软磁性钢材及其制造方法、和由软磁性钢材得到的软磁性元件

摘要

本发明的目的在于提供一种不用大量添加合金元素，而使磁特性，即软磁性特性和冷锻性以及磁时效特性提高的软磁性钢材。本发明是一种软磁性钢材，其特征在于，规定量含有C、Mn、P、S、Al、N、并且厚度低于0.4μm的碳化物和碳氮化物的面积率为0.20面积％以下，厚度在0.4μm以上的碳化物和碳氮化物的以百分率计的面积率M满足下述(1)式的关系。F＝M－20×[C]＞0…(1)，其中，上述式(1)中，[C]是指钢材的以质量％计的C浓度。

权利要求

1.一种软磁性钢材，其特征在于，以质量％计含有C：0.001～0.025％、Mn：0.1～1.0％、

P：高于0％并在0.03％以下、S：高于0％并在0.1％以下、Al：高于0％并在0.010％以下、N：高于0％并在0.01％以下，余量是铁和不可避免的杂质，所述钢材的组织是铁素体单相，

厚度低于0.4μm的碳化物和碳氮化物的面积率为0.20面积％以下，厚度在0.4μm以上的碳化物和碳氮化物的以百分率计的面积率M满足下述(1)式的关系，F＝M－20×[C]＞0…(1)其中，上述式(1)中，[C]是指钢材的以质量％计的C浓度。

2.根据权利要求1所述的软磁性钢材，其中，铁素体结晶粒度号数是2.0～7.0。

3.根据权利要求1所述的软磁性钢材，其中，以质量％计还含有从Si：0.001～4.0％、

Cr：0.01～4.0％、

B：0.0003～0.01％、Ti：0.001～0.05％和Pb：0.01～1.0％所构成的群中选择的至少一种。

4.根据权利要求3所述的软磁性钢材，其中，与Ti一起含有Nb：0.001～0.02％。

5.一种软磁性钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢加热至950～1200℃后，以850℃以上的终轧温度进行热轧，进行以4～9℃/秒的平均冷却速度冷却10～100秒而达到700～500℃的急冷处理后，接着，在温度700～500℃的范围，进行将平均冷却速度下降至低于1.0℃/秒或将温度保持一定的碳化物析出处理200秒以上。

6.一种软磁性元件，其为对权利要求1～4中任一项所述的软磁性钢材进行冷加工而得到的。

说明书

软磁性钢材及其制造方法、和由软磁性钢材得到的软磁性

元件

技术领域

[0001] 本发明涉及磁时效特性优异的软磁性元件用钢材及其制造方法、和使用该钢材的元件。本发明的钢材的形态未特别限定，线材、棒钢、板等均可，但能够特别优选适用于线材和棒钢。

背景技术

[0002] 对应汽车等的节能化，用于汽车等的电磁元件等的电装元件的大部分要求省电化和精确控制化。特别是对于构成磁路的钢材，作为磁特性，要求在弱的外部磁场下容易磁化且矫顽磁力小。

[0003] 作为上述钢材，通常使用的是钢材内部的磁通密度容易对外部磁场应答的软磁性钢材。作为上述软磁性钢材，具体来说，例如可使用C量约0.1质量％以下的极低碳钢，即使用纯铁系软磁性材料等。作为上述的电磁元件所使用的软磁性元件，一般是对于钢材实施热轧后，再进行二次加工工序，即酸洗、润滑处理和拉丝加工等，对于如此得到的钢丝，依次实施锻造、切削等的元件成型和磁退火等而得到的，对于钢材也要求锻造性和切削性这样的元件成型性良好。此外，在一部分用途中，也有轧制成板状，再通过之后的冲压加工进行元件成型的元件。

[0004] 作为磁特性优异的极低碳钢的技术，例如提出有专利文献1、2。其着眼点在于，通过控制钢材成分以及钢中的碳化物和硫化物的分散状态，从而不使磁特性劣化而使强度和可切削性提高。

[0005] 可是近年来，驱动系统、传感器系统、电动机、电磁阀等的致动器等，在构成磁路的软磁性材料中，伴随着高性能化而来的工作频率增加，自发热带来的材料温度的上升，使磁特性劣化这样的磁时效的问题显著化。

[0006] 若经过锻造、切削、冲压等加工导致应变被导入，则该磁时效进一步加速，电磁元件的特性有可能在使用中劣化，因此，例如在专利文献3、4中，添加大量的合金元素而寻求磁时效特性的改善。但是在这些技术中，除了合金成本高以外，在钢材制造性和元件加工性这样的生产率方面也会招致恶化。

[0007] 另外，如果对元件实施磁退火，则对于磁时效的抑制和磁特性的提高有利，但根据元件的要求特性，重视低成本化而省略磁退火的情况也很多。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本特开2009－084646号公报

