扭矩传感器用软磁性部件、使用该部件的扭矩传感器的制作方法

本发明涉及用于利用轴的旋转检测扭矩机或角速度的扭矩传感器用软磁性部件，特别是涉及用于环形芯或磁轭的扭矩传感器用软磁性部件，涉及使用上述部件的扭矩传感器，特别是涉及用于电动转向装置(Electric Power Steering，以下，简称为“EPS”)的扭矩传感器。

背景技术：

EPS是通过扭矩传感器检测来自方向盘的操舵力，将该检测信号作为扭矩信号传送至控制单元，进行控制使得与扭矩信号对应的电流流向电机，从而进行操舵力的适当辅助的系统。用于这样的EPS的扭矩传感器例如具备与方向盘连结的输入轴、与操舵机构连结的输出轴、连结这两个轴的扭力杆、设置于该扭力杆的周围的磁铁的N极和S极、磁轭、环形芯、和由检测磁通量的霍尔元件等构成的检测部。另外，也有磁轭或环形芯等通过树脂铸模而得到的部件。

在这样的扭矩传感器中，施加操舵力时，输入轴旋转，扭力杆扭转，因此，在磁铁与磁轭之间产生角度差。对应于角度差，磁铁的磁通量从磁轭传达至环形芯，由检测部检测与扭力杆的扭转角成比例的磁通量。这样操作，能够检测对应于操舵力的操舵扭矩。

一般而言，对磁性体交替施加包括逆向的外部磁界(磁场)时的磁通密度(B)和外部磁界的强度(H)所示的磁化曲线(B-H曲线)构成磁滞曲线。将该磁滞曲线的斜率称为磁导率μ(＝B/H、SI单位体系中为[H/m])，将原点附近的斜率称为初始磁导率μi，将最大的斜率称为最大磁导率μm。其中，磁导率一般使用与真空的磁导率(μ₀＝4π×10^-7[H/m])之比(相对磁导率)，因此，以下也遵循这个用法。上述的相对磁导率越大，磁性体越容易被弱磁场磁化。因此，为了提高扭矩传感器的灵敏度，优选使用以尽可能弱的磁场大幅磁化的磁性体。即，优选使用具有大的相对磁导率的磁性体。为此，优选表示用于使磁性体的磁通密度为零所需要的外部磁界的强度的矫顽力(Hc)尽可能小。

扭矩传感器所使用的环形芯或磁轭例如可以使用SUS410L所规定的材料、专利文献1所公开的形变感受性小的Fe系材料、专利文献2所公开的相对磁导率大且磁心损失(core lose)少的Fe-Ni系材料、JIS-C2531所规定的Fe-Ni系材料等。特别是作为Fe-Ni系材料的、添加约78质量％的Ni、Fe、以及Mo、Cu、Cr等而增大了初始相对磁导率和最大相对磁导率的JIS-C2531所规定的坡莫合金C(PC)对于磁通量变化的感受性优异，因此在提高检测精度方面是有效的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-309007号公报

专利文献2：日本特开昭64-68982号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

近年来，对于扭矩传感器，为了减少部件件数、降低工序数、轻质化等，大多在含有软磁性材料的构件的成型中应用树脂铸模。通常，对软磁性材料进行树脂铸模时，由于树脂铸模后树脂的收缩，在软磁性材料的内部产生压缩应力，与树脂铸模前相比，初始相对磁导率、最大相对磁导率、实效相对磁导率降低，矫顽力上升。也就是说，由于树脂铸模，含有软磁性材料的软磁性部件的磁特性变差。因此，使用经过树脂铸模的扭矩传感器用软磁性部件的扭矩传感器，由于磁滞的增大、响应性和灵敏度的降低，存在扭矩的检测精度较以往降低的问题。

本发明的目的在于提供一种能够抑制树脂铸模前后的软磁性材料的磁特性的变化、有助于扭矩传感器的检测精度提高的扭矩传感器用软磁性部件。另外，提供使用该扭矩传感器用软磁性部件构成的、提高了检测精度的扭矩传感器。

用于解决课题的方法

本发明的发明人着眼于由于树脂铸模后树脂的收缩而在软磁性材料的内部产生的压缩应力引起软磁性材料的磁特性劣化的问题，发现通过应用具有在施加磁场时收缩的性质的软磁性材料，能够解决上述课题，实现了本发明。

即，本发明为一种扭矩传感器用软磁性部件，其通过对饱和磁致伸缩在－4.0ppm以上且低于0ppm的软磁性材料进行树脂铸模而形成，上述软磁性材料含有Ni、以质量比的百分率计Fe/(Fe+Ni)在10.0％～16.0％的范围的Fe、和以质量％计3.5％～7.5％的M(其中，上述M为选自Mo、Nb、Cr、Cu、Ti、W中的1种以上的元素)。

