KR100956530B1

KR100956530B1 - 무방향성 전자강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100956530B1
Application number: KR1020037002839A
Authority: KR
Inventors: 고오노마사아끼; 가와노마사끼; 혼다아쯔히또; 후지따아끼오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2001-06-28
Filing date: 2002-06-27
Publication date: 2010-05-07
Also published as: EP1411138A4; TW555863B; WO2003002777A1; CN1318627C; JP4329538B2; US20080060728A1; KR20040014960A; CN1520464A; JPWO2003002777A1; EP1411138A1; US20040149355A1

Abstract

질량 백분율로,

C: 0 ∼ 0.010%,

Si 및/또는 Al: 0.03% ∼ 0.5%, 또는 0.5% 초과 ∼ 2.5% 이하

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하 및,

N: 0.010% 이하

를 함유시킴으로써 우수한 펀칭 치수정밀도를 갖고, 또한 저 Si 강에서는 우수한 고자속밀도-저철손의 자성 균형을 갖고, 중 ∼ 고 Si 강에서는 우수한 고자속밀도-고강도의 균형을 갖는 무방향성 전자강판을 제공한다.

Description

무방향성 전자강판 및 그 제조방법 {NONORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET}

본 발명은 전기 기기의 철심 재료로 사용되는 무방향성 전자강판에 관한 것이다. 그 중에서도 높은 펀칭 치수정밀도와 고자속밀도가 함께 요구되는 릴럭턴스 모터 또는 더욱 강도가 요구되는 자석 매립형 DC 브러시리스 모터 등의 철심 소재로 적합한 무방향성 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

무방향성 전자강판은 주로 모터나 트랜스 등의 전기 기기의 철심 재료로 사용되는 연자성 재료이다. 이들 전기 기기의 효율개선이나 소형화를 도모하기 위해서는 전자강판의 철손이 낮고 자속밀도가 높을 것이 요구된다. 전동 모터 분야에서도 철심 소재인 전자강판의 자기특성의 개선, 즉 저철손, 고자속밀도화가 진행되고 있고, 또한 모터 자체도 종래의 비동기형 AC 유도 모터에서 보다 고효율적인 동기 모터로 바뀌고 있으며, 고특성화가 급속히 진행되고 있다.

동기 모터는 일반적으로 표면 자석형 (SPM) 및 자석 매립형 (IPM) 의 DC 브러시리스 모터와, 로터와 스테이터의 자기적인 돌극성에 의해 발생되는 릴럭턴스 토크를 이용하는 릴럭턴스 모터로 분류된다. 그 중에서도 릴럭턴스 모터의 경우, 토크의 발생량은 로터 및 스테이터의 형상과, 로터/스테이터간의 갭 및 소재의 자속밀도에 의존한다. 따라서 릴럭턴스 모터용 철심 소재로는 고자속밀도와 함께 펀칭시의 치수정밀도가 높을 것이 다른 모터 이상으로 중요해진다.

또한 인버터화의 진전에 수반하여 모터효율이나 토크 등의 개선을 위해, 고속회전화와 함께 극수가 증가하는 경향이 있다. 이것들은 모두 동작주파수를 높이는 요소이기 때문에, 모터 소재인 무방향성 전자강판에 대해서도 기존의 상용 주파수 (50 ∼ 60㎐) 에서의 자기특성 뿐 아니라, 400㎐ 이상의 고주파 영역에서의 자기특성도 개선시킬 필요가 있다.

지금까지, 상기한 바와 같은 무방향성 전자강판의 자속밀도 및 철손의 개선에 관해서는 다양한 노력이 기울여져 왔다.

무방향성 전자강판의 철손을 저감하기 위해서는 Si 함유량을 높이는 수법이 일반적이며, 예컨대 최고급 등급의 무방향성 전자강판에서는 약 3.5 질량% 정도의 Si 가 첨가되는 경우가 있다. 그러나, Si 함유량의 증가에 수반하여 철손이 저감되기는 하나 자속밀도도 동시에 저하된다.

한편, 저급 등급의 무방향성 전자강판에서는 Si 함유량을 억제하고 있기 때문에 비교적 높은 자속밀도가 얻어지지만, 철손이 높다는 문제가 있다.

이러한 저 Si 강의 철손 개선방법으로서 일본 공개특허공보 소62-267421 호에는 Si량을 0.6 질량% 이하, Al량을 0.15 ∼ 0.60 질량% 로 한 무방향성 전자강판에 있어서, C, S, N 및 O 등의 불순물의 양을 규제하고, 결정입자 성장의 저해요인이 되는 개재물의 저감 및 무해화를 도모하고, 입자 성장을 촉진하여 저철손화를 달성하는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 이러한 저 Si 강의 입자 성장에는 강 도저하가 수반되기 때문에 펀칭 가공시에 펀칭면의 시어 드루프 (shear droop) 또는 버 (burr) 가 커져 펀칭성의 현저한 저하를 초래한다는 문제가 있었다.

또 저 Si 강의 경도를 조정하여 펀칭성을 개선하는 방법으로는 0.08 ∼ 0.1 질량% 의 P 를 첨가하는 기술이 있고, 예컨대 일본 공개특허공보 소56-130425호에는 0.2 질량% 미만의 P 를 첨가하여 펀칭성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 저 Si 강에 P 를 적극적으로 첨가하는 기술로서 일본 공개특허공보 평2-66138호에는 Si량을 0.1 질량% 이하로 억제하고, 또한 Al 을 0.1 ∼ 1.0 질량% 의 범위로 함유시킨 Al 첨가 강에, 0.1 ∼ 0.25 질량% 의 P 를 첨가하여 Al 과 P 의 복합효과에 의해 자기특성을 개선하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 이들 기술에서, P 첨가에 의한 펀칭성의 개선은 그 경도조정에 의한 강판의 시어 드루프 억제에만 주목하였을 뿐이며, 펀칭후의 치수정밀도에 대해서는 전혀 고려되지 않았다.

한편, 자석 매립형 DC 브러시리스 모터에서도 고토크화 및 소형화의 관점에서, 펀칭 정밀도 및 고자속밀도가 요구되지만, 추가로 로터의 고속회전에 견딜 수 있거나, 또는 매립된 자석의 이탈을 방지하기 위해, 전자강판의 강도를 높게 유지할 필요가 있다. 이미 기술한 바와 같이 강도의 관점에서도 고급 Si 강이 유리하지만, 자속밀도의 관점에서는 저 Si 화가 바람직한데, 강도 및 자속밀도를 양립시키기는 지금까지 어려웠었다.

발명의 개시

(발명이 해결하고자 하는 과제)

상기 기술한 바와 같이, 무방향성 전자강판에서의 고자속밀도 및 저철손특성은 각종 모터, 트랜스 등 무방향성 전자강판의 모든 용도에 요망되는 공통 특성이지만, 그 중에서도 릴럭턴스 모터용 무방향성 전자강판 소재로는 그 동작원리상, 특히 높은 자속밀도와 높은 치수정밀도가 중요해진다.

그러나, 현재까지 고자속밀도이면서 저철손이라는 우수한 자기특성을 가짐과 동시에 펀칭성, 특히 펀칭시의 치수정밀도가 우수한 무방향성 전자강판은 발견되지 않았다. 또한 이들 특성에 더불어 자석 매립형 DC 브러시리스 모터 등에 요구되는 강도의 요청을 추가로 만족시키는 무방향성 전자강판도 발견되지 않았다.

또한, 이들 자기특성이나 펀칭성 등에 추가하여 최근의 모터의 고속회전화나 다극화에 수반되는 고주파화에도 대응할 수 있도록 고려된 무방향성 전자강판은 발견되지 않았다.

본 발명은 상기 현재의 상황을 감안하여 개발된 것으로, 모터나 트랜스 등의 철심 소재, 특히

ㆍ릴럭턴스 모터와 같이 특히 높은 자속밀도와 높은 치수정밀도가 요구되는 철심 소재로서 매우 적합한, 지금까지 볼 수 없었던 우수한 고자속밀도-저철손의 자성 균형을 갖고, 게다가 펀칭 치수정밀도도 우수한 무방향성 전자강판, 및

ㆍ고자속밀도와 로터의 고속회전이나 매립 자석의 비산방지의 관점에서 중요한 고강도특성을 펀칭 치수정밀도와 함께 겸비한 전자강판을 그 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.

또, 편의상 이하, Si 와 Al 의 합이 약 0.03 질량% 이상, 0.5 질량% 이하인 것을 저 Si 강, Si 와 Al 의 합이 0.5 질량% 를 초과하는 것은 중 ∼ 고 Si 강이라고 한다.