[0011] 专利文献2：日本特开2007－046125号公报

[0012] 专利文献3：日本特开2012－233246号公报

[0013] 专利文献4：日本特开2005－187846号公报

发明内容

[0014] 本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种不用大量添加合金元素，而使磁特性，即软磁性的特性和冷锻性以及磁时效特性提高的软磁性钢材。

[0015] 达成上述课题的本发明，是一种软磁性钢材，其特征在于，

[0016] 以质量％计含有

[0017] C：0.001～0.025％、

[0018] Mn：0.1～1.0％、

[0019] P：高于0％、0.03％以下、

[0020] S：高于0％、0.1％以下、

[0021] Al：高于0％、0.010％以下、

[0022] N：高于0％、0.01％以下，

[0023] 余量是铁和不可避免的杂质，

[0024] 厚度低于0.4μm的碳化物和碳氮化物的面积率为0.20面积％以下，[0025] 厚度在0.4μm以上的碳化物和碳氮化物的以百分率计的面积率M满足下述(1)式的关系。

[0026] F＝M－20×[C]＞0…(1)

[0027] 其中，上述式(1)中，[C]是指钢材的以质量％计的C浓度。

[0028] 本发明的软磁性钢材，优选组织是铁素体单相，铁素体结晶粒度号数为2.0～7.0。

[0029] 另外，本发明的软磁性钢材，还优选根据需要，含有从Si：0.001～4.0％、Cr：0.01～4.0％、B：0.0003～0.01％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.02％和Pb：0.01～1.0％所构成的群中选择的至少一种。这些元素可以分别单独使用，另外也可以组合，特别是在使用Nb时，优选与Ti一起使用。还有，在本说明书，化学成分组成全部是质量％的意思。

[0030] 本发明也包括软磁性钢材的制造方法，其特征在于，将具有上述任意一种成分组成的钢，

[0031] 加热至950～1200℃后，

[0032] 以850℃以上的终轧温度进行热轧，

[0033] 进行以4～10℃/秒的平均冷却速度冷却10～100秒而达到700～500℃的急冷处理之后，

[0034] 随后，在700～500℃的温度范围，进行平均冷却速度降至低于1.0℃/秒的碳化物析出处理或使温度保持恒定的碳化物析出处理100秒以上。

[0035] 此外，本发明也包括对于上述任意一种软磁性钢材进行冷加工而得到的软磁性元件。

[0036] 本发明的软磁性钢材，因为冷锻性优异，所以加工成元件的加工性良好，而且即使省略磁退火，仍具有良好的磁特性，并且也能够抑制使用中的磁时效，因此能够在使用中确保稳定的磁特性。因此，本发明的软磁性钢材，作为以汽车、电车和船舶等为对象的软磁性元件等各种电磁元件所使用的电磁阀、螺线管、继电器等的铁芯材和磁屏蔽材料、致动器构件、电动机·传感器构件有用

附图说明

[0037] 图1是示意性地表示热轧后的时间和温度对碳化物等的析出造成的影响的图。

具体实施方式

[0038] 本发明者们，为了解决所述课题反复锐意研究。其结果发现，在前述课题之中，特别是为了磁特性的提高和磁时效的抑制，有效的是使碳化物和碳氮化物(以下，称为碳化物等。)析出而减少固溶C和固溶N，并且针对于每种碳化物等的大小控制面积率。还有，上述所谓碳氮化物，可列举N置换掉化学组成比Fe3C的C的一部分的Fe3(C,N)等。

[0039] 纯铁系软磁性材料中，因为C量和N量非常少，所以难以形成碳化物等，微细且少量。随着近年的电子显微镜的发展，该微细且少量的碳化物等的形态和析出量等变得清晰，可知即使在微细且少量的范围，其形态和析出量仍会根据制造条件而受到巨大影响。于是，在本发明中，可知该微细的范围的碳化物等，也会因其大小而成为畴壁移动的障碍，使磁特性劣化，特别是作为电磁元件的耗电功率的指标的矫顽磁力会受到重大影响。

[0040] 在本发明中，认为碳化物等的厚度以0.4μm为界而对磁特性的影响有所不同。0.4μm这一厚度是以如下方式计算出的值。首先，纯铁系软磁性钢的畴壁的宽度δ，能够根据纯铁的物性值和下述(2)式计算为0.037μm≈0.04μm。

[0041] δ＝γ/(2K)…(2)

[0042] γ：是畴壁的每单位面积的能量，其值为3.6×10-3J/m2

[0043] K：是磁各向异性能量系数，其值为48×103J/m3

[0044] (展出：志贺正幸，磁性入门，内田老鶴圃)

