(57)【要約】【課題】一般的な鍛造法である冷間鍛造によって得られる軟磁性鋼部品の保磁力と比べて、相対的に保磁力が小さい軟磁性鋼部品を製造できる方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０％超、０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．１％以下、Ａｌ：０％超、０．１０％以下、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、鍛造した後、磁気焼鈍して軟磁性鋼部品を製造する方法であって、前記鍛造は、３５０〜５５０℃で行う軟磁性鋼部品の製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１〜０．０５％、
Ｓｉ：０％超、０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ  ：０％超、０．０２％以下、
Ｓ  ：０％超、０．１％以下、
Ａｌ：０％超、０．１０％以下、および
Ｎ  ：０％超、０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、鍛造した後、磁気焼鈍して軟磁性鋼部品を製造する方法であって、
前記鍛造は、３５０〜５５０℃で行うことを特徴とする軟磁性鋼部品の製造方法。
【請求項２】
前記鍛造は、ひずみ量を０．４以上として行う請求項１に記載の軟磁性鋼部品の製造方法。
【請求項３】
前記鋼は、更に、他の元素として、質量％で、
Ｔｉ：０％超、０．１０％以下、
Ｂ  ：０％超、０．００５０％以下、および
Ｎｂ：０％超、０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の軟磁性鋼部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性鋼部品の製造方法に関する。詳細には、本発明は、自動車、電車、船舶、建機、産業機械、または家電製品などにおいて、各種電装部品などに用いられるソレノイド、リレー、または電磁弁などの摺動部を有する鉄心材、またはカバー材として有用な軟磁性鋼部品の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電装部品などにおいて磁気回路を構成する鋼部品には、省電力化や応答性の向上を図るために、磁気特性として低い外部磁場で容易に磁化される特性に加え、保磁力が小さいことが求められる。このような用途の鋼部品には、通常、軟磁性鋼材が用いられる。この軟磁性鋼材としては、具体的には、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。
【０００３】
上記電装部品に用いられる軟磁性鋼部品は、一般的に、鋼材を熱間圧延した後、酸洗、潤滑処理、および伸線等の二次加工を行って鋼線とし、次いで、部品形状に成形した後、磁気焼鈍して製造される。部品形状への成形は、例えば、鍛造（一般的には冷間鍛造）や切削加工によって行われる。そのため、軟磁性鋼部品を製造する際に用いる軟磁性鋼材には、磁気特性に優れているほか、鍛造性や被削性が良好であることも求められている。
【０００４】
そこで、本出願人は、軟磁性鋼材について、特許文献１〜３の技術を提案した。
【０００５】
上記特許文献１は、冷間圧造性と被削性を改善した軟磁性低炭素鋼材に関する。この軟磁性低炭素鋼材は、所定の成分組成を満足すると共に、Ｍｎ／Ｓ（質量比）が３．０以上である鋼からなり、フェライト結晶粒径が１００μｍ以上で、該フェライト結晶粒内に、粒径０．２μｍ以上のＭｎＳ析出物が０．０２〜０．５個／μｍ2存在すると共に、該ＭｎＳ析出物の平均粒径が０．０５〜４μｍであるところに特徴がある。
【０００６】
上記特許文献２は、優れた被削性を有し、複雑形状の鋼部品であっても高歩留まりで切削加工することができ、かつ優れた磁気特性を確保することのできる軟磁性鋼材に関する。この軟磁性鋼材は、実質的にフェライト単相組織であり、ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合酸化物の表面に硫化物が存在する複合析出物が該フェライト組織中に分散しているところに特徴がある。
【０００７】
上記特許文献３は、磁気焼鈍後に優れた磁気特性をバラツキなく確保できると共に、複雑形状でかつ大型の鋼部品を製造する場合であっても、切削加工時に使用する工具の長寿命化を図ることができ、かつ成形部品の寸法精度に優れた軟磁性部品を高歩留りであることのできる軟磁性鋼材に関する。この軟磁性鋼材は、所定の成分組成を満足すると共に、ＭｎとＳの質量比が５．７以上であり、金属組織が、フェライト単相組織で、かつ長径０．１μｍ以上のＦｅＳ析出物が５０００個／ｍｍ2以下であるところに特徴がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００３−０５５７４５号公報
【特許文献２】特開２００４−１９０１２２号公報