本发明中，上述M可以为以质量％计3.5％～6.5％的Mo。

另外，上述M可以为以质量％计5.0％～6.5％的Nb。

另外，上述M可以为以质量％计3.5％～6.0％的Cr。

另外，上述M可以为以质量％计3.5％～5.0％的Mo与1.5％～2.5％的C的组合。

另外，上述M可以为以质量％计1.5％～6.0％的Mo与0.5％～3.0％的Ti的组合。

另外，上述M可以为以质量％计1.0％～4.5％的Mo与2.5％～5.0％的Nb的组合。

另外，上述M可以为以质量％计1.5％～4.5％的Mo、1.0％～3.0％的Ti与0.2％～1.0％的W的组合。

另外，上述M可以为以质量％计2.5％～3.5％的Nb、1.5％～2.5％的W与0.5％～1.5％的Ti的组合。

另外，上述软磁性材料优选矫顽力在0～2.0(A/m)以下。

另外，上述软磁性材料优选最大相对磁导率在100000以上。

本发明的扭矩传感器用软磁性部件优选用于扭矩传感器用环形芯。

另外，优选用于扭矩传感器用磁轭。

能够使用上述的本发明的扭矩传感器用软磁性部件构成扭矩传感器。

另外，上述扭矩传感器优选用于电动转向装置(EPS)。

发明的效果

根据本发明，能够抑制树脂铸模前后软磁性材料的磁特性的变化，因而能够得到具有在扭矩传感器用途中有效的磁特性的扭矩传感器用软磁性部件。另外，通过使用该扭矩传感器用软磁性部件，能够得到可以期待高的检测精度的扭矩传感器。

附图说明

图1是示意性地表示用于EPS的扭矩传感器的主要部分的一例的图。

图2是示意性地表示图1所示的扭矩传感器的剖面的图。

图3是示意性地表示用于图1所示的扭矩传感器的树脂铸模前的磁轭的图。

图4是示意性地表示用于图1所示的扭矩传感器的树脂铸模前的环形芯的图。

图5是用于对比相对于饱和磁致伸缩树脂铸模前后的矫顽力的变化的图(图表)。

图6是用于对比相对于饱和磁致伸缩树脂铸模前后的最大相对磁导率的变化的图(图表)。

具体实施方式

本发明的重要特征在于，在树脂铸模中应用具有施加磁场时发生收缩的性质的软磁性材料中、饱和磁致伸缩小于零为“－4.0ppm以上且低于0ppm”的软磁性材料。

为了得到这样的软磁性材料，发现了作为磁致伸缩调整元素的添加元素(M)，并且需要优化上述M、Ni与Fe的比例。另外，同时，还需要确保规定的作为扭矩传感器用软磁性部件所期望的矫顽力、最大相对磁导率、初始相对磁导率等的各种磁特性和机械特性。此外，为了使软磁性材料具有规定的各种磁特性，需要进行磁性退火，但是，根据添加元素的种类和化学成分的平衡，需要缺乏实用性的磁性退火条件。也就是说，尝试将作为Fe-Ni系软磁性材料的添加元素的现在已知的单独的元素、或者将单纯组合的几种元素在现在已知的范围内添加时，难以发现具有规定的磁特性和机械特性、且具有“－4.0ppm以上且低于0ppm”的饱和磁致伸缩的、适用于树脂铸模的软磁性材料。

本发明中，通过树脂铸模而得到的软磁性材料的饱和磁致伸缩为负值。磁致伸缩(λ)是在对磁性体(本发明中为软磁性材料)施加磁场时该磁性体的长度发生变化的性质，在本发明中通过饱和磁致伸缩(λs)来表示其程度。磁性体形成原子大小且具有NS极的微小磁石，具有微小的形变，因此，在施加磁场时，原子大小的微小磁石的NS极的方向变得一致，形变(ε)在结晶整体中在同方向变得一致，形状发生变化(变形)。一般而言，机械的形变(ε)大多以百分率[％]表示，但是作为施加磁场时的形变的磁致伸缩(λ)一般以百万分率[ppm]表示，因此，这里遵循该表示方法。

如上所述，由于本发明中的软磁性体材料的磁致伸缩为压缩方向(负方向)，因此，即使在因树脂铸模所引起的树脂的收缩而在内部产生压缩应力的状态下施加磁场，也能够由于自身发生收缩的性质(负方向的磁致伸缩)而发生自身收缩。因此，本发明的软磁性体材料即使被树脂铸模，内部的压缩应力能够降低与上述的自身的收缩量相对应的量，因此，能够抑制上述的各种磁特性的树脂铸模前后的变化。