[0045] 而且认为，若碳化物等的厚度与其畴壁的宽度大体匹配，则会变成对于畴壁移动的强钉扎点，即使其厚度增加，钉扎力也可得到发挥，而达到成为上述畴壁的宽度的约10倍，即0.4μm时会带来这一影响。因此，在本发明中，使厚度低于0.4μm的碳化物等(以下，有称为“小碳化物等”的情况。)极力减少，另一方面，使厚度为0.4μm以上的碳化物等(以下，有称为“大碳化物等”的情况。)相对于钢材中的C量而充分地析出。总之认为，通过减少对磁特性造成不利影响的小碳化物等，并且使不会对磁特性和磁时效特性造成不利影响的大碳化物等积极地析出而减少固溶C和固溶N，则能够提高磁时效特性。通过将固溶C、固溶N在钢材的阶段，即在元件成形前作为碳化物和碳氮化物加以固定，可抑制因元件使用中的发热导致温度从室温上升至200℃左右时的磁时效。还有，本发明中的所谓碳化物等的厚度，意思是碳化物等的短径。

[0046] 具体来说，厚度低于0.4μm的碳化物等，使其面积率为0.20面积％以下。如此减小小碳化物等的面积率，能够防止对磁特性的不利影响。该面积率优选为0.1面积％以下，也可以为0面积％。

[0047] 此外，厚度0.4μm以上的碳化物等的面积率M，满足下述(1)式的关系。

[0048] F＝M－20×[C]＞0…(1)

[0049] 在上述(1)式中，[C]是指软磁性钢材中的以质量％计的C量，使用各种C量的钢材，改变碳化物等的面积而进行实验的结果，得到上述(1)式。如此使大碳化物等的面积率，相对于钢材中的C量而充分地析出，作为不会对磁特性造成不利影响的大碳化物等，从而能够减少钢材中的固溶C和固溶N，能够提高磁时效特性。大碳化物等的面积率，优选满足下述(1－2)式，更优选满足下述(1－3)式。在下述(1－2)式和(1－3)式中，[C]的意思均是软磁性钢材中的以质量％计的C量。

[0050] F2＝M－25×[C]＞0…(1－2)

[0051] F3＝M－30×[C]＞0…(1－3)

[0052] 厚度0.4μm以上的大碳化物等的面积率，从得到良好的磁时效特性的观点出发，越多越优选，理想的是，如果钢材中的C量全部是碳化物则优选，但除了工业生产上困难以外，对冷锻性也带来不利影响，因此优选上限为2.5面积％。2.5面积％这一值，是相当于本发明中作为C量的上限的0.025％的数值的100倍的值。

[0053] 大碳化物等的厚度优选为1.0μm以上。即，代替上述(1)式的M，优选厚度为1.0μm以上的碳化物等的面积率M2满足上述(1)式，更优选满足上述(1－2)式，进一步优选满足(1－3)式。大碳化物等的厚度的上限通常为12μm左右，但若考虑抑制对冷锻性的不利影响，则优选大碳化物等的厚度的上限为5μm左右，更优选为3.0μm，进一步优选为2.0μm。大碳化物等的厚度的上限，例如能够通过控制从热轧后至急冷(后述)的时间进行调整，特别是对于线材来说，能够通过控制从卷取后至急冷的时间来加以调整。

[0054] 另外，本发明的软磁性钢材优选组织为铁素体单相组织。铁素体和珠光体的二相组织等，除了矫顽磁力上升以外，磁通密度也降低，磁特性劣化。所谓铁素体单相组织，意思是组织的95面积％以上是铁素体组织，优选为98面积％以上，更优选为100面积％。还有，面积率是以扫描型电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)测量的值。

[0055] 本发明的软磁性钢材，优选结晶粒度号数为2.0～7.0。若钢材的结晶粒径过小，则结晶晶界阻碍畴壁的移动的影响变大，招致矫顽磁力的上升。因此，优选加大晶粒直径，减少结晶晶界的存在密度，铁素体结晶粒度号数优选为7.0以下，更优选为6.0以下。从实现更高的磁特性的观点出发，晶粒直径越大越好，但除了工业生产上困难以外，若晶粒极端粗大化，则钢材的延韧性降低而冷锻性恶化，因此铁素体结晶粒度号数优选2.0以上，更优选为3.0以上。

[0056] 另外，将钢材成型为元件时，若根据部位不同而晶粒直径有所差异，则造成每个部位的磁特性不同的结果。因此，优选跨越从钢材的表层至内部的整体，结晶粒度号数的差异在1.0以内。

[0057] 接着，以下对于本发明的软磁性钢材的成分组成进行说明。

[0058] C：0.001～0.025％

[0059] C是确保机械的强度所需要的元素，只要少量，便能够借助电阻的增加作用而抑制涡流造成的磁特性的劣化。另外如上述，在本发明中，虽是使碳化物等析出来实现固溶C的减少，但如果是很少的C量，则固溶C减少带来的磁时效特性提高效果饱和。因此C量为0.001％以上。C量优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.007％以上。
但是，C在钢中固溶而使Fe晶格畸变，除了使磁特性劣化以外，还会在使用中扩散而产生使磁特性劣化的磁时效。因此，将C量定为0.025％以下。C量优选为0.020％以下，更优选为
0.015％以下。

