JP6139943B2 - 酸洗い性に優れた軟磁性部品用鋼材、および耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品とその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、酸洗い性に優れた軟磁性部品用鋼材、および耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品とその製造方法に関する。
自動車等の省エネルギー化に対応して、該自動車等の電装部品には、磁気回路の制御がより精緻で省電力化と磁気応答速度の向上を実現できるものが求められている。従って、上記軟磁性部品の素材となる鋼材には、磁気特性として、低い外部磁界で容易に磁化しかつ保磁力が小さいといった特性が要求される。
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。上記軟磁性部品（電装部品）は、この鋼材に熱間圧延を施した後、二次加工工程と呼ばれる、酸洗い、潤滑処理、および伸線加工等を行って得た鋼線に、部品成型や磁気焼鈍等を順次施して得られることが一般的である。
ところで上記軟磁性部品は、使用環境によっては耐食性が要求される。この耐食性が要求される部位には電磁ステンレス鋼が使用される。電磁ステンレス鋼は、磁気特性と耐食性を兼ね備えた特殊鋼であり、用途は、センサ、アクチュエータ、モータ等の磁気回路を活用した軟磁性部品や、腐食環境で使用される軟磁性部品などが挙げられる。上記電磁ステンレス鋼として、従来より１３Ｃｒ系電磁ステンレス鋼が用いられており、例えば特許文献１では、この１３Ｃｒ系電磁ステンレス鋼の冷間鍛造性や被削性を改善する技術が提案されている。しかしながら、上記１３Ｃｒ系電磁ステンレス鋼は、冷間鍛造性のより優れた極低炭素鋼と比較すると難加工性であり、また、合金元素が多いことに起因して材料価格も高く、合金価格の高騰時には連動して材料価格が上昇したり、材料供給が困難になるといった問題がある。
一方、極低炭素鋼として、例えば特許文献２や特許文献３等の技術が提案されている。これらは、鋼材成分や鋼中の硫化物の分散状態を制御することによって、磁気特性を低下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り、耐食性が必要となる場合についてまで検討されたものではない。
ところで耐食性を向上させるべく耐食性改善元素（合金元素）を増加させると、圧延材を用いた二次加工工程における酸洗い（酸による脱スケール）でスケールが除去され難く、酸洗時間が長時間化したり、再酸洗が必要となるなど、生産性と環境負荷が悪化する。上記耐食性改善元素を多く含む鋼材として、ＳＵＳ４３０（１６％Ｃｒ）、ＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ、８％Ｎｉ）などのステンレス鋼があるが、これらは酸により圧延スケールが除去され難い。
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、圧延材の表面に形成される圧延スケールが、酸を用いた化学的方法で脱スケールする工程（酸洗工程）で除去されやすく（以下、この特性を「酸洗い性」という）、かつ最終部品（軟磁性部品、電装部品）において優れた磁気特性と耐食性を達成することのできる鋼材、および該鋼材を用いて得られる耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品とその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明の酸洗い性に優れた軟磁性部品用鋼材は、
Ｃ：０．００１〜０．０２５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０８％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５％未満（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、かつＦｅＯを４０〜８０体積％含む圧延スケールが鋼材表面に形成されているところに特徴を有する。
Ｃ：０．００１〜０．０２５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０８％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５％未満（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、かつＦｅＯを４０〜８０体積％含む圧延スケールが鋼材表面に形成されているところに特徴を有する。
前記軟磁性部品用鋼材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｐｂ：１．０％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。
（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｐｂ：１．０％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。
本発明には、前記軟磁性部品用鋼材を用いて得られた軟磁性部品であって、厚みが５〜３０ｎｍの酸化被膜が該部品の表面に形成されているところに特徴を有する耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品も含まれる。
また本発明には、上記軟磁性部品の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記軟磁性部品用鋼材を用いて部品成型を行った後、下記の条件で焼鈍を行うところに特徴を有する。
（焼鈍条件）
焼鈍雰囲気：酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下
焼鈍温度：６００〜１２００℃
焼鈍時間：１時間以上２０時間以下
（焼鈍条件）
焼鈍雰囲気：酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下
焼鈍温度：６００〜１２００℃
焼鈍時間：１時間以上２０時間以下
本発明によれば、電磁ステンレス鋼を用いた場合と同等の磁気特性と耐食性を示す鋼材を、材料や加工工程を含めて安価に実現することができる。本発明の鋼材（軟磁性部品用鋼材）は、自動車や電車、船舶用などを対象とする各種電装部品（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として有用である。特に耐食性の要求される環境で優れた特性を発揮する。