(과제를 해결하기 위한 수단)

본 발명자들은 상기 목적을 달성하고자 예의 연구를 거듭한 결과, Si 나 Al량을 저 Si 강 수준으로 저감시켜 본질적으로 포화 자속밀도가 높은 강으로 한 다음, 평균결정입경을 소정 범위로 조정함과 동시에, 적정량의 P 를 첨가함으로써, 고자속밀도이면서 저철손이라는 우수한 자기특성이 얻어질 뿐 아니라, 펀칭 치수정밀도가 현격히 향상된다는 것을 알아냈다. 또한, Si 및 Al 을 합계 0.05 질량% 초과 ∼ 약 2.5 질량% 의 범위로 제어함과 더불어 적정량의 P 를 첨가함으로써, 펀칭 치수정밀도의 향상효과에 추가하여 자속밀도를 유지한 상태에서 강도를 대폭적으로 향상시킬 수 있어 종래에 없던 자성-강도 균형을 달성할 수 있다는 것을 알아냈다.

본 발명은 상기 지견에 입각한 것이다.

즉, 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

1. 질량 백분율로,

C: 0 ∼ 0.010%,

Si 및/또는 Al: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하 및,

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하

로 한 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판.

2. 상기 1 에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Sb 및/또는 Sn: 합계 0.40% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판.

3. 상기 1 또는 2 에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Ni: 2.3% 이하

4. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 있어서, 강판의 판두께가 0.35㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판.

5. 질량 백분율로,

C: 0 ∼ 0.010%,

Si 및/또는 Al: 합계 0.5 초과 ∼ 2.5%,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하,

N: 0.010% 이하 및,

필요에 따라 Ni: 2.3% 이하

를 함유하고, 또한

하기 식으로 표현되는 지수 P_A:

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.05Ni²＋0.10Ni＋0.36 …(1)

(단, 각 원소함유량의 단위는 질량%. (2) 식에서도 동일)

와 P 함유량 사이의 관계가,

P ≤P_A

를 만족하거나, 또는

하기 식으로 표현되는 지수 P_F:

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.24Ni²＋0.28Ni＋0.76 …(2)

가, P_F ≤0.26 을 만족하고,

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판.

6. 상기 5 에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Sb 및/또는 Sn: 합계 0.40% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강도, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향 성 전자강판.

또 이상의 강종에 있어서, 부차적 함유 원소로서 Ca: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Cr: 0.1% 이하, Cu: 0.1% 이하, Mo: 0.1% 이하 중 어느 하나 이상을 함유해도 된다.

7. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성이 되는 강슬래브에 대해, 열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시하고, 이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간 소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판의 제조방법.

8. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성이 되는 강슬래브에 대해, 열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시한 후, 열연판 소둔을, Ni 함유량이 0% (무첨가) ∼ 1.0 질량% 인 경우에는 900℃ 이상의 페라이트 단상 영역 또는 Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역에서, 한편 Ni 함유량이 1.0 질량% 초과 2.3 질량% 이하인 경우에는 Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역에서 실시하고, 이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간 소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판의 제조방법.

9. 상기 5 또는 6 의 슬래브에 대해, 열연 가열온도를 1000 ∼ 1200℃, 열연 권취온도를 650℃ 이하에서 열간압연을 실시하고, 이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간 소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는, 강도, 자기특성 및 펀칭 정밀도가 우수한 무방향성 전자강판의 제조방법.

또 상기 9 의 전자강판의 제조방법에 있어서, 열연후에 열연판 소둔을 실시해도 된다.

또한, 상기 7 내지 9 중 어느 하나의 전자강판의 제조방법에 있어서, 마무리 소둔후, 절연피막을 부여하는 처리를 실시해도 된다.

도 1 은 항복강도와 펀칭직경의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 2 는 항복강도와 펀칭 이방성의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 3 은 평균결정입경과 펀칭직경의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 4 는 평균결정입경과 펀칭 이방성의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 5 는 평균결정입경과 철손의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 6 은 평균결정입경과 자속밀도의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 7 은 철손과 자속밀도의 관계에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 8 은 층상 균열의 발생에 미치는 Si 함유량 및 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 9 는 층상 균열의 발생에 미치는 Si 함유량 및 Ni 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 10 은 P 함유량과 펀칭직경의 관계에 미치는 Si 함유량 및 Ni 첨가의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 11 은 P 함유량과 펀칭 이방성의 관계에 미치는 Si 함유량 및 Ni 첨가의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 12 는 인장강도와 자속밀도의 관계에 미치는 P 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 13 은 판두께와 고주파철손의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 14 는 판두께와 자속밀도의 관계를 나타내는 그래프이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하, 본 발명을 완성하기에 이른 실험결과에 대해 설명한다. 또 이하에 나타내는 성분 조성의 % 표시는 모두「질량%」이다.

[실험 1]

먼저, 무방향성 전자강판의 강 성분과 펀칭 치수정밀도의 관계를 분명히 하 기 위해, C: 0.0016 ∼ 0.0028%, Mn: 0.20 ∼ 0.22%, Al: 0.0007 ∼ 0.0014%, N: 0.0012 ∼ 0.0022% 및 Sb: 0.03% 로 거의 일정하게 한 성분을 기본 조성으로 하고, P량을 0.02% 로 일정하게 하여 Si량을 0.03 ∼ 1.49% 의 범위로 변화시킨 강, 및 Si량을 0.10 ∼ 0.11% 로 일정하게 하여 P 함유량을 0.02 ∼ 0.29% 의 범위로 변화시킨 강을, 각각 실험실적으로 용제하였다. 이어서, 이들 강재를 1100℃ 에서 60 분 가열한 후, 판두께: 2㎜ 까지 열연하고, 600℃ 에서 2 시간의 코일 권취 상당의 균일 열 유지를 실시한 다음, 방랭하였다. 이어서 900℃ 에서 60 초의 열연판 소둔후, 산세척한 다음 판두께: 0.5㎜ 까지 냉연한 후, 700 ∼ 900℃ 의 다양한 온도에서 마무리 소둔을 실시하고, 재결정입자의 입경을 다양하게 변화시켰다. 그 후, 이 마무리 소둔판에 평균 막두께: 0.6㎛ 의 반유기 절연피막을 도포하고 베이킹한 샘플을 제작하여 펀칭시험에 이용하였다.

또 평균결정입경은 압연방향과 평행한 판두께방향 단면을 관찰하여 Jeffries 법으로 구한 원 상당 직경으로 하였다.

펀칭시험은 직경: 21㎜φ의 원형 금형을 이용하여 실시하고, 클리어런스는 판두께의 8% 로 하였다. 압연방향과 이루는 각도가 0°, 45°, 90°, 135°의 4 방향의 펀칭 원형의 직경 (내경) 을 측정하여 그 4 점의 평균직경을 구함과 동시에, 4 점 중의 최대 직경과 최소 직경의 차이를 측정하여 펀칭 이방성의 지표로 하였다.

얻어진 결과를 압연방향으로 잘라낸 인장시험편 (JIS 5 호) 으로 구한 항복강도 (YP) 와의 관계로 정리하여 도 1 및 도 2 에 나타낸다.

도 1 및 도 2 를 통해 알 수 있는 바와 같이, 전반적으로 YP 가 낮은 연질의 재료는 금형직경에 대해 펀칭직경의 차이가 크고, YP 의 상승에 수반하여 펀칭직경은 금형치수에 근접하여 치수정밀도는 개선되는 경향이 있다. 이는 종래부터 알려져 있는 바와 같이, 강도상승에 의해 펀칭시의 시어 드루프 변형이 억제된 효과인 것으로 생각된다.

그러나, 여기서 주목해야 할 점은 P 의 첨가에 의해 강도를 조정한 시료는 Si량의 변화에 의해 강도가 변화된 기존의 전자강판과 비교하여 같은 정도의 강도 수준이라도 우수한 치수정밀도를 나타내고, 게다가 비교적 저 YP 영역에서도 금형과의 치수차이가 억제되어 있는 점이다 (도 1).

또한, Si량을 변화시킨 강은 강도의 상승에 수반하여 펀칭직경은 금형치수에 근접하지만, 도 2 에 나타나는 바와 같이 최대 직경과 최소 직경의 차이에 의해 나타나는 이방성은 큰 상태 그대로이다. 이에 비해, P량 증가에 의해 강도상승을 도모한 강은 펀칭형상의 이방성도 개선되어 있다.

이들 관계를 마무리 소둔판의 평균결정입경과의 관계로 정리한 한 것이 도 3 및 도 4 이다.

도 3 및 도 4 로 알 수 있는 바와 같이, Si량을 변화시킨 강은 입경이 커지면 펀칭 치수정밀도 및 펀칭 이방성이 모두 열화되는데 비해, P 를 0.13% 이상 첨가한 강은 결정입경이 큰 것이라도 펀칭 치수정밀도 및 펀칭 이방성이 모두 양호한 수준에 있다.

P 를 일정량 이상 함유시킴으로써 펀칭 치수정밀도나 펀칭 이방성이 효과적 으로 개선되는 이유에 대해 그 상세는 명확하지 않지만,

(1) P 의 첨가에 의해 강도가 상승되고, 펀칭시의 시어 드루프 변형이 완화되는 효과에 더불어,

(2) 강에 대해 취화원소로 알려져 있는 P 를 적정량 첨가함으로써, 펀칭시의 파단한계가 앞당겨지는 효과, 및

(3) P 의 첨가에 의해 마무리 소둔판의 집합조직 중의 {100}〈uvw〉방위가 증가되는 경향이 있고, 이것이 이방성을 완화시키는 효과 등이 복합적으로 작용한 결과에 따른 것으로 생각된다.