另外，如上所述，本发明的软磁性材料的饱和磁致伸缩为负值，进一步规定为“－4.0ppm以上且低于0ppm”。这是由于需要具有能够适用于本发明的扭矩传感器用软磁性部件的规定的磁特性，并且不需要发生远远超过因树脂铸模所导致的成型压力和树脂的收缩而产生的收缩应力的对应量的收缩的性质。作为磁特性，特别是矫顽力小、最大相对磁导率大这一点是至关重要的，更加优选初始相对磁导率大。

软磁性材料所具有的饱和磁致伸缩超过“－4.0ppm”在负方向增大时，也就是为低于“－4.0ppm”的负值、绝对值超过4.0ppm时，难以具有作为扭矩传感器用途所期望的小的矫顽力和大的最大相对磁导率等。另外，软磁性材料所具有的饱和磁致伸缩为“0(零)ppm”以上时，也就是为零或正值时，由于本身不具有收缩的性质，因而不发生自身收缩，因此，由树脂铸模时树脂的收缩引起的软磁性材料的内部的压缩应力不会降低。此外，从将磁特性的变化抑制得更小的观点考虑，根据本发明的发明人的研究结果，优选的饱和磁致伸缩为“－3.0ppm以上且低于0ppm”，更优选为“－2.5ppm以上且低于0ppm”。

在作为扭矩传感器用途的一般的树脂铸模成型中，所使用的树脂为热塑性树脂(塑料)材料，也包括使用PBT(聚对苯二甲基丁二醇酯)或PPS(聚苯硫醚)、并且含有玻璃纤维的情况。另外，成型压力可以考虑树脂的种类、成型体的形状和大小等来确定，在为PBT或PPS时可以考虑30MPa～180MPa的范围。

除了上述的PBT或PPS以外，还能够考虑使用ABS(丙烯腈苯乙烯共聚物)、PS(聚苯乙烯)、AS(丙烯腈苯乙烯)、EVA(乙烯乙酸乙烯酯)、PP(聚丙烯)、HDPE(高密度聚乙烯)、PMMA(甲基丙烯酸甲酯)、PA(聚酰胺)、POM(聚缩醛)、PC(聚碳酸酯)、LCP(液晶聚合物)等的树脂。这些树脂的成型收缩率(将收缩方向的形变以百分率表示的值)在大约0.1％～6.0％的范围，上述的PBT或PPS可以考虑0.2％～0.8％的范围。

本发明中，通过添加元素的种类和化学成分的平衡的优化得到的适于树脂铸模的软磁性材料含有Ni(镍)、以质量比的百分率计Fe/(Fe+Ni)在10.0％～16.0％的范围的Fe(铁)、和以质量％计为3.5％～7.5％的M(其中，上述M为选自Mo(钼)、Nb(铌)、Cr(铬)、Cu(铜)、Ti(钛)、W(钨)中的1种以上的元素)。以下，只要没有特别说明，对于元素的含量以质量％表示。

(Ni、Fe)

在作为扭矩传感器用的软磁性材料中，Ni和Fe是为了获得能够应用于本发明的扭矩传感器用软磁性部件的规定的磁特性和机械强度所必需的元素，是生成软磁性材料的基础的元素。另外，除了磁致伸缩以外，例如矫顽力、最大相对磁导率、初始相对磁导率、实效相对磁导率、最大磁通密度等软磁性材料的基本磁特性也基本由Ni和Fe的含有比率决定。本发明中，通过将Fe相对于Ni控制在以质量比的百分率计Fe/(Fe+Ni)为10.0％～16.0％的范围内，使软磁性材料的各种磁特性(特别是矫顽力和最大相对磁导率)稳定化。例如，通过相对于该软磁性材料的总质量，使Ni以质量％计在75.0％～85.0％的范围，使Fe以质量％计在大约8.3％～16.2％的范围选择，使得依照上式Fe/(Fe+Ni)在10.0％～16.0％的范围，由此能够得到作为扭矩传感器用途所期望的软磁性材料的基本的磁特性。

(3.5％～7.5％的M)

本发明中，相对于获得上述的软磁性材料的基本的磁特性的Ni和Fe，进一步添加以质量％计为3.5％～7.5％的M(其中，上述M为选自Mo、Nb、Cr、Cu、Ti、W中的1种以上的元素)是至关重要的。通过含有该上述的M，能够将作为扭矩传感器用途所期望的磁特性和机械特性调节到实用的磁性退火条件的范围。也就是说，上述M所示的1种以上的元素对软磁性材料所需的磁性退火条件和磁特性的稳定化产生影响。含有上述M并经过实用的磁性退火的软磁性材料能够具有上述的基本的磁特性，并且具有小于零的“－4.0ppm以上且低于0ppm”的饱和磁致伸缩，因此，成为适合于扭矩传感器用软磁性部件的软磁性材料。