本発明者は、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、酸洗い性に優れた鋼材（軟磁性部品用鋼材）を得るには、下記に詳述するとおり、該鋼材の表面に、ＦｅＯを多く含む圧延スケールを形成すればよいことを見い出した。
熱間圧延により形成される圧延スケールは、素地側からＦｅＯ、Ｆｅ3Ｏ4、Ｆｅ2Ｏ3の順に層状に形成される。酸によるこれらの溶解性は、ＦｅＯが可溶性、Ｆｅ3Ｏ4とＦｅ2Ｏ3が難溶性である。つまり圧延スケール中にＦｅＯが多く含まれていると圧延スケールが酸に溶解しやすい。また圧延スケールには、冷却中のスケール収縮作用などにより細かい割れや孔が多数存在する。酸溶液はこれらを通過して可溶性のＦｅＯ層に到達してスケールを溶解する他、ＦｅＯ層内で共析変態したＦｅを陽極、Ｆｅ3Ｏ4を陰極とした局部電池が形成され水素が発生することにより、スケールを機械的に剥離することも可能である。
本発明では、上記のようなＦｅＯによる効果を十分に発揮させて優れた酸洗い性を確保すべく、鋼材表面にＦｅＯを４０体積％以上含む圧延スケールを形成する。上記ＦｅＯは好ましくは４５体積％以上、より好ましくは５０体積％以上である。良好な酸洗い性を確保する観点からは上記ＦｅＯ量が多いほど好ましく、理想的にはＦｅＯが１００体積％であるが、工業生産上、ＦｅＯ以外の成分を０体積％にすることは困難であり、ＦｅＯ量は８０体積％が上限となる。
また、圧延スケールの厚みが大きすぎると、圧延スケールの成分組成を上記規定を満たすように制御しても酸洗い時間が長時間化する。よって、圧延スケールの厚みは１００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５０μｍ以下、更に好ましくは３０μｍ以下である。より高い酸洗い性を望む観点からは、圧延スケールの厚みは極力薄い方がよく、ＦｅＯによる脱スケール効果が発揮されるため極めて薄くてもよいが、工業生産上、圧延スケールの厚みを０μｍにするのは困難であり、圧延スケールの厚みの下限はおおよそ１μｍとなる。
次に本発明の鋼材の成分組成について説明する。
［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、また少量であれば電気抵抗を増加させて、渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。しかしＣは鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、含有量が増加すると磁気特性を著しく劣化させる。また、Ｃ量が著しく過剰になると、耐食性が劣化する場合がある。そのためＣ量は、０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。尚、Ｃ量が０．００１％を下回っても、磁気特性の改善効果は飽和するため、本発明ではＣ量の下限を０．００１％とした。
Ｃは、機械的強度を確保するのに必要な元素であり、また少量であれば電気抵抗を増加させて、渦電流による磁気特性の劣化を抑制できる。しかしＣは鋼中に固溶してＦｅ結晶格子を歪ませるため、含有量が増加すると磁気特性を著しく劣化させる。また、Ｃ量が著しく過剰になると、耐食性が劣化する場合がある。そのためＣ量は、０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。尚、Ｃ量が０．００１％を下回っても、磁気特性の改善効果は飽和するため、本発明ではＣ量の下限を０．００１％とした。
［Ｓｉ：１．０％未満（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、また電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性の低下を抑制する効果をもたらす元素である。更には、酸化被膜を強化して耐食性を向上させる元素でもある。これらの観点からＳｉを０．００１％以上含有させてもよい。しかしＳｉが多量に含まれると、圧延スケール中に難溶性のＦｅ2ＳｉＯ4が形成され、酸洗い性が低下する。よって本発明では、Ｓｉ量を１．０％未満とした。Ｓｉ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２０％以下、より更に好ましくは０．１０％以下、特に好ましくは０．０５０％以下である。
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、また電気抵抗を増加させて渦電流による磁気特性の低下を抑制する効果をもたらす元素である。更には、酸化被膜を強化して耐食性を向上させる元素でもある。これらの観点からＳｉを０．００１％以上含有させてもよい。しかしＳｉが多量に含まれると、圧延スケール中に難溶性のＦｅ2ＳｉＯ4が形成され、酸洗い性が低下する。よって本発明では、Ｓｉ量を１．０％未満とした。Ｓｉ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２０％以下、より更に好ましくは０．１０％以下、特に好ましくは０．０５０％以下である。
［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ＭｎＳ析出物として微細分散することで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には、Ｍｎを０．１％以上含有させる必要がある。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量が多過ぎると、磁気特性に有害なＭｎＳ個数の増加を招くため、１．０％を上限とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以下、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。
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ＭｎＳ析出物として微細分散することで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には、Ｍｎを０．１％以上含有させる必要がある。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量が多過ぎると、磁気特性に有害なＭｎＳ個数の増加を招くため、１．０％を上限とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以下、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。
