(57)【要約】【課題】  鉄心用磁性材に用いるＦｅ−約４９％Ｃｏ−約２％Ｖ系合金の良好な励磁特性を安定して得るための手段を明らかにすると共に、従来よりも良好な鉄損特性を具備した鉄心用磁性材と、この鉄心用磁性材を使用した鉄心を提供する。【解決手段】  板厚が２００μｍ以下の鉄心用磁性材であって、この鉄心用磁性材は、質量％で、Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１、残部はＶ：１．７０〜２．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．４５％と不純物でなり、該不純物のうち、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制し、且つ、前記ＶとＭｎは、Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下であり、Ｍｎ：Ｓが１０〜１００の関係を満足する組成を有し、平均結晶粒径：３０μｍ以上、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満からなる。また、この鉄心用磁性材を使用した鉄心である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚が２００μｍ以下の鉄心用磁性材であって、該鉄心用磁性材は、質量％で、Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１、残部はＶ：１．７０〜２．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％と不純物でなり、該不純物のうち、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制し、且つ、前記ＶとＭｎは、Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下であり、Ｍｎ：Ｓが１０〜１００の関係を満足する組成を有し、平均結晶粒径：３０μｍ以上、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満からなることを特徴とする鉄心用磁性材。
【請求項２】
質量％で、Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１、残部はＶ：１．７０〜２．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％と不純物でなり、該不純物のうち、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制し、且つ、前記ＶとＭｎは、Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下であり、Ｍｎ：Ｓが１０〜１００の関係を満足する組成を有する熱間圧延材を、γ変態温度以上に加熱した後、急冷を行う熱処理工程と、該熱処理工程の後、９０％以上の圧延率で冷間圧延を行って板厚を２００μｍ以下の冷間圧延材とし、該冷間圧延材を８００〜９００℃で磁性焼鈍を行い、平均結晶粒径：３０μｍ以上、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満とすることを特徴とする鉄心用磁性材の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載の鉄心用磁性材を用いたことを特徴とする鉄心。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、小型・軽量化、高出力化及び高効率化が必要とされる各種のモータ等の電動回転機、トランス、リアクトル等に用いる鉄心用磁性材及びその製造方法と、この鉄心用磁性材を用いた鉄心に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、カーエレクトロニクスの発展により、自動車には車軸駆動用、ワイパー用、窓開閉用、ミラー駆動用として各種のモータから構成された電動回転機（以下、「回転機」という）が多量に搭載されている。年々、自動車一台当たりの回転機の搭載数は増加しており、車体重量の増加による燃費への影響も無視できなくなりつつある。加えて、地球環境保護の観点からも、自動車搭載用の回転機には小型・軽量化、高出力化及び高効率化が求められるようになってきている。このような回転機の高性能化には、回転機のステータやロータとして使用される鉄心用磁性材には、励磁可能な磁束密度（飽和磁束密度）の向上及び鉄損特性の向上が必要とされる。
同様に、各種のトランスに用いられる鉄心用磁性材からなるコア（鉄心）、あるいはリアクトルの鉄心用磁性材からなるコアについても、鉄損特性の向上が必要とされる。
【０００３】
上記した回転機、トランス、リアクトル等に用いられる鉄心用磁性材としては、従来から無方向性電磁鋼板と呼ばれる安価なＦｅ−約３質量％Ｓｉ系合金が用いられている。しかし、無方向性電磁鋼板の飽和磁束密度（以下、「Ｂｓ」という）は約２．０Ｔであり、回転機、トランス、リアクトル等のさらなる高性能化には、より高Ｂｓな鉄心用磁性材が必要とされる。
このような高Ｂｓの鉄心用磁性材としては、Ｂｓが約２．２Ｔの純Ｆｅや約２．３〜２．４Ｔのパーメンダーまたはパーメンジュールと称されるＦｅ−約５０質量％Ｃｏ系合金が、古くから知られている。特に、Ｆｅ−約５０質量％Ｃｏ系合金は、高価な合金系ではあるものの、そのＢｓの高さから、近年になって回転機用等の磁性材として注目され始めている。
【０００４】
高ＢｓのＦｅ−約５０質量％Ｃｏ系合金は、常温下での脆さを改善するために、一般には、熱間圧延後の冷間圧延性を確保するため、約２質量％のＶ元素添加とともに、冷間圧延前に急速冷却を前提とした固溶化熱処理を必要とする。
このようなＦｅ−Ｃｏ系合金の冷間加工性を、工業規模の量産性で確保するために提案されている特許文献として、Ｆｅ−Ｃｏ系合金の製造方法（特許文献１）、Ｆｅ−Ｃｏ系磁性合金及びその製造方法（特許文献２）、鉄−コバルト合金板の製造方法（特許文献３）等の開示がなされている。
【０００５】
特許文献１のＦｅ−Ｃｏ系合金の製造方法は、質量％でＣｏ：４６〜５２％を含むＦｅ−Ｃｏ系合金の厚さ２．５ｍｍ以下の熱間圧延コイルを、その長さ方向に連続的に走行させ、その走行中に固溶化加熱を行い、該加熱後の８００℃から４００までの間を４００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷することにより、その後の冷間圧延性を確保するＦｅ−Ｃｏ系合金の製造方法である。
【０００６】
