５】
Ｎ：０．００４０％以下（０％を含まない）
Ｎは、固溶Ｎとして存在すると結晶構造を歪ませるため、磁気特性が低下する。Ｎは鋼中に存在する他、窒化処理時に鋼中に浸入して、磁気特性を低下させるため、鋼中のＮ量はできるだけ抑制する。そこで、Ｎ量は０．００４０％以下とする。Ｎ量は好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００２５％以下である。
【００２６】
本発明の軟磁性鋼材の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。本発明の軟磁性鋼材は、さらにＢ（ボロン）を含有していてもよい。
【００２７】
Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）
Ｂは、Ｔｉ、Ｎｂと同様に窒化物形成元素であるため、磁気特性にとって有害な固溶Ｎを低減する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上である。一方、Ｂ量が過剰であると磁気特性と冷間鍛造性が低下する。そこでＢ量は０．００２％以下と定めた。Ｂ量は好ましくは０．００１７％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
【００２８】
本発明の軟磁性鋼材の鋼組織はフェライト単相組織である。フェライト単相組織とは、鋼組織に占めるフェライト相が９８面積％以上であり、フェライト相以外の部分はＭｎＳ含有析出物や、製造工程で不可避的に形成され得る他の析出物が含まれることを意図する。このようにフェライト単相組織とすることによって、磁気モーメントが増加して磁束密度を向上させることができる。
【００２９】
上記のようなフェライト単相組織を得るためには、熱間圧延前の加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度、および熱間圧延後の冷却速度を適切に制御することが好ましい。より詳細には、熱間圧延前の加熱温度は１０００〜１２００℃、圧延仕上げ温度は８５０℃以上、熱間圧延後の冷却速度は、８００〜５００℃の冷却速度を０．５〜１０℃／秒とすることが好ましい。
【００３０】
本発明は、上記した軟磁性鋼材を用いて得られる軟磁性鋼部品であって、表層に厚さ１０μｍ以上の窒化層を有する軟磁性鋼部品も包含する。本発明の軟磁性鋼部品は、上記の軟磁性鋼材を部品形状に加工した後、好ましくは磁気焼鈍を行い、その後窒化処理（特に、軟窒化処理）を施すことによって得られるものである。
【００３１】
本発明の軟磁性鋼部品は、例えば８００〜９００℃で２時間以上という条件の下で磁気焼鈍を行うことが好ましく、磁気焼鈍によってフェライトの結晶粒を粗大化させて磁気特性を向上させることができる。
【００３２】
本発明の軟磁性鋼部品は、前記磁気焼鈍の後、さらに窒化処理を行って表層に窒化層を形成させるのであり、該窒化処理によって耐摩耗性を確保することができる。さらに、本発明の軟磁性鋼材は、窒化物形成元素のうち特にＴｉ、Ｎｂの含有量が適切に制御されているため窒化処理後の鋼部品においてもＪＩＳ−ＳＵＹ１種と同等レベル以上の優れた磁気特性（保磁力がおよそ８０Ａ／ｍ以下、外部磁界が１５０Ａ／ｍの場合の磁束密度が１．３Ｔ以上）を確保することができ、耐摩耗性と磁気特性を両立させることができる。
【００３３】
窒化処理は、短時間で処理でき、かつ窒素と同時に炭素も拡散できるという点で、特に軟窒化処理をすることが好ましい。軟窒化処理は、例えばガス軟窒化や、タフトライドなどの塩浴軟窒化が挙げられるが、シアン化合物を使用しない無公害設備であるとともに、連続炉での処理が可能であり部品の製造コストが低減できるという観点からガス軟窒化処理することが好ましい。
【００３４】
前記軟窒化処理によって形成させる窒化層は、厚さが１０μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは２０μｍ以上である。窒化層の厚さの上限は特に限定されないが、概ね４０μｍ程度であってもよい。前記窒化層の厚さを１０μｍ以上とするためには、窒化物形成元素（Ｔｉ、Ｎｂ）の合計量を所定量以下にすることが好ましい。なぜなら、窒化物形成元素（Ｔｉ、Ｎｂ）の合計量が過剰になると、窒化処理に伴う硬質層の生成が妨げられるためである。ＴｉとＮｂの合計含有量は０．０７０％以下が好ましく、より好ましくは０．０６５％以下である。
【００３５】
このように窒化層を形成させることによって、窒化処理後の表面硬さはＨＶ５１０以上とすることが好ましく、より好ましくはＨＶ５１５以上、さらに好ましくはＨＶ５２０以上である。表面硬さの上限は特に限定されないが、概ねＨＶ５５０程度であってもよい。