다음에, 자기특성면에서 검토한 결과에 대해 설명한다.

발명자들은 철손을 개선하지만 포화 자속밀도를 저하시키는 Si 나 Al 의 함유량을 최대한 제한함으로써, 본질적으로 자속밀도를 높인 강을 소재로 하여 제조조건과 자기특성의 관계에 대해 상세히 검토하였다.

도 5 에 각 강재의 판두께: 0.5㎜ 의 샘플에 대해 마무리 소둔판의 결정입경과 상용 주파 영역에서의 철손 (W_15/50: 주파수 50㎐, 최대 자속밀도 1.5T 에서의 값) 의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면으로 알 수 있는 바와 같이, 저 Si 로 하면 전기저항이 감소되기 때문에 철손에는 불리해지지만, 철손은 결정입경에 의해 크게 변화되기 때문에, 입경을 약 30㎛ 이상으로 하면 안정적으로 저철손으로 됨을 알 수 있다. 또한 저 Al 로 하여 전기저항을 감소시킨 경우에도 동일하게 입경을 약 30㎛ 이상으로 하는 것이 저철손화에 유효하다는 것이 확인되었다.

그러나, 지금까지는 본 발명과 같은 저 Si, Al 조성의 저급 등급에 속하는 무방향성 전자강판의 경우, 마무리 소둔판의 평균결정입경은 15 ∼ 25㎛ 정도로 제한되어 있는 것이 통례였다. 그 이유는 도 3 및 도 4 의 0.11% 의 Si - 0.07% P 강 (도면에서 ●표시) 의 예로 나타내는 바와 같이, 입자 성장시키면 강도저하에 의해 펀칭성의 열화가 현저해지기 때문이다.

이에 비해, P 첨가량을 높인 강은 평균결정입경을 약 30㎛ 이상으로 해도 양호한 펀칭 치수정밀도가 유지되고 있다.

다음에, 도 6 에 각종 강의 평균결정입경과 자속밀도의 관계, 또한 도 7 에는 철손과 자속밀도의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 여기서 B₅₀ 은 자화력 5000A/m 에서의 자속밀도이다.

Si 를 첨가한 시료는 철손은 개선되지만 자속밀도의 저하가 크다. 이에 비해, P 를 첨가한 시료는 결정입자가 성장하여 철손이 개선된 후에도 높은 자속밀도를 유지하고 있다.

그런데, P 는 취화원소이고, 본 발명과 같이 P 첨가량이 많은 경우, 주로 냉연공정에서 귀 균열 (edge cracks) 이나 층상 균열 등의 결함이 발생하는 경우가 있다. 본 발명자들은 이 현상을 예의 조사하여, 열간압연함에 있어 슬래브 가열시에 온도가 페라이트/오스테나이트 공존 영역이 되면, 페라이트 입자와 오스테나이트 입자간에 P 의 분배가 일어나, 페라이트 입자 중에서 현저한 P 의 편석이 발생하여 강의 취화가 촉진되는 것을 구명하였다. 이 같은 취화현상을 방지하기 위해서는 본 발명의 강판의 제조시에 열간압연을 위한 슬래브 가열의 온도를 오스테나이트 단상 영역 (또는 가능하다면 페라이트 단상) 으로 하는 것이 중요하다.

또 P 는 페라이트 형성 원소이기 때문에, 슬래브 가열온도 부근에서의 오스테나이트 단상 영역을 축소하는 작용을 갖지만, 저 Si 강의 성분범위에서는 슬래브 가열온도가 1000 ∼ 1200℃ 이면 오스테나이트 단상으로 할 수 있다.

이상과 같이, 저 Si 강에 약 0.1% 이상의 P 의 첨가가 매우 유효하다는 것이 판명되었다. 그래서, 0.5% 이상의 Si 를 함유하는 강판에도 P 의 적극적인 첨가를 검토하였다.

[실험 2]

C: 0.0013 ∼ 0.0026%, Mn: 0.18 ∼ 0.23%, Al: 0.0001 ∼ 0.0011%, N: 0.0020 ∼ 0.0029% 로 거의 일정하게 한 성분으로 하고, Si량을 0.60 ∼ 2.42, 및 P량을 0.04 ∼ 0.29% 까지 변화시킨 각종 강을 용제하고, 1100℃ 에서 60 분 가열한 후, 판두께 2㎜ 까지 열연하고, 산세척후 판두께 0.50㎜ 까지 냉연하였다. 그 결과, 강 조성에 따라서는 압연후의 강판 내부에서 판면과 평행하게 층상 균열이 발생하는 문제가 발생하였다. 그 결과를 도 8 에 나타낸다.

층상 균열 발생부분을 EPMA 에 의해 매핑 분석한 결과, 균열 발생부분에는 P 가 편석 또는 농화되어 있음이 관찰되었다. 그래서 P 의 편석조건을 상세히 검토한 결과, 열연함에 있어 강편 (슬래브) 가열시에 페라이트와 오스테나이트상의 2 상 영역에 균일 열 유지되는 조건으로 되어 있어 페라이트상 중에 P 가 분배되어 농화된 것을 알 수 있었다.

즉, 중 ∼ 고 Si 강 영역에서는 페라이트 형성 원소인 Si, Al량이 많기 때문에 오스테나이트 단상 영역이 보다 축소되고, 그 결과 종래의 가열온도에서는 페라이트/오스테나이트 2 상 영역으로 되기 쉽다는 문제가 판명되었다.

또한 P 가 0.26% 를 초과하면 어떠한 조성조건이라도 층상 균열이 발생하였다.

그래서, 각종 Si, Mn, Al, P량을 갖는 강을 연구설비에 의해 제작하고, 약 1000 ∼ 1200℃ 의 온도 영역에서, P 의 편석이 압연불량을 발생하지 않을 정도로 억제할 수 있는 조건을 조사하였다. 또 상기 슬래브 가열온도는 강 중에 존재하는 탄화물ㆍ질화물ㆍ황화물 등의 석출안정화 관점에서 바람직한 온도이다.

먼저, 슬래브 가열온도가 오스테나이트 단상 영역 또는 페라이트 단상 영역이 되는 조건하에서는 상 분배에 의한 편석은 일으키지 않으므로, P 첨가량 자체가 소정량보다 적으면 층상 균열은 회피할 수 있을 것으로 생각된다. 상기 실험으로부터, P 의 첨가량은 약 0.26% 이하로 할 필요가 있다.

따라서 우선 중 ∼ 고 Si 강이 오스테나이트 단상이 되는 조건을 조사하였다.

그 결과, Si＋Al 을 0.5% 보다 많이 함유하는 강에서는 P 첨가량이

P ≤P_A', 단

P_A' ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.36 …(1)'

(Si, Mn, Al, P 의 각 함유량은 질량% 로 나타낸다)

의 범위이면 오스테나이트 단상 영역에 있음을 알 수 있었다. 따라서, 상기 조건을 만족하고, 또한 P ≤약 0.26% 로 한정하면 P 에 의한 취화를 억제할 수 있다.

다음에, 중 ∼ 고 Si 강이 페라이트 단상이 되는 조건을 조사하고, 마찬가지로 P 첨가량이,

P ≥P_F', 단

P_F' ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.76 …(2)'

(Si, Mn, Al, P 의 각 함유량은 질량% 로 나타낸다)

의 범위이면 페라이트 단상 영역에 있음을 알 수 있었다. 따라서, 상기 조건을 만족하고, 또한 P ≤약 0.26% 로 한정해도 P 에 의한 취화를 억제할 수 있다.

다음에, 오스테나이트 단상 영역 또는 페라이트 단상 영역에서의 슬래브 가열이 어려워지는 경우에 P 의 편석을 억제하는 조건을 조사하였다. 페라이트/오스테나이트 2 상 영역에서 P 농도의 분배가 일어난 경우의, 페라이트상 중의 P 농도도 상기 P_F' 가 되지만, 조사 결과, 이 P_F' 를 약 0.26 이하로 하면 P 에 의한 취하를 회피할 수 있음을 알 수 있었다.

상기 2 상 영역에서의 취화 회피조건과 페라이트 단상 영역에서의 취화 회피조건을 정리하면 P ≤약 0.26% 또한 P_F' ≤약 0.26 으로 정리할 수 있다.

이상의 관계를 정리하면 P 에 의한 취화의 회피조건은 P ≤약 0.26% 이고, 또한 P ≤P_A' 또는 P_F' ≤약 0.26 이 된다.

이상의 결과를 통해, P 첨가량이 약 0.26% 이내이고, 또한 열연가열시에 오스테나이트 단상 또는 페라이트 단상 영역에 가열되는 조건이면 냉연후의 층상 균열 등의 문제없이 제조할 수 있음을, 또한 페라이트/오스테나이트 2 상 가열이 되는 조건이더라도 페라이트상으로의 P 분배량이 낮아지는 Si, Al량이 비교적 높은 성분계에서는 제조할 수 있게 됨을 알 수 있었다.

