(57)【要約】【課題】多量に合金元素を添加することなく磁気特性（軟磁性特性）、冷間鍛造性、及び磁気時効特性を向上させた軟磁性鋼材を提供することを目的とする。【解決手段】本発明は、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを所定量含有すると共に、厚みが０．４μｍ未満の炭化物及び炭窒化物の面積率が０．２０面積％以下であり、厚みが０．４μｍ以上の炭化物及び炭窒化物の面積率Ｍ（％）が下記（１）式の関係を満たすことを特徴とする軟磁性鋼材である。  Ｆ＝Ｍ−２０×［Ｃ］＞０  …  （１）  （但し、［Ｃ］は鋼材のＣ濃度（質量％）を意味する。）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．００１〜０．０２５％（質量％の意味。以下、成分組成について同じ。）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、
厚みが０．４μｍ未満の炭化物及び炭窒化物の面積率が０．２０面積％以下であり、
厚みが０．４μｍ以上の炭化物及び炭窒化物の面積率Ｍ（％）が下記（１）式の関係を満たすことを特徴とする軟磁性鋼材。
Ｆ＝Ｍ−２０×［Ｃ］＞０  …  （１）
（但し、［Ｃ］は鋼材のＣ濃度（質量％）を意味する。）
【請求項２】
組織がフェライト単相であり、フェライト結晶粒度番号が２．０〜７．０である請求項１に記載の軟磁性鋼材。
【請求項３】
更に、
Ｓｉ：０．００１〜４．０％及びＣｒ：０．０１〜４．０％の１種以上を含有する請求項１又は２に記載の軟磁性鋼材。
【請求項４】
更に、Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
【請求項５】
更に、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
【請求項６】
更に、Ｎｂ：０．００１〜０．０２％を含有する請求項５に記載の軟磁性鋼材。
【請求項７】
更に、Ｐｂ：０．０１〜１．０％を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性鋼材。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、
８５０℃以上の仕上圧延温度で熱間圧延を行い、
４〜１０℃／秒の平均冷却速度で１０〜１００秒冷却して７００〜５００℃にする急冷処理を行った後、
引き続いて、平均冷却速度を１．０℃／秒未満に下げる又は温度を一定に保つ炭化物析出処理を、温度７００〜５００℃の範囲で１００秒以上行うことを特徴とする軟磁性鋼材の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性鋼材を冷間加工して得られる軟磁性部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気時効特性に優れた軟磁性部品用鋼材、およびその製造方法並びにその鋼材を用いた部品に関する。本発明の鋼材の形態は特に限定されず、線材、棒鋼、板などのいずれでも良いが、特に線材及び棒鋼に好ましく適用できる。
【背景技術】
【０００２】
自動車等の省エネルギー化に対応して、自動車等の電装部品（特に電磁部品）の多くでは省電力化と精緻制御化が求められている。特に磁気回路を構成する鋼材には、磁気特性として、弱い外部磁界で容易に磁化し且つ保磁力が小さいことが要求される。
【０００３】
上記鋼材として通常は、鋼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使用される。上記軟磁性鋼材として具体的には、例えばＣ量が約０．１質量％以下の極低炭素鋼（純鉄系軟磁性材料）などが用いられる。上記した電磁部品として用いられる軟磁性部品は、鋼材に熱間圧延を施した後、二次加工工程、すなわち酸洗い、潤滑処理、および伸線加工等を行って得た鋼線に、部品成型（鍛造、切削）や磁気焼鈍等を順次施して得られることが一般的であり、鋼材には部品成型性（鍛造性や切削性）が良好なことも要求される。その他、一部用途では板形状に圧延され、その後のプレス加工で部品成型される部品もある。
【０００４】
磁気特性に優れた極低炭素鋼の技術として、例えば特許文献１、２が提案されている。これらは、鋼材成分や鋼中の炭化物や硫化物の分散状態を制御することによって、磁気特性を劣化させずに強度や被削性を向上させることを主眼になされたものである。
【０００５】
ところで近年、駆動系、センサー系、モータ、電磁弁などのアクチュエータ等、磁気回路を構成する軟磁性材料では、高性能化に伴い動作周波数が増加し、自己発熱による材料温度の上昇が、磁気特性を劣化させるという磁気時効の問題が顕在化してきている。
【０００６】
この磁気時効は、鍛造、切削、プレス等の加工により歪みが導入されると一層加速し、電磁部品の特性が使用中に劣化することが懸念されるため、例えば、特許文献３、４では、多量の合金元素を添加して磁気時効特性の改善を図っている。しかしこれらの技術では、合金コストが高くなる他、鋼材製造性や部品加工性といった生産性の面でも悪化を招く。
【０００７】
また部品に磁気焼鈍を施せば磁気時効の抑制や磁気特性の向上には有利であるが、部品の要求特性によっては低コスト化を重視し磁気焼鈍を省略する場合も多い。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００９−０８４６４６号公報
【特許文献２】特開２００７−０４６１２５号公報
【特許文献３】特開２０１２−２３３２４６号公報