【実施例】
【００３６】
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。
【００３７】
表１に示す化学成分の鋼を、真空炉で溶製（５０ｋｇ）し、鋳造した後、φ３０ｍｍに熱間鍛造加工し、溶体化処理後、焼きならし処理を行って圧延材相当の組織とした。なお、溶体化処理は１１５０℃で３０分間保持した後空冷し、焼きならし温度は９５０〜１０５０℃であり、焼きならし後の８００〜５００℃の冷却速度は０．５〜１．０℃／秒であった。
【００３８】
【表１】
0005530174.tif 000002
【００３９】
（１）鋼組織の観察
前記焼きならし処理後の線材を、軸心に垂直な断面で切断し、該断面が露出するように支持基材に埋め込んで研磨した後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒浸漬して腐食させ、光学顕微鏡によって（倍率：１００倍および４００倍）、表層位置、Ｄ／４位置（Ｄは直径）、Ｄ／２位置（Ｄは直径）の組織を観察した。表層位置とＤ／４位置については２視野ずつ、Ｄ／２位置については１視野について観察を行った。また観察視野は倍率１００倍のときは７００μｍ×９００μｍとし、倍率４００倍のときは１７５μｍ×２２５μｍとした。その結果、全ての試料について、鋼組織はフェライト単相組織であった。
【００４０】
（２）磁気特性の測定
前記焼きならし処理後の線材から、外径２４ｍｍ×内径１６ｍｍ×高さ４ｍｍのリング状試料を作成し、表２に示す条件で、磁気焼鈍および軟窒化処理を行った。各試料について、磁気焼鈍後および軟窒化処理後の保磁力と、軟窒化処理後の磁束密度を、ＪＩＳ  Ｃ２５０４にしたがって測定した。なお、ガス軟窒化処理のガス雰囲気は、ＮＨ3：Ｎ2：ＣＯ2＝８０：１６：４であった。
【００４１】
（３）窒化層の厚さ、および表面硬さの測定
前記焼きならし処理後の線材に、表２に示す条件で磁気焼鈍および軟窒化処理を行い、軸心に垂直な断面で切断して支持基材に埋め込み、ＪＩＳ  Ｇ０５６２に準じて断面の硬さ分布（ビッカース硬さ）を測定することで、窒化層厚さを求めた。
【００４２】
また、前記軟窒化処理後の試料の表面の任意の４箇所について、ビッカース硬度計（荷重５０ｇ）によって硬さを測定し、それら平均値を窒化処理後の表面硬さとした。
【００４３】
結果を表２に示す。
【００４４】
【表２】
0005530174.tif 000003
【００４５】
表２の実験Ｎｏ．１〜８は、本発明の要件を満たす鋼材を用いた例である。実験Ｎｏ．１〜３、５〜８は磁気焼鈍後の保磁力が良好であることはもちろんのこと、軟窒化処理後の磁気特性（保磁力および磁束密度）も良好であり、かつ、表面硬さも良好であった。実験Ｎｏ．４は、鋼材の化学成分は本発明の要件を満たすものであり、磁気焼鈍後の保磁力は良好であるが、軟窒化処理をしなかったため、表面硬さが不十分であった。
【００４６】
一方、実験Ｎｏ．９〜２３は、化学成分の少なくともいずれかが本発明の要件を満たさなかった例である。実験Ｎｏ．９は、式（１）の値が小さかったために、窒化処理時に固溶Ｎを低減することができず、窒化処理後の保磁力が増大した例である。実験Ｎｏ．１０、１１は、Ｔｉ量、Ｎｂ量が少なかったために、窒化処理時に固溶Ｎを低減することができず、窒化処理後の保磁力が増大した例である。実験Ｎｏ．１２、１３は、Ｔｉ量またはＮｂ量が多かったために、窒化処理後の保磁力が増大した例である。また、実験Ｎｏ．１２、１３は窒化物形成元素（Ｔｉ、Ｎｂ）が多かったため、窒化処理に伴う硬質層の生成が妨げられたものと考えられる。実験Ｎｏ．１４は、Ａｌ量が多かったため、ＡｌＮによって結晶粒成長が阻害され焼鈍後の保磁力が比較的高めとなり、また窒化処理時にＡｌＮが分解して固溶Ｎが増加したこと、およびＴｉとＮｂが添加されていなかったため窒化処理後の保磁力が増大した例である。実験Ｎｏ．１５、１６は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの少なくともいずれかが多かったため保磁力が低下した。特にＮｏ．１５はＴｉが添加されておらず、Ｎｂの添加量が少なかったことも保磁力が劣化した原因となっている。実験Ｎｏ．１７は、Ｎ量が多かったため固溶Ｎの影響で磁気焼鈍後の保磁力が比較的高めとなり、また窒化処理後の保磁力が増大した例である。実験Ｎｏ．１８、１９はそれぞれ、Ｃｕ量、Ｎｉ量が多かったため窒化処理後の保磁力が増大した。実験Ｎｏ．２０〜２２は式（１）の値が大きかったため、窒化処理後の保磁力が増大した。実験Ｎｏ．２３は、式（１）の値が小さかったため、窒化処理後の保磁力が増大した。