特許文献２のＦｅ−Ｃｏ系磁性合金及びその製造方法は、質量％でＣｏ：４０〜６０％、Ｖ：５．０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｃ：０．１％以下、残部実質的にＦｅからなるＦｅ−Ｃｏ系磁性合金を、９５０℃以上の温度から３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で固溶化熱処理を行い、その後７００℃以上のα相領域の温度で磁性焼鈍することで、冷間圧延性と高Ｂｓを確保するＦｅ−Ｃｏ系合金の製造方法である。
【０００７】
特許文献３の鉄−コバルト合金板の製造方法は、質量％でＣｏ：４５〜５２％、Ｖ：０．５〜３．０％を含有するＦｅ−Ｃｏ系合金スラブを、加熱後、圧延終了温度７５０〜１１００℃の条件下で４．０ｍｍ未満の板厚に熱間圧延し、その後直ちに水量が１．０ｍ３／ｍｉｎ以上のジェット噴流ゾーンを走行させて急冷することにより、その後の冷間圧延性を確保するＦｅ−Ｃｏ系合金の製造方法である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６２−４４５６１号公報
【特許文献２】特開平１−２５５６４５号公報
【特許文献３】特開平１０−８８３０１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１から３に開示される何れの技術も、高ＢｓのＦｅ−Ｃｏ系合金の冷間加工性を、工業規模の量産性で確保するのに優れた技術である。
ところで、自動車搭載用の各種の回転機の高性能化には、高Ｂｓの他に、鉄損特性の向上が必要とされる。一般的に、渦電流損失とヒステリシス損失と呼ばれる損失で構成される鉄損特性の向上には、鉄心用磁性材の、渦電流損失を低減させるために板厚の減少やヒステリシス損失を低減させるために励磁特性の向上（保磁力の低減など）が必要となる。特にヒステリシス損失の低減に寄与する励磁特性の向上には、良好な励磁特性を得るための適切な成分範囲、製造プロセス条件に、鉄心用磁性材としての製造条件を管理する必要がある。
しかし、特許文献１から３に開示される何れの技術も、鉄心用磁性材の励磁特性と成分範囲、製造プロセス条件の関係については十分に検討されておらず、良好な励磁特性を安定して得ることが難しかった。
したがって、上述したような特許文献１から３に開示されるＦｅ−Ｃｏ系合金及びその製造方法では、近年の小型・軽量化、高出力化及び高効率化が要求される自動車搭載用の回転機の磁心材料である鉄心用磁性材として要求される鉄損特性には十分に対応できないという問題があった。同様に、各種の制御機器や通信機器において、高精度な制御を行うための電子回路において使用される各種のトランスやリアクトル等を構成する鉄心用磁性材についても、このような問題があった。
【００１０】
本発明の目的は、鉄心用磁性材としてのＦｅ−約５０質量％Ｃｏ系合金の良好な励磁特性を安定して得るための手段を明らかにするとともに、従来よりも良好な鉄損特性を具備した鉄心用磁性材及びその製造方法、この鉄心用磁性材を用いた鉄心を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者等は、回転機等に用いる鉄心用磁性材としてパーメンダーまたはパーメンジュールと称されるＦｅ−Ｃｏ−Ｖ系合金において、高いＢｓを損なわず、且つ良好な励磁特性ならびに所望の鉄損特性が安定して得られるよう鋭意検討した。その結果、Ｃ、Ｍｎ、Ｖ等の不純物ならびに微量添加元素の成分量、固溶化熱処理、冷間圧延率、磁性焼鈍などの製造プロセス条件を適正に制御することにより、高いＢｓを損なわず、且つ、従来よりも良好な励磁特性ならびに所望の鉄損特性が安定して得られることを見出し本発明に到達した。
【００１２】
すなわち、本発明は、板厚が２００μｍ以下の鉄心用磁性材であって、該鉄心用磁性材は、質量％で、Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１、残部はＶ：１．７０〜２．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．４５％と不純物でなり、該不純物のうち、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制し、且つ、前記ＶとＭｎは、Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下であり、Ｍｎ：Ｓが１０〜１００の関係を満足する組成を有し、平均結晶粒径：３０μｍ以上、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満からなる鉄心用磁性材である。
【００１３】
また、本発明は、質量％で、Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１、残部はＶ：１．７０〜２．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．４５％と不純物でなり、該不純物のうち、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制し、且つ、前記ＶとＭｎは、Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下であり、Ｍｎ：Ｓが１０〜１００の関係を満足する組成を有する熱間圧延材を、γ変態温度以上に加熱した後、急冷を行う熱処理工程と、該熱処理工程の後、９０％以上の圧延率で冷間圧延を行って板厚を２００μｍ以下の冷間圧延材とし、該冷間圧延材を８００〜９００℃で磁性焼鈍を行い、平均結晶粒径：３０μｍ以上、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満とする鉄心用磁性材の製造方法である。
【００１４】
さらに、本発明は、上記した鉄心用磁性材を用いたことを特徴とする鉄心である。この本発明に係る鉄心は、板厚が２００μｍ以下の上記構成の鉄心用磁性材をプレス加工等により所望の形状に成形した板材を鉄心として、その複数枚を積層して回転機のステータ（固定子）またはロータ（回転子）、トランスのコア、リアクトルのコアとして使用されるものである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鉄心用磁性材として、高Ｂｓを維持したまま、励磁特性を飛躍的に改善することができるとともに、従来よりも良好な鉄損特性を具備した、特に自動車に搭載される各種の回転機に使用してその高効率化の効果を発揮することができる鉄心用磁性材を提供することができる。