[0060] Mn：0.1～1.0％

[0061] Mn作为脱氧剂有效地发挥作用，并且与钢中所含的S结合而以MnS析出物形式进行微细分散，从而成为在切削加工时产生的切屑的断屑体，是有助于可切削性的提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Mn量定为0.1％以上。Mn量优选为0.15％以上，更优选为
0.20％以上。但是，若Mn量过多，则招致对磁特性带来不利影响的MnS的个数的增加，因此为
1.0％以下。Mn量优选为0.8％以下，更优选为0.60％以下，进一步优选为0.40％以下。

[0062] P：高于0％并在0.03％以下

[0063] P(磷)在钢中发生晶界偏析，是对冷锻性和磁特性造成不利影响的有害元素。因此将P量抑制在0.03％以下而实现磁特性的改善。P量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。P量越少则越越为优选，但通常为0.001％左右。

[0064] S：高于0％并在0.1％以下

[0065] S(硫)如上述，在钢中形成MnS，在切削加工负荷应力时，成为应力集中之处，具有使可切削性提高的作用。为了有效地发挥这样的作用，也可以使S含有0.003％以上，更优选为0.01％以上。但是，若S量过多，则招致对磁特性有害的MnS的个数的增加，另外冷锻性显著降低。因此，S量为0.1％以下。S量优选为0.05％以下，更优选为0.030％以下。

[0066] Al：高于0％并在0.010％以下

[0067] Al是作为脱氧剂被添加的元素，具有伴随脱氧而减少杂质，以改善磁特性的效果。为了发挥这一效果，优选Al量为0.001％以上，更优选为0.002％以上。但是，Al将有害于磁特性的固溶N作为AlN固定，使磁矩等的磁特性提高的另一面是，具有使晶粒微细化的作用，造成结晶晶界增加而招致磁特性的劣化。另外过剩的Al的添加招致变形阻力的上升，使冷锻性恶化。因此，Al量定为0.010％以下。为了确保更优异的磁特性，优选Al量为0.008％以下，更优选为0.005％以下。

[0068] N：高于0％并在0.01％以下

[0069] 如上述，N(氮)与Al结合而形成AlN，除了损害磁特性以外，未被Al等固定的N，作为固溶N在钢中残存，其也使磁特性和磁时效特性劣化。因此N量应该极力抑制得很少。在本发明中，在考虑钢材制造的实际操作面的同时，作为N量的上限，定为能够将上述来自N的弊端抑制在实质上可以忽视的程度的0.01％。N量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0040％以下，特别优选为0.0030％以下。N量越少越好，但通常含0.0010％左右。

[0070] 本发明的软磁性钢材的基本成分如上述，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺杂的元素的混入。另外，除上述元素以外，还能够与上述基本成分一起含有如下元素：

[0071] (a)通过含有Si：0.001～4.0％和Cr：0.01～4.0％的一种以上，能够提高磁特性；

[0072] (b)使用Nb时，作为与Ti共同使用的条件，组合含有B：0.0003～0.01％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.02％，或单独含有B和Ti，能够提高磁时效特性和冷锻性；

[0073] (c)含有Pb：0.01～1.0％，能够提高可切削性。能够使其与Si、Cr、B、Ti、Nb、Pb中的至少一种共同含有。以下详细说明。

[0074] Si：0.001～4.0％

[0075] Si是在钢的熔炼时作为脱氧剂作用的元素。此外，Si使钢材的电阻增加，也带来抑制涡流造成的磁特性劣化的效果。从这些观点出发，也可以使Si含有0.001％以上，更优选为0.01％以上，进一步优选为0.1％以上，特别优选为1.0％以上，最优选为1.4％以上。但是，若Si被大量含有，则冷锻性降低。因此Si量的上限优选为4.0％。Si量更优选为3.6％以下，进一步优选为3.0％以下，特别优选为2.8％以下，最优选为2.5％以下。

[0076] Cr：0.01～4.0％

[0077] Cr使铁素体相的电阻率增加，是对于涡流的衰减时间常数降低有效的元素。另外，作为碳化物形成元素起作用，具有使固溶C减少的效果。为了充分地发挥这些效果，Cr优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上，特别优选为1.0％以上。但是，若Cr量变得过剩，则除了磁特性劣化以外，合金成本也上升，不能廉价地提供钢材。因此Cr量优选为4.0％以下，更优选为3.6％以下，进一步优选为3.0％以下，特别优选为2.0％以下。Si和Cr可以分别单独使用，也可以并用。