【特許文献４】特開２００５−１８７８４６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、多量に合金元素を添加することなく磁気特性（軟磁性の特性）、冷間鍛造性、及び磁気時効特性を向上させた軟磁性鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を達成した本発明は、
Ｃ  ：０．００１〜０．０２５％（質量％の意味。以下、成分組成について同じ。）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、
厚みが０．４μｍ未満の炭化物及び炭窒化物の面積率が０．２０面積％以下であり、
厚みが０．４μｍ以上の炭化物及び炭窒化物の面積率Ｍ（％）が下記（１）式の関係を満たすことを特徴とする軟磁性鋼材である。
Ｆ＝Ｍ−２０×［Ｃ］＞０  …  （１）
（但し、［Ｃ］は鋼材のＣ濃度（質量％）を意味する。）
【００１１】
本発明の軟磁性鋼材は、組織がフェライト単相であり、フェライト結晶粒度番号が２．０〜７．０であることが好ましい。
【００１２】
また、本発明の軟磁性鋼材は、必要に応じてＳｉ：０．００１〜４．０％及びＣｒ：０．０１〜４．０％の１種以上を含有することや、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２％又はＰｂ：０．０１〜１．０％を含有することも好ましい。これら元素はそれぞれ単独で用いても良いし、また組み合わせても良いが、特にＮｂを用いる場合にはＴｉと共に用いることが好ましい。
【００１３】
本発明は、上記のいずれかの成分組成を有する鋼を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、
８５０℃以上の仕上圧延温度で熱間圧延を行い、
４〜１０℃／秒の平均冷却速度で１０〜１００秒冷却して７００〜５００℃にする急冷処理を行った後、
引き続いて、平均冷却速度を１．０℃／秒未満に下げる又は温度を一定に保つ炭化物析出処理を、温度７００〜５００℃の範囲で１００秒以上行うことを特徴とする軟磁性鋼材の製造方法も包含する。
【００１４】
さらに、本発明は上記したいずれかの軟磁性鋼材を冷間加工して得られる軟磁性部品も包含する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の軟磁性鋼材は、冷間鍛造性に優れるため部品への加工性が良好な上に、磁気焼鈍を省略しても良好な磁気特性を有し、かつ使用中の磁気時効を抑制することもできるため、使用中に安定した磁気特性を確保することができる。従って、本発明の軟磁性鋼材は、自動車や電車、船舶などを対象とする各種電磁部品（軟磁性部品）に使用される電磁弁、ソレノイド、リレー等の鉄心材や磁気シールド材、アクチュエータ部材、モータ・センサー部材として有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】熱間圧延後の時間と温度が炭化物等の析出に与える影響を模式的に示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、前記課題を解決するため鋭意研究を重ねた。その結果、前記課題のうち特に磁気特性の向上及び磁気時効の抑制には、炭化物および炭窒化物（以下、炭化物等と呼ぶ。）を析出させて固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減するとともに、炭化物等の大きさごとに面積率を制御するのが有効であることを見出した。なお、上記炭窒化物とは化学組成比Ｆｅ3ＣのＣの一部をＮで置き換えたＦｅ3（Ｃ，Ｎ）などが挙げられる。
【００１８】
純鉄系軟磁性材料は、Ｃ量及びＮ量が非常に少ないため、炭化物等が形成されにくく、微細かつ少量である。近年の電子顕微鏡の発展により、この微細かつ少量の炭化物等の形態や析出量などが明らかになってきており、微細かつ少量の範囲でもその形態や析出量が製造条件によって大きく影響を受けることが分かってきた。そして、本発明では、この微細な範囲の炭化物等でも、その大きさによっては磁壁移動の障害となり、磁気特性を劣化させ、特に電磁部品の消費電力の指標である保磁力が大きく影響を受けることを明らかにした。
【００１９】
本発明では、炭化物等の厚みが０．４μｍを境に磁気特性への影響が異なると考えている。０．４μｍという厚みは以下のようにして算出した値である。まず、純鉄系軟磁性鋼の磁壁の幅δは、純鉄の物性値及び下記（２）式から、０．０３７μｍ≒０．０４μｍと計算できる。
δ＝γ／（２Ｋ）  ・・・（２）
γ：磁壁の単位面積当たりのエネルギー（３．６×１０-3Ｊ／ｍ2）
Ｋ：磁気異方性エネルギー係数（４８×１０3Ｊ／ｍ3）
（出展：志賀正幸、磁性入門、内田老鶴圃）
そして、炭化物等の厚みがこの磁壁の幅とほぼ整合すると、磁壁移動に対する強いピンニングサイトになり、ピンニング力はこの厚みが増加しても発揮され、上記した磁壁の幅の約１０倍となる０．４μｍまではその影響を及ぼすと考えられる。そこで、本発明では厚みが０．４μｍ未満の炭化物等（以下、「小さな炭化物等」と呼ぶ場合がある。）は極力減らし、一方で厚みが０．４μｍ以上の炭化物等（以下、「大きな炭化物等」と呼ぶ場合がある。）は鋼材中のＣ量に対して十分に析出させる。つまり、磁気特性に悪影響を与える小さな炭化物等を減らすとともに、磁気特性や磁気時効特性に悪影響を与えない大きな炭化物等は積極的に析出させて固溶Ｃと固溶Ｎを減らすことで磁気時効特性を向上できると考えられる。固溶Ｃ、固溶Ｎを鋼材の段階（すなわち、部品成形前）で炭化物及び炭窒化物として固定することによって、部品使用中の発熱により室温から２００℃程度まで温度上昇した際の磁気時効を抑制している。なお、本発明における炭化物等の厚みとは、炭化物等の短径を意味する。
