KR102452923B1

KR102452923B1 - 무방향성 전자 강판

Info

Publication number: KR102452923B1
Application number: KR1020207026111A
Authority: KR
Inventors: 뎃슈 무라카와; 히로시 후지무라; 사토시 가노
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2018-03-26
Filing date: 2019-03-25
Publication date: 2022-10-11
Also published as: CN111868280A; EP3783126B1; EP3783126A4; BR112020014943A2; PL3783126T3; JP7028313B2; WO2019188940A1; TWI697570B; JPWO2019188940A1; KR20200118194A; US11111567B2; TW201940714A; EP3783126A1; US20210108296A1; CN111868280B

Abstract

C: 0.0030％ 이하, Si: 2.00％ 내지 4.00％, Al: 0.01％ 내지 3.00％, Mn: 0.10％ 내지 2.00％, P: 0.005％ 내지 0.200％, S: 0.0030％ 이하, Cu: 1.0％ 초과 3.0％ 이하, Ni: 0.10％ 내지 3.0％, 조대 석출물 생성 원소를 1종 이상: 총계로 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하, Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라 했을 때, 파라미터 Q(Q=[Si]+2[Al]-[Mn]): 2.00 이상, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cr: 0.0％ 내지 10.0％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자가 10㎛²당 5개 이상, {100} 결정 방위 강도가 2.4 이상, 두께가 0.10㎜ 내지 0.60㎜, 평균 결정 입경이 70㎛ 내지 200㎛인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

Description

무방향성 전자 강판

본 발명은, 무방향성 전자 강판에 관한 것이다.

본원은, 2018년 3월 26일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2018-058264호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

무방향성 전자 강판은, 예를 들어 모터의 철심에 사용된다. 무방향성 전자 강판에는, 그 판면에 평행한 모든 방향(이하, 「판면 내의 전체 방향」이라고 하는 경우가 있음)에 있어서 우수한 자기 특성, 예를 들어 저철손 및 고자속 밀도가 요구된다. 특히 HEV(Hybrid Electric Vehicle)용 모터에 사용되는 무방향성 전자 강판은, 1만rpm 가까이의 초고속 회전에 있어서 양호한 성능이 요구되고 있다.

이 회전수에서는, 원심력에 견딜 수 있는 강도를 갖고, 고주파 철손이 우수하며, 또한 자속 밀도가 높은 재료가 요구되고 있는 한편, 가공 시에 절결이 발생하지 않도록 재료의 신율도 요구된다.

일본 특허 공개 평03-126845호 공보 일본 특허 공개 제2006-124809호 공보 일본 특허 공개 소61-231120호 공보 일본 특허 공개 제2004-197217호 공보 일본 특허 공개 평05-140648호 공보 일본 특허 공개 제2008-132534호 공보 일본 특허 공개 제2004-323972호 공보 일본 특허 공개 소62-240714호 공보 일본 특허 공개 제2011-157603호 공보 일본 특허 공개 제2008-127659호 공보

본 발명은, 자기 특성이 우수하며, 또한 강도 및 신율이 함께 우수한 무방향성 전자 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 화학 조성, 두께 및 평균 결정 입경을 적절한 것으로 하는 것이 중요하다는 사실이 밝혀졌다. 이와 같은 무방향성 전자 강판의 제조에는, 열연 강대 등의 냉간 압연에 제공하는 강대를 얻을 때, 용강의 주조 또는 급속 응고에 있어서의 주상정율 및 평균 결정 입경을 제어하고, 냉간 압연의 압하율을 제어하고, 마무리 어닐링 시의 통판 장력 및 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다는 사실도 밝혀졌다.

본 발명자들은, 이와 같은 지견에 기초하여 예의 검토를 더욱 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.

(1) 본 발명의 일 형태에 따른 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

C: 0.0030％ 이하,

Si: 2.00％ 내지 4.00％,

Al: 0.01％ 내지 3.00％,

Mn: 0.10％ 내지 2.00％,

P: 0.005％ 내지 0.200％,

S: 0.0030％ 이하,

Cu: 1.0％ 초과 3.0％ 이하,

Ni: 0.10％ 내지 3.0％,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계로 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하,

Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라 했을 때 식 1로 표시되는 파라미터 Q: 2.00 이상,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Cr: 0.0％ 내지 10.0％, 또한

잔부: Fe 및 불순물

로 표시되는 화학 조성을 갖고,

100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자가 10㎛²당 5개 이상이며,

{100} 결정 방위 강도가 2.4 이상이며,

두께가 0.10㎜ 내지 0.60㎜이며,

평균 결정 입경이 70㎛ 내지 200㎛인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (식 1)

(2) 상기 (1)에 기재된 무방향성 전자 강판은,

상기 화학 조성에 있어서,

Sn: 0.02％ 내지 0.40％

가 충족되어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판은,

상기 화학 조성에 있어서,

Cr: 0.2％ 내지 10.0％

가 충족되어도 된다.

본 발명에 따르면, 화학 조성, 두께 및 평균 결정 입경이 적절하기 때문에, 자기 특성이 우수하며, 또한 강도 및 신율이 함께 우수한 무방향성 전자 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 Cu 함유량이 1.5％인 경우의 Ni 함유량과 EL의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 Cu 함유량이 0.1％인 경우의 Ni 함유량과 EL의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명은, 이하의 실시 형태에 한정하여 해석되는 것이 아님은 자명하다.

우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판 및 그 제조에 사용하는 용강의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상세는 후술하지만, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 용강의 주조 및 열간 압연 또는 용강의 급속 응고, 냉간 압연, 그리고 마무리 어닐링 등을 거쳐 제조된다. 따라서, 무방향성 전자 강판 및 용강의 화학 조성은, 무방향성 전자 강판의 특성뿐만 아니라, 이들 처리를 고려한 것이다.

이하의 설명에 있어서, 무방향성 전자 강판 또는 용강에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「질량％」를 의미한다.

또한, 하기하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」 또는 「미만」이라고 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 각 원소의 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.