[0078] B：0.0003～0.01％

[0079] B与N的亲和力强，将固溶N以BN的形态固定，是能够有效地抑制磁时效的元素。为了充分地发挥该效果，B优选为0.0003％以上，更优选为0.001％以上，进一步优选为0.002％以上。但是，若B过剩被含有，则Fe2B等的化合物在晶界析出而使热延性恶化，因此B量优选为0.01％以下。B量更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。

[0080] Ti：0.001～0.05％

[0081] Ti与上述B同样，与N的亲和力强，将固溶N作为TiN的形态固定，是能够有效地抑制磁时效的元素。为了充分地发挥该效果，Ti量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.01％以上，特别优选为0.02％以上。但是，若Ti量变得过剩，则容易作为TiC而形成微细的析出物，招致原材强度的上升，另外也容易产生轧制材的强度偏差，因此难以提高冷锻时的尺寸精度，除此以外，还会成为畴壁移动的障碍而使磁特性劣化。因此Ti量优选为0.05％以下，更优选为0.04％以下。

[0082] Nb：0.001～0.02％

[0083] Nb也与上述B、Ti同样，与N的亲和力强，将固溶N作为NbN的形态固定，是能够有效地抑制磁时效的元素，特别是通过与Ti的复合添加而发挥效果。为了充分地发挥这一效果，Nb量优选为0.001％以上。Nb量更优选为0.005％以上，进一步优选为0.008％以上，特别优选为0.01％以上。另一方面，若Nb量过剩，则容易作为NbC和(Ti,Nb)C而形成微细的析出物，冷锻性降低，磁特性劣化。因此，Nb量优选为0.02％以下。Nb量更优选为0.017％以下，进一步优选为0.015％以下。

[0084] 上述的B、Ti可以单独使用，也可以使B、Ti、Nb适宜组合使用，使用Nb时，可以与Ti一起使用。

[0085] Pb：0.01～1.0％

[0086] Pb在钢中形成Pb粒子，因切削加工时的加工放热而软化·熔融，因此在负荷应力时成为应力集中处，使切屑分断性等的可切削性提高，并且作为切削面的润滑材料起作用，具有使工具磨耗量降低的效果。因此，无论是重切削而维持切削面的高面精度，还是使切屑处理性提高等，其是适合于特别要求可切削性这种用途的元素。为了有效地发挥这些效果，Pb量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，若Pb量变得过剩，则磁特性、冷锻性显著劣化，因此Pb量优选为1.0％以下。Pb量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

[0087] 本发明的软磁性钢材，如上述，在以下方面具有特征：适当调整化学组成，并且针对其每种大小来控制碳化物等的面积率。为了制造这样的钢材，在遵循通常的熔炼法熔炼上述化学组成的钢，在铸造、热轧这样一系列的工序中，优选适当控制加热温度、终轧温度等的热轧条件和热轧后的冷却条件。在本发明中，以加工钢材所得到的元件即使不实施磁退火，也能够实现优异的磁特性为课题，需要进行碳化物等的控制，另外作为优选的要件的结晶粒度的控制需要在热轧材的阶段进行。

[0088] 热轧的加热温度：950～1200℃

[0089] 为了使钢中的合金成分在母相中完全固溶，期望以高温加热，但若温度过高，则铁素体晶粒的粗大化变得部分性地显著，更详细地说，加热中奥氏体晶粒粗大化，轧制后的铁素体组织中部分性地细粒和粗粒显著，元件成型时的冷锻性降低。因此，加热温度优选为1200℃以下，更优选为1150℃以下，进一步优选为1100℃以下。另一方面，若加热温度过低，则铁素体相局部性地生成，在轧制时有可能发生裂纹。另外轧制时的轧辊负荷上升而招致设备负担的增大和生产率的降低。因此，加热温度优选为950℃以上，更优选为1000℃以上，进一步优选为1050℃以上。

[0090] 终轧温度：850℃以上

[0091] 若热轧中的终轧温度过低，则金属组织容易晶粒细化，在其后的冷却过程中，招致部分性的异常晶粒生长(Grain Growth，GG)的发生。GG发生部成为冷锻时的表面粗糙和磁特性的偏差的原因。因此应该使晶粒成为整粒，终轧温度优选为850℃以上，更优选为875℃以上，进一步优选为900℃以上。终轧温度的上限虽然也根据前述的热轧前的加热温度有所不同，但大致为1100℃。

[0092] 热轧后的冷却速度

[0093] 如上述的专利文献2等所示，以往热轧后的冷却速度，考虑母相的原子空位减少和生产率，使800～500℃的温度域的冷却速度为0.5～10℃/秒。相对于此，在本发明中，为了抑制小碳化物等的析出，使大碳化物等积极地析出，而大量形成扩散速度大的晶粒，并尝试以晶界扩散为中心的碳化物等的析出。为此，以急冷和缓冷或温度保持一定(以下，统称为缓冷等)的二段法进行热轧后的冷却。通过急冷处理，以低温且在短时间内进行从奥氏体向铁素体的相变，形成铁素体晶界，再以之后的缓冷等一边有效利用扩散速度大的晶界，一边使固溶C作为大碳化物等析出。

