KR960014944B1 - 연자성 강재의 제조방법 - Google Patents

연자성 강재의 제조방법 Download PDF

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닛뽄 고오깐 가부시끼가이샤
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Abstract

내용없음.

Description

[발명의 명칭]
연자성 강재의 제조방법
[발명의 상세한 설명]
[기술분야]
본 발명은 연자성재료에 관한 것으로서 특히, 전자석 자심재료 또는 자기차폐재료 등 높은 직류자화특성이 요구되는 연자성재료에 관한 것이다.
[배경기술]
직류전자석 철심재료, 또는 근년에 특히 진보·보급이 눈부신 의료기기나 각종 물리기기, 전자부품 및 기기 등의 자기차폐재료로서 비교적 싼 값으로 얻을 수 있는 연철이나 순철 및 대단히 고가인 퍼어말로이 또는 슈퍼말로이가 사용되고 있다. 그런데 연철이나 순철의 1Oe에 있어서 자속밀도(이하 B1 치)는 대략 3000∼11000G 정도이고 이것들은 MRI(핵자가공명에 의한 단층상 촬영진단장치)의 자기차폐등 수 가우스 정도까지의 자기차폐재료로 또는 전자석 철심용재료로 사용되고 있다. 직류자화특성이 중요한 용도중에서 자기차례를 예로들어 종래기술의 문제점을 설명한다. 즉 현재 MRI의 자기차폐에는 오로지 비교적 값이 싸며 그리고 포화자화가 높은 순철이 사용되고 있으나, 연철, 순철을 대상으로 하는 전자연철을 규정하는 JIS 규격 중에서 가장 엄격한 0종(예를들면 JIS C 2504 SUYPO)조차 B1치의 하한치를 8000G로 규정하고 있고, 이 특성에서는 지자기 정도의 자기차폐는 곤란하며, 더욱이 수 가우스 정도 이하의 자기차폐를 행하기 위한 차폐시스템의 중후화(重厚化)를 초래한다. 더 좋은 차폐를 행하기 위한 차폐재료로서퍼어말로이 또는 슈포말로이 등의 Fe-Ni 합금을 사용할 경우도 있으나, 이들 재료는 지자기정도 이하의 차폐가 가능한 반면, 대단히 고가이고 또 포화 자기가 순철과 비교해서 1/3∼2/3로 낮으며 따라서 높은 자계의 차폐에 대해서는 두께를 매우 두껍게 해야만 하는 등의 결점도 있으므로 여하간에 대량으로 생산하기에는 경제적으로 곤란하다.
이런 점을 근거로 하여 순철계 재료가 구비한 고포화자화를 손상시키지 않으면서도 투자율(透磁率)을 높이는 몇 건의 검토가 이미 행해지고 있다. 예를들면 특공소 63-45443호, 특개소 62-77420호 또는 일본극 속학회 제23권 제5(1984년 발행) ''극후전자강판의 개발''에 표시되어 있는 방법은 어느 것이나 페라이트 결정립의 조대화에 따른 투자율 향상을 겨낭한 것이나, 이들 기술은 비교적 판의 두께가 얇은 열연판으로 그대상으로 한정되는 기술이든가 또는 본 발명과 같이 더 엄격한 직류자화특성을 평가하는 경우 0.5Oe에 있어서의 자속밀도(이하 B0.5치)로 10000G 이상을 달성할 수 없는 기술이므로, 여하간에 우수한 직류자화특성을 얻기 위한 기술로서 충분한 것은 아니다.
이와 같이 현재의 상황에서는 포화자화가 높고 또 지자기 정도에 상당하는 낮은 자장에서 높은 자속밀도를 나타내는 즉, 투자율이 높은 재로는 제공되고 있지 않다. 본 발명의 목적은 이와 같은 재료를 싼 값으로 제조할 수 있는 방법을 제공함에 있다.
[발명의 개시]
본 발명자들은 상기한 문제점을 해결하기 위해 우선 직류자장용 연자성 재료의 기본인 공업용 순철을 검토하여 그 결점을 명확히하고 또한 특성을 개선하기 위한 검토를 수행하여 다음과 같은 연구 결과를 얻었다.
