KR101657848B1

KR101657848B1 - 단조성이 우수한 연자성 강재, 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법

Info

Publication number: KR101657848B1
Application number: KR1020140190220A
Authority: KR
Inventors: 전영수; 이세일; 박수동; 이형직; 김지현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-26
Filing date: 2014-12-26
Publication date: 2016-09-20
Also published as: KR20160080121A; CN105886893A; CN105886893B

Abstract

본 발명은 미세조직 내 AlN 을 이용하여 열간단조시 혹은 냉간단조 후 소둔열처리시에 발생할 수 있는 비정상 결정립 성장을 억제함으로써, 단조성이 우수하며 전자기 특성이 우수한 연자성 강재와 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법에 관한 것으로서, 본 발명의 일 측면에 따른 단조성이 우수한 연자성 강재는, 중량%로, 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% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 페라이트 단상이다.
[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)

Description

단조성이 우수한 연자성 강재, 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법{SOFT MAGNETIC STEEL HAVING EXCELLENT FORGING CHARACTERISTIC, SOFT MAGNETIC PART AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차 등의 전장 부품에 사용될 수 있는 전자기 특성이 우수하며 단조성이 우수한 연자성 강재, 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.

환경규제에 따른 에너지 효율성 향상을 위해 자동차 등의 전장 부품용 강재의 전자기 특성 개선이 요구된다. 전장 부품용 소재가 되는 강재에 요구되는 전자기 특성으로는 높은 투자율과 높은 자속밀도 그리고 낮은 철손 등이 있다. 또한, 부품이 적용되는 용도 및 형상에 따라 일정 수준 이상의 강도와 열간 및 냉간 단조성이 요구되기도 한다. 이 때문에, 강재의 자속밀도가 외부 자계에 응답하기 쉬우며 강도 및 단조성을 만족하는 저탄소 강재가 통상 사용되고 있다.

종래에는 저탄소 강재의 소재 성능 개선에 의한 초점보다는, 부품 자체 디자인 및 설계에 의한 효과를 통한 고효율화에 집중을 했다. 최근 들어서는 자동차 분야를 시작으로, 부품 디자인뿐만 아니라 전장 부품의 고성능화를 목적으로 하는 소재 성능 개선에 대한 요구가 꾸준히 증대되고 있다.

상기 전장 부품용 강재의 성능 개선을 위해서는 순철계의 연자성 강재 (JIS-SUYB1 등)를 적용하는 방법을 생각할 수 있다. 순철계의 연자성 강재는 탄소함량이 0.02 중량% 이하의 극저탄소 강재의 페라이트 단상조직을 가짐으로써 전자기특성이 우수하지만 Si량이 낮기 때문에 재료의 비저항이 낮아 와전류에 의한 철손이 높은 단점이 있다.

이를 해결하기 위해, 종래의 발명자들은 극저탄소 강재에 Si을 첨가하여 재료 비저항을 상승시켜 철손 저감을 통한 전자기 특성을 개선하고자 하였다. 그러나 Si 첨가에 의한 고용강화 효과로 소재의 단조성이 열위하게 되는 문제점이 있다.

또한, 연자성 강재는 탄화물 양이 적기 때문에 열간단조 혹은 냉간단조 후 열처리시에 비정상 결정립 성장이 발생하는 현상이 있다. 이는 결정립계의 성장을 방지하는 역할(pinning 효과)을 하는 탄화물 및 비금속 개재물 양이 적기 때문이며, 비정상 결정립 성장에 의한 조직불균형을 야기하고 단조성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 특히, Si 등의 고용강화 합금원소양이 높을수록 조직불균형에 의한 단조성 열위현상이 심화되는 경향이 있다.

따라서, 전자기 특성이 우수하면서도 단조성이 우수한 연자성 강재, 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개2003-226945호

본 발명은 상기와 같은 요구에 따라서, 미세조직 내 AlN 을 이용하여 열간단조시 혹은 냉간단조 후 소둔 열처리시에 발생할 수 있는 비정상 결정립 성장을 억제함으로써, 단조성이 우수하며 전자기 특성이 우수한 연자성 강재와 연자성 강 부품 및 그들의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따른 단조성이 우수한 연자성 강재는, 중량%로, 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% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 페라이트 단상이다.