[0094] 使用图1说明本发明的制造方法。图1是示意性地表示热轧后的时间与温度对碳化物等的析出造成的影响的图。在700～500℃的温度域存在碳化物等的析出区域，钢材的温度从与图1所示的析出开始线交叉至与析出结束线交叉之间，碳化物等析出。如现有技术这样以一定的冷却速度通过该温度域时，例如图1中由点线所示，以一定的快速的冷却速度通过时，没有与碳化物等的析出开始线交叉，另一方面，如图1中由点划线所示，以一定的缓慢的冷却速度通过时，碳化物等的析出开始线与析出结束线的宽度狭窄，无论哪种情况，均不能使充分量的碳化物等析出。相对于此，根据本发明的制造方法(图1中由粗线表示)，首先通过急冷处理，截止到靠近析出开始线的凸部的地方降低温度之后，再进行缓冷等，从而在析出开始线与析出结束线之间从容地通过，足够量的大碳化物等析出。

[0095] 急冷处理是在热轧后，以4～10℃/秒的冷却速度冷却10～100秒而作为700～500℃的处理。前述冷却速度意思是平均冷却速度，以下也同样。急冷处理的时间低于10秒时，充分冷却至700～500℃的温度域的时间不足，若高于100秒，则晶粒部分的粗大化，除了结晶晶界减少以外，生产率也降低。急冷处理的时间优选为10秒以上，更优选为20秒以上，进一步优选为30秒以上，另外优选为100秒以下，更优选为90秒以下，进一步优选为80秒以下。另外，若冷却速度高于10℃/秒，或者，若冷却速度低于4℃/秒，则经过后面的缓冷等至碳化物等开始析出过于费时，生产率降低。特别是即使热轧后的冷却速度低于4℃/秒而充分地花费时间进行缓冷，碳化物等虽然可以析出，但碳化物等的厚度增加，仍给冷锻性带来不利影响。冷却速度优选为4℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上，进一步优选为6℃/秒以上，另外优选为10℃/秒以下，更优选为9℃/秒以下，进一步优选为8℃/秒以下。

[0096] 继急冷处理而进行的缓冷或将温度保持一定的处理，如上述是用于使碳化物等稳定析出所需要的碳化物等析出处理工序。碳化物等析出处理的时间低于100秒时，无法析出足够量的碳化物等。碳化物等析出处理的时间优选为100秒以上，更优选为150秒以上，进一步优选为200秒以上。碳化物等析出处理的时间的上限没有特别限定，但如果考虑生产率，则大致为1000秒左右。另外，在碳化物等析出处理中优选保持恒温，但只要是低于1.0℃/秒的冷却速度，则对碳化物等的析出没有影响。冷却速度更优选为0.8℃/秒以下，进一步优选为0.5℃/秒以下。

[0097] 作为用于进行上述这样的急冷处理和碳化物等析出处理的具体的手段，在钢材为线材时，可列举例如通过调整传送机速度来分隔开传送机上的线材的疏部密部的间隔，且对于疏部密部以适度的强度鼓风。另外，也可以在温度经过调整的水浴、油浴、盐浴等之中浸渍线材而进行急冷处理，在传送机上安装隔热罩而使线材通过或使线材浸渍在盐浴中，从而进行碳化物等析出处理等。钢材为板的情况下，能够在终轧后通过水冷、喷雾冷却而作为700～500℃的温度域进行急冷处理，其后将热轧钢板卷材用退火炉保持在700～500℃而进行碳化物等析出处理，此外在热轧后具备连续退火线，也能够进行前述急冷处理和碳化物等析出处理。此外，钢材为棒钢时，浸渍在水浴、油浴、盐浴等之中，或通过水冷、喷雾冷却而作为700～500℃的温度域进行急冷处理，之后以冷却床或退火炉保持在700～500℃而进行碳化物等析出处理。

[0098] 结束碳化物等析出处理之后的冷却条件未特别限定，例如进行空冷等即可。

[0099] 另外，为了调整本发明的软磁性钢材的作为优选要件的结晶粒度，优选以如下方式采用制造条件。

[0100] 软磁性钢材为线材时，优选使热轧后的卷取温度为800℃以上。若卷取温度低，则与上述终轧温度同样容易使微观组织晶粒细化，冷锻性和磁特性一起劣化，因此卷取优选在800℃以上，更优选在850℃以上使之完毕。卷取温度的上限虽然也根据前述终轧温度而有所不同，但大致为975℃。总之，在线材的情况下，以上述加热温度和终轧温度的优选要件进行热轧，在800℃以上完成卷取，进行以4～10℃/秒的冷却速度冷却10～100秒而达到700～500℃的急冷处理之后，接着，在温度700～500℃的范围，进行使冷却速度降低到低于1.0℃/秒或使温度保持一定的碳化物析出处理100秒以上即可。