其中，上述M低于3.5％时，有时饱和磁致伸缩无法形成负值，有时用于得到合适的磁特性的磁性退火的冷却速度变大，实用化变得困难。另外，上述M超过7.5％时，Ni和Fe的含有比率相对降低，有时无法得到作为扭矩传感器用途所需的基本的磁特性。特别是有时最大磁通密度降低。上述M优选以质量％计为3.8％～6.5％，除了矫顽力和最大相对磁导率以外，最大磁通密度等磁特性也变得合适。此外，虽然上述M所含的元素或元素的组合在上述元素以外也是存在的，但是上述M在实际使用时的成分调节和操作等容易，故而优选。

另外，作为上述M，例如有仅Mo1种、仅Nb1种、仅Cr1种、Mo和Cu的2种、Mo和Ti的2种、Mo和Nb的2种、Mo、Ti和W的3种、Nb、W和Ti的3种等几种选择，但根据该元素的选择，在对软磁性材料的磁致伸缩和其它的磁特性产生的影响方面存在差异。

(M：仅Mo 1种)

例如，在作为上述M仅选择Mo 1种时，以质量％计，可以为3.5％～6.5％。Mo具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合扭矩传感器用途的效果，因此，具有使所需的磁性退火的规定的冷却速度的有效范围扩大的效果。在Mo超过6.5％时，对磁特性的影响变大，因此，需要更严格地进行含量波动的管理等操作上的注意。另外，在Mo低于3.5％时，有时饱和磁致伸缩变为正值、其它的磁特性提高的效果降低、或者冷却速度相关的效果变得不充分。

(M：仅Nb 1种)

另外，例如，在作为上述M仅选择Nb 1种时，以质量％计，可以为5.0％～6.5％。Nb具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合扭矩传感器用途的效果，此外，还具有使软磁性材料的机械强度提高的效果。在Nb超过6.5％时，对磁特性的影响增大，因此，需要更严格地进行含量波动的管理等操作上的注意。另外，在Nb低于5.0％时，存在磁特性和机械强度的提高效果降低的趋势。

(M：仅Cr 1种)

另外，例如，在作为上述M仅选择Cr 1种时，以质量％计，可以为3.5％～6.0％。Cr能够提高软磁性材料的耐蚀性，但是存在减缓磁通密度上升的趋势，因此，有时对磁导率等磁特性造成不良影响。在Cr超过6.0％时，对磁特性的影响增大，因此，需要更严格地进行含量波动的管理等操作上的注意。另外，在Cr低于3.5％时，有时不仅耐蚀性提高的效果不充分，有时饱和磁致伸缩也会变为正值。

(M：Mo和Cu的2种)

另外，例如，作为上述M选择Mo和Cu的2种时，以质量％计，在上述M在3.5％～7.5％的范围内时，可以为3.5％～5.0％的Mo与1.5％～2.5％的Cu的组合。Cu具有通过施加磁场而在磁场的逆向被磁化的反磁性的性质，因此，通过相对于3.5％～5.0％的Mo，含有1.5％以上的Cu，能够期待使软磁性材料的矫顽力降低的效果。但是，在(Mo+Cu)超过7.5％时，作为扭矩传感器用途的磁特性变得不充分。

(M：Mo和Ti的2种)

另外，例如，在作为上述M选择Mo和Ti的2种时，以质量％计，在上述M在3.5％～7.5％的范围内时，可以为1.5％～6.0％的Mo与0.5％～3.0％的Ti的组合。Mo与Ti的组合具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合扭矩传感器用途的效果。Mo如上所述具有使磁性退火的规定的冷却速度的有效范围扩大的效果。Ti具有使软磁性材料的机械强度提高的效果等。但是，在(Mo+Ti)超过7.5％时或者低于3.5％时，有时无法得到适合扭矩传感器用途的磁特性。

(M：Mo和Nb的2种)

另外，例如，在作为上述M选择Mo和Nb的2种时，以质量％计，在上述M在3.5％～7.5％的范围内时，可以为1.0％～4.5％的Mo与2.5％～5.0％的Nb的组合。Mo与Nb的组合具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合作为扭矩传感器用途的效果。Mo如上所述具有使磁性退火的规定的冷却速度的有效范围扩大的效果。Nb如上所述具有使软磁性材料的机械强度提高的效果。但是，在(Mo+Nb)超过7.5％时，有时无法得到适合作为扭矩传感器用途的特性，在(Mo+Nb)低于3.5％时，有时无法得到作为扭矩传感器用途的磁特性和机械强度提高的效果。