［Ｐ：０．０３０％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０．０３０％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。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（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０．０３０％以下に抑えて磁気特性の改善を図るのがよい。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。
［Ｓ：０．０８％以下（０％を含まない）］
Ｓ（硫黄）は、上記の様に鋼中でＭｎＳを形成し、切削加工時に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している。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｓを０．００３％以上含有させてもよい。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個数の増加を招く。また冷間鍛造性が著しく劣化するので、０．０８％以下に抑える。Ｓ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓ（硫黄）は、上記の様に鋼中でＭｎＳを形成し、切削加工時に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している。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｓを０．００３％以上含有させてもよい。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個数の増加を招く。また冷間鍛造性が著しく劣化するので、０．０８％以下に抑える。Ｓ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
［Ｃｒ：０．５％未満（０％を含まない）］
Ｃｒは、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。また、腐食反応の活性態域での電流密度を低下させる効果があり、耐食性向上に寄与する元素でもある。さらにＣｒは、不動態被膜を強化する合金元素でもあるため、焼鈍後に形成された酸化被膜をより強固なものとして耐食性の更なる向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかし多量に含まれていると、圧延スケール中に難溶性のＦｅＣｒ2Ｏ4が形成され、酸洗い性が低下する。よって本発明ではＣｒ量を０．５％未満とした。Ｃｒ量は、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下、より更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｒは、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。また、腐食反応の活性態域での電流密度を低下させる効果があり、耐食性向上に寄与する元素でもある。さらにＣｒは、不動態被膜を強化する合金元素でもあるため、焼鈍後に形成された酸化被膜をより強固なものとして耐食性の更なる向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかし多量に含まれていると、圧延スケール中に難溶性のＦｅＣｒ2Ｏ4が形成され、酸洗い性が低下する。よって本発明ではＣｒ量を０．５％未満とした。Ｃｒ量は、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下、より更に好ましくは０．１０％以下である。
［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には、Ａｌ量を０．００１％以上（より好ましくは０．００２％以上）とすることが好ましい。しかし、Ａｌは固溶ＮをＡｌＮとして固定し結晶粒を微細化する作用がある。よって、Ａｌが過剰に含まれていると結晶粒の微細化により結晶粒界が増加して磁気特性の劣化を招く。従って本発明では、Ａｌ量を０．０１０％以下とする。より優れた磁気特性を確保するには、Ａｌ量を０．００８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。
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には、Ａｌ量を０．００１％以上（より好ましくは０．００２％以上）とすることが好ましい。しかし、Ａｌは固溶ＮをＡｌＮとして固定し結晶粒を微細化する作用がある。よって、Ａｌが過剰に含まれていると結晶粒の微細化により結晶粒界が増加して磁気特性の劣化を招く。従って本発明では、Ａｌ量を０．０１０％以下とする。より優れた磁気特性を確保するには、Ａｌ量を０．００８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。
［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
上記の様にＮ（窒素）はＡｌと結合しＡｌＮを形成して磁気特性を害するが、それに加えて、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、これも磁気特性を劣化させる。よって、Ｎ量は何れにしても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量の上限値として定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００４０％以下、より更に好ましくは０．００３０％以下である。
上記の様にＮ（窒素）はＡｌと結合しＡｌＮを形成して磁気特性を害するが、それに加えて、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、これも磁気特性を劣化させる。よって、Ｎ量は何れにしても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量の上限値として定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００４０％以下、より更に好ましくは０．００３０％以下である。