[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)

또한, 본 발명의 다른 일 측면인 단조성이 우수한 연자성 강재의 제조방법은 상기 전술한 조성을 만족하는 강편을 1000~1200℃에서 가열하는 단계;

상기 가열된 강편을 열간압연 하여 강재를 얻는 단계; 및

상기 열간압연된 강재를 0.1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.

또한, 본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품은 상기 전술한 조성을 만족하며, 미세조직은 페라이트 단상이고, 평균 결정립 크기는 30 ~ 200㎛이다.

또한, 본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품의 제조방법은 본 발명에 따른 강재를 770~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 열간단조하는 단계; 상기 열간단조된 강재를 0.1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 냉간단조 하는 단계를 포함한다.

본 발명에 의하면, 자동차 등의 전장 부품용으로 사용되는 연자성 강재의 단조성을 개선하는 효과가 있다. 이러한 단조성 개선은 전자기 특성을 향상시킬 수 있는 합금원소 첨가 혹은 생략 범위를 확장할 수 있을 뿐만 아니라, 복잡한 부품 형상 구현 및 부품 가공시의 가공조건 제약을 최소화 할 수 있다.

도 1은 종래예, 비교예 및 발명예2에 대한 크로 폴(claw pole) 단조 후의 미세조직을 나타낸 광학현미경 사진이다.

본 발명자들은 Si이 첨가된 연자성 강재의 열간단조시 혹은 냉간단조 후 열처리시에 조직불균형이 발생하여 단조성이 열위함을 인지하게 되었다. 연자성 강재는 탄소함량이 0.02 중량% 이하의 극저탄소 강재를 통해 페라이트 단상조직을 갖으며, 결정립계의 성장을 방지하는 역할(pinning 효과)을 하는 탄화물의 양이 적기 때문에 고온에서 재결정 후 결정립의 성장속도가 빠르다. 이러한 문제점을 개선하기 위하여 본 발명자들은 AlN을 활용하여 비정상 결정립 성장 (abnormal grain growth) 을 억제하고자 하였다. AlN은 석출물 중에 비교적 낮은 온도에서 용해 및 석출이 되기 때문에 강재 압연 혹은 부품 열간단조시 비정상 결정립계 성장을 억제하는 석출물로 활용이 가능함을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 단조성이 우수한 연자성 강재에 대하여 상세히 설명한다.

[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)

탄소(C): 0.001~0.02 중량%

C는 강중에 고용되거나 탄화물 등을 형성한다. 연자성 강재의 우수한 전자기 특성을 위해서는 극저탄소로 관리되는 것이 바람직하다. 0.02% 초과로 첨가되면 탄화물 형성에 의한 전자기 특성이 저하되고, 0.001% 미만은 강재의 생산성이 저하된다. 따라서 C의 함량은 0.001~0.02 중량%인 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.1~1.2 중량%

Mn은 탈산제로써의 작용뿐 아니라, MnS 형성을 통한 S에 의한 취화를 억제한다. 또한, Mn는 다량 첨가될 수록 재료의 철손을 감소하여 이를 통해 전자기 특성을 개선한다. 그러나 Mn량이 1.2% 초과로 첨가되면 철손이 다시 증가하는 경향을 나타내는 문제점이 있다. 반면, 0.1% 미만으로 망간을 관리하는 것은 생산성이 저하된다. 따라서 Mn의 함량은 0.1~1.2 중량%인 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.2~1.2 중량%

Si은 와전류에 의한 철손을 효과적으로 감소시키는 원소로써 역할을 하기 때문에 전자기 특성 개선을 위해 널리 활용되는 원소이다. 또한 탈산제로써도 작용을 하여 강 중 산소에 의한 전자기 특성 저하를 억제하는 효과가 있기 때문에 0.2% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 Si은 고용강화 효과에 의해 단조성 저하를 가져오기 때문에 단조용 부품을 제조하는 강재에서는 상한치를 1.2%이하로 제한할 필요가 있다. 따라서 Si의 함량은 0.2~1.2 중량%인 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.1%

Al은 AlN석출물을 형성하여 고온에서 비정상 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 또한 고용N에 의한 전자기 특성의 취화를 방지하기 위해, N보다 2배이상 첨가하여 AlN으로 고용N을 고정할 필요가 있기 때문에 0.01% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015% 이상이다. 보다 더 바람직하게는 0.02% 이상이다. Al은 상기 Si과 마찬가지로 철손을 감소시키는 원소로써 역할을 하기 때문에 적정량이 첨가될 경우 전자기 특성 개선 효과가 있지만 제강 시 노즐이 막히는 등의 생산성 저하를 가져오기 때문에 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다. 보다 더 바람직하게는 0.06% 이하이다.

