JPH03173749A

JPH03173749A - 冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH03173749A
Application number: JP31388589A
Authority: JP
Inventors: Yoshinobu Motokura; 義信本蔵; Nagayoshi Kikuchi; 永喜菊池; Hitokatsu Usami; 宇佐美　仁克
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 1989-12-01
Filing date: 1989-12-01
Publication date: 1991-07-29

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は軟磁性鉄鋼材料に関し、詳しくは電子燃料噴射
装置、電磁弁、磁気センサ等の磁芯材料に用いられる冷
間鍛造性、シャー切断性、磁気特性、電気特性、耐食性
および被削性に優れた冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼お
よびその製造方法に関する。

〔従来の技術〕

従来、電子燃料噴射装置、電磁弁、磁気センサ等の磁芯
材料には、大部分鉄が使用されていた。

なぜなら、鉄はある程度の軟磁性を持っている上、上記
用途の部品のような複雑形状にも、容易に冷間鍛造でき
る優れた冷鍛性を持ち、製造コストが安く、素材自体も
安価であるからである。

これに対して近年、鉄を使用している現用の製造ライン
で製造できる、つまり鉄並の冷鍛性、シャー切断性を具
備する製造性を有し、耐食性が優れ、さらに高性能化の
ニーズから、磁気応答性の向上という、三つの特性を合
わせ持つ軟磁性鋼が要求されてきた。

しかしながら、現在の技術は次のようなところに止まっ
ている。

一つは、鉄に冷鍛後Ｎ１−Ｐメツキを施し、耐食性を付
加したものである。この材料は、磁束密度と、冷鍛性は
非常に優れている（引張強さ３２ｋｇｆ／＋ｗ＋ｍ”　
）ものの、部品として組み込まれた場合、作動中にメツ
キが剥がれ弁が目詰まりするという欠点があった。さら
に電気抵抗が１５μΩｃｍと低く、応答性が非常に低い
。また、ステンレス鋼をベースとした軟磁性鋼として、
現在、昭和５０年初めに開発されたＰｅ−１３Ｃｒ−Ｉ
Ｓｉ−０，２５Ａｌ鋼が冷鍛用として１０余年の間使わ
れている。この材料は、耐食性に優れ、電気抵抗が高く
応答性に優れるものの、引張強さが４５ｋｇｆ／＋ａｍ
”と高く、冷鍛性においては、とても鉄（引張強さ３２
　ｋｇｆ／ｍｍ！、限界加工率７０％）に及ぶものでは
なかった。そのため、鉄用の製造工程では冷鍛できなか
った。

その後、Ｆｅ−１３Ｃｒ−ＩＳｉ−０，２５ＡＩ鋼の冷
鍛性と電磁特性の改善は試みられたものの、Ｆｅ−１３
Ｃｒ−ＩＳｉ−０，２５ＡＩ鋼を上回る冷鍛性を有する
材料は開発されていない。

また、最近、高冷鍛用として開発された１３Ｃｒ−０，
１Ｓｉは引張強さが３８　ｋｇｆ／ｉ＋ｍ”と冷鍛性が
やや不十分であり、かつ、ステンレス鋼特有のねばさの
ため、シャー切断性が悪く、鉄用製造ラインでの製造性
に問題がある。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明は電子燃料噴射装置等の磁芯材料として使用され
る従来鋼の前記のごとき欠点を解決すべくなされたもの
で、電子燃料噴射装置、電磁弁、磁気センサ等の磁芯材
料に要求される引張強さが３６ｋｇｆ／Ｉｍｍ”以下、
限界加工率７５％以上であって優れた冷間鍛造性と優れ
たシャー切断性という鉄並の製造性を有し、電気抵抗が
４５μΩｃｍ以上であって優れた応答性を示し、さらに
耐食性、磁気特性、被削性に優れた冷間鍛造用軟磁性ス
テンレス鋼およびその製造方法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〕

本発明者等は、従来鋼の前記のごとき欠点に鑑み、従来
鋼の冷間鍛造性、磁気特性、電気抵抗、耐食性に及ぼす
各種合金元素の影響について鋭意研究を重ねた結果、本
発明を完成するに至ったものであり、本発明は次に述べ
るような新たな知見に基づくものである。