本発明の軟磁性部品用鋼材（更には軟磁性部品）の基本成分は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物からなる。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る。また、上記元素に加えて更に、
（ａ）下記量のＣｕおよび／またはＮｉを含有させて、耐食性を更に向上させることや、
（ｂ）下記量のＰｂを含有させて、被削性を向上させることができる。
（ａ）下記量のＣｕおよび／またはＮｉを含有させて、耐食性を更に向上させることや、
（ｂ）下記量のＰｂを含有させて、被削性を向上させることができる。
以下、これらの元素について詳述する。
［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｃｕ、Ｎｉは、腐食反応の活性態域での電流密度を低下させる効果、および酸化被膜を強化する効果を発揮して、耐食性を向上させる元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｕを含有させる場合、０．０１％以上（より好ましくは０．１０％以上）含有させることが好ましく、Ｎｉを含有させる場合、０．０１％以上（より好ましくは０．１０％以上）含有させることが好ましい。しかしこれらの元素が過剰に含まれていると、難溶性の圧延スケールが形成されて酸洗い性が低下する他、合金コストが上昇して安価に提供できなくなる。更には、磁気モーメントの低下により磁気特性の劣化が顕著にもなる。よって、Ｃｕ、Ｎｉそれぞれの上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉのより好ましい上限は、それぞれ０．３５％以下、更に好ましい上限はそれぞれ０．２０％以下、より更に好ましい上限はそれぞれ０．１５％以下である。
Ｃｕ、Ｎｉは、腐食反応の活性態域での電流密度を低下させる効果、および酸化被膜を強化する効果を発揮して、耐食性を向上させる元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｕを含有させる場合、０．０１％以上（より好ましくは０．１０％以上）含有させることが好ましく、Ｎｉを含有させる場合、０．０１％以上（より好ましくは０．１０％以上）含有させることが好ましい。しかしこれらの元素が過剰に含まれていると、難溶性の圧延スケールが形成されて酸洗い性が低下する他、合金コストが上昇して安価に提供できなくなる。更には、磁気モーメントの低下により磁気特性の劣化が顕著にもなる。よって、Ｃｕ、Ｎｉそれぞれの上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉのより好ましい上限は、それぞれ０．３５％以下、更に好ましい上限はそれぞれ０．２０％以下、より更に好ましい上限はそれぞれ０．１５％以下である。
［Ｐｂ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｐｂは、鋼中でＰｂ粒子を形成し、切削加工時に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。これらの効果を発揮させるには、Ｐｂ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。ただし、Ｐｂ量が多くなり過ぎると磁気特性、冷間鍛造性を著しく劣化するので、１．０％以下に抑えることが好ましい。Ｐｂ量は、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
Ｐｂは、鋼中でＰｂ粒子を形成し、切削加工時に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。これらの効果を発揮させるには、Ｐｂ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。ただし、Ｐｂ量が多くなり過ぎると磁気特性、冷間鍛造性を著しく劣化するので、１．０％以下に抑えることが好ましい。Ｐｂ量は、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
本発明には、前記鋼材を用いて得られる軟磁性部品も規定する。該軟磁性部品も、上記成分組成を満たすものである。更に上記軟磁性部品は、その表面に厚みが５〜３０ｎｍの酸化被膜が形成された点に特徴を有する。以下、この酸化被膜について説明する。
ステンレス鋼では１１％以上のＣｒを添加するなど多量の合金元素を添加して不動態被膜を形成することにより優れた耐食性を確保している。しかし多量の合金元素添加は、上述の通り、鋼材の酸洗い性を低下させる。そこで本発明では、多量の合金元素に頼らず、焼鈍で耐食性に優れた酸化被膜を形成することとした（焼鈍については、後に詳述する）。
酸化被膜を構成する成分のうち、特に良好な耐食性を示す成分はＦｅ3Ｏ4である。しかしＦｅ3Ｏ4の格子定数は素地のＦｅの格子定数と大きく異なるため、結合強度が低い。よって、酸化被膜の厚みが増加すると、酸化被膜と素地との密着性が低下してこれらの間に微細なクラックが形成されやすい。形成されたクラックに水溶液が侵入すると、Ｆｅ3Ｏ4を正極、素地のＦｅを負極とする局部電池が形成されて腐食反応が進行し、錆が発生すると考えられる。
そこで本発明では、特に酸化被膜の厚みに着目した。具体的には素地との密着性を高めるべく、酸化被膜の厚みを薄く制御することが重要であるとの思想のもと、酸化被膜の厚みと耐食性との関係について鋭意研究を行った。その結果、酸化被膜の厚みが３０ｎｍを超えると、素地との密着性が低下して微細なクラックが形成され、優れた耐食性が得られないことがわかった。よって本発明では、部品表面に形成される酸化被膜の厚みを３０ｎｍ以下とする。好ましくは２５ｎｍ以下、より好ましくは２０ｎｍ以下、更に好ましくは１５ｎｍ以下である。一方、酸化被膜が薄すぎても耐食性を確保することが困難となる。そこで本発明では、酸化被膜の厚みを５ｎｍ以上とすることによって、電磁ステンレス鋼と同等の耐食性を達成する。前記酸化被膜の厚みは、好ましくは７ｎｍ以上である。
本発明において、上記酸化被膜の成分組成は特に限定されないが、上述の通り耐食性に有効な成分であるＦｅ3Ｏ4を含むことが好ましい。
上記酸化被膜は、軟磁性部品の全表面に形成されている必要はなく、少なくとも耐食性の要求される部位に形成されていればよい。例えば、上記部品の製造では焼鈍後さらに仕上げ切削加工が部品の一部に施される場合があるが、軟磁性部品には、この仕上げ加工部であって耐食性の要求されない部位が存在していてもよい。
［鋼材の製造方法］