즉 고투자율을 얻을 수 있는 관점에서, Al를 첨가함으로써 (1) 효과적인 탈산이 가능하게 되고, 산소량 및 산화물계 개재물의 저감에 따른 투자율 향상이 연계될 뿐 아니라 투자율에 악영향을 끼치는 고용 N를 AIN 입자의 형성에 따라 저감할 수 있다는 것 ; (2) 또 어느 필요한 양을 첨가함으로써 미세하게 분산되어 있는 AIN 입자의 응집화를 도모할 수가 있고, AIN 입자 그 자체의 악영향을 매우 낮게 억제할 수 있음과 동시에 페라이트 결정립의 조립화를 촉진하는 효과도 얻을 수 있고, 여하간 투자율 향상에 유효하다는 것; (3) 특히 0.5%(이하 %는 중량%임)를 초과하여 첨가함으로써 변태온도를 현저하게 높이거나 또는 페라이트 단상으로 할 수 있으므로, 따라서 변태에 의한 왜곡이 도입되는 일이 없이 900℃를 넘는 온도에서 소둔할 수 있다는 것, 그리고 이 고온소둔은 효과적인 격자왜곡(lattice strain)의 제거와 페라이트 결정립의 조대화를 가져오고 고용 Al 그 자체의 투자율의 향상 효과도 생각할 수 있으나, 이것들의 상승효과에 의한 극히 뛰어난 투자율의 획득이 가능하다는 것; (4) 또 필요에 따라서 Ti를 적당히 첨가함으로써 이것들이 고용 N를 우선적으로 고정해서 특성향상에 강학 특히 일부러 N의 함유량을 감할 노력을 필요 하지 않다는 것; 또 재료의 포화자화를 높게 유지한다는 관점에서, (5) 2%를 넘은 Al의 첨가는 피해야 한다는 것; (6) C와 N의 함유량이 많으면 변태온도의 저하 또는 필요한 Al 첨가량의 증대에 더해서 고용 C와 N의 증가에 의한 격자왜곡의 증대 또는 탄화물, 질화물의 생성 등에 의해 특성이 열화되는 일이 있으므로 이런 것을 피하기 위해서 C와 N량의 상한이 존재한다는 것을 알아내어 본 발명을 완성시킨 것이다.
즉 본 발명의 특징은 다음과 같다.
(1) 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.5% 이하, Mn : 0.50% 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol. Al : 0.5∼2.0%, N : 0.005% 이하, 산소 : 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 700℃이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 900∼1300℃에서 소둔을 행함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고, 0.5Oe의 자장에 있어서의 자속밀도가 10000G이상인 연자성 강재를 얻느 것을 특징으로 하는여자성 강재의 제조방법.
(2) 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.1% 이하, Mn : 0.15% 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol. Al : 0.5∼2.0%, N : 0.005% 이하, 산소 : 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 700℃이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 1000∼1300℃에서 소둔을 행함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고, 0.5Oe의 자장에 있어서의 자속밀도가 10000G이상인 연자성 강재를 얻느 것을 특징으로 하는여자성 강재의 제조방법.
(3) 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.5% 이하, Mn : 0.05% 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol. Al : 0.5∼2.0%, N : 0.012% 이하, 산소 : 0.005% 이하 Ti : 0.005∼1.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 700℃이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 900∼1300℃에서 소둔함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고, 0.5Oe의 자장에 있어서의 자속밀도가 10000G이상인 연자성 강재를 얻느 것을 특징으로 하는연자성 강재의 제조방법.
다음은 본 발명에 있어서의 조성 및 제조조건의 한정이유에 대해 설명한다.
C는 N와 같이 뛰어난 투자율을 확보하기 위해서도 가능한 한 저감하는 것이 바람직하나 공업적으로 제조상 극한적인 저감은 곤란할 뿐만 아니라 극단적으로 높은 제조원가를 초래한다. 또 Al 첨가에 의해 변태온도를 높이기 위해서도 C의 첨가량을 낮게 억제하지 않으면 Al의 필요 첨가량이 많아져 이것은 결과적으로 포화자화를 저하시키게 되므로 본 발명의 의도에 반하는 것이 되고, 이 때문에 C는 0.004wt%를 그 상하으로 한다.