【００２０】
具体的には、厚み０．４μｍ未満の炭化物等は面積率を０．２０面積％以下とする。このように小さな炭化物等の面積率を小さくすることで磁気特性への悪影響を防ぐことができる。該面積率は０．１面積％以下が好ましく、０面積％でも良い。
【００２１】
さらに、厚み０．４μｍ以上の炭化物等の面積率Ｍは、下記（１）式の関係を満足する。
Ｆ＝Ｍ−２０×［Ｃ］＞０  ・・・（１）
上記（１）式において［Ｃ］は軟磁性鋼材中のＣ量（質量％）を意味し、種々のＣ量の鋼材を用いて炭化物等の面積を変えて実験を行った結果、上記（１）式を得た。このように大きな炭化物等の面積率を、鋼材中のＣ量に対して十分に析出させ、磁気特性に悪影響を与えない大きな炭化物等とすることで、鋼材中の固溶Ｃ及び固溶Ｎを減らすことができ、磁気時効特性を向上できる。大きな炭化物等の面積率は、下記（１−２）式を満たすことが好ましく、下記（１−３）式を満たすことがより好ましい。下記（１−２）式及び（１−３）式において、［Ｃ］はいずれも軟磁性鋼材中のＣ量（質量％）を意味する。
Ｆ2＝Ｍ−２５×［Ｃ］＞０  ・・・（１−２）
Ｆ3＝Ｍ−３０×［Ｃ］＞０  ・・・（１−３）
【００２２】
厚み０．４μｍ以上の大きな炭化物等の面積率は、良好な磁気時効特性を得る観点からは多いほど好ましく、理想的には鋼材中のＣ量全てが炭化物となれば好ましいが、工業生産上困難である他、冷間鍛造性に悪影響を及ぼすため、上限は２．５面積％（本発明におけるＣ量の上限である０．０２５％の数値の１００倍に相当）とすることが好ましい。
【００２３】
大きな炭化物等の厚みは好ましくは１．０μｍ以上である。すなわち、上記（１）式のＭに代えて、厚みが１．０μｍ以上の炭化物等の面積率Ｍ2が上記（１）式を満たすことが好ましく、より好ましくは上記（１−２）式、さらに好ましくは（１−３）式を満たすことが好ましい。大きな炭化物等の厚みの上限は通常１２μｍ程度であるが、冷間鍛造性への悪影響を抑えることを考慮すると大きな炭化物等の厚みの上限は５μｍ程度が好ましく、より好ましくは３．０μｍであり、さらに好ましくは２．０μｍである。大きな炭化物等の厚みの上限は、例えば熱間圧延後（線材については特に巻取り後）から急冷（後述する）するまでの時間を制御することにより調整できる。
【００２４】
また、本発明の軟磁性鋼材は組織がフェライト単相組織であることが好ましい。フェライトとパーライトの二相組織などは、保磁力が上昇する他、磁束密度も低下し、磁気特性が劣化する。フェライト単相組織であるとは、組織の９５面積％以上がフェライト組織であることを意味し、好ましくは９８面積％以上、より好ましくは１００面積％である。なお、面積率は走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）にて測定した値である。
【００２５】
本発明の軟磁性鋼材は、結晶粒度番号が２．０〜７．０であることが好ましい。鋼材の結晶粒径が小さすぎると、結晶粒界が磁壁の移動を阻害する影響が大きくなり保磁力の上昇を招く。そのため、結晶粒径を大きくし、結晶粒界の存在密度を低減することが好ましく、フェライト結晶粒度番号は７．０以下が好ましく、より好ましくは６．０以下である。より高い磁気特性を実現する観点からは結晶粒径は大きいほど良いが、工業生産上困難である他、極端に結晶粒が粗大化すると鋼材の延靭性が低下して冷間鍛造性が悪化するため、フェライト結晶粒度番号は２．０以上が好ましく、より好ましくは３．０以上である。
【００２６】
また、鋼材を部品に成型する際、部位によって結晶粒径が異なると部位ごとに磁気特性が異なる結果となる。そのため、鋼材の表層から内部までの全体にわたって、結晶粒度番号の差異が１．０以内であることが好ましい。
【００２７】
次に、本発明の軟磁性鋼材の成分組成について以下に説明する。
【００２８】
Ｃ：０．００１〜０．０２５％
Ｃは、機械的強度を確保するのに必要な元素であり、少量であれば電気抵抗の増加作用によって渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。また、上述した通り、本発明では炭化物等を析出させて固溶Ｃの低減を図っているが、少ないＣ量であれば固溶Ｃ低減による磁気時効特性向上効果が飽和する。そこでＣ量は０．００１％以上とする。Ｃ量は０．００３％以上が好ましく、さらに０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００７％以上である。しかし、Ｃは鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませ、磁気特性を劣化させるほか、使用中に拡散して磁気特性を劣化させる磁気時効を生じさせる。そこで、Ｃ量を０．０２５％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは、脱酸剤として有効に作用すると共に、鋼中に含まれるＳと結合してＭｎＳ析出物として微細分散することで切削加工時に生じる切り屑のチップブレーカーとなり、被削性の向上に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．１％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、磁気特性に悪影響を及ぼすＭｎＳの個数の増加を招くため、１．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６０％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。