본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, C: 0.0030％ 이하, Si: 2.00％ 내지 4.00％, Al: 0.01％ 내지 3.00％, Mn: 0.10％ 내지 2.00％, P: 0.005％ 내지 0.200％, S: 0.0030％ 이하, Cu: 1.0％ 초과 3.0％ 이하, Ni: 0.10％ 내지 3.0％, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상:총계로 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하, Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라 했을 때 식 1로 표시되는 파라미터 Q: 2.00 이상, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cr: 0.0％ 내지 10.0％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다.

Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (식 1)

불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.0030％ 이하)

C는, 철손을 높이거나, 자기 시효를 야기하기도 한다. 따라서, C 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이와 같은 현상은, C 함유량이 0.0030％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, C 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. C 함유량의 저감은, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에도 기여한다.

C 함유량의 상한값은, 0.0020이 보다 바람직하다. C 함유량의 하한값은 낮을수록 좋지만, 특별히 제한은 되지 않으며, 강 중에서 C를 제거하는 비용을 고려하면, 0.0005 이상이 바람직하다.

(Si: 2.00％ 내지 4.00％)

Si는, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감하거나, 항복비를 증대시켜, 철심에 대한 펀칭 가공성을 향상시키기도 한다.

Si 함유량이 2.00％ 미만이면, 이들의 작용 효과를 충분히 얻지 못한다. 따라서, Si 함유량은 2.00％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 4.00％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 경도의 과도한 상승에 의해 펀칭 가공성이 저하되거나, 냉간 압연이 곤란해지기도 한다. 따라서, Si 함유량은 4.00％ 이하로 한다.

Si 함유량의 하한값은 2.30％가 바람직하고, 2.50％가 보다 바람직하다. Si 함유량의 상한값은 3.70％가 바람직하고, 3.50％가 보다 바람직하다.

(Al: 0.01％ 내지 3.00％)

Al은, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감한다.

Al은, 포화 자속 밀도에 대한 자속 밀도 B50의 상대적인 크기의 향상에도 기여한다. 여기서, 자속 밀도 B50은, 5000A/m의 자장에 있어서의 자속 밀도이다. Al 함유량이 0.01％ 미만이면, 이들의 작용 효과를 충분히 얻지 못한다. 따라서, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 3.00％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 항복비를 저하시켜, 펀칭 가공성을 저하시키기도 한다. 따라서, Al 함유량은 3.00％ 이하로 한다.

Al 함유량의 하한값은 0.10％가 바람직하고, 0.20％가 보다 바람직하다. Al 함유량의 상한값은 2.50％가 바람직하고, 2.00％가 보다 바람직하다.

(Mn: 0.10％ 내지 2.00％)

Mn은, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감한다. Mn이 포함되면, 1차 재결정으로 얻어지는 집합 조직이, 판면에 평행한 면이 {100}면의 결정(이하, 「{100} 결정」이라고 하는 경우가 있음)이 발달한 것으로 되기 쉽다. {100} 결정은, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 결정이다.

또한, Mn 함유량이 높을수록, MnS의 석출 온도가 높아져, 석출되어지는 MnS가 큰 것으로 된다. 이 때문에, Mn 함유량이 높을수록, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해하는 입경이 100㎚ 정도의 미세한 MnS가 석출되기 어렵다.

Mn 함유량이 0.10％ 미만이면, 이들의 작용 효과를 충분히 얻지 못한다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.00％ 초과이면, 마무리 어닐링에 있어서 결정립이 충분히 성장하지 않아, 철손이 증대된다. 따라서, Mn 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

Mn 함유량의 하한값은 0.15％가 바람직하고, 0.20％가 보다 바람직하다. Mn 함유량의 상한값은 1.50％가 바람직하고, 1.00％가 보다 바람직하다.

(P: 0.005％ 내지 0.200％)

P는, 무방향성 전자 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있다. P 함유량이 0.005％ 미만이면, 강도를 높이는 효과를 얻지 못한다. 또한, P 함유량이 0.200％를 초과하면, 가공성이 저하되기 때문에, P 함유량은 0.005％ 내지 0.200％로 한다.

P 함유량의 하한값은 0.008％가 바람직하고, 0.010％가 보다 바람직하다. P 함유량의 상한값은 0.180％가 바람직하고, 0.150％가 보다 바람직하다.

(S: 0.0030％ 이하)

S는, 필수 원소는 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다.

S는, 미세한 MnS의 석출에 의해, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해한다. 따라서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이와 같은 재결정 및 결정립 성장의 저해에 의한 철손의 증가 및 자속 밀도의 저하는, S 함유량이 0.0030％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0030％ 이하로 한다.

S 함유량의 상한값은 0.0025％가 바람직하고, 0.0020％가 보다 바람직하다. S 함유량의 하한값은 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, 특별히 제한은 하지 않지만, 강 중에서 S를 제거하는 비용이 불필요하게 든다는 점에서, 0.0005 이상이 바람직하다.

(Cu: 1.0％ 초과 3.0％ 이하)

Cu는 고강도의 무방향성 전자 강판을 얻기 위해서 필수적인 원소이다.

Cu 함유량이 1.0％ 이하이면, 강도가 부족하게 된다. 또한, Cu 함유량이 3.0％를 초과하면, 인성이 현저하게 저하되어, 파단되기 쉬워진다. 따라서, Cu 함유량은 1.0％ 초과 3.0％ 이하로 한다.

Cu 함유량의 하한값은 1.2％가 바람직하고, 1.5％가 보다 바람직하다. Cu 함유량의 상한값은 2.5％가 바람직하고, 2.0％가 보다 바람직하다.

(Ni: 0.10％ 내지 3.0％)

Ni는 신율을 향상시키기 위해서 필요한 원소이다.

상세는 후술하지만, 특히 {100} 결정 방위 강도가 2.4 이상이고, Cu를 1.0％ 초과 3.0％ 이하 함유하며, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상을 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하 함유하는 경우에, Ni를 0.10％ 내지 3.0％의 범위로 첨가함으로써, 신율을 향상시키는 효과가 발휘된다.