질소(N): 0.005~0.015%

N은 AlN석출물을 형성하여 고온에서 비정상 결정립 성장을 억제하는 역할을 하기 때문에 0.005% 이상 첨가를 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0055% 이상이다. 보다 더 바람직하게는 0.006% 이상이다.

반면, N함량이 0.015%를 초과하면 AlN이 조대화되고, 조대화된 AlN은 비금속 개재물로써도 작용을 하여 전자기 특성을 열위하게 만든다. 따라서 N의 함량은 0.015% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.013% 이하이다. 보다 더 바람직하게는 0.010% 이하이다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

인(P): 0.02 중량% 이하

상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 P의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 정련공정의 제조비용이 크게 증가하는 문제가 있으므로, 상기 P의 함량은 0.001%~0.02%로 제어하는 것이 보다 바람직하다.

황(S): 0.02 중량% 이하

상기 황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 는 상기 황 함량의 상한은 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 S의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 정련공정의 제조비용이 크게 증가하는 문제가 있으므로, 상기 S의 함량은 0.001%~0.02%로 제어하는 것이 보다 바람직하다.

상기 강재의 조성을 상술한 조건에 추가하여 [관계식 1]을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

Al/N ≥ 2

Al/N 의 값이2 미만일 경우에는 AlN으로 석출되지 않고 강 중에 고용N이 존재하여 전자기 특성을 저하시킬 뿐만 아니라 냉간 단조성도 저하시킨다. 따라서 Al/N 의 값이 2이상이 되도록하여 N이 고용 N으로 존재하는 것을 방지함이 바람직하다.

또한, 상기 강재의 미세조직은 페라이트 단상인 것이 바람직하다. 펄라이트 혹은 베이나이트 등이 형성될 경우 전자기 특성 저하의 주원인이 될 수 있다. 페라이트의 평균 결정립 크기는 30 ~ 200㎛ 으로 한정하는 것이 바람직하다. 30㎛ 미만일 경우에는 최종 제품의 결정립계가 과도하게 미세해져 오히려 전자기 특성이 열위할 수 있다. 또한 200㎛를 초과할 경우에는 조대결정립에 의한 단조성이 열위할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 단조성이 우수한 연자성 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 단조성이 우수한 연자성 강재의 제조방법은, 상기 전술한 조성을 만족하는 강편을 1000~1200℃에서 가열하는 단계;

상기 가열된 강편을 열간압연 하여 강재를 얻는 단계; 및

가열하는 단계

상기 성분계를 만족하는 강편을 1000~1200℃로 가열한다. 상기 온도 범위에서 강편의 가열을 행함으로써 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물을 효과적으로 용해할 수 있다. 상기 강편의 가열온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 생산조업이 비효율적이다. 반면, 1000℃ 미만인 경우에는 가열에 의한 상기 효과가 충분하지 못할 수 있다. 여기서, 강편이란 선재 혹은 봉강으로 제조될 수 있는 블룸이나 빌렛과 같은 반제품을 모두 의미한다.

열간압연 하여 강재를 얻는 단계

상기와 같이 가열된 강편을 열간압연을 실시할 수 있다. 압연온도가 800℃미만일 경우에는 미세한 페라이트 결정립으로 인하여 전자기 특성이 저하될 수 있다. 반면, 압연온도가 1100℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화로 인하여 선재 및 봉강의 기계적 물성을 저해한다. 따라서, 열간압연은 800~1100℃에서 행하는 것이 바람직하다.

냉각하는 단계

상기와 같이 열간압연된 선재를 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각속도가 0.1℃/초 미만인 경우에는 AlN이 조대화 되어 본 발명에서 의도하고자 하는 AlN의 효과를 얻기 어렵다. 반면에, 10℃/초를 초과하는 경우에는, 높은 Si함량에 따른 내부 균열이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 0.1~10℃/초를 만족하는 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 단계 후에는 냉각된 선재의 보관 및 이동을 용이하게 하기 위하여 권취하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.