鉄並の冷鍛性を得る手段は従来の冶金的手法では本合金
の組成範囲では、マルテンサイト組織になるが、今回、
従来法では冶金的に達し得なかった極低ＣｆＮ化するこ
とによりフェライト単相を得ることを発見した。さらに
、この極低Ｃ＋Ｎフェライト鋼において、Ｓｉ、　Ｍｎ
その他の元素を製造上必要量は保って極限レベルまで下
げて、清浄化することにより、従来予想された冷鍛性を
遥かに上回る冷鍛性を得ることができた。

本発明では、従来、脱酸のためＳｉを０．５％程度添加
しており、そのため固溶硬化が大きく、また介在物が多
く生成するため、冷鍛性および磁気特性がかなり劣化し
ていることに着目した。即ち、脱酸剤としてＳｉの代わ
りにＡＩを用いると、　ＡＩの方が脱酸力が強いため０
．０５〜０．２０％の少量の添加で充分に脱酸でき、そ
のため固溶硬化が小さくてすみ、なおかつ介在物も少な
いため、従来予想されなかった優れた冷鍛性を得ること
に成功した。さらに詳述すれば、１３Ｃｒ系ステンレス
鋼におよぼす合金の影響を徹底的に調査した結果、単位
重量％当たりの固溶硬化は、ＡＩよりＳｉの方が大きい
ことを見出した。従って前述のＡ１とＳｉの脱酸力の差
と、この固溶硬化能の差の相乗効果により、従来予想さ
れなかった優れた冷鍛性が得られたのである。

本発明は、上述のように優れた冷鍛性を持つ軟磁性ステ
ンレス鋼を得たが、実際の冷鍛工程においては、コイル
状の素材をシャー切断して冷鍛母材とし、それを冷鍛機
へ送る。その際、本発明鋼の圧延コイルを焼鈍（９００
℃Ｘ２Ｈｒ相当）のままでシャー切断すると、素材がね
ば過ぎて切断端面にだれを生じ、冷鍛母材形状が変形し
冷鍛できなくなるという問題が生じた。そこで本発明者
等は切断性に及ぼす組成、素材の硬さ（予備加工）、結
晶粒径（熱処理）の影響を綿密に調査した結果、次の様
な新規な知見を得た。

即ち、化学組成を変化させてシャー切断性を改善すると
、冷鍛性が劣化することが判明した。

次に、予備加工として、１５〜４０χの伸線加工を施し
て素材硬さを上昇させると、切断性が向上し、かつ冷鍛
性が損なわれないことを発見した。図は、圧延後焼鈍ま
ま■の素材と、２５％伸線加工後■の素材の拘束圧縮試
験における、加工歪に対するパンチ面圧のグラフである
。図に示されるように、伸線加工後の素材は、加工歪が
小さいうちは、予備加工である伸線加工硬化の影響が残
っているため、圧延後焼鈍ままの素材よりパンチ面圧が
高いが、加工歪が大きくなるとパンチ面圧は、伸線加工
しないものと全く同じになる。即ち、伸線加工を施し素
材硬さを上昇させることによって、冷鍛性を損なわずに
切断性を向上させることが可能になった。

さらに、結晶粒径については、粒径が大きい程切断性が
良いことを知見した。しかし、粒度番号が３以下では整
粒が得られにくく、混粒となり、冷鍛時に正確な形状が
得られず、また冷鍛品表面肌が粗くなる。また粒度番号
が６以上では、冷鍛時に焼きつきが発生することも発見
した。そこで、冷鍛性と切断性の両特性を兼ね備えた粒
度番号を３〜６の範囲とし、最適粒径は３という新規な
知見を得た。

本発明の冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼は、第１発明と
して、ｃ　ｏ、ｏｔｏｚ以下、Ｓｉ　０．２０％以下、
Ｍｎ０１３５％以下、Ｓ　０．０１０％以下、Ｃｒ　１
１〜１３Ｘ　、ＡＩ　０゜０５〜０．２０％　、００．
００７０Ｘ以下、Ｎ　０．０１００％以下、Ｃ十Ｎ　０
．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなることを要旨とする。