【特許文献３】特開２００７−０４６１２５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記特許文献１〜３では、軟磁性鋼材について検討しているものの、該軟磁性鋼材を用いて磁気特性に優れた軟磁性鋼部品を製造するための条件は検討されていなかった。
【００１０】
本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、一般的な鍛造法である冷間鍛造によって得られる軟磁性鋼部品の保磁力と比べて、相対的に保磁力が小さい軟磁性鋼部品を製造できる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記解題を解決することのできた本発明に係る軟磁性鋼部品の製造方法とは、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０％超、０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．１％以下、Ａｌ：０％超、０．１０％以下、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、鍛造した後、磁気焼鈍して軟磁性鋼部品を製造するにあたり、前記鍛造を、３５０〜５５０℃で行う点に特徴がある。
【００１２】
上記鍛造は、ひずみ量を０．４以上として行えばよい。上記鋼は、更に、他の元素として、質量％で、Ｔｉ：０％超、０．１０％以下、Ｂ：０％超、０．００５０％以下、およびＮｂ：０％超、０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも一種を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、部品形状への鍛造を３５０〜５５０℃で行うことによって、冷間鍛造で得られた軟磁性鋼部品よりも保磁力の小さい軟磁性鋼部品を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、実施例の表２に示したＮｏ．１〜７について、鍛造温度と保磁力の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者は、保磁力が小さい軟磁性鋼部品を製造するために、鋭意研究を重ねてきた。その結果、軟磁性鋼材を一般的な冷間鍛造により部品形状へ成形するよりも、３５０〜５５０℃の温度域で鍛造して部品形状に成形すれば、冷間鍛造して得られる軟磁性鋼部品よりも保磁力の小さい軟磁性鋼部品を製造できることを見出し、本発明を完成した。
【００１６】
軟磁性鋼部品の保磁力は、結晶粒が粗大であるほど低減できることが近年明らかになっている。結晶粒は、部品形状へ成形した後に磁気焼鈍することによって粗大化できる。そして、本発明者が、結晶粒を粗大化させる条件について検討したところ、磁気焼鈍の前に行う鍛造の温度が結晶粒の粗大化に大きく影響を及ぼしていること、鍛造温度を３５０〜５５０℃に制御すれば、冷間鍛造して得られる軟磁性鋼部品よりも保磁力が小さい軟磁性鋼部品を提供できることが明らかになった。
【００１７】
まず、本発明に係る軟磁性鋼部品の製造に用いる鋼の成分組成について説明する。以下、％は、質量％を意味する。
【００１８】
上記鋼は、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０％超、０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．１％以下、Ａｌ：０％超、０．１０％以下、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有する。
【００１９】
Ｃは、鋼部品の強度と延性のバランスを支配する元素であり、含有量を低減するほど強度は低下し、延性は向上する。鋼部品を効率よく製造する観点から、Ｃ量は、０．００１％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかし、Ｃは鋼中に固溶してひずみ時効硬化を生じるため、加工性の観点からは低Ｃが望ましい。また、強磁性体であるフェライトの生成量が多いほど磁気特性は良好となるが、Ｃ量が過剰になると、セメンタイトが析出し、フェライトの生成量が減少すると共に、析出したセメンタイトが磁壁移動の妨げとなるため磁気特性が劣化する。従って、本発明では、Ｃ量は０．０５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００２０】
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用する元素である。また、Ｓｉは、Ｆｅの磁気異方性を低減する元素であり、磁気特性の向上に有効に作用する。また、Ｓｉは、鋼部品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作用も有する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は、０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、鍛造性が低下する。特にＳｉはフェライトの固溶強化の効果が大きい元素であるため、Ｓｉを過剰に含有すると、鍛造性の劣化が顕著となる。従って、本発明では、Ｓｉ量は０．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