이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품은 상기 전술한 조성을 만족하며, 미세조직은 페라이트 단상이고, 평균 입도가 30~200㎛이다.

이때, 상기 연자성 강 부품의 미세조직은 평균 입도 대비 ASTM 규격 3이상 차이가 나는 결정립이 10% 미만인 것이 바람직하다. 즉, 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 2]

100*(평균입도 대비 ASTM 규격이 3이상 차이가 나는 결정립의 개수)/(총 결정립 수) < 10

상기 미세조직의 조건을 만족하는 경우에는 혼립이 발생하지 않은 것으로 판단될 수 있다. 즉, 혼립조직 발생의 정의는 200배의 광학현미경 관찰시에 평균입도 대비 ASTM 규격이 3이상 차이가 나는 결정립의 개수가 총 결정립 수의 10% 이상일 경우에 혼립발생으로 정의한다.

본 발명에서는 AlN 석출물의 형성을 통하여 결정립계의 성장이 억제되기 때문에 혼립조직이 발생하지 않고 내부 미세조직을 균일하게 할 수 있으며, 이러한 균일한 미세조직은 변형시의 균일응력을 해소하여 단조성을 향상시킨다.

상기와 같은 합금조성 및 미세조직을 만족하는 연자성 강 부품은 자속밀도 B₅ 가 0.90 Tesla 이상으로 전자기 특성이 우수한 효과를 나타낸다.

이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 또 다른 일 측면인 연자성 강 부품의 제조방법은 본 발명에 따른 강재를 770~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 열간단조하는 단계; 상기 열간단조된 강재를 0.1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 냉간단조 하는 단계를 포함한다.

이때, 상기 가열 및 열간단조는 770~1200℃ 로 가열하는 것이 바람직하다. 가열온도가 770℃ 미만으로 가열할 경우 유동응력이 높아 열간단조 하는 효과가 적으며, 가열온도가 1200℃ 를 초과할 경우에는 고용되는 N 양이 높아 본 발명이 의도하는 단조시에 AlN 석출을 통한 비정상 결정립 성장 억제 효과가 낮다.

이때, 상기 냉각은 0.1~10℃/초의 속도로 행하는 것이 바람직하다. 0.1℃/초 미만인 경우에는 AlN이 조대화 되어 본 발명에서 의도하고자 하는 AlN석출물의 형성 효과를 얻기 어렵다. 반면에, 10℃/초를 초과하는 경우에는, 높은 Si함량에 따른 내부 균열이 발생할 수 있다.

또한, 상기 냉간단조된 강재를 560~790℃에서 열처리하는 단계를 더 포함하여 연자성 강 부품을 제조할 수 있다.

이때, 상기 냉간단조 후 열처리는 560~790℃ 에서 열처리 하는 것이 바람직하다. 열처리온도가 560℃ 미만이면 내부응력 소멸속도가 느려 열처리 후 전자기 특성 개선 효과가 적으며, 790℃를 초과할 경우 상변태를 통해 재결정이 발생하여 전자기 특성이 저하될 수 있기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시 예)

하기 표 1에 기재된 성분계의 강들을 주조하였다. 그 후 통상적인 방법에 의해 1150℃에서 가열하고, 열간 압연하여 각각 50mm의 직경을 갖는 봉강을 제조하였다. 그 후 1050℃의 온도에서 열간압연된 50mm 봉강을 5℃/초의 속도로 냉각하였다.

상기 봉강을 이용하여 자동차 교류발전기 회전자의 클로 폴(clawpole)을 제조하였다. 50mm 봉강을 1.2kg의 무게에 맞춰 절단하여 1200℃로 가열하였고, 이를 4단계에 걸쳐 열간단조를 하였다. 열간단조 후 피막작업을 한 후 3단계에 걸쳐 냉간단조를 실시하였다.

하기 표 1 및 표 2에서 종래예는 클로 폴(clawpole)로 널리 사용되고 있는 저탄소강 JS-SWRCH6A 강이다.

상기와 같이 냉간단조된 가공품의 미세조직, 단조성 및 전자기 특성을 관찰하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 도 1에는 표 2의 종래예, 비교예 및 발명예 2의 미세조직을 나타내었다.