さらに、本発明の鉄心用磁性材を用いた鉄心を、回転機のステータ本体、ロータ本体、各種のトランスのコア、あるいはリアクトルのコアとして使用することにより、良好な鉄損特性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図２】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図３】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図４】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図５】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図６】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図７】比較例の磁性焼鈍後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図８】比較例の磁性焼鈍後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図９】本発明の磁性焼鈍後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図１０】比較例の磁性焼鈍後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図１１】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図１２】比較例の固溶化熱処理後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図１３】本発明の固溶化熱処理後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図１４】本発明の固溶化熱処理後の一例を示す光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真である。
【図１５】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図１６】本発明と比較例の磁気特性比較の一例を示すグラフである。
【図１７】本発明の鉄心を、回転機のステータとして使用したときの実施形態を説明するための要部の部分平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
上述したように、本発明の重要な特徴は、Ｆｅ−Ｃｏ系合金において、励磁特性と成分範囲、製造プロセス条件の関係について鋭意検討した結果、高Ｂｓを維持したまま、良好な励磁特性ならびに鉄損特性を安定して得る成分範囲と製造プロセス条件を明らかにしたことにある。
本発明は、Ｆｅ−Ｃｏ系合金の成分、製造プロセス条件に対して、主成分のＦｅ、Ｃｏ量、微量添加元素のＶ、Ｍｎ量、不純物元素のＣ、Ｓ量などの成分範囲と、固溶化熱処理温度、冷間圧延率、磁性焼鈍温度等の製造プロセス条件の関係を適正化することで、高Ｂｓを維持したまま、励磁特性を飛躍的に改善できる。加えて、従来のＦｅ−Ｃｏ系合金が、磁性焼鈍と称される軟磁気特性を付与する熱処理工程の僅かな加熱温度の違いに、敏感に反応して、励磁特性を劣化させ易いという問題を改善することに成功したものである。
また、本発明は、鉄心用磁性材としてのＦｅ−Ｃｏ系合金の板厚ならびに励磁特性と鉄損特性の関係について鋭意検討した結果、回転機のステータ本体あるいはロータ本体、トランスのコア、リアクトルのコア等に使用する鉄心用磁性材として、所望の鉄損特性を得る手段を明らかにしたものである。これにより、本発明の鉄心用磁性材は、高Ｂｓを維持したまま、良好な励磁特性をもつＦｅ−Ｃｏ系合金により、高Ｂｓ、且つ良好な鉄損特性を具備した鉄心用磁性材の安定生産が可能となったものである。
このように、本発明の鉄心用磁性材を鉄心として製品化、すなわち、回転機のステータ本体あるいはロータ本体、トランスのコア、リアクトルのコアとして良好に使用可能である。
【００１８】
最初に、本発明の鉄心用磁性材を鉄心として、回転機のステータとして適用する場合の実施形態について説明する。
図１７は、本発明の鉄心を、回転機１のステータとして使用したときの実施形態の一例を説明するための図であって、ステータ部分の要部を示す平面図である。この回転機１は、例えば、ハイブリット車の駆動用の電動機に適用される。図１７に示すように、回転機１はステータ（固定子）２と、ステータ２の内側に所定の間隔３Ｓを設定して配置されたロータ（回転子）３を備え、これらステータ２とロータ３は、図示しないハウジング（モータケース）内に収容されて構成されている。
【００１９】
ステータ２は環状に形成されたヨーク部２ａと、ヨーク部２ａの内周面２ａ１（周面）に径方向内側に突出して形成される複数のティース部２ｂと、各ティース部２ｂに巻回されるコイル２ｃとで構成されている（図１７にはステータ２の一部のみを図示している）。ティース部２ｂは、ティース本体部２ｂ１と、ティース本体部２ｂ１の先端に形成されるティース先端鍔部２ｂ２とを有している。なお、ヨーク部２ａは、例えば図示しないハウジング内に固定されている。
【００２０】
コイル２ｃは、例えば、表面が絶縁材料で被覆された金属線（例えば、銅）で形成され、各ティース部２ｂのティース本体部２ｂ１の周囲に巻回されている。なお、コイル２ｃは、例えば、Ｕ相、Ｖ相、Ｗ相のコイルが周方向に順に配列されている。
【００２１】
ロータ３は、例えば、周縁部に、周方向に沿って永久磁石３ｂが埋め込まれたもので構成されている。すなわち、ロータ３は、環状のロータヨーク３ａを有し、ロータヨーク３ａの周方向に形成された各スロット（図示せず）内に永久磁石３ｂが埋め込まれて構成されている。また、ロータ３の中心には、動力を伝達する軸（シャフト）が固定されている。なお、永久磁石３ｂとしては、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石（Ｒ：Ｙを含む希土類元素の１種又は２種以上、Ｔ：Ｆｅ又はＦｅとＣｏ）を用いることができる。
【００２２】
上記した構成を備えた回転機１において、ステータ２を構成する部材が、本発明に係る鉄心用磁性材を鉄心として適用している。
続いて、本発明に係る鉄心用磁性材について、その成分を含む材料構成の特徴について説明する。
【００２３】
本発明の鉄心用磁性材の板厚は２００μｍ以下とする。
これは、後述する本発明の成分をいくら適正な範囲に調整しても、板厚が２００μｍを超えて厚くすると、良好な励磁特性によるヒステリシス損失の低減を成しても、渦電流損失の増加により、所望の全鉄損を得ることができなくなるためである。
そのため、本発明では、所望の励磁特性及び全鉄損を得ることができる板厚として、２００μｍ以下と規定した。好ましい板厚は１０〜１５０μｍである。
【００２４】
次に、本発明で規定する各元素の添加の理由とその含有量について説明する。なお、各元素の含有量は質量％である。
Ｃｏ＋Ｆｅ：９７％以上、且つ、Ｆｅ：Ｃｏが０．９〜１．１