[0101] 软磁性钢材为棒钢或板时，优选使热轧时的加热温度为950～1200℃。若该加热温度过高，则局部性的铁素体晶粒的粗大化成为问题，元件成型时的冷锻性降低，因此加热温度优选为1200℃以下，更优选为1150℃以下，进一步优选为1100℃以下。另一方面，若加热温度过低，则晶粒变细而磁特性劣化，除此之外，铁素体相的局部性的形成导致轧制裂纹有可能发生。因此，加热温度优选为950℃以上，更优选为1000℃以上，进一步优选为1050℃以上。

[0102] 本发明也包括对于上述软磁性钢材进行冷加工而得到的软磁性元件。该软磁性元件，除了成分组成与软磁性钢材相同以外，因为经冷加工而取得，所以能够维持上述软磁性钢材的碳化物等的析出状态和组织。这样的软磁性元件即使省略磁退火，也能够实现良好的磁特性。作为软磁性元件，例如可列举以汽车、电车和船舶等为对象的软磁性元件等的各种电磁元件所使用的电磁阀、螺线管、继电器等的铁芯材和磁屏蔽材料、致动器构件、电动机·传感器构件等。

[0103] 本申请基于2013年11月29日申请的日本国专利申请第2013－248384号和2014年5月13日申请的日本国专利申请第2014－099410号主张优先权的利益。2013年11月29日申请的日本国专利申请第2013－248384号和2014年5月13日申请的日本国专利申请第2014－099410号的说明书的全部内容，在本申请用于参考而援引。

[0104] 实施例

[0105] 以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围，当然也可以适当加以变更实施，这此均包含在本发明的技术范围内。

[0106] 遵循通常的熔炼法，熔炼表1所示的成分组成的钢，进行铸造后，以表2所示的条件，进行热轧和冷却处理，得到直径20mm的钢材，即轧制材。即，以表2中记述的加热温度和最终温度进行热轧，以表2中记述的卷取温度完成卷取后，以表2中记述的条件进行急冷处理和缓冷处理。还有，表1所示的成分组成的余量，是铁和不可避免的杂质。另外，在表2的最右栏中，关于急冷处理的条件，还一并记述有换算成从最终温度至缓冷开始温度的冷却速度和冷却时间的值。对于所得到的钢材，按下述的要领，进行组织观察和碳化物等的测量，冷锻性、磁特性和磁时效特性的评价。

[0107] [表1]

[0108]

[0109] ※余量是铁和不可避免的杂质

[0110] [表2]

[0111]

[0112] (1)组织的评价

[0113] 使用光学显微镜，将上述轧制材，沿着作为垂直于轴线的断面的横断面切断，观察轧制材整体的作为代表性的组织的直径D的1/4位置。组织观察时，将钢材浸渍在硝酸乙醇腐蚀液中使结晶晶界显现，以观察倍率100～400倍进行3个视野观察，鉴定组织，并且依据JIS G0551求得结晶粒度，将其平均值作为各钢材的结晶粒度。

[0114] (2)碳化物等的测量

[0115] 在碳化物等的测量中，使用场发射扫描电子显微镜(Field-Emission Scanning Electron Microscope,FE-SEM)。将上述轧制材沿横断面切断，埋入树脂中进行研磨后，使用苦味酸腐蚀液使碳化物显现，实施蒸镀金，以其作为试料使用。利用射束直径缩小至0.4μm以下的EDS(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)分析，一边鉴别析出物的组成，一边求得碳化物和碳氮化物的面积率。EDS峰值中含Fe、C时判断为碳化物，含Fe、C、N时判断为碳氮化物。观察部位选择作为轧制材整体的代表性的组织的直径D的1/4位置，以观察倍率1000倍观察72μm×95μm的范围3个视野，根据其SEM图像进行粒子分析，就碳化物等的厚度，即针对每个短径求得其面积率。面积率的测量使用市场销售的粒子分析软件“粒子分析ver.3.0”。还有，本实施例中作为测量对象的碳化物等的厚度的最小值为0.07μm。

[0116] (3)冷锻性的评价

[0117] 从上述轧制材上提取 的圆柱状试验片各5个，在室温下进行端面拘束压缩试验，应变速度为10/秒，压下率截至80％。变形阻力使用相对于压下率而言变形阻力的值的增加比较小的60％压下时的值。另外，以显微镜观察压缩试验后的试验片外观，确认有无裂纹。根据试验数5个所对应的裂纹发生个数测量裂纹发生率。