【００２１】
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中に含まれるＳと結合してＭｎＳを析出させ、微細分散することにより、該ＭｎＳが切削加工で生じる切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。こうした作用を発揮させるため、本発明では、Ｍｎ量を０．１％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、ＭｎＳが多量に生成し、磁気特性が劣化する。従って、本発明では、Ｍｎ量は１．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
【００２２】
Ｐは、鋼中で粒界偏析を起こして鍛造性や磁気特性に悪影響を及ぼす有害元素である。従って、本発明では、Ｐ量を０．０２％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。
【００２３】
Ｓは、鋼中に含まれるＭｎと結合してＭｎＳを形成する元素である。ＭｎＳは、切削加工で応力が負荷されたときに応力集中箇所となるため、切屑のチップブレーカーとなり、被削性の向上に寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓ量は、０．００３％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｓ量が過剰になると、ＭｎＳが多量に生成し、磁気特性が劣化する。また、鍛造性が著しく劣化する。従って、本発明では、Ｓ量は０．１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
【００２４】
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、脱酸に伴って不純物が低減されるため、磁気特性が向上する。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、磁気特性、特に磁気モーメントを向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ａｌ量は、０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ａｌは、結晶粒を微細化する元素であるため、過剰に含有すると、結晶粒界が増加して磁気特性、特に保磁力が劣化する。また、Ａｌを過剰に含有すると、変形抵抗が高くなり、鍛造性が悪化する。従って、本発明では、Ａｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
【００２５】
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、磁気特性、特に保磁力を低下させるほか、鋼中に残存する固溶Ｎも磁気特性、特に保磁力を劣化させる元素である。従って、本発明では、Ｎ量は、０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下、更に好ましくは０．００４％以下、特に好ましくは０．００３％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。
【００２６】
本発明に係る軟磁性鋼部品の製造方法で用いる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、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。
【００２７】
上記鋼は、更に、他の元素として、Ｔｉ：０％超、０．１０％以下、Ｂ：０％超、０．００５０％以下、およびＮｂ：０％超、０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも一種を含有してもよい。
【００２８】
Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂは、いずれも鋼中のＮを固定し、磁気特性、特に、磁気モーメントを向上させる元素である。以下、各元素について、具体的に説明する。
【００２９】
Ｔｉは、ＴｉＯ2を形成して脱酸作用を有すると共に、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、磁気特性、特に磁気モーメントを向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は、０．００１％以上が好ましい。Ｔｉ量、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、ＴｉＮは、結晶粒を微細化する作用を有するため、結晶粒が微細化して結晶粒界が増加すると、磁気特性、特に保磁力が劣化することがある。また、Ｔｉを過剰に含有すると、変形抵抗が上昇し、鍛造性が悪化することがある。従って、本発明では、Ｔｉ量は、０．１０％以下が好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。