또한, 약 0.1% 이상의 P 를 첨가해도 열연시의 슬래브 가열온도 영역 (1000 ∼ 1200℃ 부근) 에서 오스테나이트 또는 페라이트 단상 조직이 되는 강 조성을 여러 가지로 검토하였다.

그 결과, 자기특성의 개선 및 강도확보에 적합한 원소인 Ni 의 첨가가 P 첨가 강에 있어서 열연온도 부근에서의 오스테나이트 영역을 확대할 목적으로도 유효함을 알 수 있었다.

[실험 3]

C: 0.0013 ∼ 0.0026%, Mn: 0.18 ∼ 0.23%, Al: 0.0007 ∼ 0.0013%, N: 0.0014 ∼ 0.0025% 및 P: 0.16 ∼ 0.18% 로 거의 일정하게 한 성분을 기본 조성으로 하고, Si량을 0.95 ∼ 2.44%, Ni량을 0 ∼ 2.20% 까지 각각 변화시킨 시료를 실험 2 와 동일하게 0.50㎜ 까지 압연하고, 얻어진 냉연강판의 층상 균열의 발생상황을 조사하였다. 그 결과를 도 9 에 나타낸다.

Ni 를 첨가하지 않았을 때에는 균열되어 있던 1.1 ∼ 1.5% Si 강이 Ni 의 첨 가에 의해 균열 발생없이 압연할 수 있게 되어 있다. 한편, Ni 를 첨가하지 않고 압연하였던 1.95% Si 강이나 2.4% Si 강에서는 Ni 의 증가에 의해 균열을 발생시키는 경우도 생겨 Ni 의 효과에는 적정 영역이 존재함을 알 수 있다.

Ni 의 영향을 가미하여 상기 식을 확장하면 Si＋Al 을 0.5% 보다 많이 함유하는 강에서는 P 첨가량이 약 0.26% 이하이고, 또한

P ≤P_A, 단

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.05Ni²＋0.10Ni＋0.36 …(1)

의 범위이면 1000 ∼ 1200℃ 의 슬래브 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에 있고,

P_F ≤약 0.26, 단

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.24Ni²＋0.28Ni＋0.76 ≤P …(2)

의 범위이면 2 상 영역 또는 페라이트 단상 영역이라도 P 의 농화 정도가 적어 어느 경우에나 P 에 의한 취화를 회피할 수 있음을 알 수 있었다.

또 상기 두 식에서, Si, Mn, Al, P, Ni 의 각 함유량은 질량% 로 표시한다. 또한 P_F 및 P_A 의 기술적 의미는 상기 P_F' 및 P_A' 와 동일하다.

[실험 4]

실험 2 및 3 에서 0.50㎜ 까지 압연된 냉연강판에 대해 마무리 소둔을 실시한 다음, 평균 막두께 0.6㎛ 의 반유기 절연피막을 도포하고 베이킹하였다. 이 들 샘플에 대해 실험 1 에 기재된 방법에 의한 펀칭시험을 실시하여 펀칭직경과 그 이방성을 조사하고, 그 결과를 도 10 및 도 11 에 나타내었다. 이들 도면에서, Si＋Al 을 0.5% 보다 많이 함유하는 강에서도 P ≥0.10% 를 함유한 강은 모두 우수한 펀칭 치수정밀도를 나타내었다. 여기서, Ni 첨가 강에서는 첨가량을 0.38 ∼ 2.20% 사이에서 변화시켰다.

또한 이들 시료의 자속밀도 B₅₀ 과 인장강도 TS 의 관계를 도 12 에 나타낸다. 여기서, TS 는 실험 1 과 동일한 인장시험에 의해 구하고, 자속밀도도 실험 1 의 방법으로 측정하였다.

약 0.1% 이상의 P 를 함유하는 강은 종래의 중 ∼ 고 Si 조성 (즉 Si ＋ Al＞ 0.5%) 의 전자강판과 비교하여 우수한 B₅₀-TS 균형을 나타내고 있다. 특히 P 의 첨가량의 증대에 수반하여 TS 는 증대되지만 자속밀도에는 저하가 관찰되지 않고, 오히려 향상되는 경향이 있었다. 이는 종래의 전자강판에 관해 통상 행해지고 있었던 Si, Al 등의 강자성체 이외의 합금원소의 첨가에 의한 강판의 강화가 자속밀도의 저하를 수반하는 것과 비교하면 특징적이다.

이들 특성은 모터의 고토크화, 소형화, 고속회전화 등의 요구가 있는 DC 브러시리스 모터나 릴럭턴스 모터 등 각종 회전기계 (모터, 발전기) 의 로터 소재로서 적합한 것이다.

이상의 지견에 의해 우수한 자속밀도와 펀칭 치수정밀도를 양립시키기 위한 조건으로서, 강 중의 Si, Al, P, Ni량, 나아가 저 Si 강의 경우에는 마무리 소둔판 의 평균결정입경을 다음의 범위로 규정하였다.

저 Si 강의 경우, Si, Al 의 1 종 또는 2 종의 합계: 약 0.03 ∼ 0.5%

Si 및 Al 은 강에 첨가하면 탈산효과를 가지므로 탈산제로서 단독 또는 병용하여 사용된다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는 Si, Al 각각 단독 또는 양자의 합계로 약 0.03% 이상이 필요하다. 또한, Si, Al 은 비저항을 증가시켜 철손을 개선하는 작용도 있지만, 한편으로 포화자속밀도의 저하를 초래하므로, 그 상한을 0.5% 로 정하였다.

중 ∼ 고 Si 강의 경우, Si, Al 의 1 종 또는 2 종의 합계: 0.5% 초과 ∼ 약 2.5%

우수한 치수정밀도와 함께 기계적 강도나 저철손성이 중시되는 경우에는 Si＋Al 의 합계량이 0.5% 를 초과하여 함유할 수 있다. 이미 기술한 바와 같이, 중 ∼ 고 Si 강의 경우에도 P 첨가의 효과에 의해 종래의 저 P 의 중 ∼ 고 Si 강과 비교하여 높은 펀칭 정밀도 및 강도-자속밀도 균형의 재료가 얻어진다. 그러나, Si＋Al 의 합계량이 2.5% 를 초과하면 본 발명의 방법에 의해서도 통상의 냉간압연이 어려워지므로, 그 범위를 0.5% 초과 ∼ 약 2.5% 로 규정하였다.

P: 약 0.10% 이상, 약 0.26% 이하

P 는 본 발명에서 특히 중요한 원소이다. P 는 종래부터 알려져 있는 바와 같이, 그 높은 고용강화능에 의해 재료경도를 조정하는 기능을 갖고 있다. 특히 저 Si, 저 Al 강판은 본래 비교적 연질이지만, 본 발명에서는 저철손화를 위해 평균결정입경을 약 30㎛ 이상으로 할 필요가 있으므로, 강판이 더욱 연질화될 우려가 있다. P 는 이러한 본 발명 강판의 펀칭성의 개선, 즉 강판의 강도부족에 의한 시어 드루프나 버의 증가를 억제하기 위한 필수 원소이다. 이러한 재료강도 증가능에 더불어, 펀칭시의 파단한계를 앞당김으로써 펀칭시의 총 변형량을 억제하는 효과나, 마무리 소둔판의 집합조직 중의 {100}〈uvw〉방위를 증가시켜 이방성을 개선하는 효과, 등의 복합적인 작용에 의해 펀칭 치수정밀도를 개선한다.

또한, 강판의 강도를 증가시킴에도 불구하고 자속밀도를 저하시키지 않는 특성이 있고, 이 효과는 중 ∼ 고 Si 강에서도 발휘된다.

이들 효과를 발휘시키기 위해서는 P 는 약 0.10% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, P 는 원래 강에 대해 취화원소여서 지나치게 첨가하면 귀 균열이나 층상 균열을 일으키기 쉬워져 제조성이 저하된다. 이 점, 본 발명에서는 제조방법에 연구를 가하거나 Ni 를 첨가함으로써, 종래 곤란한 것으로 알려졌던 고 P 첨가 강의 제조를 가능하게 할 수 있다. 그러나, 함유량이 약 0.26% 를 초과하면 본 발명의 제조방법을 채용해도 P 첨가 강의 제조가 어려워지므로, P량은 약 0.10 ∼ 약 0.26% 의 범위로 한정하였다.

Ni: 약 2.3% 이하 (옵션으로서 첨가 가능)

Ni 는 강의 집합조직을 개선하여 자속밀도를 높이는 효과가 있을 뿐 아니라, 강의 전기저항을 증가시켜 철손을 저하시키는 효과나, 고용강화에 의해 강의 강도를 높여 펀칭 가공시의 시어 드루프를 억제하는 효과 등을 겸비하므로, 적극적으로 첨가할 수 있다.