하기 표 2에서 단조성은 단조공정 모사를 통해서 실시하였으며, 이를 위해서 노치 압축실험을 실시하였다.

즉, 단조성 모사 실험은 직경 10mm, 높이 15mm 의 원통형 시편 중간에 R=0.1의 60˚ 노치를 깊이 2mm 만들고, 1100℃ 에서 변위 2mm 만큼 압축한 후 상온까지 냉각하였으며, 그 후 상온에서 압축 시험을 통해 최대 압축 변형량을 측정하였다. 압축 시 균열이 발생하여 로드셀의 응력이 떨어지는 순간을 변형한계량으로 정의하였다. 즉, 단조성은 하기와 같은 조건으로 측정된 변형한계량으로 평가하였다. 이 때, 변형한계량은 비교예의 변형량을 100%로 하여 상대적으로 평가하였다.

전자기 특성은 단조품에서 외경 45mm 내경 35mm 두께 10mm 의 링솔레노이드 시편을 채취하여 관찰하였으며, 동선을 primary 100회 secondary 20회 권취하여 B-H (자속밀도-자장의 세기) 곡선과 철손 값을 측정하여 나타낸 것이다.

구분	C (중량%)	Mn (중량%)	Si (중량%)	Al (중량%)	N (중량%)	P (중량%)	S (중량%)	Al/N
발명예1	0.005	0.30	0.20	0.03	0.009	0.005	0.004	3.3
발명예2	0.005	0.29	0.91	0.03	0.009	0.005	0.004	3.3
발명예3	0.015	0.31	0.20	0.03	0.009	0.005	0.004	3.3
발명예4	0.014	0.31	0.88	0.03	0.009	0.005	0.004	3.3
발명예5	0.005	0.30	0.90	0.03	0.015	0.005	0.004	2.0
비교예1	0.005	0.30	0.90	0.03	0.004	0.005	0.004	7.5
비교예2	0.005	0.30	1.02	0.01	0.0053	0.005	0.004	1.9
비교예3	0.005	0.31	0.95	0.01	0.0056	0.005	0.004	1.8
종래예	0.050	0.30	0.04	0.03	0.004	0.005	0.004	7.5

구분	단조후 미세조직			단조성	단조후 전자기특성
구분	균열발생	관계식 2	혼립조직 발생유무	변형 한계량	자속밀도, Tesla (@H=500A/m)	철손, W/kg (@1.0T)
발명예1	X	8%	X	152%	1.04	40
발명예2	X	8%	X	128%	0.94	33
발명예3	X	4%	X	142%	0.93	42
발명예4	X	4%	X	115%	0.90	36
발명예5	X	9.5%	X	148%	1.02	40
비교예1	O	14%	O	100%	0.88	33
비교예2	O	18%	O	88%	0.84	32
비교예3	O	20%	O	82%	0.87	33
종래예	X	20%	O	131%	0.83	52

상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명이 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5는 비교예 1 내지 3에 비하여 단조성이 우수하여 단조시 크랙이 발생하지 않았음을 확인할 수 있고, 또한, 종래예에 비해서는 전자기 특성이 우수한 것을 확인할 수 있다.

이에 반해, 비교예1 은 N 함량이 본 발명의 N함량 범위보다 낮은 강종으로써 , 균열 및 혼립조직이 발생하여 단조시 크랙이 발생하였다.

또한, 비교예 2 및 3은 Al /N이 2미만으로 전자기 특성은 균열 및 혼립조직이 발생하여 단조시 크랙이 발생하였다.

또한, 종래예는 C 함량이 본 발명의 C 함량보다 높고, N함량이 본 발명의 N함량보다 낮은 강종으로써 , 혼립조직이 발생하였고 전자기 특성이 열위하였다 .

상기 표 2및 도 1에 나타난 바와 같이 종래예는 혼립조직이 관찰되었으며(도 1-a), 이로부터 종래예는 탄소함량이 비교적 높은 강종임에도 불구하고 펄라이트로 석출된 탄화물이 조대 페라이트 성장에 효과적이지 않음을 알 수 있다.