【００３０】
Ｐ：０．０３％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や磁気特性に悪影響を及ぼす有害元素である。よってＰ量を０．０３％以下に抑えて磁気特性の改善を図る。Ｐ量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程好ましいが、通常０．００１％程度含まれる。
【００３１】
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓ（硫黄）は、上記のように鋼中でＭｎＳを形成し、切削加工で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させる作用を有する。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｓは０．００３％以上含有させても良く、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、Ｓ量が多くなり過ぎると、磁気特性に有害なＭｎＳの個数の増加を招き、また冷間鍛造性が著しく低下する。そこで、Ｓ量は０．１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
【００３２】
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、脱酸に伴って不純物を低減し、磁気特性を改善する効果がある。この効果を発揮させるためには、Ａｌ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ａｌは磁気特性に有害な固溶ＮをＡｌＮとして固定して磁気特性（特に磁気モーメント）を向上させる反面、結晶粒を微細化する作用があり、結晶粒界が増加して磁気特性の劣化を招く。また過剰なＡｌの添加は変形抵抗の上昇を招き、冷間鍛造性を悪化させる。従って、Ａｌ量は０．０１０％以下と定めた。より優れた磁気特性を確保するためには、Ａｌ量は０．００８％以下が好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。
【００３３】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
上記のように、Ｎ（窒素）はＡｌと結合してＡｌＮを形成して磁気特性を害する他、Ａｌなどにより固定されなかったＮは、固溶Ｎとして鋼中に残存し、これも磁気特性と磁気時効特性を劣化させる。よってＮ量は極力少なく抑えるべきである。本発明では、鋼材製造の実操業面を考慮すると共に、上記Ｎによる弊害を実質的に無視し得る程度に抑えることのできる０．０１％をＮ量の上限として定めた。Ｎ量は好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００４０％以下、特に０．００３０％以下が好ましい。Ｎ量は少なければ少ない程良いが、通常０．００１０％程度含まれる。
【００３４】
本発明の軟磁性鋼材の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄及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持ち込まれる元素の混入が許容される。また、上記元素に加えて、
（ａ）Ｓｉ：０．００１〜４．０％及びＣｒ：０．０１〜４．０％の１種以上を含有させることによって磁気特性を向上でき、
（ｂ）Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２％を組み合わせて含有させる（但し、Ｎｂを用いる時はＴｉと共に用いる）か、Ｂ及びＴｉは単独で含有させることで、磁気時効特性と冷間鍛造性を向上でき、
（ｃ）Ｐｂ：０．０１〜１．０％を含有させることで被削性を向上できる。以下に詳しく説明する。
【００３５】
Ｓｉ：０．００１〜４．０％
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する元素である。更に、Ｓｉは鋼材の電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性劣化を抑制する効果をもたらす。これらの観点からＳｉを０．００１％以上含有させても良く、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．１％以上、特に好ましくは１．０％以上、最も好ましくは１．４％以上である。しかし、Ｓｉが多量に含まれると冷間鍛造性が低下する。よってＳｉ量の上限は４．０％であることが好ましい。Ｓｉ量は、より好ましくは３．６％以下であり、更に好ましくは３．０％以下、特に２．８％以下が好ましく、最も好ましくは２．５％以下である。
【００３６】
Ｃｒ：０．０１〜４．０％
Ｃｒは、フェライト相の電気抵抗率を増加させ、渦電流の減衰時定数低減に有効な元素である。また、炭化物形成元素として作用し、固溶Ｃを低減させる効果がある。これらの効果を十分に発揮させるため、Ｃｒは０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上、特に１．０％以上が好ましい。しかし、Ｃｒ量が過剰になると磁気特性が劣化する他、合金コストが上昇して安価に鋼材を提供できなくなる。そこでＣｒ量は４．０％以下が好ましく、より好ましくは３．６％以下、さらに好ましくは３．０％以下、特に２．０％以下が好ましい。ＳｉとＣｒは夫々単独で用いても良いし、併用しても良い。