Si는 투자율 향상에 기여하나 본 발명에서는 투자율 향상은 Al 첨가에 의해 만족시키는 것을 목적으로 하고, 오히려 Si를 다량으로 첨가함으로 포화자화의 저하가 염려되므로 0.5wt%, 바람직하게는 0.1wt%를 그 상한으로 한다.
Mn는 직류자화특성을 열화시키는 원소이므로 저감함이 바람직하나, 극단적인 저감은 제조원자를 높이고 N의 함류량의 증가를 초래하고 더욱이 S를 고정함으로써 열간취약성을 방지하는 효과도 있으므로 Mn/S가 10을 하회하지 않는 범위에서 0.50wt%, 바람직하게는 0.15wt%를 상한으로 첨가해도 좋다. Si의 상한을 0.1wt%로 하고, Mn의 상한을 0.15wt%로 더 한정하므로써 특히 특히 우수한 자기특성을 얻을 수 있다.
P.S는 불순물 원소로서 생산원가가 높아지지 않는 범위내에서 저감함이 바람직하며 각각 JIS, JIS를 그상한으로 한다.
Al는 상기한 것과 같이 본 발명에 있어서 가장 중요한 부분이 되는 첨가원소이다. 즉 Al는 고용 N의 고정 및 AIN 입자의 응집화, 변태온도의 상승을 가져오고 페라이트영역을 확대시킴으로써 고온 소둔을 실현하고, 이것에 의해 페라이트 결정립의 조대화 및 내부 왜곡의 저감을 달성하고 투자율을 향상시키는 것이며, 또 고용 Al 자신의 투자율 향상효과도 생각할 수 있으므로 본 발명에 있어서는 뛰어난 직류자화특성을 얻기 위해서 첨가하지 않으면 안되는 원소이다. 이 Al의 효과는 sol.All의 상태로 0.5wt% 이상 첨가함으로써 얻어질 수있으나, 한편 2.0wt%를 초가해서 첨가하면 포화자화의 저하를 초래하므로 바람직하지 않다. 따라서 Al의 첨가량 범위는 sol.Al의 상태로 0.5∼2.0wt%로 했다.
N는 C와 같이 Fe 격자내로 침입하여 격자왜곡을 많이 발생시켜 직류자화특성을 열화시킨다. 또 N는 Al 입자를 많이 생성시키지 않기 위하여서도 극히 낮은 편이 바람직하다. 또 이러한 생각은 첨가한 Al를 조금이라도 유효한 고용 Al로서 존재시키는 것에도 연계되고, 이 때문에 N량은 0.005wt% 이하로 본다. 본 발명에서는 후술하는 것과 같이 강력한 질호물 생성 원소인 Ti를 필요에 따라서 첨가한다. Ti는 굳이 생산원가가 높아지는 N량의 상한을 엄격하게 규정할 필요없이 상기한 N의 폐해를 감소시키는 것을 목적으로 해서 첨가하는 것이며, 따라서 이 경우에는 N의 상한치를 0.012wt%로 한다.
또 상기의 연구결과에서 명확한 바와 같이 직류자화 특성을 더욱 확실하게 확보하기 위해서는 N 및 C의 총량을 규제하는 것이 바람직하다. 즉 Ti 무첨가의 경우에는 C+N를 0.007wt% 이하, Ti 첨가의 경우에는 C+N를 0.014wt% 이하로 함이 바람직하다.
산소도 Mn과 같이 직류자화특성을 열화시키는 원소이고 특히 비금속 개재물을 생성함으로써 투자율을 열화시키는 영향이 크므로 본 발명을 용제할때에는 충분히 저감해 놓아야 하므로 상한치로서 0.005wt%를 규정했다.
Ti는 상기한 바와 같이 장력한 질화물 생성원소이고, 0.005∼1.0wt%의 범위로 첨가함으로써 N의 함유량이 충분히 저감도어 있지 않은 소재 즉, 값이 싼 소재라도 고용 N의 고정효과에 의해 직류자화특성이 현저하게 손상되는 것을 방지할 수가 있다. 또 N의 함유량이 비교적 낮은 경우는 질화물입자의 생성량도 작고 직류자화특성의 약간의 향상도 기대할 수가 있다. 한편 상기의 상한치를 넘어서 참가되면 직류자화특성이 열화된다.
다음으로 본 발명의 강의 제조 조건에 대해서 설명한다.