先ず、ＦｅとＣｏについて説明する。
本発明において、ＦｅとＣｏは高いＢｓを得るために必要不可欠な元素であり、ＣｏをＦｅに含有させることにより、例えば２．０Ｔ以上の高いＢｓを得ることができる。本発明では、この高いＢｓを得るための最適なＦｅとＣｏの含有量、及び、ＦｅとＣｏの最適バランスとしてＣｏとＦｅの総量を９７％以上とし、且つ、Ｆｅ：Ｃｏ（ＦｅとＣｏの含有量の比率）が０．９〜１．１の範囲とした。
【００２５】
Ｖ：１．７０〜２．００％
Ｖは、少な過ぎると冷間圧延における脆化問題を引き起こすため、本発明では１．７０％以上含有させる。一方、Ｖ量が多過ぎると、Ｂｓの低下をまねく他、マトリックス中に微細なＶ系炭化物が多量に分散し、励磁特性ならびに鉄損特性の低下を引き起こすため、質量％で、２．００％以下の添加とする。Ｖの好ましい上限は１．９５％である。
Ｍｎ：０．０１〜０．４５％
Ｍｎは、その添加により、不純物元素のＳをＭｎＳとして固定するため、励磁特性及び鉄損特性の向上に効果を発揮するが、多過ぎると、逆に励磁特性ならびに鉄損特性の低下をまねくため、質量％で、０．４５％以下の添加とする。
なお、Ｍｎ添加による、上記効果を得るには下限を０．０１％以上とする。
【００２６】
Ｖ＋Ｍｎ：２．１５％以下
本発明では、積極的に添加するＶとＭｎは、上記の範囲を満たした上で、更にＶとＭｎの総量を２．１５％以下の範囲とする。
これは、ＶとＭｎがＦｅ−Ｃｏ系合金において、γ変態温度を低下させる元素であり、ＶとＭｎの総量が２．１５％を超えると、結晶粒が粗大化し易い９００℃近傍まで磁性焼鈍温度を高くした場合に、逆に金属組織が不安定となり易く、保磁力が著しく大きくなる惧れがあるためである。そのため、ＶまたはＭｎの単独の範囲を満たしただけでは、良好な励磁特性ならびに鉄損特性を安定して得ることができ難くなる。したがって、Ｖ＋Ｍｎ量の上限を２．１５％以下に限定する。好ましい上限は２．１％である。
Ｍｎ：Ｓが１０〜１００
上述したとおり、Ｍｎは、その添加により、不純物元素のＳをＭｎＳとして固定する。そのため、不純物Ｓをより確実に固定できるＭｎが必要となる。ＭｎとＳの含有量の比率が、Ｍｎ：Ｓで１０未満であると、不純物ＳをＭｎＳとして固定することができず、一方、Ｍｎ：Ｓで１００を超えても、ＭｎＳとして固定するより一層の効果向上が望めないため、Ｍｎ：Ｓを１０〜１００の範囲とする。
【００２７】
Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下
ＣとＳは良好な励磁特性ならびに鉄損特性を阻害する不純物元素である。Ｃが０．００８％を超えたり、Ｓが０．０１％を超えて残留すると、良好な励磁特性ならびに鉄損特性が安定して得られなくなる。そのため、本発明では不純物としてのＣ、Ｓを、Ｃ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下に規制する。好ましくは、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下の範囲である。
【００２８】
以上、説明した本発明で規定する各元素の成分範囲は、良好な励磁特性及び鉄損を安定して得るのに必要不可欠である。
例えば、板厚が２００μｍ以下の範囲において、上記の各元素の成分範囲や元素同士の関係が、多少本発明の範囲外となったとしても、良好な励磁特性及び鉄損特性が得られる場合がある。しかしながら、僅かな成分の差異によって、励磁特性及び鉄損特性は、後述する磁性焼鈍と称される軟磁気特性を付与する熱処理工程の僅かな加熱温度の違いに敏感に反応する。その結果、工業的に量産を行なう場合、同一ロットであっても、励磁特性や鉄損がばらついてしまう。
一方で、本発明で規定する成分範囲であれば、安定した磁気特性を得ることができる磁性焼鈍の温度範囲を広げることができる。そのため、本発明では、各元素共に極めて限定的な成分範囲とした。
この効果については、後記する実施例にて、詳しく示すことにする。
【００２９】
次に金属組織について説明する。
平均結晶粒径：３０μｍ以上
本発明の鉄心用磁性材の断面または平面ミクロ組織は、その平均結晶粒径が、３０μｍ以上と規定する。これは、磁壁移動の障害となる結晶粒界を少なくすることで、良好な励磁特性ならびに鉄損特性を得ることができるためである。
なお、本発明で言う平均結晶粒径とは、鉄心用磁性材の断面または平面ミクロ組織における結晶粒を円形に近似したときの平均直径のことである。もし、例えば、板厚方向に結晶粒が単独で存在する場合、その単独結晶粒から平均直径を求めることにする。
【００３０】
次に保磁力について説明する。
保磁力：４０Ａ／ｍ未満
本発明の鉄心用磁性材は、保磁力を４０Ａ／ｍ未満と規定する。保磁力が４０Ａ／ｍを超えると、良好な励磁特性とは言えず、ヒステリシス損失の増加を促し、所望の全鉄損を得難くなるためである。
【００３１】
次に全鉄損について説明する。
全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満
本発明の鉄心用磁性材は、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損を１１Ｗ／ｋｇ未満と規定する。これは、回転機用として一般的な鉄心用磁性材である公知の無方向性電磁鋼板（板厚１００〜２００μｍ）の、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損が約１１Ｗ／ｋｇとなるからである。
全鉄損が１１Ｗ／ｋｇを超えると、高いＢｓによる、回転機等の高い出力が得られても、回転機等における損失が大きくなり、その効率を低下させるためである。
【００３２】
次に本発明の鉄心用磁性材を得るための製造方法について説明する。
先ず、上記の組成に調整した熱間圧延材素材を用意する。熱間圧延材を作製する工程は、以降の工程を進め易くするための鋼片を得る目的であり、熱間圧延の加熱温度は１０００〜１１５０℃であることが望ましい。
該熱間圧延材を作製した後、γ変態温度以上に加熱した後、急冷を行う熱処理工程を行う。ここで、熱処理温度をγ変態温度以上に規定した理由は、冷間圧延時の脆化問題を避け、且つ、良好な励磁特性及び鉄損特性を安定して得るためである。本発明の鉄心用磁性材に係る合金の場合、γ変態温度は約９１０〜９３０℃の範囲である。そのため、実際の熱処理温度としては９５０℃以上であることが望ましい。また、表面酸化の過度な進行や熱処理にかかるエネルギーを低減するために、上限は１２００℃以下とすることが望ましい。
また、γ変態温度以上に加熱した後の冷却速度は、常温下での冷間圧延性が得られれば良く、水冷以上の冷却速度が望ましい。なお、固溶化熱処理工程の後に、酸化スケールの除去工程を行うことが望ましい。
【００３３】
上記の熱処理工程の後、９０％以上の圧延率で冷間圧延を行って板厚を２００μｍ以下の冷間圧延材とする工程を行う。