[0118] 接着，对于磁特性和磁时效特性的评价方法进行说明。在这些评价中，需要设想实际的制品中的锻造和切削而调整其特性变化。一般来说，可知由于锻造时的应变会导致磁特性大幅劣化，本实施例中，使用经切削加工切下的试验片，模拟来自切削的应变导入对元件的加工，评价磁特性和磁时效特性。

[0119] (4)磁特性的评价

[0120] 由上述直径20mm的轧制材，制作外径18mm，内径10mm，厚度3mm的环状试验片，依据JIS C2504评价磁特性。励磁侧线圈绕150匝，检测侧线圈绕25匝，室温下使用自动磁化测量装置(理研电子社制：BHS－40)描绘磁化曲线，求得外加磁场400A/m下的矫顽磁力和磁通密度。

[0121] (5)磁时效特性的评价

[0122] 将上述的环状试验片在加热炉中保持200℃×14日，即，以200℃保持336小时，所得到的试验片与上述同样，用自动磁化测量装置进行测量，求得矫顽磁力和磁通密度，分别求得上述(4)中测量的加热前的矫顽磁力和磁通密度的变化量。

[0123] 上述(1)～(5)的结果显示在表3中。

[0124] [表3]

[0125]

[0126] 实验No.1～27和46，是以上述优选的制造方法，制造满足规定的成分组成的钢的本发明的发明例，碳化物等的面积率得到适当地控制。因此，显示出变形阻力均在750MPa以下，且裂纹发生率为50％以下这样优异的冷锻性。另外，关于磁特性，可达成矫顽磁力在125A/m以下，且磁通密度在0.80T以上的优异的磁特性，此外加热保持后的矫顽磁力的变化量，即从加热保持后的矫顽磁力减去加热保持前的矫顽磁力的值均在10A/m以下，发挥出优异的磁时效特性。另外，如实验No.1～27所示，通过将结晶粒度调整到作为优选要件的2.0～7.0，能够使矫顽磁力为120A/m以下，与结晶粒度为9.1的实验No.46相比，能够进一步减小矫顽磁力。还有，表3中的组织一栏中记述为“F”的，意思是由SEM测量到的铁素体组织的面积率为95面积％以上。

[0127] 另一方面，实验No.28～45因为不满足本发明所规定的成分组成，或不满足优异的制造方法的任意一个要件，所以不满足碳化物等的要件等，造成冷锻性、磁特性或磁时效特性的至少任意一个差的结果。

[0128] No.28、30因为热轧后的冷却速度快，而且瞬时便冷却至500℃而未进行700～500℃下的缓冷等，另外No.33因为未进行700～500℃下的缓冷等，此外No.29因为700～500℃下的缓冷等的时间短，所以均不能充分确保0.4μm以上的碳化物等，磁时效特性劣化。

[0129] No.31因为热轧后的冷却速度慢，所以低于0.4μm的碳化物等的面积率上升，0.4μm以上的碳化物等也不足，磁特性和磁时效特性均劣化。No.32因为热轧后的冷却速度慢，所以未能到达700～500℃的温度域，不能充分确保0.4μm以上的碳化物等，磁时效特性劣化。

[0130] No.45是未进行急冷处理之后的缓冷等的例子，大碳化物等的析出不充分，磁特性和磁时效特性劣化。

[0131] No.34是使用C量和Al量多的钢材的例子，不能充分确保大碳化物等，冷锻性、磁特性和磁时效特性均劣化。另外，No.34其晶粒微细，不满足本发明优选的结晶粒度，也成为使变形阻力进一步增加的要因。

[0132] No.35、36与No.34相比，是使用了Al量更多的钢材的例子，与No.34比较，变形阻力进一步增大，冷锻性降低，并且磁时效特性也劣化。

[0133] No.37是使用了Al量多的钢材，热轧前的加热温度高的例子，小碳化物等大量析出，大碳化物等的析出不充分，冷锻性、磁特性和磁时效特性均劣化。另外，加热温度高，晶粒非常粗大，不满足本发明优选的结晶粒度，也成为使冷锻性进一步恶化的要因。

[0134] No.38因为C量多，所以裂纹发生率上升而冷锻性降低，除此之外，小碳化物等的面积率上升，磁特性也劣化。还有，No.38其C量高，是93.4面积％的铁素体和珠光体的二相组织，碳化物面积上升，也成为使冷锻性进一步恶化的要因。

[0135] No.39是C量和Al量多，缓冷等的温度高的例子，小碳化物等多，大碳化物等少，因此冷锻性和磁时效特性均劣化。No.40是使用了Si量多的钢材的例子，变形阻力增大，冷锻性恶化。

[0136] No.41是使用了Cr量多的钢材的例子，磁通密度降低，磁特性劣化。No.42是使用了Cr量、N量多的钢材的例子，No.43是使用了Al量、N量多的钢材的例子，No.44是使用了Mn量多的钢材的例子，均是磁通密度降低，矫顽磁力增加而磁特性劣化。