【００３７】
Ｂ：０．０００３〜０．０１％
Ｂは、Ｎとの親和力が強く、固溶ＮをＢＮの形で固定して磁気時効を有効に抑制できる元素である。その効果を十分に発揮させるため、Ｂは０．０００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ｂが過剰に含まれるとＦｅ2Ｂ等の化合物が粒界に析出して熱間延性を悪化させるため、Ｂ量は０．０１％以下が好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。
【００３８】
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉは、上記Ｂと同様にＮとの親和力が強く、固溶ＮをＴｉＮの形で固定して磁気時効を有効に抑制できる元素である。その効果を十分に発揮させるため、Ｔｉ量は０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上、特に０．０２％以上が好ましい。しかし、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣとして微細な析出物を形成し易くなり素材強度の上昇を招き、また圧延材の強度ばらつきも生じやすくなるため、冷間鍛造時の寸法制度を高めるのが難しくなる他、磁壁移動の障害となって磁気特性が劣化する。よってＴｉ量は０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。
【００３９】
Ｎｂ：０．００１〜０．０２％
Ｎｂも上記Ｂ、Ｔｉと同様にＮとの親和力が強く、固溶ＮをＮｂＮの形で固定して磁気時効を有効に抑制できる元素であり、特にＴｉとの複合添加にて効果を発揮する。その効果を十分に発揮するためには、Ｎｂ量は０．００１％以上が好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上（特に０．０１％以上）である。一方、Ｎｂ量が過剰になると、ＮｂＣや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃとして微細な析出物を形成し易くなり、冷間鍛造性が低下し磁気特性が劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０２％以下が好ましい。Ｎｂ量はより好ましくは０．０１７％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
【００４０】
上記したＢ、Ｔｉについては単独で用いても良いし、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂを適宜組み合わせて用いても良く、Ｎｂを用いる時はＴｉと共に用いるのが良い。
【００４１】
Ｐｂ：０．０１〜１．０％
Ｐｂは、鋼中でＰｂ粒子を形成し、切削加工時の加工発熱で軟化・溶融するため、応力が負荷されたときに応力集中箇所となって被削性（特に切屑分断性）を向上させるとともに切削面の潤滑材として作用し工具摩耗量を低減させる効果を有している。よって、重切削でも切削面の高い面精度を維持したり、切屑処理性も向上させる等、特に被削性が要求される用途に適する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｐｂ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｐｂ量が過剰になると磁気特性、冷間鍛造性が著しく劣化するため、Ｐｂ量は１．０％以下が好ましい。Ｐｂ量は好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
【００４２】
本発明の軟磁性鋼材は、上述した通り、化学組成を適切に調整するとともに、炭化物等の面積率をその大きさごとに制御した点に特徴を有している。このような鋼材を製造するためには、上記した化学組成の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造、熱間圧延するという一連の工程において、熱間圧延条件（加熱温度、仕上圧延温度）及び熱間圧延後の冷却条件を適切に制御することが好ましい。本発明では、鋼材を加工して得られる部品は磁気焼鈍を実施しなくても優れた磁気特性を実現できることを課題としており、炭化物等の制御、また好ましい要件である結晶粒度の制御は熱間圧延材の段階で行う必要がある。
【００４３】
熱間圧延に際しての加熱温度：９５０〜１２００℃
鋼中の合金成分を母相に完全に固溶させるため、高温で加熱することが望ましいが、温度が高すぎるとフェライト結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり（より詳細には、加熱中にオーステナイト結晶粒が粗大化し、圧延後のフェライト組織で部分的に細粒や粗大粒が顕著となる）、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って、加熱温度は１２００℃以下が好ましく、より好ましくは１１５０℃以下、さらに好ましくは１１００℃以下である。一方、加熱温度が低すぎるとフェライト相が局所的に生成して圧延時に割れが生じるおそれがある。また圧延時のロール負荷が上昇して設備負担の増大や生産性の低下を招く。従って、加熱温度は９５０℃以上が好ましく、より好ましくは１０００℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。