반면, 발명예는 AlN 석출물을 형성함으로써 혼립조직이 발생하지 않았으며 미세균열 또한 관찰되지 않았다. 발명예2 강재를 단조 후에 미세조직을 관찰한 결과를 대표적으로 나타내는 그림 1-c에서도 알 수 있는 바와 같이, 발명예 2는 본 발명에 따른 방법으로 석출된 AlN을 통해 결정립계의 성장이 억제되어 내부 미세조직이 균일하였다. 이러한 균일 미세조직은 변형시의 균일응력 해소를 통해 단조성이 향상시키는 효과가 있음을 상기 표 2에서 확인할 수 있다.

이와 같이, 발명예에서는 비교예 및 종래예와는 달리 혼립조직 및 미세균열이 관찰되지 않았다. 이러한 혼립이 발생하지 않은 미세조직의 단조성 향상여부는 단조성 모사 실험결과로 확인할 수 있었다. 열간압축시 발생한 혼립조직에 의해 냉간압축시 변형 한계량이 열위하였음을 알 수 있다. 즉, 비교예 대비 발명예의 변형 한계량의 상대치가 개선되었음을 알 수 있었다. 또한, 혼립조직이 발생한 비교예의 시편에서 불균일 응력집중으로 인하여 단조성이 열위한 것을 알 수 있다.

한편, 본 발명에 부합되는 발명예 1 내지 5는 종래예에 비하여 자속밀도 및 철손이 개선되었음을 알 수 있다. 즉, H=500A/m 에서 측정된 자속밀도가 종래예에서는 0.83T 였으나, 발명예 1 내지 5에서는 자속밀도가 0.90~1.04T 로 개선되었다. 뿐만 아니라, 종래예의 철손이 B=1.0T 수준에서 52W/kg 였으나, Si 첨가를 통해서 33~42 W/kg으로 와전류 손실이 저감되었음을 알 수 있다. 이는 종래예 대비 탄소량을 저감함으로써 자속밀도가 개선되었으며, Si을 첨가함으로써 철손이 개선되었기 때문이다.

이와 같이, 발명예 1 내지 5는 종래예에 비하여 전자기 특성이 개선됨과 동시에 단조성도 개선됨을 알 수 있다. 따라서, 본 발명은 전자기 특성이 우수하며 단조성이 우수한 연자성 강 부품 제조에 적용이 가능할 것이다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.001~0.02%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.2~1.2%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 페라이트 단상이고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 30 ~ 200㎛인 단조성이 우수한 연자성 강재.
[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)
삭제
중량%로, C: 0.001~0.02%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.2~1.2%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 강편을 1000~1200℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강편을 열간압연 하여 강재를 얻는 단계; 및
상기 열간압연된 강재를 0.1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 단조성이 우수한 연자성 강재의 제조방법.
[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)
제 3항에 있어서,
상기 강재는 선재 또는 봉강 형태인 것을 특징으로 하는 단조성이 우수한 연자성 강재의 제조방법.
중량%로, C: 0.001~0.02%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.2~1.2%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 페라이트 단상이고, 평균 결정립 크기는 30 ~ 200㎛인 연자성 강 부품.
[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)
제 5항에 있어서,
상기 연자성 강 부품은 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연자성 강 부품.
[관계식 2]
100*(평균입도 대비 ASTM 규격이 3이상 차이가 나는 결정립의 개수)/(총 결정립 수) < 10
제 5항에 있어서,
상기 연자성 강 부품은 자속밀도 B₅ 가 0.90 Tesla 이상인 것을 특징으로 하는 연자성 강 부품.
중량%로, C: 0.001~0.02%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.2~1.2%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 페라이트 단상인 강재를 770~1200℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 열간단조하여 열간 단조품을 얻는 단계;
상기 열간 단조품을 0.1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열간단조품을 냉간단조 하여 강 부품을 얻는 단계를 포함하는 연자성 강 부품의 제조방법.
[관계식 1] Al/N≥2 (단, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)임.)
제 8항에 있어서,
상기 냉간단조된 강 부품을 560~790℃에서 열처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 연자성 강 부품의 제조방법.
제 8항에 있어서,
상기 연자성 강 부품은 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연자성 강 부품의 제조방법.
[관계식 2]
100*(평균입도 대비 ASTM 규격이 3이상 차이가 나는 결정립의 개수)/(총 결정립 수) < 10