(M：Mo、Ti和W的3种)

另外，例如，在作为上述M选择Mo、Ti和W的3种时，以质量％计，在上述M在3.5％～7.5％的范围内时，可以为1.5％～4.5％的Mo、1.0％～3.0％的Ti与0.2％～1.0％的W的组合。Mo、Ti、W的组合除了具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合作为扭矩传感器用途的效果之外，还具有使软磁性材料的机械强度提高的效果。但是，在(Mo+Ti+W)超过7.5％时，有时无法得到适合作为扭矩传感器用途的磁特性，在(Mo+Ti+W)低于3.5％时，有时无法得到作为扭矩传感器用途的磁特性和机械强度提高的效果。

(M：Nb、W和Ti的3种)

另外，例如，在作为上述M选择Nb、W和Ti的3种时，以质量％计，在上述M在3.5％～7.5％的范围内时，可以为2.5％～3.5％的Nb、1.5％～2.5％的W与0.5％～1.5％的Ti的组合。Nb、W、Ti的组合除了具有使由上述的Ni和Fe得到的软磁性材料的基本的磁特性更适合作为扭矩传感器用途的效果之外，还具有使软磁性材料的机械强度提高的效果。但是，在(Nb+W+Ti)超过7.5％时，有时无法得到适合作为扭矩传感器用途的磁特性，在(Nb+W+Ti)低于3.5％时，有时饱和磁致伸缩变为正值。

另外，本发明的软磁性材料中，除了Ni、Fe和上述M以外，有时还含有Si(硅)、Mn(锰)、Mg(镁)、B(硼)、Al(铝)、C(碳)、S(硫)、P(磷)、O(氧)、N(氮)等的元素。

在制造本发明的软磁性材料时，Si、Mn、Al能够作为脱氧剂使用，Mn能够作为脱硫剂使用。另外，Si、Mn和Mg有助于提高热时加工性，B有助于提高热时和温时的锻造性、以及压延性。但是，Si存在减缓磁通密度上升的趋势，可能对软磁性材料的磁特性带来不好的影响，因此，优选为2.0质量％以下，更优选为1.0质量％以下，进一步优选为0.7％质量以下，也可以完全不含。另外，Mn也可以完全不含，但是，Si相反地存在加快磁通密度上升的趋势，可能对软磁性材料的磁特性带来好的影响。因此，可以含有0.2质量％以上的Mn。但是，Mn尽管能实现上述的作用效果，但是在过多时存在对磁特性造成不好的影响的可能性，因此，优选抑制在0.7质量％以下。另外，Al或Mg的含量过多时，可能对磁特性造成不好的影响，因此，优选为0.05质量％以下，更优选为0.02质量％以下，也可以完全不含。另外，B的含有也与Al等同样，优选为0.01质量％以下，更优选为0.005质量％以下，也可以完全不含。此外，其它的C、S、P、O、N的含量优选尽可能地抑制为少量，例如抑制为0.01质量％以下。

下面，接着形成扭矩传感器用软磁性部件的软磁性材料所期望的磁特性中的上述的磁致伸缩，对于本发明的发明人关注的矫顽力和最大相对磁导率的优选范围进行说明。

(矫顽力)

矫顽力对扭矩传感器的灵敏度、响应性、磁滞产生影响。另外，在扭矩检测时，期望相对于输入(扭矩值)的输出(电压值)即灵敏度(V/kgf·m)更大、磁滞更小(磁滞曲线内的面积更小)。因此，本发明中树脂铸模前的软磁性材料的矫顽力优选为2.0(A/m)以下，更优选为1.6(A/m)以下，进一步优选为1.3(A/m)以下，理想为零。以该顺序，能够将磁滞抑制为较小。

(最大相对磁导率)

最大相对磁导率对扭矩传感器的响应性、分解能产生影响。在扭矩检测时，为了减小作为目的的控制量(扭矩值)，期望高的分解能。一般而言，最大相对磁导率大时，容易提高分解能，本发明中，优选树脂铸模前软磁性材料的最大相对磁导率为100000以上。

另外，关于以下的磁特性，也优选在规定值的范围。

(初始相对磁导率)

初始相对磁导率与最大相对磁导率同样，对扭矩传感器的响应性、分解能产生影响。因此，优选初始相对磁导率的值尽可能高。特别优选树脂铸模前软磁性材料的初始相对磁导率(μ0.4)为30000以上，对扭矩传感器的响应性和分解能的提高是有效的。这里，初始相对磁导率(μ0.4)是指基于JIS标准(JIS-C2531)在磁场0.4(A/m)时的相对磁导率。