【００３０】
Ｂは、鋼中のＮをＢＮとして固定し、磁気特性、特に磁気モーメントを向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、０．０００３％以上が好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、割れが発生しやすくなり、鍛造性が劣化することがある。従って、本発明では、Ｂ量は０．００５０％以下が好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。
【００３１】
Ｎｂは、鋼中のＮをＮｂＮとして固定し、磁気特性、特に磁気モーメントを向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、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、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、ＮｂＮは、結晶粒を微細化する作用を有するため、結晶粒が微細化して結晶粒界が増加すると、磁気特性、特に保磁力が劣化することがある。また、Ｎｂを過剰に含有すると、変形抵抗が上昇し、鍛造性が悪化することがある。従って、本発明では、Ｎｂ量は、０．１０％以下が好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。
【００３２】
本発明では、上記成分組成を満足する鋼を熱間圧延し、鍛造した後、磁気焼鈍して軟磁性鋼部品を製造するにあたり、鍛造を３５０〜５５０℃で行うことによって、冷間鍛造したときの保磁力に対して、１０％以上保磁力を低減できる。以下、本発明に係る軟磁性鋼部品の製造方法について順を追って説明する。
【００３３】
（加熱温度：９５０〜１２００℃）
上記鋼は、９５０〜１２００℃で熱間圧延することが好ましい。熱間圧延時の加熱温度を９５０℃以上とすることによって、鋼中の合金成分を母相に完全に固溶させることができる。従って、本発明では、加熱温度は９５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは９８０℃以上、更に好ましくは１０００℃以上である。しかし、加熱温度が高すぎると結晶粒の粗大化が部分的に顕著となり、部品形状に成形するときの鍛造性が低下すると共に、部品の外観に粗大化した結晶粒が浮き出て、外観が悪くなることがある。従って、本発明では、加熱温度は１２００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１７０℃以下、更に好ましくは１１５０℃以下である。
【００３４】
（仕上げ圧延温度：８５０℃以上）
熱間圧延における仕上げ圧延温度は、８５０℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度が低すぎると、オーステナイトとフェライトの相変態が発生し、鋼材内部の機械特性が不均一となり、熱間延性が低下し、割れや疵が発生しやすくなることがある。従って、本発明では、仕上げ圧延温度は８５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは９００℃以上、更に好ましくは９２０℃以上である。仕上げ圧延温度の上限は、上述した熱間圧延時の加熱温度によるが、概ね１１００℃以下とすることが好ましい。
【００３５】
（５００℃までの平均冷却速度：０．１〜５℃／秒）
仕上げ圧延終了後、５００℃までの平均冷却速度は、０．１〜５℃／秒とすることが好ましい。上記平均冷却速度が小さすぎると、結晶粒の粗大化が部分的に発生し、部品形状に成形するときの鍛造性が低下すると共に、部品の外観に粗大化した結晶粒が浮き出て、外観が悪くなることがある。従って、本発明では、上記平均冷却速度は０．１℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５℃／秒以上、更に好ましくは１．０℃／秒以上である。上記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備負荷の観点から、例えば、５℃／秒以下とすることが好ましい。上記平均冷却速度は、より好ましくは４℃／秒以下、更に好ましくは３℃／秒以下である。
【００３６】
（鍛造温度：３５０〜５５０℃）
５００℃まで冷却した後、鍛造して部品形状に成形する。本発明では、鍛造温度を３５０〜５５０℃とすることが重要である。以下に詳述するように、鍛造温度３５０℃を境に保磁力への影響が大きくなる。
【００３７】