【００４４】
仕上圧延温度：８５０℃以上
熱間圧延における仕上圧延温度が低すぎると、金属組織が細粒化し易く、その後の冷却過程において、部分的な異常粒成長（ＧＧ）の発生を招く。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。よって結晶粒を整粒にすべく、仕上圧延温度は８５０℃以上とするのが好ましく、より好ましくは８７５℃以上、さらに好ましくは９００℃以上である。仕上圧延温度の上限は前記した熱間圧延前の加熱温度にもよるが、概ね１１００℃である。
【００４５】
熱間圧延後の冷却速度
上記した特許文献２などに示されるように、従来は熱間圧延後の冷却速度は、母相の原子空孔低減や生産性を考慮し、８００〜５００℃の温度域の冷却速度を０．５〜１０℃／秒としてきた。これに対して、本発明では小さな炭化物等の析出を抑え、大きな炭化物等を積極的に析出させるため、拡散速度の大きな結晶粒を多く形成し、粒界拡散を中心とした炭化物等の析出を試みている。そのために、熱間圧延後の冷却を、急冷と、徐冷（又は温度を一定に保つ）の２段階で行う。急冷処理によって、低温かつ短時間でオーステナイトからフェライト変態をさせ、フェライト粒界を形成し、その後の徐冷（又は温度を一定に保つ）で拡散速度の大きい粒界を活用しながら固溶Ｃを大きな炭化物等として析出させる。
【００４６】
本発明の製造方法を、図１を用いて説明する。図１は熱間圧延後の時間と温度が炭化物等の析出に与える影響を模式的に示した図である。７００〜５００℃の温度域には炭化物等の析出領域が存在し、鋼材の温度が、図１に示した析出開始線と交わってから析出終了線と交わるまでの間に炭化物等が析出する。従来技術のようにこの温度域を一定の冷却速度で通過した場合であって、例えば図１に点線で示したように一定の早い冷却速度で通過した場合は炭化物等の析出開始線と交わることがなく、一方、図１に一点鎖線で示したように一定の遅い冷却速度で通過させた場合には炭化物等の析出開始線と析出終了線の幅が狭く、いずれの場合にも十分な量の炭化物等を析出させることができない。これに対して、本発明の製造方法（図１で太線で示す）によれば、まず急冷処理により析出開始線の鼻に近いところまで温度を下げた後、徐冷又は温度を一定に保つ（以下、「徐冷等」と呼ぶ）ことで、析出開始線と析出終了線の間をゆっくり通過することができ、十分な量の大きな炭化物等が析出する。
【００４７】
急冷処理は、熱間圧延後、４〜１０℃／秒の冷却速度（平均冷却速度を意味する。冷却速度について、以下同じ。）で１０〜１００秒冷却して７００〜５００℃とする処理である。急冷処理の時間が１０秒未満では７００〜５００℃の温度域まで十分に冷却する時間が足りず、１００秒を超えると結晶粒が部分的に粗大化して結晶粒界が減少する他、生産性が低下する。急冷処理の時間は、１０秒以上が好ましく、２０秒以上がより好ましく、更に好ましくは３０秒以上であり、また１００秒以下が好ましく、９０秒以下がより好ましく、８０秒以下が更に好ましい。また、冷却速度が１０℃／秒を超えると、又は、冷却速度が４℃／秒未満であると、後の徐冷等で炭化物等の析出開始までに時間がかかりすぎて生産性が低下する。特に熱間圧延後の冷却速度を４℃／秒未満として十分に時間をかけて徐冷することでも炭化物等の析出は可能であるが、炭化物等の厚みが増加して冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。冷却速度は４℃／秒以上が好ましく、５℃／秒以上がより好ましく、更に好ましくは６℃／秒以上であり、また１０℃／秒以下が好ましく、９℃／秒以下がより好ましく、更に好ましくは８℃／秒以下である。
【００４８】
急冷処理に引き続いて行う徐冷又は温度を一定に保つ処理は、上述した通り炭化物等を安定して析出させるために必要な炭化物等析出処理工程である。炭化物等析出処理の時間が１００秒未満では十分な量の炭化物等が析出しない。炭化物等析出処理の時間は、１００秒以上が好ましく、１５０秒以上がより好ましく、さらに好ましくは２００秒以上である。炭化物等析出処理の時間の上限は特に限定されないが、生産性を考慮すれば概ね１０００秒程度である。また、炭化物等析出処理では恒温保持が好ましいが、１．０℃／秒未満の冷却速度であれば、炭化物等の析出に影響はない。冷却速度は０．８℃／秒以下がより好ましく、さらに好ましくは０．５℃／秒以下である。
【００４９】
上記のような急冷処理と炭化物等析出処理を行うための具体的な手段として、鋼材が線材の場合は、例えばコンベア速度を調整することでコンベア上での線材の疎部密部の間隔を空け、かつ疎部密部に適度な強さで風を送ることが挙げられる。その他、温度の調整された水浴、油浴、塩浴などに線材を浸漬することによって急冷処理を行い、コンベア上にヒーターカバーをつけて線材を通過させる、又は線材を塩浴に浸漬させることで炭化物等析出処理を行うことなども可能である。鋼材が板の場合は、仕上圧延後に水冷、ミスト冷却により７００〜５００℃の温度域として急冷処理を行い、その後は熱延鋼板コイルを焼鈍炉で７００〜５００℃に保持して炭化物等析出処理を行う他、熱間圧延後に連続焼鈍ラインを具備することでも前記急冷処理と炭化物等析出処理を行うことができる。さらに、鋼材が棒鋼である場合には、水浴、油浴、塩浴などに浸漬するか、または水冷、ミスト冷却により７００〜５００℃の温度域として急冷処理を行い、その後は冷却床または焼鈍炉で７００〜５００℃に保持して炭化物等析出処理を行う。