(实效相对磁导率)

实效相对磁导率与矫顽力同样，对扭矩传感器的灵敏度、响应性和磁滞产生影响。因此，优选实效相对磁导率的值尽可能高。此外，实效相对磁导率除了磁特性以外，还受到所施加的频率、将软磁性材料形成为软磁性部件时的板厚的影响。也就是说，实效相对磁导率的优选值对应于作为扭矩传感器使用时的各条件而发生变化，因此，难以一概而论。一般而言，存在矫顽力越低、磁导率越高，实效相对磁导率越高的趋势。另外，施加的频率越高，软磁性部件的厚度的影响越大，因此，在施加高的频率时，使软磁性部件的厚度变薄更为有利。

(最大磁通密度)

最大磁通密度关系到扭矩传感器用软磁性部件的小型化和轻质化，例如对环形芯和磁轭的形状大小(特别是体积)产生影响。使用最大磁通密度高的软磁性材料的扭矩传感器用软磁性部件，每单位体积所能够通过的磁通量大，因此，能够使扭矩传感器的磁路中产生的磁通量在少的体积中通过，能够降低扭矩传感器用软磁性部件的体积。本发明中，树脂铸模前软磁性材料的最大磁通密度优选为0.6(T)以上，能够有助于扭矩传感器用软磁性部件的小型化和轻质化，也能够有助于使用该扭矩传感器用软磁性部件的扭矩传感器的小型化和轻质化。

以下，对于使用本发明的扭矩传感器用软磁性部件构成的本发明的扭矩传感器，列举电动转向装置(EPS)等中使用的扭矩传感器的结构例，适当使用附图进行具体的说明。图1中将代表性的扭矩传感器的主要部分作为示意图表示。另外，图2中将图1所示的扭矩传感器的主要部分的沿轴向的剖面作为示意图表示。

该扭矩传感器具备与方向盘(未图示)连结的输入轴1、与操舵机构(未图示)连结的输出轴3、连结这两个轴的扭力杆2、设置于该扭力杆2的周围的磁铁的N极4a和S极4b、设置于该磁铁的周围的树脂结构体5、以及设置于该树脂结构体5的周围的树脂结构体6。

树脂结构体5是将上磁轭7和下磁轭8(以下，有时一并称为“上下磁轭7、8”)包在内部、并被树脂铸模的软磁性部件。上下磁轭7、8如图3所示具有大致相同的形状，以多个突出部7a、8a交替对置的方式组合。

树脂结构体6是将上环形芯9和下环形芯10(以下，有时一并称为“上下环形芯9、10”)和由检测磁通量的霍尔元件等构成的检测部11包在内部、并被树脂铸模的软磁性部件。上下环形芯9、10也称为集磁环，如图4所示具有大致相同的形状。检测部11在上下环形芯9、10的外周的1个位置突出设置，配置于来自上环形芯9的突出部9a和来自下环形芯10的突出部10a之间。

在图1所示的扭矩传感器中，在由设置于扭力杆2的周围的磁铁的N极4a和S极4b产生的磁场中，配置上下磁轭7、8和上下环形芯9、10，构成一个磁路。在向方向盘施加操舵力时，由于方向盘旋转使得输入轴1旋转，由于该输入轴1旋转使得扭力杆2旋转(或扭转)，由于该扭力杆2旋转(或扭转)使得磁铁的N极4a和S极4b移动，此时，上下磁轭7、8的突出部7a、8a相对于磁铁的位置关系发生变动(或产生角度差)。

磁场中，磁感应线通过上磁轭7的突出部7a和下磁轭8的突出部8a，对应于上述的磁铁和上下磁轭7、8的位置关系的变动(或角度差)，通过的磁感应线发生变化，对应于该磁感应线的变化，磁通量发生变动。这样的磁通量的变动在上下磁轭7、8的多个突起部7a、8a中比较显著地出现，由上下环形芯9、10将其捕捉并增强，最终通过检测部11的霍尔元件变换为电位差。这样，能够利用扭矩传感器的检测部11将与操舵力相应的操舵扭矩作为与扭力杆2的旋转(或扭转)成比例的电压或电流的变化量测定。

由上述的磁铁和上下磁轭7、8的位置关系的变动引发的磁感应线(磁通量)的变动量与扭力杆2的旋转量(或扭转角度)相关，因此，通过检测该磁通量的变动量，能够测定扭力杆2的旋转量(或扭转角度)。即，能够测定经由输入轴1与扭力杆2相联系的方向盘的旋转量(或扭转角度)。