또한, Ni 는 오스테나이트 형성 원소이므로, 적합한 슬래브 가열온도인 1000 ∼ 1200℃ 부근에서의 오스테나이트 영역 (상태도 중의 γ루프) 을 확대하는 효과가 있다. 특히 Si＋Al량이 0.5% 보다 많은 조성의 강에 대해서는 조업안정성을 증대시키는데 효과적이다. 이 효과를 활용하면 본 발명과 같이 취화원소인 P 를 적극적으로 첨가하는 경우에 생길 수 있는 압연 불안정성을 대폭적으로 개선할 수 있다. 즉, 고 P 강의 안정제조의 포인트는 열연시의 지나친 P 편석의 억제이고, 그 유력한 수단으로서 슬래브 가열온도가 페라이트/오스테나이트 2 상 영역이 되는 것을 회피하는 것이다. Si 함유량과 Al 함유량의 합계가 0.5% 를 초과하면 슬래브 가열온도에서 2 상으로 분리되기 쉬워지지만, Ni 의 γ영역 확대효과에 의해 이 같은 Si, Al 조성에서도 슬래브 가열시에 오스테나이트 단상으로 할 수 있게 된다.

그러나, Ni 함유량이 약 2.3% 를 초과하면 페라이트 (α) →오스테나이트 (γ) 변태개시온도가 저하되고, 마무리 소둔 중에 오스테나이트 변태를 일으켜 자속밀도의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한 변태온도 이하의 저온의 마무리 소둔온도에서는 저 Si 강에 있어서 약 30㎛ 이상의 평균입경을 확보하기가 어려워지고, 철손도 열화되게 된다. 따라서, Ni 는 약 2.3% 이하에서 함유시켰다. 또 Ni 를 첨가하는 경우에는 약 0.50% 이상의 첨가가 바람직하다.

저 Si 강에 있어서, 마무리 소둔판의 평균결정입경: 약 30㎛ 이상, 약 80㎛ 이하

본 발명의 저 Si, 저 Al 무방향성 전자강판에 있어서 양호한 철손특성을 얻기 위해서는 도 5 에도 나타낸 바와 같이 마무리 소둔판의 평균결정입경을 약 30㎛ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 약 80㎛ 를 초과하는 입경으로 하여도 그 이상의 철손개선효과는 얻을 수 없으며, 또한 본 발명에 속하는 강은 모두 변태 강으로 재결정 소둔에 적합한 페라이트 단상 영역은 대략 700 ∼ 900℃ 의 범위이고, 고 Si 조성의 페라이트 단상 강과 비교하면 저온이기 때문에, 지나치게 입자 성장시키는 것은 연속 단시간 소둔 설비에서의 생산성 관점에서 불리해지므로, 약 80㎛ 를 상한으로 하였다.

또 중 ∼ 고 Si 강에서는 합금에 의한 전기저항의 향상효과 등을 갖는 점에서, 비교적 저철손이 얻어지기 쉬우므로, 입경은 특별히 한정되지 않고, 통상의 범위이면 된다. 일반적으로는 20 ∼ 200㎛ 정도이다.

다음에, 본 발명자들은 모터의 고속회전화 및 극수 증가 등에 수반하여 최근에 중시되고 있는 고주파 영역에서의 자기특성을 개선하는 수법에 대해 검토하였다. 그 결과, 판두께 저감이 유효하고, 특히 저 Si 강에서 그 효과가 현저함을 알 수 있었다. 이하 그 결과를 도출한 실험을 나타낸다.

[실험 5]

도 13 에, 0.11% Si - 0.18% P 강과 0.95% Si - 0.02% P 강 및 2.0% Si - 0.5% Al 강의 400㎐ 에서의 철손의 판두께 의존성에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 모든 시료가 판두께의 감소에 의해 와전류손이 저하되기 때문에, 고주파 철손은 개선되는 경향이 있고, 그리고 판두께 감소에 의한 고주파 철손의 개선효과는 저 Si 강이 크다는 것을 알 수 있다.

하지만, 지금까지 무방향성 전자강판의 판두께는 0.50㎜ 가 주류이며, 그 이 상의 판두께 저감은 비저항원소인 Si 나 Al 의 함유량이 높은 고급 등급의 일부에만 적용되었으며, Si 나 Al 의 함유량이 적은 무방향성 전자강판에 적용한 제품예는 찾아 볼 수 없었다.

또한 도 14 에 이들 소재의 자속밀도의 판두께 의존성에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타나 있는 바와 같이, 판두께를 저감하면 자속밀도가 약간 저하되는 경향이 있지만, 이러한 저하는 매우 작은 것이며, 또한 어느 판두께에서나 저 Si 강이 현격히 높은 자속밀도를 갖고 있다. 특히 전기자동차 (EV) 나 하이브리드 전기자동차 (HEV) 의 구동용 모터 등의 용도에 대해서는 고속회전형 릴럭턴스 모터가 검토되고 있고, 이러한 용도에서는 고자속밀도이며 또한 고주파에서의 저철손성이 중시되는데, 이에 대해서는 본 발명에 나타내는 바와 같은 저 Si, 저 Al 의 본질적으로 자속밀도가 높은 강판을 얇게 함으로써 대처할 수 있다.

도 13 에 나타내는 바와 같이, 판두께 저감의 효과는 약 0.35㎜ 이하로 함으로써 현저해지고, 약 0.30㎜ 이하로 함으로써 더욱 현저해진다. 또 판두께는 얇을수록 와전류손의 저감에 유효하기 때문에, 특별히 판두께의 하한은 설정하지 않지만, 한편으로 코어의 적층 공정수가 증대되어 비용이 상승되고, 또한 적층 코어의 코킹이 어려워지는 등의 폐해도 있으므로, 일반적인 생산에 이용하는 경우에는 하한은 0.10㎜ 정도로 하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명 강에서의 Si, Al, P 및 Ni 이외의 성분의 한정이유에 대해 설명한다.

C: 0 ∼ 약 0.010%

C 는 시효 효과작용에 의해 강판제조후, 시간 경과에 수반하여 자기특성 (철손) 을 열화시키는 원소이고, 그 정도는 C 함유량이 약 0.010% 를 초과하면 현저해지므로, C 함유량은 0.010% 이하로 제한하였다. 또 이 시효 열화특성에 관해서는 C량이 적으면 적을수록 바람직하므로, 본 발명에서는 C량에 대해서는 실질적으로 제로 (분석한계값 미만) 인 경우를 포함한다.

Mn: 약 0.5% 이하

Mn 은 MnS 로 하여 S 를 고정하고, FeS 에 기인하는 열간압연 중의 취화를 억제하는 효과가 있다. 또한, Mn 함유량이 증가하는데 수반하여 비저항이 증가하여 철손을 개선한다. 그러나 그 한편으로 Mn 함유량의 증가는 자속밀도의 저하를 초래하므로, Mn 함유량의 상한을 약 0.5% 로 정하였다.

S: 약 0.015% 이하

S 는 불가피한 불순물이고, 상기 기술한 바와 같이 FeS 로서 석출된 경우, 열간취성의 원인이 될 뿐 아니라, 미세하게 석출된 경우에는 입자 성장을 열화시키므로, 철손저감의 관점에서는 될 수 있는 한 저감하는 것이 유리하다. 이 때, S량이 약 0.015% 초과하면 철손의 열화값이 현저히 커지기 때문에, 그 상한을 약 0.015% 로 정하였다. 그러나, 그 한편으로 S 는 펀칭시의 전단면 형상을 개선하는 효과도 갖고 있으므로, 어느 정도까지 저감하는지는 용도에 따라 결정된다.

N: 약 0.010% 이하

N 은 불가피한 혼입 불순물이고, AlN 으로서 미세하게 석출된 경우, 입자 성 장을 저해하여 철손을 열화시키므로, 약 0.010% 이하로 규제하였다.

이상, 필수성분 및 억제성분에 대해 설명하였지만, 본 발명에서는 그 밖에도 자기특성 개선성분으로서 이하에 기술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Sb 및/또는 Sn: 합계 약 0.40% 이하

Sb, Sn 은 입계에 편재하고, 강의 재결정시에 결정입계로부터의 {111} 방위의 재결정핵의 생성을 억제함으로써, 자속밀도 및 철손을 개선하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는 단독사용 또는 병용 어느 경우에나 합계 약 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 지나치게 함유시켜도 그 효과는 포화되며, 오히려 함유량이 0.40% 를 초과하면 취화되어 냉간압연시에 균열을 일으키게 되므로, 단독사용 또는 병용 어느 경우에나 합계 약 0.40% 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

그 밖의 부차적 함유 원소에 대해 설명한다.

본 발명에서는 탈산제로서 또한 불순물로서 존재하는 S 를 Mn 과 함께 효과적으로 포착하는 원소로서 약 0.01% 이하의 범위에서 Ca 를 함유시킬 수도 있다. 또한 변형 제거 소둔시의 산화, 질화를 완화하기 위해 약 0.005% 이하의 B, 약 0.1% 이하의 Cr 을 첨가할 수도 있다.

또한, 그 밖에도 자기특성을 손상시키지 않는 원소로서 공지된 Cu, Mo 등의 원소를 첨가하여도 본 발명의 효과는 손상되지 않지만, 첨가 비용면에서는 각각의 원소의 함유량은 약 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.