まず、鍛造温度が低すぎると、固溶Ｃおよび固溶Ｎが固着される時効現象が発生するため、冷間鍛造時と同様、加工硬化が緩和されない。その結果、後工程で磁気焼鈍しても保磁力を低下させることができない。これに対し、３５０℃以上で鍛造することにより、冷間鍛造するよりも加工硬化が少なくなるため、磁気焼鈍時に再結晶粒の核生成が抑制され、結晶粒の成長が促進される。その結果、保磁力を低減できる。従って、本発明では、鍛造温度は３５０℃以上とする必要がある。鍛造温度は、好ましくは３７０℃以上、より好ましくは３９０℃以上である。しかし、鍛造温度が５５０℃を超えると動的再結晶が発生するため、加工硬化は殆ど起こらない。そのため、鍛造後に磁気焼鈍しても再結晶が充分に起こらず、結晶粒の粗大化が抑制される。また、酸化スケールが発生し、部品の外観が悪くなる。従って、本発明では、鍛造温度は５５０℃以下とする必要がある。鍛造温度は、好ましくは５３０℃以下、より好ましくは５１０℃以下である。
【００３８】
なお、上記特許文献２、３には、熱間圧延した後、冷間鍛造または温間鍛造を施して成形した後、磁気焼鈍して磁性部品を製造する旨記載されている。しかしながら、これらの文献では、冷間鍛造と温間鍛造は同等の鍛造手段であるとの認識しかなく、実施例では冷間鍛造して得られた軟磁性鋼部品の保磁力が測定されているに過ぎない。従って、このような特許文献に基づき、本発明に規定する特定の温間鍛造温度域に到達することは困難である。
【００３９】
（鍛造時のひずみ量：０．４以上）
上記温度域で鍛造したときのひずみ量は、０．４以上とすることが好ましい。ひずみ量が小さすぎると、後工程で磁気焼鈍しても再結晶が充分に起こらず、結晶粒の粗大化が抑制されるため、保磁力を低下させることができない。従って、本発明では、鍛造時に導入するひずみ量は０．４以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５以上、更に好ましくは０．６以上である。鍛造時に導入するひずみ量の上限は、材料の加工限界にもよるが、概ね２．５以下とすることが好ましい。ひずみ量は、より好ましくは２．３以下、更に好ましくは２．０以下である。
【００４０】
上記ひずみ量は、鍛造時の据え込み率に基づいて、下記式から算出すればよい。
ひずみ量＝−ｌｎ［１−（据え込み率［％］）／１００］
【００４１】
（磁気焼鈍条件）
上記温度域で鍛造した後は、磁気焼鈍を行うことが好ましい。磁気焼鈍は、真空または不活性ガス雰囲気下で、６００〜９００℃で、１〜２０時間行うことが好ましい。
【００４２】
磁気焼鈍を真空または不活性ガス雰囲気下で行うことによって、部品の酸化を抑制できる。不活性ガスとしては、例えば、窒素、アルゴン、水素などを用いることができ、特に、水素を好適に用いることができる。
【００４３】
磁気焼鈍温度が低すぎると、鍛造時に導入されたひずみを除去できないため、磁気特性が劣化する。また、結晶粒の粗大化が充分に起こらないため、磁気特性が劣化する。従って、本発明では、磁気焼鈍温度は６００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは７００℃以上、更に好ましくは８００℃以上である。磁気焼鈍温度をできるだけ高くすることにより、結晶粒の粗大化による磁気特性の向上効果が得られる。しかし、磁気焼鈍温度が高すぎると、フェライト−オーステナイト変態が生じ、再結晶による結晶粒の粗大化が起こらなくなる。従って、本発明では、磁気焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましい。磁気焼鈍温度は、より好ましくは８８０℃以下、更に好ましくは８６０℃以下である。
【００４４】
磁気焼鈍時間が短すぎると、焼鈍不足となり、結晶粒の粗大化が充分に起こらないため、磁気特性が劣化する。従って、本発明では、磁気焼鈍時間は１時間以上とすることが好ましい。磁気焼鈍時間は、より好ましくは１．５時間以上、更に好ましくは２．０時間以上である。しかし、磁気焼鈍時間を長くし過ぎても結晶粒の粗大化は飽和し、生産性が悪くなる。従って、本発明では、磁気焼鈍時間は２０時間以下とすることが好ましい。磁気焼鈍時間は、より好ましくは１５時間以下、更に好ましくは１０時間以下である。
【００４５】
（磁気焼鈍後の平均冷却速度：５０〜２００℃／時間）
磁気焼鈍した後、３００℃までを平均冷却速度５０〜２００℃／時間で冷却することが好ましい。この温度域における平均冷却速度が大きすぎると、冷却中にひずみが導入され、磁気特性が低下することがある。従って、本発明では、上記平均冷却速度は２００℃／時間以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時間以下である。しかし、上記温度域における平均冷却速度が小さすぎると、生産性が阻害されるため、５０℃／時間以上とすることが好ましい。上記平均冷却速度は、より好ましくは６０℃／時間以上である。
【００４６】
冷却して得られた軟磁性鋼部品は、各種電装部品に用いられるソレノイド、リレー、または電磁弁等の摺動部を有する鉄心材、またはカバー材として有用である。上記軟磁性鋼部品を用いた電装部品は、例えば、自動車、電車、船舶、建機、産業機械、または家電製品などに好適に用いられる。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で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。
【００４８】