本発明の鋼材は、上記化学成分を有する鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造、熱間圧延して製造することができる。上記規定の圧延スケールが表面に形成された鋼材を得るには、下記に示す通り、上記熱間圧延時の条件を適切に制御することが推奨される。
本発明の鋼材は、上記化学成分を有する鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造、熱間圧延して製造することができる。上記規定の圧延スケールが表面に形成された鋼材を得るには、下記に示す通り、上記熱間圧延時の条件を適切に制御することが推奨される。
〈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べく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、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下で加熱するのが好ましく、より好ましくは１１５０℃以下で加熱する。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ので、好ましくは９５０℃以上に加熱して熱間圧延を行う。
合金成分を母相に完全に固溶させるべく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、部品成型時の冷間鍛造性が低下する。従って１２００℃以下で加熱するのが好ましく、より好ましくは１１５０℃以下で加熱する。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ので、好ましくは９５０℃以上に加熱して熱間圧延を行う。
〈仕上圧延温度〉
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、その後の冷却過程や部品成型後の焼鈍過程において、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、好ましくは８５０℃以上（より好ましくは８７５℃以上）の仕上圧延温度で圧延を終了させる。仕上圧延温度の上限は、前記加熱温度にもよるがおおよそ１１００℃である。
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、その後の冷却過程や部品成型後の焼鈍過程において、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、好ましくは８５０℃以上（より好ましくは８７５℃以上）の仕上圧延温度で圧延を終了させる。仕上圧延温度の上限は、前記加熱温度にもよるがおおよそ１１００℃である。
〈熱間圧延後の巻取り温度〉
熱間圧延の最終工程である巻取りでは、圧延スケール成分として酸洗い性に優れるＦｅＯを優先的に成長させるべく、巻取り温度を８７５℃以下とすることが好ましい。巻取り温度はより好ましくは８５０℃以下である。この様な巻取り温度を実現するための手段として、、例えば製品水冷帯での冷却水流量を増加させる等が挙げられる。一方、巻取り温度が低いと、圧延材の熱間強度が上昇して巻取りが困難となる。また、上記仕上圧延温度の場合と同様にミクロ組織の細粒化による冷間鍛造性と磁気特性の悪化や、ＦｅＯの分解も起こる。よって巻取り温度は、７００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは７５０℃以上である。
熱間圧延の最終工程である巻取りでは、圧延スケール成分として酸洗い性に優れるＦｅＯを優先的に成長させるべく、巻取り温度を８７５℃以下とすることが好ましい。巻取り温度はより好ましくは８５０℃以下である。この様な巻取り温度を実現するための手段として、、例えば製品水冷帯での冷却水流量を増加させる等が挙げられる。一方、巻取り温度が低いと、圧延材の熱間強度が上昇して巻取りが困難となる。また、上記仕上圧延温度の場合と同様にミクロ組織の細粒化による冷間鍛造性と磁気特性の悪化や、ＦｅＯの分解も起こる。よって巻取り温度は、７００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは７５０℃以上である。
〈巻取り後の冷却速度〉
前記巻取り後は、圧延スケール中のＦｅＯが分解してＦｅ3Ｏ4が形成しないようにするため、熱間圧延後（巻取り後）のコンベア上での冷却速度を、４℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。上記冷却速度は、より好ましくは５．０℃／ｓｅｃ以上、更に好ましくは６．０℃／ｓｅｃ以上である。一方、上記冷却速度の上限は、母相の原子空孔低減を考慮して１０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。より好ましくは８．０℃／ｓｅｃ以下である。
前記巻取り後は、圧延スケール中のＦｅＯが分解してＦｅ3Ｏ4が形成しないようにするため、熱間圧延後（巻取り後）のコンベア上での冷却速度を、４℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。上記冷却速度は、より好ましくは５．０℃／ｓｅｃ以上、更に好ましくは６．０℃／ｓｅｃ以上である。一方、上記冷却速度の上限は、母相の原子空孔低減を考慮して１０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。より好ましくは８．０℃／ｓｅｃ以下である。
上記冷却速度を達成するための手段として、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、かつ疎部密部に適量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や油浴、塩浴などに線材を浸漬することによっても上記冷却速度を達成することができる。
［軟磁性部品の製造方法］
本発明の軟磁性部品は、前記鋼材（圧延材）に対し二次加工、部品加工を施した後、後述する焼鈍を行って製造することができる。詳細には、前記熱間圧延後の圧延材に酸洗いを施し、潤滑被膜を形成してから伸線し、次いで冷間鍛造により部品成型することが挙げられる。前記部品成型は、切削加工や磨棒加工により行うこともできる。その後、焼鈍を行うが、上記部品の表面に規定の薄い酸化被膜を形成するには、該焼鈍を、下記の条件（焼鈍雰囲気、加熱温度・時間）で行うことが重要である。以下、各条件について詳述する。