그 밖의 성분에 대해 예컨대 Ti, Nb, V 등의 탄질화물 형성원소는 소량의 존 재가 허용되지만, 최대한 적은 편이 철손을 낮게 유지하는 데에 바람직하다.

또 중 ∼ 고 Si 에서는 이미 기술한 바와 같이, 슬래브 가열온도에서 오스테나이트상이나 페라이트상 중 어느 한 단상에 있도록 성분설계하거나, 또는 오스테이트/페라이트의 2 상 상태에 있는 경우에는 보다 P 가 농화되기 쉬운 페라이트상으로의 P 의 분배농화율이 억제되도록 성분설계하고, P 의 지나친 국소편석을 억제하여 안정적으로 고 P 첨가 강을 제조할 수 있도록 한다.

구체적으로는 강 중에 존재하는 탄화물, 질화물, 황화물 등의 석출안정화를 위해 바람직한 슬래브 가열온도 (약 1000 ∼ 1200℃) 에서의 P 의 지나친 국소편석을 억제하기 위해,

이하의 식으로 표현되는 지수 P_A:

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.05Ni²＋0.10Ni＋0.36 …(1)

와 P 함유량 사이의 관계가,

P ≤P_A

를 만족하거나, 또는

하기 식으로 표현되는 지수 P_F:

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.24Ni²＋0.28Ni＋0.76 …(2)

가, P_F ≤0.26

(Si, Mn, Al, Ni, P 의 단위는 질량%)

이면 된다. 여기서 P_A 는 여러 가지의 Si, Mn, Al, Ni 조성에서 약 1000 ∼ 1200℃ 의 온도 영역에서 오스테나이트 단상인 상한의 P 함유량을 실험적으로 구한 것이고, P_F 는 페라이트 단상이 되는 하한의 P 함유량을 실험적으로 구한 것이다.

이어서, 본 발명의 제조조건에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분 조성으로 조정한 용강을 전로 정련법 또는 전기로 용해법 등으로 용제한 후, 연속주조법이나 조괴-분괴 압연법에 의해 슬래브로 한다.

이어서, 이 슬래브는 가열후, 열간압연에 이용된다. 여기서, 강 중에 존재하는 탄화물, 질화물, 황화물 등의 석출 안정화를 위해서는 슬래브 가열온도는 약 1000 ∼ 1200℃ 가 바람직하다. 또한, 전술한 바와 같이, 슬래브 가열시의 상 상태가 P 의 지나친 국소편석의 억제에 매우 중요하다.

P 는 페라이트 형성 원소이므로, 슬래브 가열온도 부근에서의 오스테나이트 단상 영역을 축소하는 작용을 갖지만, 저 Si 강의 경우, 본 발명의 성분범위에서는 슬래브 가열온도가 약 1000 ∼ 1200℃ 이면 오스테나이트 단상으로 할 수 있다. 또한 중 ∼ 고 Si 강의 경우에도 상기 P ≤P_A 를 만족하는 성분계이면 슬래브 가열온도가 약 1000 ∼ 1200℃ 인 범위에서 오스테나이트 단상으로 할 수 있다. 또한, 중 ∼ 고 Si 강의 경우, P_F ≤약 0.26 을 만족하는 성분계의 경우에는 페라이트/오스테나이트 공존 영역으로 되어도 페라이트상으로의 P 의 편석 정도는 취화를 회피할 수 있는 수준에 그친다. 또한 페라이트 단상 영역에서 가열되는 경우에도 P 함유량이 약 0.26% 이내이면 층상 균열 등 없이 제조할 수 있다.

열연후의 코일 권취온도도 본 발명에서는 고 P 강의 제조성을 확보하는 데에 중요한 포인트이다. 즉, 코일 권취온도가 높으면 코일 냉각 중에 철 인화물 (Fe3P) 이 생성되고, 열연판의 굽힘성이나 압연성을 저하시키므로, 권취온도는 약 650℃ 이하, 바람직하게는 약 600℃ 이하, 더욱 바람직하게는 약 550℃ 이하로 될 수 있는 한 저온에서 권취하는 것이 바람직하다. 또한 권취후의 코일을 수조에 침지, 또는 코일에 방수하는 등의 수단으로 코일을 가속냉각하는 방법도 유효하다.

이어서, 열연코일은 산세척 등의 수법에 의해 탈스케일 처리후, 냉간압연에 이용되지만, 자기특성을 더욱 향상시키기 위해 열연판 소둔을 실시할 수도 있다.

여기서, Si 함유량과 Al 함유량의 합계가 0.5% 이하인 저 Si 강에서는 열연판 소둔온도도 페라이트/오스테나이트 공존 영역 (2 상 영역) 을 피하는 것이 바람직하다. 이는 2 상 영역의 소둔에서는 결정입자 성장이 진행되기 어려워 자속밀도 등의 자기특성의 향상을 바랄 수 없기 때문이다. 이하, 저 Si 강에서의 바람직한 열연판 소둔온도를 Ni량별로 설명한다.

Ni 를 첨가하지 않은 강 또는 Ni량이 1.0% 이하로 비교적 적은 Ni 함유량인 경우에는 무방향성 전자강판에 대해 통상 열연판 소둔을 실시하는 경우와 마찬가지로, 약 900℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 소둔할 수 있다. 또한, 소둔온도를 보다 고온으로 하고, Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역 (바람직하게는 1050 ∼ 1100℃ 정도) 으로 할 수도 있다. 요컨대 양자의 중간영역인 2 상 영역에서의 소둔 (특히 950℃ 부근) 을 피하는 것이 중요하다.

한편, Ni량이 1.0 초과 ∼ 2.3% 로 비교적 많은 Ni 함유량인 경우에는 소둔 중의 오스테나이트 생성온도가 저하되기 때문에 900℃ 정도의 소둔온도에서도 2 상 영역이 되어 자속밀도가 저하된다. 그렇지만 900℃ 이하의 페라이트 단상 영역에서의 소둔에서는 입자 성장성 부족으로 인해 충분한 자속밀도가 얻어지지 않는다. 따라서, 이 성분계에서의 열연판 소둔조건은 Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역 (바람직하게는 1050 ∼ 1100℃ 정도) 으로 한정하였다.

또 중 ∼ 고 Si 강의 경우에는 전술한 바와 같이 미세한 입자라도 저철손을 쉽게 얻을 수 있으므로, 소둔에서의 입자 성장은 저 Si 강만큼 중요하지 않다. 따라서, 열연판 소둔온도는 특별히 한정되지 않지만, 통상은 700 ∼ 1100℃ 의 범위내로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 얻어진 코일은 탈스케일 처리후, 냉간 또는 온간에서 1 회의 압연, 또는 중간 소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간 (또는 온간) 압연을 행하고, 소정의 판두께로 마무리한다.

그 후, 마무리 소둔을 행하는데, 저 Si 강의 경우에는 이 마무리 소둔을 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 실시한다. 마무리 소둔온도가 700℃ 미만에서는 안정적으로 평균결정입경을 약 30㎛ 이상으로 성장시키기가 어렵고, 한편 페라이트 단상 영역을 초과하여 오스테나이트 입자가 생성되면 집합조직이 열화되어 자속밀도 및 철손의 열화를 초래하기 때문이다.

또 중 ∼ 고 Si 강의 경우에는 전술한 바와 같이 소둔에서의 입자 성장은 저 Si 강만큼 중요하지 않으므로 마무리 소둔온도도 특별히 한정되지 않지만, 통상은 700 ∼ 1100℃ 의 범위내로 하는 것이 바람직하다.

또, 열연판 및 냉연판의 페라이트 단상 온도 영역, 또는 오스테나이트 단상 온도 영역은 미리 동일한 조성의 다양한 온도 영역에서 가열-수냉하여 얻어진 조직을 광학현미경 등으로 관찰하여 결정할 수 있다. 또는 다른 방법으로서 Thermo-Calc^TM 등의 열역학 계산 소프트웨어로 구한 계산 상태도에 의해 미리 추정할 수도 있다.

마무리 소둔 후에는 일반적인 무방향성 전자강판과 마찬가지로, 절연피막을 부여할 수 있다. 부여방법은 특별히 한정되지 않지만, 처리액의 도포후, 베이킹 처리를 실시하는 방법이 바람직하다.

또 얻어진 코일은 필요한 폭, 치수로 슬릿 가공된 후, 사용자에 의해 모터 고정자나 회전자의 형상으로 펀칭 가공후, 적층되고 제품화된다. 또는 경우에 따라서는 펀칭후, 변형 제거 소둔 (통상 750℃ ×1∼ 2h) 을 실시한 후에 제품화된다.