第２発明は、第１発明にさらに切削性を改善するために
、Ｃａ　０．００２〜０．０２０χ、Ｂｉ　０．３０Ｘ
以下、ｐｂＯ０３０％以下、Ｓ　０．０４０％以下、Ｓ
ｅ　０．０４０％以下のうち１種または２種以上を含有
し、さらに、Ｓ　、　Ｓｅを１種以上含有させる場合は
、Ｔｅ　０．００２〜０．０４０χ、Ｚｒ　０．０２〜
０．１５χのうち１種または２種を含有させたものであ
る。

第３発明は、第１発明にさらに耐食性を改善するため、
Ｍｏ　４．０％以下、Ｃｕ　０．５０Ｘ以下、Ｎｉ　２
．５％以下、Ｎｂ　０．２０％以下、Ｖ　０．２０％以
下のうち１種または２種以上を含有させたものである。

第４発明は、第２発明にさらに耐食性を改善するために
Ｍｏ　４．０Ｘ以下、Ｃｕ　０．５０Ｘ以下、Ｎｉ　２
．５％以下、Ｎｂ　０．２０％以下、Ｖ　０．２０％以
下のうち１種または２種以上を含有させたものである。

第５〜第８発明は、第１〜第４発明鋼を８５０〜１１０
０℃で熱間圧延後、６５０〜９００℃での焼鈍と１５〜
４０χの伸線加工を少なくとも１回行い、結晶粒度番号
を３〜６として、シャー切断性の向上を図ったものであ
る。

次に、本発明において成分組成を限定する理由について
説明する。

Ｃｉ　０．０１０Ｘ以下Ｃは固溶強化によって冷間鍛造性を害するとともに磁気
特性にも悪影響を与える元素であり、本発明においては
できるだけ低下させることが望ましく、その上限を０．
０１０χとした。なお、冷間鍛造性および磁気特性をさ
らに向上させるためには０゜００５％以下にすることが
望ましい。

Ｓｉ　；　０．２０％以下Ｓｉは、固溶強化作用によって冷間鍛造性を害する元素
であり、また介在物が多（生成するため、冷鍛性および
磁気特性が劣化する。本発明は冷間鍛造性を最重視する
ものであるので、その上限を０．２０χとした。

Ｍｎ　；　０．３５Ｘ以下Ｍｎは耐食性、磁気特性、冷間鍛造性を著しく損なうの
で、０．１０％以下が望ましいが、実際の製造性を考慮
して、その上限を０．３５χとした。

Ｓ　、　０．０１０Ｘ以下Ｓは鋼中の不純物として含有されるが、冷間鍛造性を害
する元素であるので、その上限を０．０１０χとした。

Ｃｒ　；　１１〜１３２Ｃｒは、耐食性、電気抵抗、磁気特性を改善する基本的
な元素であり、少なくとも１１％以上含有されないと、
その効果は充分でなく、優れた耐食性、電気抵抗が得ら
れないので、下限を１１χとした。

しかし、１３χを越えて含有させると、磁気特性を損な
うと共に冷間鍛造性をも損なうのでその上限を１３χと
した。

Ａｌ　；　０．０５〜０．２０！ＡＩは固溶強化元素で冷間鍛造性を害すると共に溶接性
をも阻害する元素である。しかし、脱酸剤としてはＳｉ
より有効であり、かつ単位重量％当りの固溶硬化はＳｉ
より小さい。この効果を得るためには０．０５％以上の
含有が必要であり、その下限を０．０５χとした。しか
し、０．２０２を越えて含有させても脱酸効果が飽和し
、冷間鍛造性を損なうので、その上限を０．２０χとし
た。

０　、０．００７０％以下０は浸入型固溶体を形成し冷間鍛造性を著しく劣化させ
るので、できるだけ少ない方が望ましいが、実際の製造
性を考慮して上限を０．００７０χとした。

