CN105886893A - 锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法 - Google Patents

锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105886893A
CN105886893A CN201510966905.9A CN201510966905A CN105886893A CN 105886893 A CN105886893 A CN 105886893A CN 201510966905 A CN201510966905 A CN 201510966905A CN 105886893 A CN105886893 A CN 105886893A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
weight
forging
relational expression
magnetically soft
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201510966905.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105886893B (zh
Inventor
全英洙
李世日
朴秀东
李炯直
金智铉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN105886893A publication Critical patent/CN105886893A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105886893B publication Critical patent/CN105886893B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

本发明涉及一种锻造性优异且电磁特性优异的软磁钢材和软磁钢部件及其制造方法，其利用微细组织内的AlN来抑制在热锻过程中或在冷锻之后进行退火处理时可能产生的异常晶粒生长，本发明的一个方面的锻造性优异的软磁钢材，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，并且，满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体，[关系式1]Al/N≥2其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。

Description

锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种可用于汽车等的电器设备零部件的电磁特性优异且锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法。
背景技术
为了提高环境法规要求的能源效率，需要改善汽车等的电器设备零部件用钢材的电磁特性。用作电器设备零部件用材料的钢材所需要的电磁特性有例如有高磁导率、高磁通密度以及低铁损等。并且，根据部件所适用的用途及形状，需要一定程度以上的强度和热锻性及冷锻性。因此，通常使用的钢材是磁通密度容易地响应外部磁场且满足强度和锻造性的低碳钢材。
过去，相比于低碳钢材的材料性能的改善，更注重基于部件自身外观及设计效果的高效化。最近，为了使部件外观以及电器设备零部件高性能化，从汽车领域开始不断提出改善材料性能的要求。
为了改善所述电器设备零部件用钢材的性能，能够想到利用纯铁系的软磁钢材(JIS-SUYB1等)的方法。纯铁系的软磁钢材具有碳含量为0.02重量％以下的超低碳钢材的单相铁素体组织，因而电磁特性优异，但是由于Si的量低，因此材料的电阻率低，涡电流导致的铁损高。
为了解决上述问题，过去有很多发明人想要在超低碳钢材中添加Si来提高材料的电阻率，由此通过减少铁损来改善电磁特性。但是由于添加Si而导致固溶强化效应，引发使得材料的锻造性劣化的问题。
同时，由于软磁钢材的碳化物量少，因此在热锻或冷锻之后进行热处理时会出现异常晶粒生长的现象。这是因为起到防止晶界的增长作用(钉扎效应)的碳化物及非金属夹杂物的量少，而且，引起伴随异常晶粒生长的组织不均匀的问题和使锻造性劣化的问题。尤其，Si等的固溶强化合金元素的量越多，组织不均匀导致的锻造性劣化现象会越来越严重。
因而，需要开发一种电磁特性优异且锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法。
发明内容
(一)要解决的技术问题
根据如上所述的要求，本发明的目的在于提供一种锻造性优异且电磁特性优异的软磁钢材和软磁钢部件及其制造方法，其利用微细组织内的AlN来抑制在热锻过程中或在冷锻之后进行退火热处理时可能产生的异常晶粒生长。