[실시예 1]

표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 용강을 실험실적으로 용제하여 주조한 후, 열연판에 의해 판두께 : 30㎜ 의 시트 바로 하였다. 이어서, 1100℃ 에서 60 분의 가열후, 판두께: 2㎜ 까지 열연하고, 600℃ 에서 2 시간의 코일 권취 상당의 균일 열 유지를 행한 후, 방랭하였다. 그 후, 950℃ 에서 60 초의 열연판 소둔후, 산세척한 후, 0.50㎜ 두께까지 냉연 (1 회 냉연) 을 행하여, 700 ∼ 900℃ 의 각종 온도에서 마무리 소둔을 실시하여 재결정입경을 다양하게 변화시켰다. 또 냉간압연시, P 함유량이 본 발명의 범위를 초과하는 강 J 는 냉연중에 판면과 평행하게 층상 균열이 다수 발생하였기 때문에 이후의 처리를 중지하고, 평가를 하지 않았다.

또 No.56 ∼ 59 는 열연후, 열연판 소둔을 실시하지 않고, 800℃ 에서의 중간 소둔을 포함한 2 회 냉연법으로 냉연한 것이다.

이어서, 얻어진 마무리 소둔판에 평균 막두께: 0.6㎛ 의 반유기 절연피막을 도포한 샘플을 제작하여 각종 시험에 이용하였다.

펀칭시험은 직경: 21㎜φ의 원형 금형을 이용하여 실시하고, 클리어런스는 판두께의 8% 로 하였다. 압연방향과 이루는 각도가 0°, 45°, 90°, 135°의 4 방향의 펀칭 원형의 직경 (내경) 을 측정하여 그 4 점의 평균직경을 구하였다. 또 4 점 중의 최대 직경과 최소 직경의 차이를 측정하여 펀칭 이방성의 지표로 하였다.

자기특성은 압연방향과 이루는 각도가 0°및 90°가 되도록 180㎜ ×30㎜ 로 잘라낸 직사각형상 시험편을 이용하여 엡스타인법으로 측정하였다.

항복응력 (YP) 은 압연방향과 평행하게 잘라낸 JIS 5 호 시험편을 이용하여 속도 10㎜/분의 조건으로 인장시험을 실시하고, 상항복점을 채용하였다.

얻어진 결과를 표 2 및 표 3 에 나타낸다.

P 함유량이 본 발명의 적정범위를 만족하지 않고, 또한 Si량 및 결정입경의 변화에 의해 강도가 변화되는 강 A ∼ F (No.1 ∼ 33, 56, 57) 에서는 YP 의 증가에 따라 펀칭직경은 금형직경에 근접하는 경향이 있지만, 최대 직경과 최소 직경의 차이에 의해 나타나는 펀칭 치수의 이방성은 10 ∼ 20㎛ 정도로 비교적 크다. 또한 Si량이 증가하면 자속밀도가 저하된다는 문제도 있다.

이에 비해, 본 발명에 따라 저 Si, Al 조성으로 하여 P 를 0.10% 이상 함유시킨 강 G ∼ H 는 YP 가 350㎫ 이하로 비교적 낮더라도 양호한 펀칭직경이 되고, 게다가 펀칭 치수의 이방성도 작다. 또한 자기특성면에서도 이들 강종에서 평균결정입경을 30㎛ 이상으로 제어한 것 (No.37, 38, 39, 44, 45, 46, 47, 51, 52, 53, 54, 59) 은 모두 안정되게 저철손으로 또한 고자속밀도가 얻어졌다.

[실시예 2]

표 4 에 나타내는 성분 조성이 되는 용강을 실험실적으로 용제하고, 실시예 1 과 동일하게 하여 판두께: 2㎜ 의 열연판으로 한 후, 1100℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척한 후, 0.50㎜ 두께까지 냉연하였다. 이어서, 700℃ 이상에서 또한 페라이트 단상 영역의 다양한 온도에서 마무리 소둔을 실시하여 재결정입경을 다양하게 변화시켰다.

이어서, 실시예 1 과 동일한 반유기 절연피막을 도포한 샘플을 제작하여 각종 시험에 이용하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

여기서, 강 K ∼ M 은 Si 를 저감하고 Al 에 의한 탈산을 실시한 것으로, 강 N, O 의 세트, 강 Q, R 의 세트는 Ni 첨가의 영향을 평가할 수 있도록 용제한 것이다.

본 발명의 강 조성을 만족하고, 또한 평균결정입경을 30㎛ 이상으로 적정화한 것은 모두 우수한 펀칭 치수정밀도를 갖고, 또한 펀칭 이방성이 작을 뿐 아니라, 자기특성도 우수하였다. 특히 강 N 과 강 O, 및 강 Q 와 강 R 을 각각 비교하면 Ni 를 첨가한 강 O 및 강 R 에서는 자속밀도의 현저한 향상이 관찰되었다.

[실시예 3]

표 1 의 강 F, 표 4 의 강 N 및 강 O 에 나타낸 조성이 되는 용강을 실험실적으로 용제하고, 실시예 1 과 동일하게 하여 판두께: 2㎜ 의 열연판으로 한 후, 1100℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척한 후, 냉간압연에 의해 0.50 ∼ 0.2㎜ 의 다양한 두께로 마무리하였다. 이어서, 700℃ 이상에서 또한 페라이트 단상 영역의 다양한 온도에서 마무리 소둔을 실시하고, 재결정입경을 35 ∼ 45㎛ 로 제어하였다.

이어서, 실시예 1 과 동일한 반유기 절연피막을 도포한 샘플을 제작하여 각종 시험에 이용하였다. 또한 이들 샘플에 대해서는 400㎐ 에서의 고주파 철손에 대해서도 조사하였다.

얻어진 결과를 표 6 에 병기한다.

판두께를 얇게 함에 따라 특히 고주파에서의 철손이 개선되는 경향이 현저하다. 또한 펀칭 치수정밀도도 판두께가 감소함에 따라 개선되는 경향이 있지만, 본 발명의 성분범위를 만족하는 강 N, O 가 비교강 F 보다 우수하다. 또한, 본 발명의 강은 어느 판두께에서나 펀칭 치수의 이방성도 우수하다.

[실시예 4]

표 7 에 나타내는 성분 조성이 되는 용강을 실험실적으로 용제하여 강괴로 주조한 후, 1150℃ ×1 시간의 균일 열 처리를 하고, 그 후 열연에 의해 판두께 30㎜ 의 시트 바로 하였다.

얻어진 시트 바를 표 8 에 나타내는 온도 (SRT) 로 가열하여 1 시간 유지한 후, 2.0㎜ 까지 열연하고, 580℃ ×1 시간의 코일 권취 상당 처리를 실시하고 방랭하였다. 그 다음, 일부 강을 제외하고 표 8 에 나타내는 조건으로 열연판 소둔을 실시하였다. 그 후, 산세척후, 0.50㎜ 까지 냉연하였다.

냉간압연시에, 냉연 중의 판의 상황, 및 냉연후의 단면조직 관찰의 결과를 통해 냉간압연시의 가공성을 평가하였다. 고 P (≥0.10%) 이며 또한 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 강 (W, Z, a, c, d, k, 및 l), 및 성분범위는 본 발명을 만족하지만 슬래브 가열온도 (SRT) 또는 열연 권취온도 (CT) 가 본 발명의 범위를 벗어나는 것 (No.25, 26) 에서는 판면에 평행하게 층상 균열이 다수 관찰되고, 일부 시료 (No.5, 19, 25) 에서는 압연 도중에 층상으로 분리되어 이후의 압연이 곤란해졌다. 이들 결과에서는 공업적으로 안정되게 제조하기 어렵기 때문에 이들 시료에 대해서는 이후의 처리 및 평가를 하지 않았다.

이어서, 냉연판에 700℃ 이상의 다양한 온도에서 마무리 소둔을 실시한 후, 실시예 1 과 동일한 반유기 절연피막을 실시한 후, 각종 시험에 이용하였다. 여기서 강도는 압연방향과 평행하게 JIS 5 호 시험편을 잘라내어 인장속도 10㎜/초로 인장하고, 얻어진 인장강도 (TS) 로 평가하였다. 얻어진 결과를 표 8 에 병기하였다.

본 발명 범위의 성분으로 하고, 특히 P 를 0.1% 이상 첨가한 강 (No.2 ∼ 4, 7, 13, 14, 16 ∼ 18 및 21 ∼ 24) 은 모두 우수한 펀칭 치수정밀도를 나타낸다. 즉, P 첨가량이 0.1% 에 미치지 않는 강 (No.1, 6, 10 및 15) 에서는 펀칭직경은 Si＋Al량의 증가에 따라 개선되는 경향이 관찰되었지만, 펀칭직경의 이방성이 크다. 한편, 본 발명 강은 펀칭직경 및 펀칭직경의 이방성이 모두 우수한 것이 분명하다. 또한 이들 발명 강은 P 함유량이 0.1% 에 미치지 않는 비교 강과 동등 이상의 자속밀도를 가짐에도 불구하고 고강도이고, 우수한 강도-자속밀도 균형을 갖는다.