본 발명에서는 가열 압연조건에 대해서는 극히 통상적인 열간 가공조건을 채용하고 상기 조성의 강편 또는 주편을 700℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하여 열간가공을 한다. 단 저온영역의 압연에 따른 열간 가공시의 변형저항의 증가 및 열간 가공에 소요되는 시간의 증가는 항상 비용증가와 연계되고 또 극도의 저온압연은 소둔시에 재결정에 의한 세립화를 초래할 가능성도 있으므로 본 발명에서는 가공종료온도에서 있어서는 700℃를 하한온도로서 설정했다.
최종적으로 시행하지 않으면 안되는 소둔에 대해서는 주로 Al의 첨가량에 의해 결정되는 변태온도에 접촉되지 않는 범위에서 실시할 필요가 있으나, 적어도 900℃ 이상 바람직하게는 1000℃ 이상의 온도에서 실시하지 않으면 본 발명의 강의 의도하는 극히 뛰어난 직류자화특성을 달성할 수 없다. 또 구체적으로 0.001wt%의 C, 0.0020wt%의 N에 1wt% 정도의 Al를 첨가함으로써 본 발명의강은 페라이트 단상으로 되고, 1100℃ 이상의 대단히 높은 온도에서의 소둔이가능하게 되나, 1300℃를 넘는 온도영역에서의 소둔은 곤란하기도 하며, 또 비용이 높아지는 것을 초래하므로 소둔온도는 900∼1300℃ 바람직하게는 1000∼1300℃로 한다. 그리고 가열유지시간에 대해서는 소재의 열용량에 따라서 변화되나, 30분 이상 유지하는 것이 바람직하며, 또 가열유지후의 냉각에 관해서는 될 수 있는 한 열변형(thermal strain)을 도입하지 않는 다는 관점에서 서서히 냉각하는 것이 바람직하다. 물론 균일하게 냉각되도록 배려가 되어 있을 경우에는 열변형 도입되기 어려우므로, 이 경우에는 반드시 서서히 냉각할 필요는 없다.
이상과 같이 본 발명에 의한 화학성분 및 제조조건으로 특히 소둔온도를 한정함으로써 B0.5치 및 포화자화가 높은 즉 직류자계에서의 연자기특성이 뛰어난 강재를 얻을 수 있다.
그리고 본 발명은 열연을 직압열연으로 행하는 경우도 포함하는 것이다. 또 본 발명이 제조대상으로 하는 강재는 열간가공재, 냉간(온간도 포함, 이하 같음) 가공재의 양쪽을 다 포함하는 것이며, 따라서 본 발명이 규정하는 최종소둔은 열간가공후에 행해질 경우, 열간가공-냉간가공후에 행해지는 경우를 따로 문제삼지 않는다. 또 말할 필요도 없이 열간가공이나 냉각가공의 도중에서 중간소둔을 행하든가, 상기 각 가공을 여러단계로 행할 경우도 포함하는 것이다.
또 본 발명이 대상으로 하는 강재는 후판, 박판, 와이어재(형강 등), 단조재 등을 포함하는 것이다.
[실시예]
[실시예 1]
제1표는 실시예 및 비교예에 사용한 강의 화학성분을 나타내는 것이다. 강 A∼E는 용제후 두께가 110mm인 강괴로 하고 1200℃로 가열하여 열간압연해서 판의 두께를 15mm로 성형한 것이다. 강 A∼C가 본 발명의 화학성분에 적합한 것인가 강 D, E, F 및 하는 비교강이다. 제1표에는 0.5℃/S의 가열속도로 1300까지 승온했을 경우의 변태점을 조사한 결과에 대해서 함께 나타내었다. 그리고 이 변태점 측정 결과는 실시예에 열거된 본 발명의 강이 페라이트 단상인 것을 나타내고 있다.
제2표는 본 발명의 강 및 비교강에 대해서 직류자화특성을 특정한 결과를 표시한 것으로서 열간압연후판의 두께 중심부로부터 외경이 45mm이고 내경이 33mm이고 두께가 6mm인 시험편을 채취해서 이것을 대하여 소둔을 행하고 직류자화특성 및 페라이트 결정립경을 측정한 결과이며, 이 소둔이 본 발명의 규정하는 바 최종적인 소둔에 상당한다. 그리고 소둔은 가열유지시간은 1 내지 3시간이며, 냉각속도는 약 100℃/hr로 서서히 냉각했다.