【００５０】
炭化物等析出処理を終了した後の冷却条件は特に限定されず、例えば空冷などを行えば良い。
【００５１】
また、本発明の軟磁性鋼材の好ましい要件である結晶粒度を調整するためには、以下のような製造条件を採用することが好ましい。
【００５２】
軟磁性鋼材が線材である場合は、熱間圧延後の巻取り温度を８００℃以上とすることが好ましい。巻取り温度が低いと、上記仕上圧延温度と同様にミクロ組織が細粒化し易く、冷間鍛造性と磁気特性が共に劣化するため、巻取りは８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）で完了させることが好ましい。巻取り温度の上限は前記した仕上圧延温度にもよるが、概ね９７５℃である。つまり、線材の場合には、上記した好ましい要件（加熱温度及び仕上げ圧延温度）で熱間圧延を行って、８００℃以上で巻取りを完了し、４〜１０℃／秒の冷却速度で１０〜１００秒冷却して７００〜５００℃にする急冷処理を行った後、引き続いて、冷却速度を１．０℃／秒未満に下げる又は温度を一定に保つ炭化物析出処理を、温度７００〜５００℃の範囲で１００秒以上行えば良い。
【００５３】
軟磁性鋼材が棒鋼又は板である場合には、熱間圧延に際しての加熱温度を９５０〜１２００℃とすることが好ましい。該加熱温度が高すぎると局部的なフェライト結晶粒の粗大化が問題となり、部品成型時の冷間鍛造性が低下するため、加熱温度は１２００℃以下が好ましく、より好ましくは１１５０℃以下、さらに好ましくは１１００℃以下である。一方、加熱温度が低すぎると、結晶粒が細かくなって磁気特性が劣化する他、フェライト相の局所的な形成により圧延割れが生じる可能性がある。従って、加熱温度は９５０℃以上が好ましく、より好ましくは１０００℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。
【００５４】
本発明は、上記した軟磁性鋼材を冷間加工して得られる軟磁性部品も包含する。該軟磁性部品は、成分組成が軟磁性鋼材と同じである他、冷間加工して得られるため、上記軟磁性鋼材の炭化物等の析出状態および組織を維持することができる。このような軟磁性部品は磁気焼鈍を省略しても良好な磁気特性を実現できる。軟磁性部品としては、例えば自動車や電車、船舶などを対象とする各種電磁部品（軟磁性部品）に使用される電磁弁、ソレノイド、リレー等の鉄心材や磁気シールド材、アクチュエータ部材、モータ・センサー部材などが挙げられる。
【実施例】
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。
【００５６】
表１に示す成分組成（残部は鉄及び不可避不純物）の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造した後、表２に示す条件で、熱間圧延及び冷却処理を行い、直径２０ｍｍの鋼材（圧延材）を得た。すなわち、表２に記載の加熱温度及び仕上温度で熱間圧延を行い、表２に記載の巻取温度で巻取りを完了した後、表２に記載の条件で急冷処理及び徐冷処理を行った。なお、表２の一番右の欄には、急冷処理の条件について、仕上温度から徐冷開始温度までの冷却速度及び冷却時間に換算した値も併記した。得られた鋼材について、下記の要領で、組織観察及び炭化物等の測定、冷間鍛造性、磁気特性、及び磁気時効特性の評価を行った。
【００５７】
【表１】
2015127454.tif 000002
【００５８】
【表２】
2015127454.tif 000003
【００５９】
（１）組織の評価
光学顕微鏡を用い、上記圧延材を横断面（軸線に垂直な断面）に切断し、圧延材全体の代表的な組織である直径Ｄの１／４位置を観察した。組織観察に際しては、鋼材をナイタール腐食液に浸漬して結晶粒界を現出し、観察倍率１００〜４００倍にて３視野観察して組織を同定するとともに、ＪＩＳ  Ｇ０５１１に準じて結晶粒度を求め、その平均値を各鋼材の結晶粒度とした。
【００６０】
（２）炭化物等の測定
炭化物等の測定には、電界放出型走査型電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＦＥ−ＳＥＭ）を用いた。上記圧延材を横断面に切断し、樹脂に埋め込んで研磨した後、ピクリン酸腐食液を用いて炭化物を現出し、金蒸着を施したものを試料として用いた。ビーム径を０．４μｍ以下に絞ったＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）分析により析出物の組成を同定しながら、炭化物及び炭窒化物の面積率を求めた。ＥＤＳピークにＦｅ、Ｃが含まれる場合を炭化物、Ｆｅ、Ｃ、Ｎが含まれる場合を炭窒化物と判断した。観察部位は、圧延材全体の代表的な組織である直径Ｄの１／４位置を選択し、観察倍率１０００倍にて７２μｍ×９５μｍの範囲を３視野観察し、そのＳＥＭ画像から粒子解析を行い、炭化物等の厚み（短径）ごとにその面積率を求めた。面積率の測定には市販の粒子解析ソフト「粒子解析ｖｅｒ．３．０」を用いた。なお、本実施例で測定対象とした炭化物等の厚みの最小値は０．０７μｍであった。
【００６１】
（３）冷間鍛造性の評価
上記圧延材からφ１５×２２．５ｍｍＬの円柱状試験片を各５個採取し、室温で端面拘束圧縮試験を、歪速度は１０／秒、圧下率８０％まで行った。変形抵抗は、圧下率に対して変形抵抗の値の増加が比較的小さい６０％圧下時の値を用いた。また圧縮試験後の試験片外観を顕微鏡で観察し、割れの有無を確認した。試験数５個に対する割れ発生個数から割れ発生率を測定した。
【００６２】