Ni가 0.10％ 미만이면 그 효과를 얻지 못한다. 한편, Ni 함유량이 3.0％를 초과하면, 반대로 신율이 저하되어버린다. 이 때문에, Ni 함유량은 0.10％ 내지 3.0％로 한다.

또한, Ni 함유량의 하한값은 0.15％가 바람직하고, 0.20％가 보다 바람직하다. Ni 함유량의 상한값은 2.5％가 바람직하고, 2.2％가 보다 바람직하다.

(Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계로 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하)

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd는, 용강의 주조 또는 급속 응고 시에 용강 중의 S와 반응하여 황화물 혹은 산황화물 또는 이들 양쪽의 석출물을 생성한다.

이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd를 총칭하여 「조대 석출물 생성 원소」라고 하는 경우가 있다.

조대 석출물 생성 원소를 포함하는 석출물의 입경은 1㎛ 내지 2㎛ 정도이고, MnS, TiN, AlN 등의 미세 석출물의 입경(100㎚ 정도)보다 훨씬 크다. 이 때문에, 입계에 생성된 이들 미세 석출물은 조대 석출물 생성 원소의 석출물에 부착되어, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해하기 어려워진다.

조대 석출물 생성 원소의 함유량이 총계로 0.0005％ 이하이면, 이들의 작용 효과를 충분히 얻지 못한다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계로 0.0005％ 초과로 한다. 한편, 조대 석출물 생성 원소의 함유량이 총계로 0.0100％ 초과이면, 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 총량이 과잉으로 되어, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장이 저해된다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계로 0.0100％ 이하로 한다.

조대 석출물 생성 원소의 함유량의 하한값은 0.0010％가 바람직하고, 0.0020％가 보다 바람직하다. 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 상한값은 0.0090％가 바람직하고, 0.0080％가 보다 바람직하다.

(파라미터 Q: 2.00 이상)

페라이트-오스테나이트 변태(α-γ 변태)의 발생을 억제하기 위해서, 파라미터 Q의 값은 2.00 이상으로 한다.

식 1로 표시되는 파라미터 Q가 2.00 미만이면, 페라이트-오스테나이트 변태(α-γ 변태)가 발생할 수 있다. 그 때문에, 용강의 주조 또는 급속 응고 시에, 일단 생성된 주상정이 α-γ 변태에 의해 파손되거나, 평균 결정 입경이 작아지기도 한다. 또한, 처리 어닐링 시에 α-γ 변태가 발생하는 경우도 있다. 이 때문에, 파라미터 Q가 2.00 미만이면, 원하는 자기 특성을 얻지 못한다.

파라미터 Q는, 2.00 이상이면 α-γ 변태하지 않기 때문에 상한은 특별히 정하지 않지만, 본 발명의 Si, Al, 및 Mn의 규정 범위로부터 자연히 10 이하로 된다.

파라미터 Q의 하한값은, 바람직하게는 2.50이다.

Sn 및 Cr은, 필수 원소는 아니고, 무방향성 전자 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Sn: 0.00％ 내지 0.40％)

Sn은, 자기 특성의 향상에 적합한 결정을 1차 재결정으로 발달시킨다. 이 때문에, Sn이 포함되면, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 {100} 결정이 발달한 집합 조직이 1차 재결정으로 얻어지기 쉽다. Sn은, 마무리 어닐링 시의 강판의 표면 산화 및 질화를 억제하거나, 결정립의 크기의 변동을 억제하기도 한다. 따라서, Sn이 함유되어 있어도 된다.

이들의 작용 효과를 충분히 얻기 위해서, 바람직하게는 Sn: 0.02％ 이상으로 한다. 한편, Sn이 0.40％ 초과이면, 상기 작용 효과가 포화하여 불필요하게 비용이 높아지거나, 마무리 어닐링에 있어서 결정립의 성장이 억제되기도 한다. 따라서, Sn 함유량은 0.40％ 이하로 한다.

Sn 함유량의 하한값은 0.05％가 보다 바람직하다. Sn 함유량의 상한값은 0.30％가 바람직하고, 0.20％가 보다 바람직하다.

(Cr: 0.0％ 내지 10.0％)

Cr은, 고주파 철손을 저감한다. 고주파 철손의 저감은 회전기의 고속 회전화에 기여하고, 고속 회전화는 회전기의 소형화 및 고효율화에 기여한다. Cr은, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 고주파 철손 등의 철손을 저감한다. Cr은, 응력 감수성을 저하시켜, 철심을 형성할 때 도입되는 압축 응력에 수반되는 자기 특성의 저하 및 고속 회전 시에 작용하는 압축 응력에 수반되는 자기 특성의 저하의 경감에도 기여한다. 따라서, Cr이 함유되어 있어도 된다.

이들의 작용 효과를 충분히 얻기 위해서, 바람직하게는 Cr: 0.2％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 10.0％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 비용이 높아지기도 한다. 따라서, Cr 함유량은 10.0％ 이하로 한다.

Cr 함유량의 하한값은 0.4％가 보다 바람직하다. Cr 함유량의 상한값은 5.0％가 바람직하고, 3.0％가 보다 바람직하다.

잔부에 포함되는 불순물이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다. 이들의 불순물은, 본 실시 형태의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, 제한되는 것이 바람직하다. 또한, 불순물의 함유량은 적은 것이 바람직하므로, 하한값을 제한할 필요가 없어, 불순물의 하한값이 0％여도 된다.

상기한 강 성분은, 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 강 성분은, JIS G 1211-1258에 기재된 방법으로 측정하면 된다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 집합 조직에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에서는, {100} 결정 방위 강도가 2.4 이상이다. {100} 결정 방위 강도가 2.4 미만이면, 자속 밀도의 저하 및 철손의 증가가 발생하거나, 판면에 평행한 방향 사이에서의 자기 특성의 변동이 발생하기도 한다.

또한, {100} 강도는 높으면 높을수록 좋기 때문에, 상한은 특별히 정하지 않는다.