[실시예 5]

표 4 의 강 M, 강 N 및 강 O 에 나타낸 조성이 되는 용강을 실험실적으로 용제ㆍ주조한 후, 열연에 의해 판두께:30㎜ 의 시트 바로 하였다. 이어서, 표 9 에 나타내는 각 온도 (SRT) 로 60 분간 가열한 후, 판두께: 2㎜ 까지 열연하고, 표 9 에 나타내는 각 온도 (CT) 에서 코일 권취 상당의 균일 열 유지를 1 시간 실시한 후 방랭하였다. 그 후, 일부 강을 제외하고 표 9 에 나타내는 각 온도에서 60 초의 열연판 소둔을 실시하였다.

얻어진 열연강판에 대해 실온 (23℃) 에서 굽힘시험을 실시하였다. 굽힘시험은 열연판으로부터 100㎜ ×30㎜ 의 시험편을 압연방향이 길이방향이 되도록 채취하고, JIS-C 2550 에 준거하여 굽힘반경 15㎜ 의 반복굽힘시험을 실시하였다. 열연판 표면에 균열이 생길 때까지의 회수를 표 9 에 나타낸다.

또한, 슬래브 가열시, 열연판 소둔시의 조직 (상) 을 다음과 같은 방법으로 조사하였다. 시트 바, 열연판 모두 각각 소정 온도 (표 9 에 기재) 로 소정 시간 (슬래브 가열: 1 시간, 소둔: 60 초) 유지한 후, 물 담금질하여 가열시의 조직을 동결시키고, 광학현미경을 이용한 조직관찰에 의해 상을 결정하였다. 결과를 표 9 에 병기한다.

상기 열연판은 산세척한 후, 0.50㎜ 두께까지의 냉연 (1 회 냉연) 을 실시하고, 취화에 의한 냉연불량 (층상 균열) 이 발생하지 않았는지를 평가하였다. 층상 균열이 발생되지 않은 냉연판에 대해서는 표 9 에 나타내는 다양한 온도에서 마무리 소둔을 실시하고, 이어서 실시예 1 과 동일한 반유기 절연피막을 도포한 샘플을 제작하여 각종 시험에 이용하였다. 얻어진 결과를 표 9 에 나타낸다.

본 발명의 강 조성 (저 Si 강) 에서, 본 발명의 제조조건을 만족한 경우 (No.2, 3, 6, 8, 10 및 11), 고 P 첨가에도 불구하고 문제없이 강판이 제조되었으며, 특성도 양호하였다.

한편, 본 발명의 슬래브 가열온도가 2 상 영역으로 된 (No.1 및 4) 경우에는 취화에 의한 냉연불량이 발생되기 쉬워 제품화가 어려움을 알 수 있다. 또한 코일 권취온도가 650℃ 보다 높은 (No.5) 경우에는 열연판의 가공성이 저하되었으며, 얻어지는 전자강판의 철손도 저하되었다. 또한, 열연판 소둔온도가 2 상 영역으로 된 경우 (No.7 및 12), 및 Ni 를 1.0 질량% 보다 많이 첨가한 강에 있어서 α단상 영역에서 열연판 소둔을 행한 경우 (No.13) 에는 얻어진 전자강판의 자속밀도가 저하되었다. 또한 마무리 소둔온도가 본 발명의 제조조건을 벗어나서 재결정입경을 30㎛ 이상으로 하기에 불충분한 경우 (No.9) 에도 자기특성이 열화되었다.

이렇게 하여 본 발명에 따르면 고자속밀도이면서 저철손이라는 우수한 자기특성을 갖고, 게다가 높은 펀칭 치수정밀도를 갖는 무방향성 전자강판, 및 더욱 고강도를 갖는 무방향성 전자강판을 안정되게 얻을 수 있다.

그리고, 본 발명의 무방향성 전자강판은 각종 모터의 철심 소재, 그 중에서도 특히 높은 치수정밀도와 고자속밀도가 함께 요구되는 릴럭턴스 모터나, 더욱 소재 강도를 요하는 자석 매립형 DC 브러시리스 모터 등의 철심 소재로 매우 적합하다.

Claims

질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.13% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하, 및

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하

로 한 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 1 항에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Sb 및 Sn 의 1 종 이상: 합계 0.40% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 1 항에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Ni: 2.3% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 2 항에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Ni: 2.3% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 강판이 추가로, 질량 백분율로,

Ca: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하,

Cr: 0.1% 이하, Cu: 0.1% 이하,

Mo: 0.1% 이하

중 적어도 어느 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 강판의 판두께가 0.35㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
제 5 항에 있어서, 강판의 판두께가 0.35㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판.
삭제
삭제
삭제
삭제
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.13% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하, 및

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시하고,

이어서 열연판 소둔을 실시하지 않고 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리소둔을 실시하여, 평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하로 한 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.13% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하, 및

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시한 후, 900℃ 이상의 페라이트 단상 영역 또는 Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역 중 어느 한 단상 영역에서 30 ∼ 60 초의 열연판 소둔을 실시하고,

이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리소둔을 실시하여 평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하로 한 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.13% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하,

N: 0.010% 이하, 및

Ni: 2.3% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시하고,

이어서 열연판 소둔을 실시하지 않고 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리소둔을 실시하여, 평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하로 한 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.03% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.13% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하,

N: 0.010% 이하, 및

Ni: 2.3% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 오스테나이트 단상 영역에서, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시한 후,

Ni 함유량이 1.0 질량% 이하인 경우에는, 900℃ 이상의 페라이트 단상 영역 또는 Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역 중 어느 한 단상 영역에서 열연판 소둔을 실시하고,

Ni 함유량이 1.0 질량% 초과, 2.3 질량% 이하인 경우에는, Ac3 점 이상의 오스테나이트 단상 영역에서 열연판 소둔을 실시하고,

이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후,

700℃ 이상의 페라이트 단상 영역에서 마무리소둔을 실시하여 평균결정입경: 30㎛ 이상, 80㎛ 이하로 한 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.5% 초과, 2.5% 이하,

(단, Si: 1.63% 이하)

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하, 및

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

P ≤P_A 및 P_F ≤0.26 의 적어도 일방의 관계,

(단,

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.36 …(1)

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.76 …(2)

여기서, 각 원소함유량의 단위는 질량%)

를 만족하는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 1000 ∼ 1200℃, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시하고,

이어서 열연판 소둔을 실시하지 않고 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후,

마무리소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.5% 초과, 2.5% 이하,

(단, Si: 1.63% 이하)

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하, 및

N: 0.010% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

P ≤P_A 및 P_F ≤0.26 의 적어도 일방의 관계,

(단,

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.36 …(1)

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.76 …(2)

여기서, 각 원소함유량의 단위는 질량%)

를 만족하는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 1000 ∼ 1200℃, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시한 후,

700 ∼ 1100℃ 에서 30 ∼ 60 초의 열연판 소둔을 실시하고,

이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후,

마무리소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.5% 초과, 2.5% 이하,

(단, Si: 1.63% 이하)

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하,

N: 0.010% 이하, 및

Ni: 2.3% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

P ≤P_A 및 P_F ≤0.26 의 적어도 일방의 관계,

(단,

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.05Ni²＋0.10Ni＋0.36 …(1)

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.24Ni²＋0.28Ni＋0.76 …(2)

여기서, 각 원소함유량의 단위는 질량%)

를 만족하는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 1000 ∼ 1200℃, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시하고,

이어서 열연판 소둔을 실시하지 않고 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후,

마무리소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
질량 백분율로,

C: 0.010% 이하,

Si 및 Al 의 1 종 이상: 합계 0.5% 초과, 2.5% 이하,

(단, Si: 1.63% 이하)

Mn: 0.5% 이하,

P: 0.10% 이상, 0.26% 이하,

S: 0.015% 이하,

N: 0.010% 이하, 및

Ni: 2.3% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되고, 또한

P ≤P_A 및 P_F ≤0.26 의 적어도 일방의 관계,

(단,

P_A ＝－0.2Si＋0.12Mn－0.32Al＋0.05Ni²＋0.10Ni＋0.36 …(1)

P_F ＝－0.34Si＋0.20Mn－0.54Al＋0.24Ni²＋0.28Ni＋0.76 …(2)

여기서, 각 원소함유량의 단위는 질량%)

를 만족하는 강슬래브에 대해,

열간압연을, 가열온도가 1000 ∼ 1200℃, 또한 코일 권취온도가 650℃ 이하인 조건에서 실시한 후,

700 ∼ 1100℃ 에서 30 ∼ 60 초의 열연판 소둔을 실시하고,

이어서 탈스케일 처리후, 1 회 또는 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시한 후,

마무리소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
제 12 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서,

강슬래브가 추가로, 질량 백분율로,

Sb 및 Sn 의 1 종 이상: 합계 0.40% 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
제 12 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서,

강슬래브가 추가로, 질량 백분율로,

Ca: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하,

Cr: 0.1% 이하, Cu: 0.1% 이하,

Mo: 0.1% 이하

중 적어도 어느 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.
제 20 항에 있어서,

강슬래브가 추가로, 질량 백분율로,

Ca: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하,

Cr: 0.1% 이하, Cu: 0.1% 이하,

Mo: 0.1% 이하

중 적어도 어느 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자강판의 제조방법.