(二)技术方案
本发明的一个方面涉及锻造性优异的软磁钢材，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体，
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
并且，本发明的另一个方面是锻造性优异的软磁钢材的制造方法，包括：在1000～1200℃的温度下对满足上述的组成的钢坯进行加热的步骤；通过对已被加热的所述钢坯进行热轧来获得钢材的步骤；以及以0.1～10℃/秒的冷却速度对已被热轧的所述钢材进行冷却的步骤。
并且，本发明的又一个方面是软磁钢部件满足上述的组成，微细组织是单相铁素体，平均晶粒大小为30～200μm。
并且，本发明的又一个方面是软磁钢部件的制造方法，包括：在770～1200℃的温度下对本发明的钢材进行加热的步骤；通过对所述已被加热的钢材进行热锻的步骤；以0.1～10℃/秒的冷却速度对所述热锻的钢材进行冷却的步骤；以及对所述已被冷却的钢材进行冷锻的步骤。
(三)有益效果
本发明具有改善用于汽车等的电器设备零部件的软磁钢材的锻造性的效果。这种锻造性的改善不仅能够扩大能够提高电磁特性的合金元素的添加或者省略的范围，而且可以最小化体现复杂零部件形状和加工零部件时的加工条件的限制。
附图说明
图1是表示现有例、比较例及发明例2的锻造爪极(claw pole)之后的微细组织的光学显微镜照片。
优选实施方式
本发明人确认到对添加有Si的软磁钢材进行热锻时或者冷锻之后进行热处理时，因产生组织不均匀而使锻造性劣化。软磁钢材通过碳含量为0.02重量％以下的超低碳钢材而具有单相铁素体组织，由于起到防止晶界增长的作用(pinning效果)的碳化物的量少，因此在高温下再结晶后晶粒的生长速度快。为了改善这些问题，本发明人试图利用AlN来抑制异常晶粒生长(abnormal grain growth)。由于析出物中的AlN在较低温度下被溶解和析出，因此确认了AlN可以用作在进行钢材的轧制或部件热锻时抑制异常晶粒生长的析出物，并最终完成了本发明。
以下，对本发明的一个方面的锻造性优异的软磁钢材进行详细说明。
本发明的一个方面的锻造性优异的软磁钢材，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，并且满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体。
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
碳(C)：0.001～0.02重量％
C固溶于钢中或者形成碳化物等。优选地，为了软磁钢材的优异的电磁特性，将碳的含量控制在极低的量。当C的添加量超过0.02重量％时，因形成碳化物而使电磁特性降低，当C的添加量不足0.001重量％时，钢材的生产效率下降。因而，C的含量优选为0.001～0.02重量％。
锰(Mn)：0.1～1.2重量％
Mn不仅起到脱氧剂的作用，而且通过形成MnS来抑制因S导致的脆化。并且，Mn的添加量越多时越能减少材料的铁损，由此改善电磁特性。但是，当Mn的添加量超过1.2重量％时，铁损会重新增加。另一方面，将锰的含量控制在不足0.1重量％时会降低生产效率。因而，Mn的含量优选为0.1～1.2重量％。
硅(Si)：0.2～1.2重量％
Si是有效减少因涡电流导致的铁损的元素，因此广泛应用于改善电磁特性上。并且，Si还起到脱氧剂的作用，具有抑制由钢中的氧气引起的电磁特性降低的效果，因此Si的添加量优选为0.2重量％以上。但是，Si因固溶强化效应而导致锻造性降低，因此在制造锻造用部件的钢材中需要将其上限值控制在1.2重量％以下。因而，Si的含量优选为0.2～1.2重量％。
铝(Al)：0.01～0.1重量％
Al通过形成AlN析出物而起到在高温下抑制异常晶粒生长的作用。并且，为了防止由固溶N导致的电磁特性的脆化，需要添加N的两倍以上的量来用AlN固定固溶N，因此添加量优选为0.01重量％以上，进一步优选为0.015重量％以上，再进一步优选为0.02重量％以上。由于Al与上述Si一样是起到减少铁损作用的元素，因此添加适当量时具有改善电磁特性的效果，但是在制钢过程中会造成喷嘴堵塞等而引起生产效率的降低，因此其含量优选控制在0.1重量％以下，进一步优选为0.08重量％以下，再进一步优选为0.06重量％以下。
氮(N)：0.005～0.015重量％
由于N通过形成AlN析出物而起到在高温下抑制异常晶粒生长的作用，因此添加量优选为0.005重量％以上，进一步优选为0.0055重量％以上，再进一步优选为0.006重量％以上。
另一方面，当N含量超过0.015重量％时，AlN会变得粗大，粗大的AlN还可用作非金属夹杂物而导致电磁特性劣化。因而，N的含量优选为0.015重量％以下，进一步优选为0.013重量％以下，再进一步优选为0.010重量％以下。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在一般的制造过程中，从原料或周围环境不可避免地意外混入杂质，无法排除。只要是一般的制造过程中的技术人员都能够知晓所述杂质，因此在本说明书中不再具体指出所有杂质。