圧延率を９０％以上に規定した理由は、素材に冷間加工歪を蓄積させ、以降の磁性焼鈍時に、より結晶粒の成長を促し、良好な励磁特性及び鉄損特性を安定して得るのに効果があるためである。
次に、上記の冷間圧延材を８００〜９００℃で磁性焼鈍を行い、平均結晶粒径：３０μｍ以上にする熱処理工程を行う。
磁性焼鈍は、冷間圧延組織を再結晶または二次再結晶組織とすることで、加工歪の除去及び結晶粒を粗大化させることができる。磁性焼鈍温度は、低過ぎると、十分な結晶粒の成長が成されず、良好な励磁特性及び鉄損特性を安定して得られないため、８００℃以上であることが必要である。一方、γ変態温度を超えると、粒界近傍にα‐γ変態に伴う部分的な微細粒が形成され、逆に励磁特性及び鉄損特性が低下するため、磁性焼鈍の上限は９００℃以下とする。好ましくは、８４０〜８９０℃の範囲である。
なお、磁性焼鈍は表面酸化などを避けるため、真空中または水素雰囲気下で行うことが望ましい。
上述した工程により、保磁力：４０Ａ／ｍ未満、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損：１１Ｗ／ｋｇ未満の特性を安定して得ることができる。
【００３４】
本発明では上述した製造方法により、鉄心用磁性材を得ることができる。なお、鉄心用磁性材を本発明に係る鉄心（コア）として用いる場合は、例えば、プレス加工等により所望の形状に成形する。
所望の形状への成形は、生産性を考慮すると、磁性焼鈍後に所望の形状に成形しても良いが、磁気特性の劣化が心配されるため、冷間圧延材を用いて所望の形状に加工を行い、その後に磁性焼鈍を行うと良い。
【実施例】
【００３５】
（実施例１）
続いて、本発明に係る鉄心用磁性材を製造して、その鉄心用磁性材としての特性を評価した結果について説明する。
表１に示す組成に質量調整した原料を真空溶解し、鋳型に鋳造して溶製材素材を得た。
得られた溶製材素材を１０００〜１１５０℃に加熱して鍛伸した後、１０００〜１１５０℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚が２．５ｍｍ（Ｎｏ．７のみ板厚１．４ｍｍ）の熱間圧延材を作製した。
その後、熱間圧延材を７００〜１０５０℃に加熱して、−０．５℃以下の氷塩水中に浸漬させて急速冷却とする熱処理を行った。次いで、酸洗い後、グラインダー加工で酸化皮膜の除去を行い、冷間圧延で厚さ０．１５ｍｍまでの薄板化が可能か、冷間圧延性の調査を行った。なお、溶製材のγ変態温度は９１０〜９３０℃である。
表１に、各温度で固溶化熱処理を行った後の、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１６までの冷間圧延性を示す。冷間圧延で厚さ０．１５ｍｍまでの薄板化が可能であったものを「○」、割れがひどく、以降の工程に進めなかったものを「×」とした。なお、未評価材は「−」として示した。
Ｎｏ．１〜１６のうち、本発明の成分範囲内にある合金は、Ｎｏ．５、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３及びＮｏ．１６の合金である。
【００３６】
なお、溶製材素材におけるＮｏ．１〜６は、冷間圧延性に及ぼすＶ添加量の影響を調査するため、Ｖ量を無添加〜２．０２％の範囲で変えたものである。
Ｖ量が無添加のＮｏ．１は、全ての熱処理温度において、冷間圧延が不可能であった。Ｖ量が１．７０％未満のＮｏ．２〜４は、規則化温度（約７３０℃）以上、１０００℃未満の比較的に低い熱処理温度では、冷間圧延が可能であったものの、１０００℃以上の高温域では、冷間圧延が不可能であった。
Ｖ量が１．７０％以上のＮｏ．５、Ｎｏ．６は、規則化温度（約７３０℃）以上の、何れの熱処理温度においても冷間圧延が可能であり、量産時の脆化問題をより安定して回避できることが確認できた。また、Ｖ量が１．７０％以上のＮｏ．７〜１６については、冷間圧延で厚さ０．１５ｍｍまでの薄板化が、特に問題なく可能であった。
【００３７】
【表１】
2011174103.tif 000003
【００３８】
表１に示す冷間圧延が可能であったものの中で、Ｎｏ．７〜１６までの冷間圧延材から鉄心用磁性材の製品形状とする場合を模擬して、外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍのＪＩＳリングを打ち抜き加工によって採取した。その後、冷間加工歪の除去及び結晶粒の粗大化を目的に、水素雰囲気中、加熱温度８５０℃で保持時間３ｈｒと、加熱温度８８０℃で保持時間１０ｈｒの磁性焼鈍を施して鉄心用磁性材とした。
また、複数枚のＪＩＳリングを、絶縁を目的とした層間紙を間に挟みながら積層し、プラスチック製のリングケースに納めてから、一次巻線２００回、二次巻線５０回の巻線を巻いて、励磁（直流磁気）特性及び鉄損特性を測定した。
【００３９】
表２に、測定した励磁（直流磁気）特性及び鉄損特性を示す。
励磁（直流磁気）特性については、鉄心用磁性材として重要な全鉄損（ヒステリシス損失）に大きな影響を及ぼす保磁力Ｈｃ（単位はＡ／ｍ）と、飽和磁束密度の代わりに、磁束密度としてほぼ飽和している印加磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ４０００≒Ｂｓ、単位はＴ）を測定した。加えて、鉄損特性についても、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損（Ｗ１０／４００、単位はＷ／ｋｇ）を測定した。
なお、未評価項目は「−」とした。ここで、保磁力４０Ａ／ｍ未満、Ｂ４０００が２．０Ｔ以上、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損が１１Ｗ／ｋｇ未満を満たす特性を具備するものが、鉄心用磁性材として好適である。
【００４０】
【表２】
2011174103.tif 000004
【００４１】
本発明で規定する成分範囲、熱処理工程及び板厚を満足する本発明例のＮｏ．９〜１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ、Ｎｏ．１６Ｃは、磁性焼鈍温度が８５０℃、８８０℃の何れも、平均結晶粒径が３０μｍ以上であり、Ｂ４０００が２．０Ｔ以上、且つ、保磁力が４０Ａ／ｍ未満であり、高いＢｓを損なわず、且つ、良好な励磁特性を安定して得られることが確認できた。
また、上記の本発明例の鉄損測定を実施した結果、磁性焼鈍温度が８５０℃、８８０℃の何れも、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１１Ｗ／ｋｇ未満と良好な鉄損特性も得られることが確認できた。
【００４２】