Ｎ　；　０．０１００％以下Ｎは鋼中に不純物として含まれるが、０．０１００％以
下に規制することにより、冷間鍛造性および磁気特性の
改善に効果的なので、上限をｏ、ｏｉｏｏχとした。

Ｃ＋　Ｎ　；　０．０１５％以下ＣおよびＮは、磁気特性、耐食性を著しく損ない、かつ
固溶強化作用により冷間鍛−造性を損なう元素である。

本発明においては、Ｃ＋Ｎを０．０１５％以下とし、Ｓ
ｉを極低レベルとし、さらに、ＡＩを微量添加してもフ
ェライト単相となり、引張強さ３６ｋｇｆ／ｍｍ”以下
、限界加工率７５％以上と優れた冷間鍛造性を得ること
を目的とするものであり、Ｃ十Ｎをできるだけ低下させ
ることが必要であり、上限を０．０１５χとした。

Ｓ　；　０．０４０Ｘ以下、Ｓｅ　；　０．０４０Ｘ以
下Ｓ　、　Ｓｅは切削性を改善するために添加するが、
多量の含有は冷間鍛造性を損なうので、上限を０゜０４
０χとした。

Ｐｂ　、　０．３０％以下、Ｂｉ　；　０．３０％以下
Ｐｂ、　Ｂｉは切削性を改善する元素であるが、多量の
含有は冷間鍛造性を損なうので、上限を０．３０χとし
た。

Ｃａ　Ｈ０．００２〜０．０２０χ Ｃａは切削性を改善するために添加するが、前記効果を
得るためには０．００２％以上の含有が必要である。し
かし、０．０２０χを越えて含有させると冷間鍛造性を
損なうので、上限を０．０２０χとした。

Ｔｅ　３０．００２〜０．０４０χ Ｔｅは冷間鍛造性に及ぼすＳ、　Ｓｅの影響を無害化す
る作用を有しており、この効果を得るには０．００２％
以上含有させる必要がある。しかし、多量の含有はかえ
って冷間鍛造性を損なうので上限を０゜０４０χとした
。

Ｚｒ　；　０．０２〜０．１５χ ＺｒはＭｎＳ　、　ＭｎＳｅを球状化して、冷間鍛造性
を改善する元素であり、少なくとも０．０２％以上含有
させる必要がある。しかし、多量の含有は逆に冷間鍛造
性を損なうので、上限を０．１５χとした。

Ｍｏ　；　４．０％以下、Ｃｕ　；　０．５０２以下、
Ｎｉ　Ｈ２，５％以下、Ｎｂ　、　０．２０Ｘ以下、Ｖ
　、　０．２０％以下Ｍｏ５Ｃｕ、　Ｎｉ５Ｎｂ、　Ｖ
は耐食性を改善する元素である。しかしＭｏは４．０χ
、Ｃｕは０．５０χ、Ｎｉは２．５χ、ＮｂおよびＶは
０．２０χを越えて含有させるといずれも磁気特性、冷
間鍛造性をそこなうので、その上限をＭｏは４．０ＸＳ
Ｃｕは０．５０χ、Ｎｉは２．５χ、Ｎｂ、　Ｖは０．
２０χとした。

次に本発明において、製造条件を限定する理由について
説明する。

熱間圧延温度を８５０〜１１００℃としたのは、８５０
℃未満での圧延では疵の発生が多くなり、また、結晶粒
が小さくなりすぎるめであり、１１００℃を越えた温度
で圧延すると結晶粒が大きくなりすぎたり、鋼片が曲が
ってしまう等の製造上の問題が発生するからである。

焼鈍温度を６５０〜９００℃としたのは、良好な冷間鍛
造性およびシャー切断性を確保するためであり、６５０
℃未満では歪取りの効果が無く、９００℃を越えると結
晶粒が粗大化し整粒が得られなくなるからである。