但是，其中的磷和硫是经常提及的杂质，因此下面对其进行简略的说明。
磷(P)：0.02重量％以下
所述磷是不可避免地含进去的杂质，优选地，将其含量控制在尽可能低的范围。虽然理论上将磷的含量控制在0重量％是有利的，但是在制造工序中不可避免地含进去。因而重要的是控制上限，在本发明中将所述磷含量的上限优选限定在0.02重量％。并且，当所述P的含量不足0.001重量％时，精炼费用会大幅增加，因此将所述P的含量更优选地控制在0.001～0.02重量％。
硫(S)：0.02重量％以下
所述硫是不可避免地含进去的杂质，优选地，将其含量控制在尽可能低的范围。虽然理论上将硫的含量控制在0重量％是有利的，但是在制造工序中不可避免地含进去。因而重要的是控制上限，在本发明中将所述硫含量的上限优选限定在0.02重量％。并且，当所述S的含量不足0.001重量％时，精炼费用会大幅增加，因此将所述S的含量更优选地控制在0.001～0.02重量％。
优选地，将所述钢材的组成进一步按照上述的条件来满足[关系式1]。
[关系式1]
Al/N≥2
当Al/N的值不足2时不会被析出为AlN，因而在钢中存在固溶N，导致电磁特性降低，还降低冷锻性。因而，优选地，通过将Al/N的值达到2以上来防止N以固溶N的形式存在。
并且，所述钢材的微细组织优选为单相铁素体。当形成珠光体或贝氏体等时，可成为降低电磁特性的主要原因。铁素体的平均晶粒大小优选限定在30～200μm。当平均晶粒大小不足30μm时，最终产品的晶界过于微细反而会劣化电磁特性。并且，当平均晶粒大小超过200μm时，因粗大晶粒会导致锻造性劣化。
以下，对本发明的另一个方面的锻造性优异的软磁钢材的制造方法进行详细的说明。
本发明的另一个方面的锻造性优异的软磁钢材的制造方法，包括：在1000～1200℃的温度下对满足前述组成的钢坯进行加热的步骤；通过对所述已被加热的钢坯进行热轧来获得钢材的步骤；以及以0.1～10℃/秒的冷却速度对所述已被热轧的钢材进行冷却的步骤。
加热步骤
在1000～1200℃的温度下对满足所述成分体系的钢坯进行加热。由于在所述温度范围内对钢坯进行加热，从而能够有效溶解残余的偏析、碳化物以及夹杂物。当所述钢坯的加热温度超过1200℃时使得生产作业无效率。另一方面，当加热温度不足1000℃时加热引起的所述效果可能会不充分。在此，钢坯是指可制成线材和棒材的半成品，例如大方坯(bloom)或者小方坯(billet)等。
通过热轧来获得钢材的步骤
可以对按照如上所述的方式被加热的钢坯实施热轧。当轧制温度不足800℃时，因微细的铁素体晶粒可能降低锻造性。另一方面，当轧制温度超过1100℃时，因奥氏体晶粒变得粗大而妨碍线材和棒材的机械物理性质。因而，优选地，在800～1100℃的温度下进行热轧。
冷却步骤
优选地，对通过如上所述的方式进行热轧的线材进行冷却。此时，当冷却速度不足0.1℃/秒时，AlN变得粗大而难以得到本发明所要得到的AlN的效果。另一方面，当冷却速度超过10℃/秒时，因Si含量高而有可能产生内部龟裂。因而，优选地，所述冷却速度应满足0.1～10℃/秒。为了易于保管和移动已冷却的线材，在所述冷却步骤之后还包括进行卷绕的步骤。
以下，对本发明的又一个方面的锻造性优异的软磁钢部件进行详细的说明。
本发明的又一个方面的软磁钢部件满足前述的组成，微细组织是单相铁素体，平均晶粒度为30～200μm。
此时，优选地，所述软磁钢部件的微细组织是与平均晶粒度相比相差ASTM等级3以上的晶粒数量不足10％。即，优选满足下面的关系式2。
[关系式2]
100*(与平均晶粒度相比相差ASTM等级3以上的晶粒数量)/(总晶粒数)<10
当满足所述微细组织的条件时，可判断为没有产生混晶。即，产生混晶组织的定义为，在用200倍率的光学显微镜进行观察时，如果与平均晶粒度相比相差ASTM等级3以上的晶粒数量占总晶粒数量的10％以上，则定义为产生了混晶。
在本发明中通过形成AlN析出物来抑制异常晶粒生长，因此在不产生混晶组织的同时可使内部的微细组织变得均匀，这种均匀的微细组织会消除变形过程中的均布应力而提高锻造性。
满足如上所述的合金组成和微细组织的软磁钢部件的磁通密度B5为0.90Tesla以上，表现出优异的电磁特性。
以下，对本发明的又一个方面的软磁钢部件的制造方法进行详细的说明。
本发明的又一个方面的锻造性优异的软磁钢部件的制造方法包括：在770～1200℃的温度下对本发明的钢材进行加热的步骤；对所述已被加热的钢材进行热锻的步骤；以0.1～10℃/秒的冷却速度对所述热锻钢材进行冷却的步骤；以及对所述已被冷却的钢材进行冷锻的步骤。
此时，优选地，在770～1200℃的温度下进行所述加热及热锻。当以不足770℃的加热温度进行加热时，因流动应力高而热锻效果少，当加热温度超过1200℃时，被固溶的N的量高，由此本发明所要达到的锻造时根据AlN的析出来抑制异常晶粒生长的效果差。