本発明の軟磁性部品は、前記鋼材（圧延材）に対し二次加工、部品加工を施した後、後述する焼鈍を行って製造することができる。詳細には、前記熱間圧延後の圧延材に酸洗いを施し、潤滑被膜を形成してから伸線し、次いで冷間鍛造により部品成型することが挙げられる。前記部品成型は、切削加工や磨棒加工により行うこともできる。その後、焼鈍を行うが、上記部品の表面に規定の薄い酸化被膜を形成するには、該焼鈍を、下記の条件（焼鈍雰囲気、加熱温度・時間）で行うことが重要である。以下、各条件について詳述する。
〈焼鈍雰囲気：酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下〉
焼鈍において、下記の温度制御に加えて焼鈍雰囲気における酸素濃度を厳しく管理することによって、酸化被膜の厚さを薄く制御することができる。本発明では、焼鈍雰囲気における酸素濃度を１．０体積ｐｐｍ以下とすることにより、部品表面に酸化被膜を薄く形成することができる。具体的な上記焼鈍雰囲気として、例えば高純度水素、窒素などの雰囲気とすることが挙げられる。また、純度の高いＡｒガスを用いて、上記焼鈍雰囲気を酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気としてもよい。上記酸素濃度は、好ましくは０．５体積ｐｐｍ以下、より好ましくは０．３体積ｐｐｍ以下である。尚、酸化被膜を形成する観点から、上記酸素濃度の下限値は０．１体積ｐｐｍ程度となる。
焼鈍において、下記の温度制御に加えて焼鈍雰囲気における酸素濃度を厳しく管理することによって、酸化被膜の厚さを薄く制御することができる。本発明では、焼鈍雰囲気における酸素濃度を１．０体積ｐｐｍ以下とすることにより、部品表面に酸化被膜を薄く形成することができる。具体的な上記焼鈍雰囲気として、例えば高純度水素、窒素などの雰囲気とすることが挙げられる。また、純度の高いＡｒガスを用いて、上記焼鈍雰囲気を酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気としてもよい。上記酸素濃度は、好ましくは０．５体積ｐｐｍ以下、より好ましくは０．３体積ｐｐｍ以下である。尚、酸化被膜を形成する観点から、上記酸素濃度の下限値は０．１体積ｐｐｍ程度となる。
〈焼鈍の加熱温度（焼鈍温度）：６００〜１２００℃〉
焼鈍温度が低すぎると、鍛造や切削で生じた歪を除去することができず、結晶粒の成長が不十分となり磁気特性が低下する。また、表層に酸化被膜が形成されない。よって本発明では焼鈍温度を６００℃以上とする。好ましくは７００℃以上である。一方、焼鈍温度が高すぎると、酸化被膜が厚く成長し、素地との密着性が低下して、酸化被膜に微細なクラックが形成し上述した通り耐食性が低下する。さらに電力コスト、炉壁耐久性など量産性の低下も招く。よって焼鈍温度は１２００℃以下とする。好ましくは１１００℃以下であり、より好ましくは１０００℃以下、更に好ましくは９５０℃以下である。
焼鈍温度が低すぎると、鍛造や切削で生じた歪を除去することができず、結晶粒の成長が不十分となり磁気特性が低下する。また、表層に酸化被膜が形成されない。よって本発明では焼鈍温度を６００℃以上とする。好ましくは７００℃以上である。一方、焼鈍温度が高すぎると、酸化被膜が厚く成長し、素地との密着性が低下して、酸化被膜に微細なクラックが形成し上述した通り耐食性が低下する。さらに電力コスト、炉壁耐久性など量産性の低下も招く。よって焼鈍温度は１２００℃以下とする。好ましくは１１００℃以下であり、より好ましくは１０００℃以下、更に好ましくは９５０℃以下である。
〈焼鈍の加熱時間（焼鈍時間）：１時間以上２０時間以下〉
焼鈍時間が短すぎると、焼鈍温度を高めに設定したとしても焼鈍不足となり酸化被膜が均一に形成されない。よって焼鈍時間は１時間以上とする。好ましくは２時間以上である。しかし焼鈍時間が長すぎても酸化被膜の厚みが増加し過ぎる他、生産性が悪くなるため、焼鈍時間は２０時間以下とする。好ましくは１０時間以下である。
焼鈍時間が短すぎると、焼鈍温度を高めに設定したとしても焼鈍不足となり酸化被膜が均一に形成されない。よって焼鈍時間は１時間以上とする。好ましくは２時間以上である。しかし焼鈍時間が長すぎても酸化被膜の厚みが増加し過ぎる他、生産性が悪くなるため、焼鈍時間は２０時間以下とする。好ましくは１０時間以下である。
焼鈍後の冷却時において、冷却速度が大きすぎると冷却中に発生する歪により磁気特性が低下する。また、焼鈍で形成される酸化被膜の組成のうち、特に耐食性の高いＦｅ3Ｏ4の割合を多くするには、冷却速度を小さくしてＦｅＯの分解反応によりＦｅ3Ｏ4を形成することが好ましい。これらの観点から、焼鈍後から３００℃までの平均冷却速度は２００℃／Ｈｒ（時間）以下とすることが好ましい。より好ましくは１５０℃／Ｈｒ以下である。一方、上記温度域の平均冷却速度が小さすぎると、生産性が著しく阻害されるため、５０℃／Ｈｒ以上で冷却することが好ましい。
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。
表１に示す成分組成（残部は鉄および不可避不純物）の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造した後、熱間圧延を行って直径２０ｍｍの圧延材（鋼材）を得た。この圧延材を用いて、下記に示す通り圧延スケールの評価を行うと共に、酸洗い性の評価を行った。
［圧延スケールの評価］
圧延スケールの評価は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察とＸ線回折（ＸＲＤ）による測定により行った。
圧延スケールの評価は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察とＸ線回折（ＸＲＤ）による測定により行った。
ＳＥＭ観察の試料断面調整法は、ＣＰ加工（イオンエッチング法によるクロスセクションポリッシャ、Ｃｒｏｓｓ Ｓｅｃｔｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｅｒ）により実施し、表層のダレを防止した。圧延スケールの厚みは、圧延材の直径面（横断面）の表層部位を、ＥＤＸ分析によりスケールの同定を行いながら倍率２００〜１０００倍で観察した。３視野撮影して圧延スケールの厚みを測定し、その平均値を求めて「圧延スケールの厚み」とした。
ＸＲＤ測定は、理学電機製・Ｘ線回折装置ＲＡＤ−ＲＵ３００にて、ターゲット出力はＣｏ、モノクロメータを使用（Ｋα線）して２θ＝１５°〜１１０°にて測定した。ＩＣＤＤカードと照合し、酸化物組成（ＦｅＯ、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｏ、Ｆｅ2Ｏ3、Ｆｅ3Ｏ4、その他）を同定した。そして、Ｆｅのピークを除いたピーク強度比から各成分の定量的な割合を求め、圧延スケール中のＦｅＯ量を求めた。
［圧延材の酸洗い性の評価］