제2표에 있어서 No.1는 강 A를 1100℃의 소둔을 행한 본 발명에 기초한 실시예이다. 이 실시예에서는 저 탄소화와 Al 첨가에 의해 페라이트 단상으로 되어 있으므로 변태 왜곡의 도입 및 변태에 의한 세립화를 초래함이 없이 고온소둔이 가능하며, 오히려 1100℃라는 고온에서 소둔함으로서 페라이트 입경이 2mm 이상이 현저한 조립화가 달성되고,아울러서 격자왜곡의 제거도 달성되고 B0.5치로 13000G정도, 최대투자율로 60000을 넘는 극히 뛰어난 특성이 얻어졌다.
No. 2는 강 A에 1000℃의 소듐을 행한 실시예이다. 이 실시예에서는 소둔의 온도가 No. 1보다 낮고, 페라이트 입경은 0.5~1.0mm 정되며, No. 1의 실시예와 비교해서 작으나 최대투자율은 23900로 좋은 특성을 얻고 있다.
No. 3, 4는 어느 것이나 강 B, C에 의한 실시예이다. 여기에서도 Al 첨가에 의한 페라이트 단상화가 되어있어 어느 것이나 1000℃를 넘고 고온소둔을 행할 수 있고 페라이트 결정립의 조대화와 내부변형의 제거에 의한 상승효과에 의해 No.3에서는 최대투자율 56000, No.4에서는 최대투자율 37200의 뛰어난 특성이 얻어지고 있다.
이상 No.1∼4의 실시예는 어느 것이나 최대투자율에서 20000 이상, 보자력은 0.4Oe 이하의 뛰어난 직류 자화특성이 달성되는 JIS C 2504 SUYPO에 규정되어 있는 특성을 충분히 만족시키고 있을 뿐 아니라 B0.6치 조차도 11000G를 초과하기 때문에 지자기 정도의 자기차폐도 가능한 것이다.
No. 5, 6, 7 은 강 D, E, F에 의한 비교강이다. 강 D, E, F은 공업용 순철에 상당하며, 본 발명이 규정하는 화학성분을 일탈되어 있다. 따라서 No. 5, 6에 표시한 것과 같이 1000℃ 이상에서 소둔을 행하여도 현저한 페라이트 결정립의 조대화를 기대할 수 없고, 또 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태시에 왜곡이 도입되어 양호한 특성을 구비할 수 없다. No.7은 소둔온도를 변태점 이하로 한 경우의 결과인데 어느 것이나 양호한 특성이 구비되어 있지 않다.
비교예 : 특공소 63-45443호에서 인용
[실시예 2]
제3표는 실시예 및 비교예에 사용한 강의 화학성분을 표시한 것이다. 강 I∼U는 용제후 두께가 1100mm인 강괴로 하고 1200℃로 가열하며 열간압연에 의해 판두께는 15mm로 형성한 후 소둔을 했다. 강 I∼S, W∼Y, b∼d가 본 발명의 화학성분에 적합한 것이고 또 강, T, U, V, a가 비교강이다. 제4표는 본 발명의 강 및 비교강에 대해서 직류화특성 및 페라이트 결정립경을 측정한 결과를 정리한 것이다. 그리고, 본 실시예에서는소둔의 가열유지시간은 1∼13시간이며, 냉각속도는 약 100℃/hr∼500℃/hr로 했다.
제4표에 있어서 No. 10∼13은 본 발명의 규정범이내에서 Mn 첨가량을 변화시킨 실시예이다.
No.23∼26은 sol.Al량의 영향을, No. 28은 C양의 영향을, No. 29∼31은 Si양의 영향을 각각 조사한 것이다.
No.14∼16은 Ti를 첨가한 경우의 실시예이다. 여기에서도 Al 첨가에 의한 페라이트단상화가 되어 있고 또 Ti 첨가에 의해 N의 고정을 도모하며, No.14 16에서는 양호한 특성이 인정되고 있다. 특히 No. 15는 No.22에 상당하는 강에 Ti를 첨가한 본 발명에 기초한 실시예이며, Ti의 첨가에 의해 충분한 N의 고정이 이루어지고 No. 22의 비교예와 비교해서 대폭적인 개선이 인정되고 있다.