在这样的扭矩传感器中，具有规定的分解能、对于输入的响应性和再现性、灵敏度高是至关重要的。为此，磁感应线的变化的上升(磁化)和下降(消磁)的快速、低磁滞性、能够通过的磁感应线的量多是至关重要的。因此，对于作为软磁性部件的上下磁轭7、8和上下环形芯9、10所期望的磁特性而言，初始相对磁导率和最大相对磁导率大、矫顽力小、最大磁通密度大是至关重要。特别是应该重视对低磁滞性的影响大的矫顽力。

另外，即使在选择了磁特性合适的软磁性材料的情况下，树脂铸模前后磁特性的变化大的软磁性材料的磁特性的波动变大的可能性仍然高，因此，在实用上不优选用于扭矩传感器用软磁性部件。在这一点上，本发明的软磁性材料的饱和磁致伸缩在－4.0ppm以上且低于0ppm，因而能够抑制树脂铸模前后的磁特性的变化，因此，在用于扭矩传感器用软磁性部件时是有效的。

[实施例]

通过以下的方法制造能够应用于上述的EPS用扭矩传感器的本发明的扭矩传感器用软磁性部件的实施方式的磁轭和环形芯。

首先，对于具有表1所示的化学成分的实施例1～19以及比较例1～4的软磁性材料，将适当的原料熔解并进行铸造，得到各个铸锭，使用这些铸块进行热锻和热加工，进一步进行冷轧等的冷加工，由此，分别制造多个的表2所示厚度的平板。接着，通过压制冲裁将制得的平板形成带孔平板(外径10mm、内径6mm)，以表2所示的热处理条件对各个带孔平板实施磁性退火。

[表1]

[表2]

接着，将磁性退火后的多个带孔平板相互密合叠层使得厚度约为2.0mm，由此，制作对应于实施例1～19以及比较例1～4的各个试验体。以下，简便起见，将各个试验体记为“实施例1”～“实施例19”以及“比较例1”～“比较例4”。另外，在概括说明时，将对应于实施例1～19的试验体记为“试验体A”，将对应于比较例1～4的试验体记为“试验体B”。

通过树脂铸模成型制作将如上所述操作制得的试验体A、B包在内部的树脂铸模试验体A、B。具体而言，使用含有主剂(Aica Kogyo Company,Limited生产的PE-10)和固化剂(Nagase ChemteX Corporation生产的XNH2503)的成型用组合物，将1个试验体包覆成型(树脂铸模成型)为规定的形状，在真空气氛下(抽真空)进行脱泡，通过加热固化处理(以气氛温度85℃保持2h)来制作。

接着，将制得的试验体和树脂铸模试验体作为被测定物，测定各种磁特性。具体而言，测定饱和磁致伸缩(λs)、初始相对磁导率(μ0.4)、最大相对磁导率(μm)、最大磁通密度(B800)、剩余磁通密度(Br)、矫顽力(Hc)、实效相对磁导率(μe)。其中，饱和磁致伸缩通过形变测量法(Strain gauge)测定。另外，初始相对磁导率(μ0.4)、最大相对磁导率(μm)、最大磁通密度(B800)、剩余磁通密度(Br)、矫顽力(Hc)利用B-H分析仪进行测定。另外，实效相对磁导率通过变压器法测定H＝0.8A/m时的值。

在表3中表示树脂铸模前的试验体的测定结果，在表4中表示树脂铸模试验体的测定结果。另外，从表3、表4选取树脂铸模前后的矫顽力(Hc)的变化率示于表5，选取最大相对磁导率(μm)的变化率示于表6。另外，在图5中表示用于比较树脂铸模前后的矫顽力(Hc)相对于饱和磁致伸缩的变化的图表，在图6中表示用于表示树脂铸模前后的最大相对磁导率(μm)相对于饱和磁致伸缩的变化的图表。

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

观察表3所示的树脂铸模前的试验体的饱和磁致伸缩(λs)，实施例1～19具有负值的“－2.44ppm”～“－0.27ppm”，比较例1～3具有正值的“+0.34ppm”～“+0.80ppm”，比较例4具有“－4.35ppm”。另外，存在饱和磁致伸缩(λs)越接近0(零)，初始相对磁导率(μ0.4)和最大相对磁导率(μm)基本具有越高值的趋势。另外可知，例如饱和磁致伸缩为“+0.34ppm”的比较例1中，初始相对磁导率为180000、最大相对磁导率高达329000，为良好的值，因此，是具有合适的磁特性的软磁性材料。但是，观察表4所示的树脂铸模后的比较例1(树脂铸模试验体)，初始相对磁导率和最大相对磁导率劣化到无法测定的程度，因此，可知在受到树脂铸模引起的压缩应力的环境下不适合使用。