此时，优选地，所述冷却以0.1～10℃/秒的速度进行。当冷却速度不足0.1℃/秒时，AlN变得粗大而难以得到在本发明所要达到的形成AlN析出物的效果。另一方面，当冷却速度超过10℃/秒时，因Si的高含量可能产生内部龟裂。
并且，还可包括在560～790℃的温度下对所述已被冷锻的钢材进行热处理的步骤来制造软磁钢部件。
此时，优选地，所述冷锻之后的热处理在560～790℃的温度下进行。这是因为当热处理温度不足560℃时，内部应力的消除速度缓慢而热处理后的电磁特性改善效果少，当热处理温度超过790℃时，通过相变来产生再结晶，由此可降低电磁特性。
具体实施方式
下面，通过实施例更加具体说明本发明。但是，下面的实施例是只是为了进一步详细说明本发明而示例的，并不是用于限定本发明的权利要求范围。本发明的权利要求范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容而决定。
铸造了记载在下述的表1中的成分体系的钢。然后根据一般的方法在1150℃的温度下进行加热并进行热轧而分别制造出直径为50mm的棒材。之后在1050℃的温度下以5℃/秒的速度对已被热轧的直径为50mm的棒材进行冷却。
利用所述棒材制造了汽车交流发电机转子的爪极(claw pole)。将直径为50mm的棒材以1.2kg的重量进行切割并在1200℃的温度下进行加热，并经过四个步骤进行热锻。热锻之后进行皮膜处理，然后经过三个步骤实施了冷锻。
下面的表1及表2中的现有例是广泛用作爪极(clawpole)的低碳钢JS-SWRCH6A钢。
对冷锻成如上所述的加工件的微细组织、锻造性及电磁特性进行观察，并将其结果表示在下面的表2中。
并且，在图1中表示表2的现有例、比较例以及发明例2的微细组织。
在下面的表2中锻造性是通过锻造工艺模拟来实施，为此实施了切口压缩实验。
即，通过如下方式实施了锻造性模拟实验：在直径为10mm、高度为15mm的圆筒状试片中间形成R为0.1的60°的切口，其深度为2mm，在1100℃的温度下压缩2mm的位移之后冷却至常温，接着在常温下通过压缩试验来测量最大压缩变形量。将压缩时产生龟裂使压力传感器的应力下降的瞬间定义为变形边际量。即，用以下条件测量的变形边际量对锻造性进行了评价。此时，将比较例的变形量设为100％来对变形边际量进行相对地评价。
对于电磁特性，通过在锻造件中取出外径为45mm、内径为35mm、厚度为10mm的环形电磁(solenoid)试片来进行观察，将铜线卷绕初级线圈(primary)100圈、次级线圈(secondary)20圈后测量B-H(磁通密度-磁场强度)曲线和铁损值，并将其结果表示出来。
[表1]
[表2]
从所述表2可知，满足本发明提出的所有条件的发明例1至5与比较例1至3相比，锻造性优异且在锻造时没有产生裂纹，并且，与现有例相比，电磁特性优异
与此相反，比较例1是N的含量比本发明的N含量的范围低的钢种，因产生龟裂和混晶组织而在锻造时产生了裂纹。
并且，比较例2和3的Al/N不足2而产生龟裂和混晶组织，由此在锻造时产生了裂纹。
并且，现有例是C含量比本发明的C含量高且N含量比本发明的N含量低的钢种，其产生了混晶组织且电磁特性劣化。
如所述表2及图1所示，在现有例中观察出混晶组织(图1(a))，由此可知尽管现有例是碳含量较高的钢种，但是析出为珠光体的碳化物对粗大铁素体的生长没有明显作用。
另一方面，发明例形成AlN析出物，从而没有产生混晶组织而且也没有观察到微细龟裂。图1(c)是表示对发明例2的钢材进行锻造之后观察微细组织的代表性的图，从图1(c)可知，发明例2通过用本发明的方法析出的AlN来抑制晶界的增长，由此内部的细微组织均匀。从所述表2可知，这种均匀的微细组织具有通过消除变形时的均布应力来提高锻造性的效果。
如上所述，本发明与比较例和现有例不同，没有观察到混晶组织和微细龟裂。可根据锻造性模拟实验结果确认这种没有产生混晶的微细组织的锻造性是否提高。可知因热压缩时产生的混晶组织而冷压缩时的变形边际量劣化。即，可知与比较例相比，发明例的变形边际量的相对值改善。并且，可知在产生混晶组织的比较例的试片中因非均布应力集中而导致锻造性变差。
另一方面，可知符合本发明的发明例1至5与现有例相比，磁通密度和铁损有所改善。即，在现有例中H＝500A/m的条件下所测量的磁通密度为0.83T，但在发明例1至5中磁通密度改善为0.90～1.04T。不仅如此，现有例的铁损在B＝1.0T的程度下为52W/kg，但是通过添加Si而涡电流损失降低至33～42W/kg。这是由于跟现有例相比降低了现有例的碳量来改善磁通密度，并且通过添加Si来改善铁损。
如上所述，可知发明例1至5与现有例相比，电磁特性改善的同时锻造性也有改善。因而，本发明可适用于制造电磁特性优异且锻造性优异的软磁钢部件。
以上参照实施例对本发明进行说明，但本领域的技术人员能够理解在不超出权利要求书中记载的本发明的主旨和领域的范围内可进行各种修改和变化。