まず圧延材を長さ２０ｍｍに切断して試験片とし、端部には塩化ビニール塗料のアセトン溶液を塗布し、樹脂テープを巻くことでマスキングした。得られた試験片を用いて、１５％Ｈ2ＳＯ4水溶液を用いたビーカーテストにて、水溶液を撹拌しながら室温で１時間浸漬した。そして試験後の外観観察を行った。この外観観察は、目視で圧延スケールの残存面積を確認・測定した。そして、１００×（圧延スケールの残存面積）／（試験片表面積）で求められる値を「圧延スケール残存面積率」とし、この圧延スケール残存面積率が０％の場合を「○」、０％超１０％未満の場合を「△」、１０％以上の場合を「×」と判定し、上記「○」の場合を酸洗い性に優れると評価した。これらの結果を表２に示す。
まず圧延材を長さ２０ｍｍに切断して試験片とし、端部には塩化ビニール塗料のアセトン溶液を塗布し、樹脂テープを巻くことでマスキングした。得られた試験片を用いて、１５％Ｈ2ＳＯ4水溶液を用いたビーカーテストにて、水溶液を撹拌しながら室温で１時間浸漬した。そして試験後の外観観察を行った。この外観観察は、目視で圧延スケールの残存面積を確認・測定した。そして、１００×（圧延スケールの残存面積）／（試験片表面積）で求められる値を「圧延スケール残存面積率」とし、この圧延スケール残存面積率が０％の場合を「○」、０％超１０％未満の場合を「△」、１０％以上の場合を「×」と判定し、上記「○」の場合を酸洗い性に優れると評価した。これらの結果を表２に示す。
次いで、酸洗い性が良好であった圧延材を用いて、量産条件で酸洗を行った後、潤滑被膜を付着し、その後に磨棒加工（部品成型に相当）を行い、切断して直径１６ｍｍ×長さ１６ｍｍの磨棒切断品を得た。また、別の部品成型法として切削加工を模擬し、旋盤にて直径１０ｍｍ×長さ１０ｍｍの円柱状の試験片（切削試験片）も作製した。この様にして得られた上記磨棒切断品と切削試験片を用いて、表２に示す条件で焼鈍を行って評価用の部品を得た。尚、焼鈍後から３００℃までの平均冷却速度は１００〜１５０℃／Ｈｒの範囲内とした。
そしてこれらの部品を用いて、酸化被膜の評価、および耐食性の評価を行った。また、磁気特性の評価を、上記圧延材を用い、下記に示す通り評価用試験片を作製して行った。尚、酸化被膜の有無が耐食性に及ぼす影響を調べるため、表３のＤ１４では、焼鈍後の試験片の表層を旋盤にて切削加工して得られた（即ち、焼鈍により形成された酸化被膜の除去された）、直径８ｍｍ×長さ８ｍｍの試験片を用いて、耐食性を評価した。
［酸化被膜の評価］
焼鈍後の酸化被膜の分析は、ＴＥＭ−ＦＩＢ観察によって行った。ＴＥＭ観察用試料は次の様にして作製した。即ち、前記焼鈍後の切削試験片を用い、ＦＩＢ加工は、日立製作所製の集束イオンビーム加工観察装置ＦＢ２０００Ａにて、イオン源としてＧａを用い実施した。試料最表面保護のため、高真空蒸着装置とＦＩＢ装置を用いてカーボン膜をコーティングした後、ＦＩＢマイクロサンプリング法にて試料小片を摘出した。試料の摘出は、旋盤の切削加工等により生じた凹凸の凸部から行った。その後、摘出した小片をＷ(ＣＯ)6ガス中でＦＩＢ加工し、堆積するＷによってＭｏメッシュに貼り付け、ＴＥＭ観察可能な厚さまで薄片化を行った。
焼鈍後の酸化被膜の分析は、ＴＥＭ−ＦＩＢ観察によって行った。ＴＥＭ観察用試料は次の様にして作製した。即ち、前記焼鈍後の切削試験片を用い、ＦＩＢ加工は、日立製作所製の集束イオンビーム加工観察装置ＦＢ２０００Ａにて、イオン源としてＧａを用い実施した。試料最表面保護のため、高真空蒸着装置とＦＩＢ装置を用いてカーボン膜をコーティングした後、ＦＩＢマイクロサンプリング法にて試料小片を摘出した。試料の摘出は、旋盤の切削加工等により生じた凹凸の凸部から行った。その後、摘出した小片をＷ(ＣＯ)6ガス中でＦＩＢ加工し、堆積するＷによってＭｏメッシュに貼り付け、ＴＥＭ観察可能な厚さまで薄片化を行った。
この様にして得られたＴＥＭ観察用試料を用いて、下記の通りＴＥＭ観察を行った。即ち、ＴＥＭ観察は、日立製作所製の電界放出形透過電子顕微鏡ＨＦ−２０００にてビーム径１０ｎｍ、倍率１０，０００〜７５０，０００倍にて観察し、Ｋｅｖｅｘ製ＥＤＸ分析装置Ｓｉｇｍａを用いてＥＤＸ分析により酸化被膜の組成を同定しながら明視野像を撮影した。３視野撮影して酸化被膜の厚みを測定し、その平均値を求めて「酸化被膜の厚み」とした。尚、酸化被膜の構造解析は、標準試料にＳｉを用い、ナノ電子線回折図から求めた格子定数をＪＣＰＤＳカードの値を照合（誤差５％未満）して決定した。そして本実施例では、酸化被膜中のＦｅ3Ｏ4の有無を確認した（表３において、Ｆｅ3Ｏ4が有りの場合は「有り」、Ｆｅ3Ｏ4が無しまたは評価できない場合は「−」と示している）。
［耐食性の評価］
焼鈍後の部品を用いて、１％Ｈ2ＳＯ4水溶液を用いたビーカーテストにて、水溶液を撹拌しながら室温で２４Ｈｒ浸漬した。そして試験後の外観観察と腐食減量測定を行った。試験後の外観観察は、目視で錆の発生有無を確認・測定し、１００×（錆面積）／（試験片の表面積）で求められる値を「錆面積率」とし、この錆面積率が０％の場合を「○」、０％超１０％未満の場合を「△」、１０％以上の場合を「×」と判定した。また腐食減量の測定は、浸漬前後の試験片の質量変化量を試験片の初期表面積で割った値を「腐食減量」として求めた。そして、上記錆面積率の判定が○であると共に、腐食減量が４０ｇ／ｍ2以下の場合を、耐食性に優れると評価し（表３の耐食性の評価が「○」）、これらのいずれかを満たさない場合を、耐食性に劣ると評価した（表３の耐食性の評価が「×」）。尚、磨棒切断品と切削試験片との間で、耐食性の評価結果に大きな差異はみられなかった。
焼鈍後の部品を用いて、１％Ｈ2ＳＯ4水溶液を用いたビーカーテストにて、水溶液を撹拌しながら室温で２４Ｈｒ浸漬した。そして試験後の外観観察と腐食減量測定を行った。試験後の外観観察は、目視で錆の発生有無を確認・測定し、１００×（錆面積）／（試験片の表面積）で求められる値を「錆面積率」とし、この錆面積率が０％の場合を「○」、０％超１０％未満の場合を「△」、１０％以上の場合を「×」と判定した。また腐食減量の測定は、浸漬前後の試験片の質量変化量を試験片の初期表面積で割った値を「腐食減量」として求めた。そして、上記錆面積率の判定が○であると共に、腐食減量が４０ｇ／ｍ2以下の場合を、耐食性に優れると評価し（表３の耐食性の評価が「○」）、これらのいずれかを満たさない場合を、耐食性に劣ると評価した（表３の耐食性の評価が「×」）。尚、磨棒切断品と切削試験片との間で、耐食性の評価結果に大きな差異はみられなかった。
［磁気特性の評価］