一方、比較例Ｎｏ．７は、０．０１５％のＣと２．０８％のＶを含有し、且つ、固溶化熱処理温度を８５０℃とするもので、磁性焼鈍温度が８５０℃において、平均結晶粒径が１６．２μｍと小さく、保磁力が５９．５Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られなかった。また、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１１．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られなかった。これは、Ｃ、Ｖの添加量が過多であり、且つ、固溶化熱処理温度がγ変態温度以下と低いため、多数の微細なＶ系炭化物がマトリックス中に分散し、該磁性焼鈍温度における結晶粒の成長を抑制したためと考えられる。
さらに、Ｎｏ．７はＶとＭｎの総量が２．１９％と高く、磁性焼鈍温度が８８０℃においても、保磁力が５１．０Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られなかった。
これは、Ｖ＋Ｍｎ量が２．１５％を超えて添加されているため、γ変態温度が低下し、該磁性焼鈍温度において、金属組織が不安定になったためと考えられる。
【００４３】
比較例Ｎｏ．８は、質量％の比で７．０のＭｎ／Ｓの組成とするもので、磁性焼鈍温度が８５０℃において、Ｍｎ添加による不純物Ｓの固定の効果が乏しく、保磁力が４１．１Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られなかった。
なお、Ｎｏ．８は磁性焼鈍温度が８８０℃において、平均結晶粒径が５８．８μｍ、保磁力が３１．６Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られ、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１１．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性を得られるが、僅か３０℃の磁性焼鈍温度の違いによって保磁力が大きく変化してしまい、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であった。
【００４４】
比較例Ｎｏ．１２は、０．５１％のＭｎと、２．３１％のＶ＋Ｍｎ量の組成とするもので、磁性焼鈍温度が８８０℃において、金属組織が不安定となり、平均結晶粒径が１８．８μｍと小さく、保磁力が７８．６Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られなかった。また、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１３．０Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られなかった。なお、Ｎｏ．１２は、磁性焼鈍温度が８５０℃において、平均結晶粒径が３５．４μｍ、保磁力が３９．１Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られ、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が９．８Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性を得られるが、僅か３０℃の磁性焼鈍温度の違いによって保磁力が大きく変化してしまい、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であった。
【００４５】
比較例Ｎｏ．１４、及び、Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃは、Ｃをそれぞれ、０．０１４％、０．００９％含有する。そのため、磁性焼鈍温度が８５０℃において、多数の微細なＶ系炭化物がマトリックス中に分散し、該磁性焼鈍温度における結晶粒の成長を抑制してしまい、保磁力がそれぞれ、４５．５Ａ／ｍ、５１．０Ａ／ｍ、４６．８Ａ／ｍ、４３．３Ａ／ｍと、良好な励磁特性を得られないことが確認できた。また、比較例Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃは、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００がそれぞれ、１２．１Ｗ／ｋｇ、１１．３Ｗ／ｋｇ、１１．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られなかった。
なお、比較例Ｎｏ．１４、及び、Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃは、磁性焼鈍温度が８８０℃において、保磁力がそれぞれ、３０．５Ａ／ｍ、２９．５Ａ／ｍ、３１．３Ａ／ｍ、３１．２Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られ、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００がそれぞれ、９．０Ｗ／ｋｇ、９．６Ｗ／ｋｇ、９．９Ｗ／ｋｇ、９．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られるが、僅か３０℃の磁性焼鈍温度の違いによって保磁力が大きく変化してしまい、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であった。
以上の結果から、本発明で規定する成分範囲外となる合金では、僅かな磁性焼鈍の変化により、大きく保磁力が変化してしまい、工業的な量産を行なう場合、励磁特性および鉄損特性が不安定となる危険性があることが分る。
【００４６】
Ｎｏ．１６は、本発明で規定する成分を満たす合金である。
しかし、Ｎｏ．１６Ａ（比較例）は、冷間圧延前の固溶化熱処理温度を８５０℃とするもので、磁性焼鈍温度が８５０℃において、平均結晶粒径が２６．６μｍ、保磁力が４３．４Ａ／ｍと、良好な励磁特性を得られず、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１１．０Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られなかった。これは、熱処理温度がγ変態温度未満であるため、多数の微細なＶ系炭化物がマトリックス中に分散し易くなり、磁性焼鈍温度における結晶粒の成長を抑制したためと考えられる。