Claims (10)

1.一种锻造性优异的软磁钢材，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，并且，满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体，
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的锻造性优异的软磁钢材，其特征在于，所述铁素体的晶粒平均大小为30～200μm。
3.一种锻造性优异的软磁钢材的制造方法，包括：
在1000～1200℃的温度下对满足下面的关系式1的钢坯进行加热的步骤，其中，所述钢坯，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质；
通过对已被加热的所述钢坯进行热轧来获得钢材的步骤；以及
以0.1～10℃/秒的冷却速度对已被热轧的所述钢材进行冷却的步骤，
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
4.根据权利要求3所述的锻造性优异的软磁钢材的制造方法，其特征在于，所述钢材是线材或者棒材形状。
5.一种软磁钢部件，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，并且，满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体，晶粒平均大小为30～200μm，
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
6.根据权利要求5所述的软磁钢部件，其特征在于，所述软磁钢部件满足下面的关系式2，
[关系式2]
100*(与平均晶粒度相比相差ASTM等级3以上的晶粒数量)/(总晶粒数)<10。
7.根据权利要求5所述的软磁钢部件，其特征在于，所述软磁钢部件的磁通密度B5为0.9Tesla以上。
8.一种软磁钢部件的制造方法，包括：
在770～1200℃的温度下对钢材进行加热的步骤，其中，所述钢材，以重量％计，包含：C：0.001～0.02％、Mn：0.1～1.2％、Si：0.2～1.2％、Al：0.01～0.1％、N：0.005～0.015％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、余量的Fe以及其它不可避免的杂质，并且，满足下面的关系式1，微细组织是单相铁素体；
通过对已被加热的所述钢材进行热锻来获得热锻件的步骤；
以0.1～10℃/秒的冷却速度对所述热锻件进行冷却的步骤；以及
对已被冷却的所述热锻件进行冷锻来获得钢部件的步骤，
[关系式1]
Al/N≥2
其中，Al和N是表示各个元素的含量(重量％)。
9.根据权利要求8所述的软磁钢部件的制造方法，其特征在于，还包括在560～790℃的温度下对已被冷锻的所述钢材进行热处理的步骤。
10.根据权利要求8所述的软磁钢部件的制造方法，其特征在于，所述软磁钢部件满足下面的关系式2，
[关系式2]
100*(与平均晶粒度相比相差ASTM等级3以上的晶粒数量)/(总晶粒数)<10。
CN201510966905.9A 2014-12-26 2015-12-21 锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法 Active CN105886893B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2014-0190220 2014-12-26
KR1020140190220A KR101657848B1 (ko) 2014-12-26 2014-12-26 단조성이 우수한 연자성 강재, 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105886893A true CN105886893A (zh) 2016-08-24
CN105886893B CN105886893B (zh) 2017-11-24