参照表5和图5观察矫顽力(Hc)，饱和磁致伸缩为“－2.5ppm以上且低于0ppm”的实施例1～19、饱和磁致伸缩为“+0.34ppm”的比较例1和为“+0.41ppm”的比较例2中，树脂铸模前的矫顽力均在2.0(A/m)以下。但是，在树脂铸模后，比较例1的矫顽力增大到8.73倍，比较例2的矫顽力增大到3.88倍。而在实施例1～19中，矫顽力的变化率在实施例3中为3.42倍，稍大，但变化量均比比较例2小，还确认到了与树脂铸模前相比变小了的实施例6。另外，在饱和磁致伸缩为“－4.35ppm”的比较例4中，树脂铸模前的矫顽力为3.38(A/m)，大于2.0(A/m)。此外，在比较例4中，在树脂铸模后降低至0.44倍的矫顽力1.49(A/m)。但是，考虑到树脂铸模前的矫顽力自身高，可能因树脂的种类或铸模的状态等在很大程度上受到树脂铸模前的矫顽力的影响，因此，尽管树脂铸模后矫顽力变小，但是仍不适合作为扭矩传感器用软磁性部件使用。

根据上述的结果可知，饱和磁致伸缩在“－4.0ppm以上且低于0ppm”的软磁性材料即使受到由于树脂铸模引起的压缩应力，也能够抑制矫顽力(Hc)的不优选的程度的增大，因此，在用于扭矩传感器用软磁性部件时，在用于实现扭矩传感器的高灵敏度化、高响应性、低磁滞时是有效的。另外，由图5可知，饱和磁致伸缩为“－4.0ppm以上且低于0ppm”时，树脂铸模后的矫顽力的移动方向为正方向，树脂铸模后的矫顽力不超过4.4(A/m)。另外，可知饱和磁致伸缩为“－2.5ppm以上且低于0ppm”时，上述移动方向为正方向，树脂铸模后的矫顽力根据条件变为2.0(A/m)以下。还可知饱和磁致伸缩为“－1.7ppm以上－0.3ppm以下”时，树脂铸模后的矫顽力容易变为2.0(A/m)以下。

参照表6和图6观察最大相对磁导率(μm)，饱和磁致伸缩为“－1.5ppm以上且低于0ppm”的实施例1～8中，在树脂铸模后，除了实施例6以外，最大相对磁导率降低为0.16倍～0.80倍。但是，这在用于扭矩传感器用软磁性部件时是没有问题的程度，实施例1、2、4、7等的树脂铸模前后的变化率为0.50倍以上，优选，也确认了更优选的最大相对磁导率变为大于树脂铸模前的实施例6。另外，饱和磁致伸缩为“－4.35ppm”的比较例4中，树脂铸模前的33700在树脂铸模后高达6.29倍的212000，变化为优选的最大相对磁导率。但是，如上所述认为比较例4不适合用于扭矩传感器用软磁性部件。

根据上述的结果可知，饱和磁致伸缩为“－4.0ppm以上且低于0ppm”的软磁性材料即使受到由于树脂铸模引起的压缩应力，也能够抑制最大相对磁导率(μm)的不优选的程度的降低，因此，在用于扭矩传感器用软磁性部件时，在用于实现扭矩传感器的高响应性、高分解能化时是有效的。另外，由图6可知，饱和磁致伸缩为“－4.0ppm以上且低于0ppm”时，树脂铸模后的最大相对磁导率得到24400以上。

另外，参照表3和表4，关于实效相对磁导率(μe)，与比较例1、2相比，实施例1～16、18、19可见在树脂铸模前后降低的比例减小的趋势。另外，表2所示的试验体的厚度相同的实施例5和比较例2中，可以说化学成分上没有大的差异，但是实施例5的Fe/(Ni+Fe)为0.153，比较例2的该值为0.164，存在差异。在树脂铸模前，与实施例5相比，比较例1在各频率时显示大的值，但是在树脂铸模后，实施例5显示大的值，由此可知，实施例5由于树脂铸模引起的实效相对磁导率的劣化少。

由此可知，根据本发明，能够将树脂铸模前后的软磁性材料的磁特性的变化抑制在用于扭矩传感器用软磁性部件时不成为问题的程度，因此，能够得到具有在扭矩传感器用途中有效的磁特性的扭矩传感器用软磁性部件。另外，可知通过使用该扭矩传感器用软磁性部件，能够得到可以期待高检测精度的扭矩传感器。

符号说明

1.输入轴、2.扭力杆、3.输出轴、4a.N极、4b.S极、5.树脂结构体、6.树脂结构体、7.上磁轭、7a.突出部、8.下磁轭、8a.突出部、9.上环形芯、9a.突出部、10.下环形芯、10a.突出部、11.检测部。