なお、Ｎｏ．１６Ａにおいても、磁性焼鈍温度が８８０℃において、平均結晶粒径が５８．８μｍ、保磁力が３０．０Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られ、且つ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が９．３Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性も得られるが、固溶化熱処理工程の加熱温度が不十分であるため、僅か３０℃の磁性焼鈍温度の違いによって、保磁力が大きく変化してしまい、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であった。
このことから、適切に成分調整を行なったとしても、固溶化熱処理工程の加熱温度を適正としないと、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であることが分る。
【００４７】
Ｎｏ．１６Ｄ及び１６Ｅは、板厚が本発明で規定する範囲より厚いものである。
Ｎｏ．１６Ｄ（比較例）は、板厚が２５０μｍである。そのため、板厚の厚いＮｏ．１６Ｄでは、磁性焼鈍温度が８５０℃において、平均結晶粒径が４０．１μｍ、保磁力が３７．６Ａ／ｍと、良好な励磁特性を得られたが、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１２．４Ｗ／ｋｇと良好な鉄損特性が得られなかった。
これは、２００μｍを超える板厚としたことで、励磁特性の向上によるヒステリシス損失の低減よりも、板厚の増加による渦電流損失の増加の方が大きな影響を及ぼしたためと考えられる。
このことから、成分、製造プロセスの適正化により、励磁特性の向上を成しても、板厚が厚くなり過ぎると、良好な鉄損特性を安定して得るのは困難であることが分る。
【００４８】
Ｎｏ．１６Ｅ（比較例）は、冷間圧延率を８６．０％、板厚を３５０μｍとするもので、磁性焼鈍温度が８５０℃において、保磁力が４１．１Ａ／ｍと、良好な励磁特性が得られなかった。さらに、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００が１７．３Ｗ／ｋｇと著しく増加し、良好な鉄損特性も得られなかった。
これは、冷間圧延率を９０％未満としたことで、該磁性焼鈍温度における結晶粒の成長が促進されなかったために、良好な励磁特性が得られなかったものと思われる。加えて、２００μｍを超える板厚としたことで、板厚の増加による渦電流損失の増加が引き起こされ、動作磁束密度を１Ｔとし動作周波数４００Ｈｚにおける全鉄損Ｗ１０／４００の著しい増加をまねいたと思われる。
このことから、適切に成分調整を行なったとしても、冷間圧延の圧延率が低く、また、板厚が厚くなり過ぎると、良好な励磁特性および鉄損特性を安定して得るのは困難であることが分る。
【００４９】
次に、本発明例Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．７、実施例Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃ及びＮｏ．１６Ａの磁気特性比較を図１示す。また、本発明例は何れも磁性焼鈍温度８５０℃及び８８０℃における両磁気特性、比較例Ｎｏ．７、Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃ及びＮｏ．１６Ａは磁性焼鈍温度８５０℃、比較例Ｎｏ．１２は磁性焼鈍温度８８０℃の磁気特性である。
なお、横軸に保磁力（Ｈｃ）、縦軸に全鉄損（Ｗ１０／４００）をとり、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
図１の結果から、本発明の鉄心用磁性材では、成分範囲、製造プロセス条件を最適化し、保磁力を４０Ａ／ｍ未満とした効果により、上記最適化を行わず、保磁力が４０Ａ／ｍ以上となる比較例に比べて、良好な全鉄損（Ｗ１０／４００）が得られることが分かる。
【００５０】
図２に、本発明例Ｎｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．１６Ｄ、Ｎｏ．１６Ｅの、磁性焼鈍温度８５０℃における磁気特性比較を示す。横軸に板厚、縦軸に全鉄損（Ｗ１０／４００）をとり、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、板厚を２００μｍ以下とする効果により、板厚が２００μｍを超える比較例に比べて、良好な全鉄損（Ｗ１０／４００）が得られることが分かる。
【００５１】
次に、本発明例Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５Ｂ及びＮｏ．１５Ｃの、磁性焼鈍温度が８５０℃における磁気特性比較を図３に示す。横軸にＣ量、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、Ｃ量を、質量％で、０．００８％以下とする効果により、Ｃ量のみが０．００８％を超え、本発明の範囲から外れる比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
【００５２】
図４に、本発明例Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．７、Ｎｏ．１２の、磁性焼鈍温度が８８０℃における磁気特性比較を示す。横軸にＶ＋Ｍｎ量、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、Ｖ＋Ｍｎ量を、質量％で、２．１５％以下とする効果により、Ｖ＋Ｍｎ量がこの範囲を外れる比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
【００５３】
図５に、本発明例Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．８及びＮｏ．１２の、磁性焼鈍温度が８５０℃における磁気特性比較を示す。横軸にＭｎ／Ｓ（質量％の比）、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。加えて、比較例Ｎｏ．１２の、磁性焼鈍温度が８５０℃におけるＭｎ／Ｓと保磁力（Ｈｃ）との関係も、参考までに「△」として記載した。
本発明の鉄心用磁性材では、Ｍｎ／Ｓを、質量％の比で、１０〜１００とする効果により、Ｍｎ／Ｓがこの範囲を外れる比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
【００５４】