No. 21는 본 발명의 규정범위를 넘어 Ti를 첨가한 비교예이며, 대단히 심한 직류자화 특성의 악화가 인정된다.
No.22는 N의 첨가량이 높고 그리고 Ti의 첨가를 하지 않은 비교예이며, AIN의 석출상태가 안정적이므로 소둔을 시행해도 충분한 페라이트 결정립의 조대화를 도모할 수가 없고 또 고용 N의 양도 많으므로 양호한 특성을 얻을 수 없다. No. 17, 18은 강 P, Q에 대해서 1000℃의 소둔을 한 실시예이다.
이상의 No. 10∼18, No. 24∼26, 27, No. 29∼31의 실시예는 어느 것이나 보자력이 0.4Oe 이하이고, B치가 10000G 이상인 뛰어난 직류자화특성이 달성되어 있고, JIS 2504 SUYPO에 규정되어 있는 특성을 우수하게 만족시키고 있을 뿐 아니라 지자기정도 이하의 레벨에 이르는 자장의 환경을 만들기 위한 자기차폐재료로서 적용할 수 있다.
또 No. 19, 20은 N의 양, C+N 양과의 관계에 있어서의 Ti 첨가의 영량을 조사한 것으로서 어느 것이나 N0.005%, C+N0.007% 이지만, No.20은 Ti 첨가재이므로 양호한 특성을 갖고 있다.
그리고 양호한 직류자화특성을 나타내는 본 발명의 예는 어느 것이나 0.5mm 이상의 조대한 페라이트 결정립경을 가지고 있다.
이상과 같이 본 발명에 의해 얻어진 연자성 강재는 우수한 직류자화특성을 가지고 있으며, 이 때문에 약자계라도 용이하게 자화시킬 수가 있으며, 고기능의 철심재료 또는 고기능의 자기 차폐재료로서 유용한 것이다.
본 발명은 연자성재료 예컨대 전자석 자심재료 또는 자기차폐재료 등 높은 직류자화 특성 요구되는 연자성재료의 제조에 적용할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.5% 이하, Mn : 0.50%이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol. Al : 0.5∼2.0%, N : 0.005% 이하, 산소 : 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 700℃ 이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 900∼1300℃에서 소둔을 행함으로써, 보자력이 0.4Oe 이하이고 0.5Oe의 자장에 있어서의 자속밀도가 10000G 이상인 연자성 강재를 얻는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  2. 제2항에 있어서, 중량%로, C+N : 0.007% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  3. 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.1% 이하, Mn : 0.15% 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol.Al : 0.5∼2.0%, N : 0.005% 이하, 산소 : 0.005% 이하 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃이상 1300℃이하로 가열하고, 700℃ 이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 1000∼1300℃에서 소둔을 행함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고 0.5Oe의 자장에 있어서 자속밀도가 10000G 이상인 연자성 강재를 얻는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서, 중량%로, C+N : 0.007% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  5. 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.5% 이하, Mn : 0.50% 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol. Al : 0.5∼2.0%, N : 0.012% 이하, 산소 : 0.005%이하, Ti : 0.005∼1.0% 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의강편 또는주편을 700℃이상 1300℃ 이하로 가열하고 700℃ 이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 900∼1300℃에서 소둔을 함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고, 0.5Oe의 자장에 있어서 자속밀도가 10000G 이상인 연자성 강재를 얻는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 중량%로, C+N : 0.014% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  7. 중량%로, C : 0.004% 이하, Si : 0.1% 이하, Mn : 0.15 이하, P : 0.015% 이하, S : 0.01% 이하, sol.Al : 0.5∼2.0%, N : 0.012% 이하, 산소 : 0.005% 이하, Ti : 0.005∼1.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성의 강편 또는 주편을 700℃이상 1300℃ 이하로 가열하고, 700℃ 이상의 온도에서 열간가공을 종료하고, 최종적으로 1000∼1300℃에서 소둔을 함으로써 보자력이 0.4Oe 이하이고, 0.5Oe의 자장에 있어서의 자속밀도가 10000G 이상인 연자성 강재를 얻는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 중량%로, C+N : 0.014% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 연자성 강재의 제조방법.
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