{100} 결정 방위 강도는, X선 회절법 또는 전자선 후방 산란 회절(electron backscatter diffraction: EBSD)법에 의해 측정할 수 있다. X선 및 전자선의 시료로부터의 반사각 등이 결정 방위마다 다르기 때문에, 랜덤 방위 시료를 기준으로 하여 이 반사 강도 등으로 결정 방위 강도를 구할 수 있다.

구체적으로는, {100} 결정 방위 강도는, 랜덤 방위 시료의 {100} 결정 방위의 반사 강도(I(100))에 대한 대상 시료의 {100} 결정 방위의 반사 강도(i(100)), 즉, i(100)/I(100)으로서 구할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 Cu 단체의 입자에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에서는, 100㎚ 미만의 직경(입자경)을 갖는 Cu 단체의 입자가 10㎛²당 5개 이상이다.

여기서, Cu 단체의 입자 중, 그 입자경이 100㎚ 미만의 입자는 기계 강도를 높일 수 있으며, 또한 자기 특성을 악화시키지 않는 작용이 있다. 한편, Cu 단체의 입자 중, 그 입자경이 100㎚ 이상인 입자는 기계 강도는 높아지지만, 자기 특성을 악화시키는 작용이 있다.

이와 같이 작용하는 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자가 10㎛²당 5개 미만이면 기계 강도의 향상이 불충분하거나, 자기 특성의 악화를 초래하기도 한다. 따라서, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자는 10㎛²당 5개 이상으로 한다. 또한, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자는 많으면 많을수록 철손에 악영향을 미치지 않고 강도를 향상시킬 수 있기 때문에, 상한은 특별히 규정하지 않는다.

100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자는 10㎛²당 100개 이상인 것이 보다 바람직하다.

100㎚ 미만의 입자는, 예를 들어 투과형 전자 현미경(TEM)으로 관찰할 수 있다. 주사형 전자 현미경(SEM)에서는, 기종에 따라 다르지만, 100㎚ 미만의 입자는 관찰하기 어려워진다. TEM 관찰 시의 시료 조정은, 예를 들어 관찰 개소를 박막화하는 방법이나, 석출물을 유기막에 전사시키는 레플리카법을 이용한다. Cu 단체의 입자 관측은 레플리카법에서는 관찰이 어렵기 때문에, 박막화하는 시료 조정법이 바람직하게 이용된다.

본 실시 형태에 따른 Cu 단체의 입자의 직경은, 구체적으로는, TEM에 의해 10㎛² 이상의 범위를 관찰하고, 그 관찰 범위에서 개수를 카운트하여, 측정한 면적으로 평균화한다. TEM에 의한 관찰 범위는, 20㎛² 이상의 범위인 것이 보다 바람직하고, 30㎛² 이상의 범위인 것이 더욱 바람직하다. 입자의 성분은 TEM의 회절 패턴으로 대표적인 것을 동정한다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경은 70㎛ 내지 200㎛이다. 평균 결정 입경이 70㎛ 미만이면, 철손 W10/400이 높다. 여기서, 철손 W10/400은, 1.0T의 자속 밀도, 400㎐의 주파수에 있어서의 철손이다. 한편, 평균 결정 입경이 200㎛보다 크면, 철손 W10/400의 악화나, 가공 시에 균열을 유발한다.

본 실시 형태에서, 결정 입경은 결정립의 원 상당 직경을 의미한다.

평균 결정 입경은, 1개당 결정 입경을 의미한다. 예를 들어 EBSD의 측정을 행하고, 5㎟의 범위에서 관찰을 행하여, 관찰 시야의 평균 결정 입경을 프로그램 (예를 들어, OIMAnalysis)에 의해 구할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 두께에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 두께는, 예를 들어 0.10㎜ 이상 0.60㎜ 이하이다. 무방향성 전자 강판의 두께가 0.60㎜ 초과이면, 우수한 고주파 철손을 얻을 수 없다. 따라서, 무방향성 전자 강판의 두께는 0.60㎜ 이하로 한다.

무방향성 전자 강판의 두께가 0.10㎜ 미만이면, 안정성이 낮은 무방향성 전자 강판의 표면에 있어서의 자기 특성이, 안정성이 높은 내부에 있어서의 자기 특성보다도 지배적으로 된다. 또한, 무방향성 전자 강판의 두께가 0.10㎜ 미만이면, 마무리 어닐링의 어닐링 라인의 통판이 곤란해지거나, 일정 크기의 철심에 필요한 무방향성 전자 강판의 수가 증가하여, 공정수의 증가에 수반되는 생산성의 저하 및 제조 비용의 상승이 야기되기도 한다. 따라서, 무방향성 전자 강판의 두께는 0.10㎜ 이상으로 한다.

무방향성 전자 강판의 두께 하한값은 0.20㎜가 보다 바람직하다. 무방향성 전자 강판의 두께의 상한값은 0.50㎜가 보다 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 자기 특성 및 기계 특성에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 예를 들어 링 자기 측정에서의 자속 밀도 B50: 1.63T 이상이며, 또한, 철손 W10/400: 무방향성 전자 강판의 두께를 t(㎜)라 나타냈을 때 11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}]W/㎏ 이하로 표시되는 자기 특성을 나타낼 수 있다.

링 자기 측정에서는, 무방향성 전자 강판으로부터 채취한 링형의 시료, 예를 들어 외경이 5인치(12.70㎝), 내경이 4인치(10.16㎝)인 링형의 시료를 여자하고, 자속을 시료의 전체 둘레에 흘린다. 링 자기 측정에 의해 얻어지는 자기 특성은, 판면 내의 전체 방향의 구조를 반영한 것으로 된다.

또한, 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 강도(인장 강도 TS)가 590MPa 이상, 또한 전체 신율(EL)이 10％ 이상인 기계 특성을 얻을 수 있다.