伸線加工を１５〜４０χとしたのは冷間鍛造性を損なう
ことなくシャー切断性を向上させるためであり、１５χ
未満では素材硬さの上昇が少なく、素材がねば過ぎてシ
ャー切断性があまり向上しなく、かつ、４０χを越える
と素材硬さが高くなり過ぎ、かえってシャー切断性が損
なわれ、冷鍛割れ等が発生する危険があり、上限を４０
χとした。

〔実施例〕

次に本発明の特徴を従来鋼、比較鋼と比べて実施例でも
って明らかにする。

第１表はこれら供試鋼の化学成分を示すものである。

（以下余白）第１表において、Ｎｏ１〜８鋼は第１．５発明鋼、Ｎｏ
９〜１５鋼は第２．６発明鋼、Ｎｏ１６〜２５ｔｌｉｊ
ｌは第３．７発明鋼、Ｎｏ２６〜２９綱は第４．８発明
鋼である。Ｎｏ３０〜３４綱は比較鋼であり、Ｎ０３５
．３６鋼は従来鋼で、Ｎｏ３５はＦｅ　、　Ｎｏ３６は
Ｐｅ−１３Ｃｒ−ＩＳｉ−０，２５ＡＩである。

第１表の供試鋼について、９００℃で２時間保持し、つ
いで冷却速度１００”Ｃ／時間という熱処理を施して、
引張強さ、限界加工率、磁束密度、保磁力、耐食性、電
気抵抗、被削性を測定した。

引張強さについては、ＪＩＳ　ｄ号試験片を用いて測定
したものであり、限界加工率については、日本塑性加工
学会冷間鍛造分科会基準、冷間据込み性試験方法（暫定
基準）に基づいて、試験片として直径１４ｍｍφ、高さ
２１１、ノツチ付きを用い圧縮試験を行い割れ発生率５
０％の据込率を測定したものである。

磁気特性については、直流型ＢＨ）レーザを用いて、試
験片として外径２４膳画一、内径１６ａ−φ厚さ１６０
１１１のリングを製作し、磁束密度、保磁力を測定した
ものである。

また、耐食性については、５％ＮａＣ１水溶液にて塩水
噴霧試験を行いその発語率を測定し、発語率が５％以下
のものを◎、５超〜２５％のものを０２５超〜５０％の
ものをΔ、５０％超のものを×とした。

電気抵抗については、ホイートストンブリッジ法により
試験片として１．２ｍｍφＸ５００ｍｍ線を用いて測定
したものである。

被削性については、１０ｍｍ厚さの試験片を用いて回転
数７２５ｒ、ｐ、ｍ、、ドリルＳＫＨ５ｍｍφ、荷重４
ｋｇで穿孔試験を行い、孔明けに要する時間を測定した
ものである。

測定した引張強さ、限界加工率、磁束密度、保磁力、耐
食性、電気抵抗、被削性を第２表に示した。

（以下余白）第２表から明らかなように、比較鋼であるＮｏ３０鋼は
、Ｃｒ含有量が高いため、耐食性は優れているものの、
引張強さ、限界加工率が劣り、従って冷間鍛造性が劣る
ものであり、Ｎｏ３１鋼はＣｒ含有量が低いため、耐食
性が非常に劣り、Ｎｏ３２鋼はＡＩ含有量が高いため、
引張強さが劣り、従って冷間鍛造性も劣るものであり、
Ｎｏ３３鋼はＳｉ含有量が高いため、引張強さ、限界加
工率が劣り、冷間鍛造性が非常に劣るものであり、Ｎｏ
３４鋼はＣ十Ｎ含有量が高いため、引張強さ、限界加工
率が劣り、従って冷間鍛造性が非常に低く、耐食性、保
磁力も劣るものである。

一方、従来鋼であるＮｏ３５鋼は純鉄に相当し、冷間鍛
造性は比較的良いものの、耐食性、保磁力において劣り
、Ｆｅ−１３Ｃｒ−Ｉ　５ｉ−０，２５ＡＩに相当する
Ｎｏ３６鋼は、引張強さが高く、限界加工率が低く、従
って冷間鍛造性が劣り、磁束密度も低い。