下記表１に示す成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなる鋼を常法に従って溶製し、熱間圧延してφ２０ｍｍの線材を製造した。下記表２に、加熱温度、熱間圧延時の仕上げ圧延温度、および仕上げ圧延温度から５００℃までの平均冷却速度を示す。
【００４９】
得られたφ２０ｍｍの線材を切削加工し、φ１０ｍｍ±０．０３ｍｍで高さ１５ｍｍ±０．０５ｍｍの円柱状の試験片を製造した。
【００５０】
得られた円柱状試験片を鍛造した後、磁気焼鈍した。上記鍛造は、下記表２に示した据え込み率で、下記表２に示した鍛造温度で行った。据え込み率に基づいて、下記式から鍛造時に導入されたひずみ量を算出した。
ひずみ量＝−ｌｎ［１−（据え込み率［％］）／１００］
【００５１】
上記磁気焼鈍は、水素雰囲気で、下記表２に示す温度で、下記表２に示す時間保持して行い、磁気焼鈍後、３００℃までの平均冷却速度は１００℃／時間とした。
【００５２】
次に、磁気焼鈍して得られた円柱状試験片の保磁力を測定し、磁気特性を評価した。保磁力は、自動計測保磁力計Ｈｃメーター（東北特殊鋼株式会社製の「Ｋ−ＨＣ１０００」）を用いて測定した。測定結果を下記表２に示す。
【００５３】
また、鍛造温度が磁気特性に及ぼす影響を評価するために、同一の鋼種を用いた試験片について、室温（２５℃）で鍛造を行ったときの保磁力を基準保磁力とし、基準保磁力に対する各円柱状試験片の保磁力の比（即ち、各温度で鍛造して得られた試験片の保磁力／室温で鍛造して得られた試験片の保磁力）を算出した。算出結果を下記表２に示す。
【００５４】
本発明では、保磁力が６０Ａ／ｍ2以下で、且つ保磁力の比が０．９０以下を合格とし、磁気特性に優れると評価した。一方、保磁力または保磁力の比の少なくとも一方が合格基準から外れるものを不合格とし、磁気特性が劣ると評価した。なお、保磁力の比が０．９０以下とは、室温で鍛造して得られた試験片の保磁力よりも、保磁力が１０％以上低減されていることを意味する。
【００５５】
なお、下記表２に示したＮｏ．２２とＮｏ．２３は、鍛造時に割れたため、磁気焼鈍および保磁力の測定は行わなかった。
【００５６】
下記表２に示したＮｏ．１〜７について、鍛造温度と保磁力の関係を示すグラフを図１に示す。図１において、◇はＮｏ．５、６の結果、■はＮｏ．１〜４、７の結果をそれぞれ示す。
【００５７】
下記表２および図１から次のように考察できる。
【００５８】
Ｎｏ．１〜７は、いずれも同一の鋼種Ａを用いた例である。
【００５９】
これらのうち、Ｎｏ．２〜４は、鍛造温度が低すぎる例であり、保磁力は、室温で鍛造して得られたＮｏ．１の試験片の保磁力と殆ど変らず、保磁力を低減できなかった。
【００６０】
Ｎｏ．７は、鍛造温度が高すぎる例であり、保磁力は、室温で鍛造して得られた試験片の保磁力と殆ど変らず、保磁力を低減できなかった。
【００６１】
一方、Ｎｏ．５、６は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鍛造温度が適切に制御できているため、室温で鍛造して得られたＮｏ．１の試験片の保磁力よりも保磁力を１０％以上低減できた。
【００６２】
このことは図１からも明らかであり、鍛造温度を３５０〜５５０℃の範囲に制御することによって、室温で鍛造して得られた試験片の保磁力よりも保磁力を低減できることが分かる。
【００６３】
Ｎｏ．８〜１０、Ｎｏ．１１〜１３、Ｎｏ．１４〜１６、Ｎｏ．１７〜１９は、それぞれ、同一の鋼種Ｂ、鋼種Ｃ、鋼種Ｄ、鋼種Ｅを用いた例である。
【００６４】
これらのうち、Ｎｏ．９、１２、１５、１８は、鍛造温度が低すぎる例であり、保磁力は、室温で鍛造して得られた試験片（即ち、Ｎｏ．８、１１、１４、１７）の保磁力と殆ど変らず、保磁力を低減できなかった。
【００６５】
一方、Ｎｏ．１０、１３、１６、１９は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鍛造温度が適切に制御できているため、室温で鍛造して得られた試験片（即ち、Ｎｏ．８、１１、１４、１７）の保磁力よりも保磁力を１０％以上低減できた。
【００６６】
Ｎｏ．２０、２１は、いずれも同一の鋼種Ｆを用いた例であり、Ｃ量が多すぎるため、室温で鍛造しても、４００℃で鍛造しても、保磁力が大きくなった。
【００６７】
Ｎｏ．２２、２３は、いずれも同一の鋼種Ｇを用いた例であり、Ｓｉ量が多すぎるため、室温で鍛造しても、４００℃で鍛造しても、鍛造時に割れが発生した。
【００６８】
Ｎｏ．２４、２５は、いずれも同一の鋼種Ｈを用いた例であり、Ｍｎ量が多すぎるため、室温で鍛造しても、４００℃で鍛造しても、保磁力が大きくなった。
【００６９】
Ｎｏ．２６、２７は、いずれも同一の鋼種Ｉを用いた例であり、Ｓ量およびＡｌ量が多すぎるため、室温で鍛造しても、４００℃で鍛造しても、保磁力が大きくなった。
【００７０】
【表１】
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【００７１】
【表２】
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【図１】
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