図６に、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．７、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１５Ａ及びＮｏ．１６Ａの磁気特性比較を示す。また、本発明例は何れも磁性焼鈍温度８５０℃及び８８０℃における両磁気特性、比較例Ｎｏ．７、Ｎｏ．１５Ａ及びＮｏ．１６Ａは磁性焼鈍温度８５０℃、比較例Ｎｏ．１２は磁性焼鈍温度８８０℃の磁気特性である。なお、横軸に平均結晶粒径、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとり、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、平均結晶粒径を３０μｍ以上とする効果により、平均結晶粒径が３０μｍ未満の比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
なお、図７にＮｏ．７（比較例）、図８にＮｏ．１６Ａ（比較例）、図９にＮｏ．１６Ｂ（本発明例）及び図１０にＮｏ．１６Ｃ（本発明例）の、加熱温度が８５０℃の磁性焼鈍を行った後の光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真を示す。組織観察は全て、乾式のフラットミリング（Ａｒイオンによる逆スパッタ）仕上にて実施した。
本発明の鉄心用磁性材が、比較例と比べて、結晶粒径が大きいことが確認できた。
【００５５】
図１１に、本発明例Ｎｏ．１６Ｂ、Ｎｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．１６Ａの、磁性焼鈍温度が８５０℃における磁気特性比較を示す。横軸に固溶化熱処理温度、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、固溶化熱処理温度をγ変態温度以上とする効果により、γ変態温度未満の比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
なお、図１２にＮｏ．１６Ａ（比較例）、図１３にＮｏ．１６Ｂ（本発明例）及び図１４にＮｏ．１６Ｃ（本発明例）の、固溶化熱処理を行った後の光学顕微鏡による断面ミクロ組織写真を示す。ここで、組織観察は全て、薬液による腐食にて実施した。
図１２に示すＮｏ．１６Ａ（比較例）は、α（フェライト）単相組織を呈しており、加熱温度が８５０℃の固溶化熱処理において、γ変態温度未満の加熱であることが確認できた。
図１３に示すＮｏ．１６Ｂ（本発明例）は、二相組織を呈しており、加熱温度が９５０℃の固溶化熱処理において、α（フェライト）−γ（オーステナイト）二相組織を有する、γ変態温度以上まで加熱されていることが確認できた。
図１４に示すＮｏ．１６Ｃ（本発明例）は、結晶粒の乱れた単相組織を呈しており、加熱温度が１０５０℃の固溶化熱処理において、γ単相組織を有する、γ変態温度以上まで加熱されていることが確認できた。
【００５６】
図１５に、本発明例Ｎｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．１６Ｅの、磁性焼鈍温度が８５０℃における磁気特性比較を示す。横軸に冷間圧延率、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。加えて、比較例Ｎｏ．１６Ｄの、磁性焼鈍温度が８５０℃における冷間圧延率と保磁力（Ｈｃ）との関係も、参考までに「△」として記載した。
本発明の鉄心用磁性材では、冷間圧延率を９０％以上とする効果により、冷間圧延率が９０％未満の比較例と比べて、良好な励磁特性が得られることが分かる。
【００５７】
図１６に、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６Ｂ及びＮｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５Ａ〜Ｎｏ．１５Ｃ及びＮｏ．１６Ａの磁気特性比較を示す。横軸に磁性焼鈍温度、縦軸に保磁力（Ｈｃ）をとったものである。なお、本発明例は「○」、比較例は「×」とした。
本発明の鉄心用磁性材では、成分範囲、製造プロセス条件を最適化することで、最適化の成されていない比較例と比べて、８００〜９００℃の磁性焼鈍温度によらず、良好な励磁特性を得られることが分かる。
【００５８】
（実施例２）
続いて、本発明に係る鉄心用磁性材を鉄心として、回転機のステータに適用した場合の効果をＣＡＥ解析により評価した結果について説明する。
このＣＡＥ解析においては、表２に示す本発明例Ｎｏ．１６Ｃと、比較例Ｎｏ、１５Ａの鉄心用磁性材（磁気焼鈍温度はいずれも８５０°）を鉄心として、図１７に示す回転機１のステータ２に適用した場合に、それぞれのモータトルク、モータ損失をＣＡＥ解析（電磁界解析ソフトウェア）により計算した。
【００５９】
なお、このＣＡＥによる解析条件の概要は次の通りである。
ステータ、ロータの形状  ：  自動車用モータの形状と同一のモデルを作成
（ステータ、ロータ、コイル、磁石、空気部）
材料                    ：  各部位に材料特性の定義
（ＢＨ特性、鉄損特性、電気抵抗値、密度）
モータ損失              ：  ロータの鉄損とステータの鉄損の和
【００６０】
上記した解析条件で実施したＣＡＥ解析の結果を表３に示す。表３に示すように、モータトルクについては、本発明例Ｎｏ．１６Ｃ、比較例Ｎｏ、１５Ａともに１２４（Ｎ・ｍ）と同一の値が得られた。これに対して、モータ損失（ロータの鉄損とステータの鉄損の和）については、本発明例Ｎｏ．１６Ｃの鉄心用磁性材は、比較例Ｎｏ、１５Ａと比較して２２．２％のモータ損失が向上することが確認された。
上記したＣＡＥ解析の結果により、本発明に係る鉄心用磁性材を用いた鉄心を、回転機のステータ本体、ロータ本体、トランスのコア、リアクトルのコアとして適用すると、良好な効率向上が可能となると判断できる。なお、本発明に係る鉄心用磁性材をトランスのコアあるいはリアクトルのコアに適用した場合、一般的には前記したモータ等の電動回転機（モータ）よりも高い周波数環境で用いられる。周波数が高いときに発生する渦損は回転数に二乗で大きくなるため、鉄損の低い本発明の鉄心用磁性材の効果はより顕著となる。
【００６１】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００６２】
本発明の鉄心用磁性材は、小型・軽量化、高出力化及び高効率化が必要とされる回転機、トランスのコア、リアクトルのコア、等の鉄心（磁心材料）として使用するのに最も適した材料である。
【符号の説明】
【００６３】
１  ：回転機
２  ：ステータ
２ａ：ヨーク部
２ｂ：ティース部
２ｃ：コイル
３  ：ロータ
３ａ：ロータヨーク
３ｂ：永久磁石
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図１１】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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