これらに対して、本発明鋼であるＮｏ１〜２９鋼は、引
張強さが３６ｋｇｆ／ｍｍ”以下であり、限界加工率も
７５％以上が確保されて、冷間鍛造性に優れ、かつ、磁
束密度、保磁力等の磁気特性においても満足すべきもの
であり、耐食性にも優れ、電気抵抗も高いもので磁気応
答性に優れたものであって、本発明の効果が確認された
。

次に、シャー切断性については、９７０℃で熱間圧延を
施した材料を７２０℃で焼鈍を行い、さらに、伸線加工
については第３表に示した加工率を施した材料について
評価した。即ち、シャー切断後、切断面がだれずに通常
の冷鍛ラインで送り込めるものは○、切断面がだれて通
常の冷鍛ラインに送り込めないものを×として評価した
。その結果を第３表に示した。

（以下余白）第３表第３表から明らかなように、本発明鋼のうち、伸線加工
率が１５％未満のものは、いずれも加工硬化が小さく、
パンチ面圧が低いため切断時、端面にだれが生じシャー
切断性が劣り、伸線加工率が４０％を超えるものは、か
えって加工硬化が大きすぎてシャー切断性は優れている
ものの、冷鍛により割れが発生する。これに対して本発
明鋼のうち伸線加工率が１５〜４０％のもののシャー切
断性は優れたものであって、本発明の効果が確認された
。

〔発明の効果〕

本発明の冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼およびその製造
方法は、以上詳述したように、Ｓｉを極低レベルまで下
げ、ＡＩを微量添加し、かつＣ，Ｎ、０等の固溶強化元
素を極力低減し、優れた磁気特性、電気抵抗、耐食性を
保持しつつ、冷間鍛造性を向上させ、さらに伸線加工、
結晶粒制御により鉄並に優れた製造性（シャー切断性）
を付与したものである。