여기서, 기계 특성은 JIS Z 2241에 기재된 방법으로 시험을 행할 수 있다. 사용하는 시험편은, 강판의 압연 방향으로 시험편의 평행부를 맞춘 JIS Z 2201에 기재된 JIS5호 시험편이다. 이하, 인장 시험했을 때의 인장 강도를 TS, 전체 신율을 EL이라고 기술하기도 한다.

계속해서, 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에 있어서의 화학 조성과, 자기 특성 및 기계 특성의 관계에 대하여 설명한다. 전술한 바와 같이 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 양호한 자기 특성을 얻기 위해서 {100} 결정 방위 강도를 2.4 이상으로 하고, 또한 강도와 신율을 양립시킬 필요가 있다. {100} 결정 방위 강도는 높으면 높을수록 바람직하기 때문에, 특별히 상한은 규정하지 않는다.

고강도의 무방향성 전자 강판을 얻기 위해서는, Cu 함유량을 1.0％ 초과로 할 필요가 있다. 또한, 철손을 적게 하기 위해서는, 결정립이 성장하기 쉬운 조건, 즉, 조대 석출물 생성 원소를 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하로 함유할 필요가 있다.

도 1에 도시한 바와 같이, {100} 결정 방위 강도가 2.9라는 조건에서, 상술한 조대 석출물 생성 원소인 Mg를 0.004％ 포함하는 경우(도 1의 그래프의 「◆」의 데이터)와, Mg를 포함하지 않는 경우(도 1의 그래프의 「◇」의 데이터)를 비교하면, Ni 함유량이 적으면, 조대 석출물 생성 원소인 Mg를 포함하는 경우, EL이 저하되어버린다는 사실을 알 수 있었다.

한편, 도 2에 도시한 바와 같이, Cu 함유량이 적은 경우에는, 그와 같은 경향은 보이지 않았다. 즉, Ni 함유량을 변화시킨 경우에도, 조대 석출물 생성 원소인 Mg의 유무, {100} 결정 방위 강도가 EL에 영향을 미치지 않는다.

이상의 결과로부터, Cu 함유량을 1.0％ 초과하여 포함하는 경우에는, 조대 석출물 생성 원소를 함유시키면, Cu 함유량과 Ni 함유량의 관계가 변화된다는 사실을 알 수 있다.

이상과 같이, 강도와 신율을 양립시키면서, 양호한 자기 특성을 얻기 위해서는, 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 조대 석출물 생성 원소를 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하, Cu를 1.0％ 초과 3.0％ 이하, Ni를 0.10％ 내지 3.0％, 또한 {100} 결정 방위 강도를 2.4 이상의 모든 조건을 충족시키는 것이 중요하다.

상술한 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 제조 방법으로서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 다음의 (1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법, (2) 박 슬래브 연속 주조법, (3) 윤활 열연법, 및 (4) 스트립 캐스팅법 등을 들 수 있다.

또한, 어느 방법에 있어서도, 슬래브 등의 개시 재료의 화학 조성에 대해서는, 상기 항목에 기재된 화학 조성이다. 이하에, 상기 무방향성 전자 강판의 제조 방법의 실시 형태를 예시한다.

(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법

우선, 제강 공정으로 슬래브를 제조한다. 슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하여, 열연 코일을 얻는다. 열연 조건은 특별히 제한되지 않는다.

일반적인 제조 방법, 즉 1000 내지 1200℃로 가열한 슬래브를 700 내지 900℃에서 마무리 열연을 완료시키고, 500 내지 700℃에서 권취하는 제조 방법이어도 된다.

다음으로, 열연 코일의 강판에 대해서, 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링에 의해, 재결정시키고, 결정립을 결정 입경 300 내지 500㎛까지 조대하게 성장시킨다.

열연판 어닐링은, 연속 어닐링이어도, 뱃치 어닐링이어도 된다. 비용의 관점에서, 열연판 어닐링은 연속 어닐링으로 실시하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링을 실시하기 위해서는, 고온 단시간에 결정립 성장시킬 필요가 있고, Si 등의 함유량을, 상술한 파라미터 Q의 값이 2.00 이상으로 되도록 조정함으로써, 고온에서 페라이트-오스테나이트 변태를 일으키지 않는 성분으로 할 수 있다.

다음으로, 강판에 대해서, 냉간 압연 전의 산세를 실시한다.

산세는, 강판 표면의 스케일을 제거하기 위해서 필요한 공정이다. 스케일 제거의 상황에 따라서, 산세 조건을 선택한다. 또한, 산세 대신에 그라인더로 스케일을 제거해도 된다. 또한, 수세를 추가로 실시해도 된다.

다음으로, 강판에 대해서, 냉간 압연을 실시한다.

여기서, Si 함유량이 높은 고급 무방향성 전자 강판에서는, 결정 입경을 너무 조대하게 하면 강판이 취화되어, 냉간 압연에서의 취성 파단 우려가 발생한다. 그 때문에, 냉간 압연 전의 강판의 평균 결정 입경을, 통상 200㎛ 이하로 제한한다. 한편, 본 제조 방법에서는, 냉간 압연 전의 평균 결정 입경을 300 내지 500㎛로 하고, 계속되는 냉간 압연을 압하율 90 내지 97％로 실시한다. 압하율(％)는, 「압하율=(1-(냉연 후 판 두께)/(냉연 전 판 두께))×100」으로 하여 계산할 수 있다.

또한, 냉간 압연 대신에 취성 파단 회피의 관점에서, 재료의 연성/취성 천이온도 이상의 온도에서, 온간 압연을 실시해도 된다.

그 후, 마무리 어닐링을 실시하면, ND//<100> 재결정립이 성장한다. 그것에 의해, {100}면 강도가 증가되어, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다.

다음으로, 강판에 대해서, 마무리 어닐링을 실시한다.

마무리 어닐링은, 원하는 자기 특성이 얻어지는 결정 입경을 얻기 위해서 조건을 정할 필요가 있지만, 통상의 무방향성 전자 강판의 마무리 어닐링 조건의 범위이면 된다.

마무리 어닐링은, 연속 어닐링이어도, 배치 어닐링이어도 된다. 비용의 관점에서, 마무리 어닐링은 연속 어닐링으로 실시하는 것이 바람직하다.