Family

ID=56499855

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510966905.9A Active CN105886893B (zh) 2014-12-26 2015-12-21 锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR101657848B1 (zh)
CN (1) CN105886893B (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111363979A (zh) * 2020-03-10 2020-07-03 北京火龙升腾工贸有限公司 长寿命电极锅炉电极棒及其制备方法
CN111647794A (zh) * 2020-04-17 2020-09-11 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种钢棒线材打包钢丝及制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003226945A (ja) * 2002-02-06 2003-08-15 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性と透磁率特性に優れた軟磁性鋼材および透磁率特性に優れた軟磁性鋼部品並びにその製造方法
CN102906283A (zh) * 2010-05-25 2013-01-30 新日铁住金株式会社 单向性电磁钢板的制造方法
CN103119189A (zh) * 2011-02-10 2013-05-22 新日铁住金株式会社 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
CN103930583A (zh) * 2011-11-11 2014-07-16 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0742501B2 (ja) * 1990-07-02 1995-05-10 新日本製鐵株式会社 磁性焼鈍前後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4360349B2 (ja) * 2005-05-25 2009-11-11 住友金属工業株式会社 軟磁性条鋼

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003226945A (ja) * 2002-02-06 2003-08-15 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性と透磁率特性に優れた軟磁性鋼材および透磁率特性に優れた軟磁性鋼部品並びにその製造方法
CN102906283A (zh) * 2010-05-25 2013-01-30 新日铁住金株式会社 单向性电磁钢板的制造方法
CN103119189A (zh) * 2011-02-10 2013-05-22 新日铁住金株式会社 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
CN103930583A (zh) * 2011-11-11 2014-07-16 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111363979A (zh) * 2020-03-10 2020-07-03 北京火龙升腾工贸有限公司 长寿命电极锅炉电极棒及其制备方法
CN111647794A (zh) * 2020-04-17 2020-09-11 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种钢棒线材打包钢丝及制造方法
CN111647794B (zh) * 2020-04-17 2021-09-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种钢棒线材打包钢丝及制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20160080121A (ko) 2016-07-07
KR101657848B1 (ko) 2016-09-20
CN105886893B (zh) 2017-11-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6119924B1 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN104220619B (zh) 用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板及其制造方法
JP5562952B2 (ja) ベイナイト鋼およびその製造方法
JP6354271B2 (ja) 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
JP5446885B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
CN104250713B (zh) 一种x80级抗大变形管线钢板及其制造方法
KR101510272B1 (ko) 열연강판 제조방법 및 이를 이용한 열연강판
CN105734412B (zh) 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN105177415A (zh) 超高强热轧q&amp;p钢及其生产方法
JP5446886B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP2020521048A (ja) 鋼製部品の製造方法及び対応する鋼製部品
CN105714192B (zh) 电磁特性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法
JP5742123B2 (ja) ラインパイプ用高強度溶接鋼管向け高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN107109597A (zh) 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法
WO2011152328A1 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20150119231A (ko) 딥드로잉 적용을 위한 냉간압연 평강 제품 및 그 제조 방법
KR101660616B1 (ko) 스프링 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재 및 그의 제조 방법, 및 고강도 스프링
CN104087830B (zh) 一种160MPa级别低屈服点建筑抗震用钢的制造方法
CN105886893B (zh) 锻造性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法
JP6519012B2 (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP2008013812A (ja) 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法
CN102953001A (zh) 一种抗拉强度900MPa以上冷轧钢板及制造方法
JP2016211047A (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
CN107326282B (zh) 600MPa级高屈强比热轧高强轻质钢及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230613

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.