さらにＣａ、　Ｂｉ、　Ｐｂ、　Ｓ　ＳＳｅ、　Ｔｅ、
　Ｚｒを必要に応じて複合添加することによって冷間鍛
造性を損なうことなく、被削性を改善したものである。

本発明は、パルス作動型の電子燃料噴射装置、電磁弁等
の冷間鍛造によって製造される磁芯部品に適した耐食軟
磁性鋼であり、高い実用性を有するものである。

【図面の簡単な説明】

図は据込み加工歪とパンチ面圧との関係を示すもので、
■は圧延後焼鈍しビーリングしたもの、■は圧延後焼鈍
しピーリングしたものに２５％の引抜き加工を施したも
のである。なお試験は拘束圧縮試験で、圧縮速度は１０
ｍｍ／ｗｉｎ、無潤滑で行った。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｓ０．０１０％以下、Ｃ
ｒ１１〜１３％、Ａｌ０．０５〜０．２０％、Ｏ０．０
０７０％以下、Ｎ０．０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１
５％以下を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からな
ることを特徴とする冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼。
（２）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｃｒ１１〜１３％、Ａｌ
０．０５〜０．２０％、Ｏ０．００７０％以下、Ｎ０．
０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１５％以下を含有し、さ
らにＣａ０．００２〜０．０２０％、Ｂｉ０．３０％以
下、Ｐｂ０．３０％以下、Ｓ０．０４０％以下、Ｓｅ０
．０４０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さ
らに、Ｓ、Ｓｅを１種以上含有させる場合にはＴｅ０．
００２〜０．０４０％、Ｚｒ０．０２〜０．１５％のう
ち１種または２種を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなることを特徴とする冷間鍛造用軟磁性ステンレ
ス鋼。
（３）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｓ０．０１０％以下、Ｃ
ｒ１１〜１３％、Ａｌ０．０５〜０．２０％、Ｏ０．０
０７０％以下、Ｎ０．０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１
５％以下を含有し、さらにＭｏ４．０％以下、Ｃｕ０．
５０％以下、Ｎｉ２．５％以下、Ｎｂ０．２０％以下、
Ｖ０．２０％以下のうち１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅならびに不純物元素からなることを特徴とする
冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼。
（４）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｃｒ１１〜１３％、Ａｌ
０．０５〜０．２０％Ｏ０．００７０％以下、Ｎ０．０
１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１５％以下を含有し、さら
にＣａ０．００２〜０．０２０％、Ｂｉ０．３０％以下
、Ｐｂ０．３０％以下、Ｓ０．０４０％以下、Ｓｅ０．
０４０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さら
に、Ｓ、Ｓｅを１種以上含有させる場合にはＴｅ０．０
０２〜０．０４０％、Ｚｒ０．０２〜０．１５％のうち
１種または２種を含有し、さらにＭｏ４．０％以下、Ｃ
ｕ０．５０％以下、Ｎｉ２．５％以下、Ｎｂ０．２０％
以下、Ｖ０．２０％以下のうち１種または２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなることを特徴
とする冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼。
（５）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｓ０．０１０％以下、Ｃ
ｒ１１〜１３％、Ａｌ０．０５〜０．２０％、Ｏ０．０
０７０％以下、Ｎ０．０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１
５％以下を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からな
る鋼を、８５０〜１１００℃で熱間圧延後、６５０〜９
００℃での焼鈍と１５〜４０％の伸線加工を少なくとも
１回行い、結晶粒度番号を３〜６としたことを特徴とす
る冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼の製造方法。
（６）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｃｒ１１〜１３％、Ａｌ
０．０５〜０．２０％、Ｏ０．００７０％以下、Ｎ０．
０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１５％以下を含有し、さ
らにＣａ０．００２〜０．０２０％、Ｂｉ０．３０％以
下、Ｐｂ０．３０％以下、Ｓ０．０４０％以下、Ｓｅ０
．０４０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さ
らに、Ｓ、Ｓｅを１種以上含有させる場合にはＴｅ０．
００２〜０．０４０％、Ｚｒ０．０２〜０．１５％のう
ち１種または２種を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなる綱を、８５０〜１１００℃で熱間圧延後、６
５０〜９００℃での焼鈍と１５〜４０％の伸線加工を少
なくとも１回行い、結晶粒度番号を３〜６としたことを
特徴とする冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼の製造方法。
（７）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｓ０．０１０％以下、Ｃ
ｒ１１〜１３％、Ａｌ０．０５〜０．２０％、Ｏ０．０
０７０％以下、Ｎ０．０１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１
５％以下を含有し、さらにＭｏ４．０％以下、Ｃｕ０．
５０％以下、Ｎｉ２．５％以下、Ｎｂ０．２０％以下、
Ｖ０．２０％以下のうち１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅならびに不純物元素からなる鋼を、８５０〜１
１００℃で熱間圧延後、６５０〜９００℃での焼鈍と１
５〜４０％の伸線加工を少なくとも１回行い、結晶粒度
番号を３〜６としたことを特徴とする冷間鍛造用軟磁性
ステンレス鋼の製造方法。
（８）重量比にしてＣ０．０１０％以下、Ｓｉ０．２０
％以下、Ｍｎ０．３５％以下、Ｃｒ１１〜１３％、Ａｌ
０．０５〜０．２０％Ｏ０．００７０％以下、Ｎ０．０
１００％以下、Ｃ＋Ｎ０．０１５％以下を含有し、さら
にＣａ０．００２〜０．０２０％、Ｂｉ０．３０％以下
、Ｐｂ０．３０％以下、Ｓ０．０４０％以下、Ｓｅ０．
０４０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さら
に、Ｓ、Ｓｅを１種以上含有させる場合にはＴｅ０．０
０２〜０．０４０％、Ｚｒ０．０２〜０．１５％のうち
１種または２種を含有し、さらにＭｏ４．０％以下、Ｃ
ｕ０．５０％以下、Ｎｉ２．５％以下、Ｎｂ０．２０％
以下、Ｖ０．２０％以下のうち１種または２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなる鋼を、８５
０〜１１００℃で熱間圧延後、６５０〜９００℃での焼
鈍とで１５〜４０％の伸線加工を少なくとも１回行い、
結晶粒度番号を３〜６としたことを特徴とする冷間鍛造
用軟磁性ステンレス鋼の製造方法。