磁気特性の評価は、上記の直径２０ｍｍの圧延材から、外径１８ｍｍ、内径１０ｍｍ、厚み３ｍｍのリング試験片を作製し、表３の条件で焼鈍を行った後、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｃ２５０４）に基づいて行った。測定は、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。そして保磁力が８０Ａ／ｍ以下でかつ磁束密度が１．２０Ｔ以上のものを磁気特性に優れると評価し（表３の磁気特性の評価が「○」）、これらのいずれかを満たさない場合を磁気特性に劣ると評価した（表３の磁気特性の評価が「×」）。
磁気特性の評価は、上記の直径２０ｍｍの圧延材から、外径１８ｍｍ、内径１０ｍｍ、厚み３ｍｍのリング試験片を作製し、表３の条件で焼鈍を行った後、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｃ２５０４）に基づいて行った。測定は、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。そして保磁力が８０Ａ／ｍ以下でかつ磁束密度が１．２０Ｔ以上のものを磁気特性に優れると評価し（表３の磁気特性の評価が「○」）、これらのいずれかを満たさない場合を磁気特性に劣ると評価した（表３の磁気特性の評価が「×」）。
これらの結果を表３に示す。
表１〜３から、次のように考察することができる。実験Ｎｏ．Ｃ０１〜Ｃ１２は、規定の化学成分組成を満たし、かつ規定の圧延スケールが圧延材（鋼材）表面に形成されているため、優れた酸洗い性を確保できていることがわかる。またこれらの圧延材を用い、規定の方法で焼鈍を行っているため、部品表面には、規定の酸化被膜が形成されており、耐食性に優れると共に、磁気特性にも優れている。
これに対し、上記実験Ｎｏ．以外の例は、化学成分組成や製造方法が適切でないため、鋼材（圧延材）が酸洗い性に劣るか、部品の耐食性や磁気特性が劣る結果となった。詳細には次の通りである。
実験Ｎｏ．Ｄ０１〜Ｄ０６は、特にＳｉ量が過剰であり、更にはＣｒ量も過剰であるため、圧延スケール中に難溶性のＦｅ2ＳｉＯ4またはＦｅＣｒ2Ｏ4が形成して酸洗い性が不十分となった。
実験Ｎｏ．Ｄ０７は、熱間圧延後のコンベア冷却中に風冷を実施せず、巻取り後の冷却速度が低かった例であり、実験Ｎｏ．Ｄ０８は、熱間圧延後の巻取り温度が高かった例である。いずれの例も、圧延スケール中のＦｅＯ量が低下して酸洗い性が悪くなった。
実験Ｎｏ．Ｄ０９およびＤ１０は、Ｃｒ量が著しく過剰であるため、圧延スケール中に難溶性のＦｅＣｒ2Ｏ4が形成して酸洗い性が悪くなった。
実験Ｎｏ．Ｄ１５は、熱間圧延後のコンベア冷却中に風冷を実施せず、巻取り後の冷却速度が低かったため、圧延スケール中のＦｅＯが不足して酸洗い性が悪くなった。
実験Ｎｏ．Ｄ１８は、Ｃｒ量が過剰であると共に、ＣｕとＮｉも過剰に含まれているため、圧延スケール中に難溶性のスケール（特にはＦｅＣｒ2Ｏ4）が形成して酸洗い性が悪くなった。
実験Ｎｏ．Ｄ１１〜Ｄ１３は、焼鈍条件が適切でなかったため、焼鈍後の酸化被膜の厚みが本発明で規定の上限を超え、耐食性が不十分となった。具体的に実験Ｎｏ．Ｄ１１は、焼鈍温度が高すぎるため、酸化被膜が厚く形成されて耐食性が不十分となった。
実験Ｎｏ．Ｄ１２は、酸素濃度が５．０体積ｐｐｍのＡｒ雰囲気で焼鈍を実施した例であり、またＤ１３は大気中で焼鈍を実施した例である。これらの例では、焼鈍雰囲気中の酸素濃度が高すぎるため、酸化被膜が厚く形成されて耐食性が不十分となった。
実験Ｎｏ．Ｄ１４は、焼鈍後に表面の酸化被膜層を切削加工で除去した例であり、部品表面に酸化被膜が存在しないため、優れた耐食性が得られなかった。
実験Ｎｏ．Ｄ１６は、Ｃ量が高いため、耐食性、磁気特性ともに劣る結果となった。
実験Ｎｏ．Ｄ１７は、Ｍｎ量とＳ量が過剰であるため、優れた磁気特性が得られなかった。
Claims (7)
- Ｃ：０．００１〜０．０２５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００６％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５％未満（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、かつ
ＦｅＯを４０〜８０体積％含む圧延スケールが鋼材表面に形成されていることを特徴とする酸洗い性に優れた軟磁性部品用鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１に記載の軟磁性部品用鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｐｂ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の軟磁性部品用鋼材。 - Ｃ：０．００１〜０．０２５％、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００６％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５％未満（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に、
厚みが５〜３０ｎｍでありかつＦｅ 3 Ｏ 4 を含む酸化被膜が部品表面に形成されており、かつ、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｃ２５０４）に基づき、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ときに、保磁力が８０Ａ／ｍ以下でかつ磁束密度が１．２０Ｔ以上であることを特徴とする耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品。 - 更に他の元素として、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項４に記載の軟磁性部品。 - 更に他の元素として、
Ｐｂ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項４または５に記載の軟磁性部品。 - 請求項４〜６のいずれかに記載の軟磁性部品を製造する方法であって、
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材を用い、少なくとも酸洗いを施し、部品成型を行った後、下記の条件で焼鈍を行うことを特徴とする耐食性と磁気特性に優れた軟磁性部品の製造方法。
（焼鈍条件）
焼鈍雰囲気：酸素濃度が１．０体積ｐｐｍ以下
焼鈍温度：６００〜１２００℃
焼鈍時間：１時間以上２０時間以下
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