본 제조 방법에서는, 마무리 어닐링에 의해, 1차 재결정 및 결정립의 성장을 발생시켜, 평균 결정 입경을 70㎛ 내지 200㎛로 할 수 있다. 이 마무리 어닐링에 의해, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 {100} 결정이 발달한 집합 조직이 얻어진다. 마무리 어닐링에서는, 예를 들어 유지 온도를 900℃ 이상 1000℃ 이하로 하고, 유지 시간을 10초간 이상 60초간 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 제조 방법에서는, Cu의 석출 처리로서, 500 내지 700℃의 어닐링을 더 행해도 된다. 이 어닐링에서는, 어닐링 온도나, 어닐링 시간을 변화시킴으로써, 석출량이나 석출물의 직경을 변경할 수 있다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(2) 박 슬래브 연속 주조법

박 슬래브 연속 주조법에서는, 제강 공정으로 30 내지 60㎜ 두께의 슬래브를 제조하고, 열간 압연 공정의 조압연을 생략한다. 박 슬래브로 충분히 주상정을 발달시켜, 열간 압연으로 주상정을 가공하여 얻어지는 {100} <011> 방위를 열연판에 남기는 것이 바람직하다.

이 과정에서, {100}면이 강판면에 평행해지도록 주상정이 성장한다. 이 목적을 위해서는 연속 주조에서의 전자 교반을 실시하지 않는 쪽이 바람직하다. 또한, 응고 핵 생성을 촉진시키는 용강 중의 미세 개재물은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다.

그리고, 박 슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 마무리 압연하여 열연 코일을 얻는다.

그 후, 열연 코일의 강판에 대해서, 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지로, 열연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 마무리 어닐링 등을 실시한다. 단, 냉간 압연에 관해서는, 압하율은 80 내지 97％로 실시해도 된다.

(3) 윤활 열연법

우선, 제강 공정으로 슬래브를 제조한다. 슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하여, 열연 코일을 얻는다.

통상, 열간 압연은 무윤활로 실시하지만, 본 실시 형태에 따른 방법에서는, 적절한 윤활 조건에서 열간 압연한다. 적절한 윤활 조건에서 열간 압연을 실시하면, 강판 표층 근방에 도입되는 전단 변형이 저감된다. 그것에 의해, 통상 강판 중앙에서 발달하는 α파이버라고 불리는 RD//<011> 방위를 갖는 가공 조직을 강판 표층 근방까지 발달시킬 수 있다.

예를 들어, 일본 특허 공개 평10-036912호에 기재된 바와 같이, 열간 압연 시에 윤활제로서 열연 롤 냉각수에 0.5 내지 20％의 유지(油脂)를 혼입하고, 마무리 열연 롤과 강판의 평균 마찰 계수를 0.25 이하로 함으로써, α파이버를 발달시킬 수 있다. 열간 압연의 온도 조건은 특별히 지정하지 않아도 되며, 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지의 온도여도 된다.

그 후, 열연 코일의 강판에 대해서, 상기 「(2) 박 슬래브 연속 주조법」과 마찬가지로, 열연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 마무리 어닐링 등을 실시한다. 상술한 방법에 의해, 열연 코일의 강판에 α파이버를 강판 표층 근방까지 발달시키면, 그 후의 열연판 어닐링으로 {h11} <1/h 1 2> 방위 입자, 특히 {100} <012> 내지 {411} <148> 방위 입자가 재결정된다. 이 강판을 산세 후, 냉간 압연하고, 마무리 어닐링을 실시하면, {100} <012> 내지 {411} <148> 방위 입자가 재결정된다. 그것에 의해, {100}면 강도가 증가하고, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다.

(4) 스트립 캐스팅법

우선, 제강 공정에서, 스트립 캐스팅에 의해, 1 내지 3.5㎜ 두께의 열연 코일을 제조한다.

스트립 캐스팅에서는, 용강을, 수랭한 한 쌍의 롤 사이에서 급속하게 냉각시킴으로써, 직접 열연 코일 상당 두께의 강판을 얻을 수 있다. 그 때, 수랭 롤에 접촉되어 있는 강판 최표면과 용강의 온도 차를 충분히 높임으로써, 표면에서 응고된 결정립이 강판 수직 방향으로 성장하여, 주상정을 형성한다.

상기와 같은 스트립 캐스팅에 의해, 상기 화학 조성을 갖는 용강을, 이동 갱신되는 냉각체의 표면에서 급속 응고시킬 수 있다. 이에 의해, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻을 수 있다.

주상정의 비율이 80％ 이상임으로써, 마무리 어닐링에 의해 {100} 결정이 발달한 집합 조직을 얻을 수 있다. 본 제조 방법에서는, 주상정의 비율을 80％ 이상으로 하기 위해서, 예를 들어 이동 갱신되는 냉각체의 표면에 주입하는 용강의 온도를, 응고 온도보다도 25℃ 이상 높이는 조건을 채용해도 된다. 특히, 이동 갱신되는 냉각체의 표면에 주입하는 용강의 온도를 응고 온도보다도 40℃ 이상 높인 경우에는, 주상정의 비율을 거의 100％로 할 수 있기 때문에, 보다 바람직하다.

이와 같은 주상정의 비율이 80％ 이상으로 되는 조건에서 용강을 응고시킨 경우, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 또는 Cd의 황화물 혹은 산 황화물, 또는 이들의 양쪽이 용이하게 생성되어, MnS 등의 미세 황화물의 생성이 억제되기 때문에, 보다 바람직하다.

BCC 구조를 갖는 강에서는, 주상정은 {100}면이 강판면에 평행해지도록 성장한다. 주상정의 비율이 증가하면, {100}면 강도가 증가하여, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다. 그리고, {100}면 강도를 증가시키기 위해서는, 변태, 가공 또는 재결정으로, {100}면으로부터 가능한 한 변화시키지 않는 것이 중요하다. 구체적으로는, 페라이트 촉진 원소인 Si를 함유시키며, 또한 오스테나이트 촉진 원소인 Mn의 함유량을 제한함으로써, 고온에서의 오스테나이트 상 생성을 거치지 않고, 응고 직후부터 실온까지를 페라이트 단상으로 하는 것이 중요하다.