次に、磁気特性及び磁気時効特性の評価方法について説明する。これら評価については、実際の製品での鍛造や切削を想定してその特性変化を調べる必要がある。一般的に、鍛造時の歪により磁気特性が大きく劣化することが知られており、本実施例では切削加工で切出した試験片を用い、切削での歪導入により部品への加工を模擬し、磁気特性及び磁気時効特性を評価した。
【００６３】
（４）磁気特性の評価
上記した直径２０ｍｍの圧延材から、外径１８ｍｍ、内径１０ｍｍ、厚さ３ｍｍのリング試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｃ２５０４に準じて磁気特性を評価した。励磁側コイルを１５０ターン、検出側コイルを２５ターン巻き、室温で自動磁化測定装置（理研電子社製：ＢＨＳ−４０）を用いて磁化曲線を描き、印加磁界４００Ａ／ｍでの保磁力と磁束密度を求めた。
【００６４】
（５）磁気時効特性の評価
上記のリング試験片を加熱炉で２００℃×１４日間（＝３３６時間）保持し、得られた試験片を上記と同様に自動磁化測定装置で測定し、保磁力と磁束密度を求め、上記（４）で測定した加熱前の保磁力と磁束密度との変化量をそれぞれ求めた。
【００６５】
上記（１）〜（５）の結果を表３に示す。
【００６６】
【表３】
2015127454.tif 000004
【００６７】
実験Ｎｏ．１〜２７及び４６は、所定の成分組成を満たす鋼を、上述した好ましい製造方法で製造した本発明の発明例であり、炭化物等の面積率が適切に制御されている。従って、変形抵抗がいずれも７５０ＭＰａ以下で、かつ割れ発生率が５０％以下という優れた冷間鍛造性を示している。また、磁気特性については、いずれも保磁力が１２５Ａ／ｍ以下でかつ磁束密度が０．８０Ｔ以上の優れた磁気特性を達成しており、さらに加熱保持後の保磁力の変化量（加熱保持後の保磁力−加熱保持前の保磁力）はいずれも１０Ａ／ｍ以下であり、優れた磁気時効特性を発揮している。また、結晶粒度を、好ましい要件である２．０〜７．０に調整することによって(実験Ｎｏ．１〜２７)、結晶粒度が９．１であった実験Ｎｏ．４６に比べて保磁力をより小さく（１２０Ａ／ｍ以下）することができる。なお、表３中の組織の欄にて「Ｆ」と記載しているものは、ＳＥＭにて測定したフェライト組織の面積率が９５面積％以上であることを意味している。
【００６８】
一方、実験Ｎｏ．２８〜４５は、本発明で規定する成分組成を満たしていないか、又は好ましい製造方法のいずれかの要件を満たしていないために、炭化物等の要件を満たさないなどして、冷間鍛造性、磁気特性又は磁気時効特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。
【００６９】
Ｎｏ．２８、３０は熱間圧延後の冷却速度が速い上に、一気に５００℃まで冷却されて７００〜５００℃での徐冷等が行われなかったため、またＮｏ．３３では７００〜５００℃での徐冷等が行われなかったため、更にＮｏ．２９では７００〜５００℃での徐冷等の時間が短かったため、いずれも０．４μｍ以上の炭化物等が十分確保できず磁気時効特性が劣化した。
【００７０】
Ｎｏ．３１は、熱間圧延後の冷却速度が遅いため、０．４μｍ未満の炭化物等の面積率が上昇し、０．４μｍ以上の炭化物等も不足して、磁気特性及び磁気時効特性がいずれも劣化した。Ｎｏ．３２は熱間圧延後の冷却速度が遅かったため、７００〜５００℃の温度域まで到達できず、０．４μｍ以上の炭化物等が十分確保できず磁気時効特性が劣化した。
【００７１】
Ｎｏ．４５は、急冷処理の後の徐冷等を行わなかった例であり、大きい炭化物等の析出が不十分であり磁気特性及び磁気時効特性が劣化した。
【００７２】
Ｎｏ．３４は、Ｃ量及びＡｌ量が多い鋼材を用いた例であり、大きな炭化物等が十分確保できず、冷間鍛造性、磁気特性及び磁気時効特性のいずれも劣化した。また、Ｎｏ．３４は結晶粒が微細となり、本発明の好ましい結晶粒度を満たさなかったことも変形抵抗を更に増加させる要因となった。Ｎｏ．３５、３６は、Ｎｏ．３４に比べて更にＡｌ量が多い鋼材を用いた例であり、Ｎｏ．３４に比較して更に変形抵抗が増大して冷間鍛造性が低下するとともに、磁気時効特性も劣化した。
【００７３】
Ｎｏ．３７は、Ａｌ量が多い鋼材を用い、熱間圧延前の加熱温度が高かった例であり、小さい炭化物等が多く析出し、大きい炭化物等の析出が不十分となり、冷間鍛造性、磁気特性及び磁気時効特性のいずれもが劣化した。また、加熱温度が高く結晶粒が非常に粗大となり、本発明の好ましい結晶粒度を満たさなかったことも、冷間鍛造性を更に悪化させる要因となった。
【００７４】
Ｎｏ．３８はＣ量が多いため割れ発生率が上昇して冷間鍛造性が低下した他、小さい炭化物等の面積率が上昇して磁気特性も劣化した。なお、Ｎｏ．３８はＣ量が高くフェライトとパーライトの二相組織（フェライトは９３．４面積％）であり、炭化物面積が上昇したことも冷間鍛造性を更に悪化させる要因となった。
【００７５】
Ｎｏ．３９は、Ｃ量とＡｌ量が多く、徐冷等の温度が高かった例であり、小さい炭化物等が多く、大きい炭化物等が少なかったため、冷間鍛造性及び磁気時効特性のいずれも劣化した。Ｎｏ．４０は、Ｓｉ量が多い鋼材を用いた例であり、変形抵抗が増大して冷間鍛造性が悪化した。
【００７６】
Ｎｏ．４１はＣｒ量が多い鋼材を用いた例であり、磁束密度が低下して磁気特性が劣化した。Ｎｏ．４２はＣｒ量、Ｎ量が多い鋼材を用いた例であり、Ｎｏ．４３はＡｌ量、Ｎ量が多い鋼材を用いた例であり、Ｎｏ．４４はＭｎ量が多い鋼材を用いた例であり、いずれも磁束密度が低下し、保磁力が増加して磁気特性が劣化した。
【図１】
2015127454.tif 000005