오스테나이트-페라이트 변태가 발생해도 일부 {100}면은 유지되지만, Si 등의 함유량을, 파라미터 Q의 값이 2.00 이상이 되도록 조정함으로써, 고온에서 페라이트-오스테나이트 변태를 일으키지 않는 성분으로 할 수 있다.

또한, 강대의 평균 결정 입경이 작을수록, 결정립의 수가 많아， 결정립계의 면적이 넓다. 마무리 어닐링의 재결정에서는, 결정립 내 및 결정립계로부터 결정이 성장한다.

결정립 내로부터 성장하는 결정은 자기 특성에 바람직한 {100} 결정인 데 비하여, 결정립계로부터 성장하는 결정은 {111} <112> 결정 등의 자기 특성에 바람직하지 않은 결정이다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경이 클수록, 마무리 어닐링으로 자기 특성에 바람직한 {100} 결정이 발달하기 쉽고, 특히 강대의 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 경우에, 우수한 자기 특성이 얻기 쉽다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경은 0.1㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 스트립 캐스팅에 의해 얻어진 열연 코일의 강판을 열간 압연하고, 그 후, 얻어진 열연판을 어닐링(열연판 어닐링)한다. 또한, 열간 압연은 실시하지 않고, 그대로 후속 공정을 실시해도 된다. 또한, 열연판 어닐링도 실시하지 않고, 그대로 후속 공정을 실시해도 된다.

여기서, 열간 압연으로 강판에 30％ 이상의 변형을 도입한 경우, 550℃ 이상의 온도에서 열연판 어닐링을 실시하면 변형 도입부로부터 재결정이 발생하여, 결정 방위가 변화되는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연으로 30％ 이상의 변형을 도입한 경우, 열연판 어닐링은 실시하지 않거나, 재결정하지 않은 온도에서 실시한다.

다음으로, 강판에 대해서, 산세 후 등을 실시한 후, 냉간 압연을 실시한다.

냉간 압연은, 본 제조 방법에 있어서 원하는 제품 두께를 얻기 위해서 필수적인 공정이다. 단, 냉간 압연의 압하율이 과대해지면, 제품에 있어서 바람직한 결정 방위를 얻지 못하게 된다. 그 때문에, 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 90％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 85％ 이하로 하며, 더욱 바람직하게는 80％ 이하로 한다. 냉간 압연의 압하율 하한은, 특별히 마련할 필요는 없지만, 냉간 압연전의 강판의 판 두께와 원하는 제품 두께로부터 압하율의 하한을 정한다.

또한, 본 제조 방법에 있어서, 냉간 압연의 압하율을 40％ 미만으로 하면, 무방향성 전자 강판의 두께의 정밀도 및 평탄도의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 바람직하게는 40％ 이상으로 한다.

또한, 적층 강판으로서 요구되는 표면 성상 및 평탄도를 얻지 못하는 경우에도, 냉간 압연이 필요해지기 때문에, 그 목적으로 최소의 압하율로 냉간 압연을 행해도 된다. 냉간 압연은, 리버스 밀로 실시해도 되고, 탠덤 밀로 실시해도 된다.

또한, 상술한 스트립 캐스팅 대신에 용강의 주조 및 열간 압연을 행하고, 열연 결정 조직의 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻어, 이것에 상술한 스트립 캐스팅과 마찬가지의 냉간 압연, 마무리 어닐링 등을 행해도 된다.

주상정의 비율을 80％ 이상으로 하기 위해서는, 예를 들어 응고 시의 주조편의 한쪽 표면과 다른 쪽 표면 사이의 온도 차를 40℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 온도 차는, 주형의 냉각 구조, 재질, 몰드 테이퍼, 몰드 플럭스 등에 의해 제어할 수 있다.

또한, 본 제조 방법에서는, 산세, 마무리 어닐링 등은, 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지로 하여 실시해도 된다.

상술한 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에 있어서, 주상정은, 무방향성 전자 강판의 자기 특성, 특히 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 바람직한 {100} <0vw> 집합 조직을 갖는다.

{100} <0vw> 집합 조직은, 판면에 평행한 면이 {100}면에서 압연 방향이 <0vw> 방위의 결정이 발달한 집합 조직이다(v 및 w는 임의의 실수이다(v 및 w가 모두 0인 경우를 제외함)).

주상정의 비율이 80％ 이상임으로써, 마무리 어닐링에 의해 {100} 결정이 발달한 집합 조직을 얻을 수 있기 때문에, 바람직하다. 주상정의 비율은 현미경 관찰로 특정할 수 있다.

이와 같은 주상정의 비율이 80％ 이상으로 되는 조건에서 용강을 주조한 경우, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 또는 Cd의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽이 용이하게 생성되고, MnS 등의 미세 황화물의 생성이 억제되기 때문에, 보다 바람직하다.

주상정율은, 예를 들어 이하의 수순으로 측정 가능하다.

우선, 강대 단면을 연마하고, 피크르산계의 부식액으로 단면을 에칭하여 응고 조직을 현출시킨다. 여기서, 강대 단면은, 강대 길이 방향에 평행한 L 단면이어도, 강대 길이 방향으로 수직인 C 단면이어도 되지만, L 단면으로 하는 것이 일반적이다.

이 단면에 있어서, 판 두께 방향으로 덴드라이트가 발달하고, 판 두께 전체 두께를 관통하고 있는 경우, 주상정율이 100％라고 판단된다. 또한, 이 단면에 있어서, 덴드라이트 이외에 입상의 검은 조직(등축립)이 보이는 경우에는, 강판의 전체 두께로부터 이 입상 조직의 두께를 뺀 값을 강판의 전체 두께로 나눈 값을, 강판의 주상정율로 한다.

또한, 상술한 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 예를 들어 슬래브를 제조하는 공정과, 이 슬래브를 조압연하는 공정과, 조압연을 행한 강판을 마무리 압연하여 열연 코일을 얻는 공정과, 이 열연 코일에 대해서 열연판 어닐링을 행하는 공정과, 열연판 어닐링된 강판에 냉간 압연 또는 온간 압연을 행하는 공정과, 냉간 압연 또는 온간 압연된 강판에 마무리 어닐링을 행하는 공정을 포함하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 의해 제조되어도 된다.

상기 열연 코일을 얻는 공정에서는, 조압연을 생략해도 되고, 스트립 캐스팅에 의해 열연 코일을 얻어도 된다. 열연 코일에 상기 윤활제를 사용한 윤활 열연을 행해도 된다. 또한, 이 제조 방법은, 열연 어닐링된 강판의 스케일을 제거하는 공정을 더 포함해도 된다.

또한, 상술한 각 제조 방법에 있어서, 조대 석출물 생성 원소는, 제강 공정에서의 주조 전의 마지막 레이들의 바닥에 투입해 두고, 당해 레이들에 조대 석출물 생성 원소 이외의 원소를 포함한 용강을 주입하고, 용강 중에 조대 석출물 생성 원소를 용해시키는 것이 바람직하다. 이에 의해, 조대 석출물 생성 원소를 용강으로부터 비산하기 어렵게 할 수 있으며, 또한, 조대 석출물 생성 원소와 S의 반응을 촉진할 수 있다.

제강 공정에서의 주조 전의 마지막 냄비는, 예를 들어 연속 주조기의 턴디쉬 바로 위의 냄비이다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에 대하여, 실시예를 나타내면서 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 어디까지나 일례에 불과하며, 본 발명에 따른 무방향성 전자 강판이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

(제1 시험)

제1 시험에서는, 이하의 방법으로 무방향성 전자 강판을 제작하였다.

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다. 이어서, 상기 슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여, 6.5㎜ 두께와 2.0㎜ 두께의 열연판을 각각 제작하였다.

슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 행하였다.

얻어진 열연판을 1050℃에서 30분 어닐링 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 각각, 0.65㎜ 및 0.20㎜의 두께가 되도록 상기 열연판을 냉간 압연하였다. 냉연에서의 압하율은, 어느 열연판에서도 90％로 하였다. 마무리 어닐링에서는, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열(均熱) 후에 공랭하였다.

표 1 내지 표 20 중의 「---」는, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었음을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다.

또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다. 또한, 시료 No. 12는 Cu의 석출 처리를 생략하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자의 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 2에 나타낸다.

각 시료에 대하여, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성 및 기계 특성을 측정하였다. 이 측정에는, 외경이 5인치, 내경이 4인치의 링 시험편을 사용하였다. 즉, 링 자기 측정을 행하였다. 이 결과를 표 2에 나타낸다.

철손 W10/400은, 식 2로 표시되는 평가 기준 W0(W/㎏) 이하이면, 우수한 값임을 나타낸다. 즉, 두께가 0.20㎜인 경우에는 11.0(W/㎏) 이하, 두께가 0.65㎜인 경우에는 46.7(W/㎏) 이하에서 우수하다고 평가하였다. 또한, 자속 밀도 B50은, 1.63T 이상에서 우수하다고 평가하였다.

W0=11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}] (식 2)

기계 특성에 관해서는, HEV용 모터에 사용되는 무방향성 전자 강판은, 1만rpm 가까이의 초고속 회전에 견딜 수 있을 필요가 있기 때문에, TS≥590MPa, EL≥10％를 양호한 기준으로 하였다.

표 1 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 1 내지 No. 10, No. 14 내지 No. 16, No. 19 및 No. 32 내지 No. 44에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 11에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 12에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 13에서는, Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 17에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 18에서는, 규정량의 Al을 포함하지 않고, 파라미터 Q가 2.00 미만이기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 20에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 21에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 22에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 23에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 24에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 25에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 26에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 27에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 28에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 29에서는, Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 30에서는, Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 31에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제2 시험)

제2 시험에서는, 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 이후의 공정에서는, 제1 시험과 마찬가지의 방법으로 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 단, 열연 판 두께는 2.0㎜, 냉연 판 두께는 0.20㎜로 한정하였다. 제조 조건을 다양하게 변경하고, {100} 결정 방위 강도 I가 서로 다른 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 4에 나타낸다.

또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도 B50, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 4에 나타낸다.

표 3 및 표 4에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 203 내지 No. 208 및 No. 265 내지 No. 270에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 201 및 No. 202에서는, Ni 함유량이 너무 적었기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 209에서는, Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 210 내지 No. 218에서는, {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 219 내지 No. 227에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되었다.

시료 No. 228 내지 No. 236에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 237 내지 No. 245에서는, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 246 내지 No. 254에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않고, 또한 Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 철손 W10/400이 열화되어, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 255에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 256에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 257에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 258에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 259에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 260에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 261에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 262에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 263에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 264에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제3 시험)

표 5에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다.

다음으로, 상기 슬래브에 대해서, 열간 압연을 실시하고, 6.5㎜ 두께와 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 그 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.20㎜, 또는 0.65㎜의 두께가 되도록 냉간 압연하였다. 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다.

또한, 시료 No. 312는 Cu의 석출 처리를 생략하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자의 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 6에 나타낸다. 또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 6에 나타낸다.

표 5 및 표 6에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 301 내지 No. 310, No. 314 내지 No. 316, No. 319 및 No. 332 내지 No. 344에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 311에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 312에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 313에서는, Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 317에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 318에서는, 규정량의 Al을 포함하지 않고, 파라미터 Q가 2.00 미만이기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 320에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 321에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 322에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 323에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 324에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 325에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 326에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 327에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 328에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 329에서는, Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 330에서는, Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 331에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제4 시험)

제4 시험에서는, 표 7에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다.

다음으로, 상기 슬래브에 대해서, 열간 압연을 실시하고 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 그 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.20㎜로 냉간 압연하였다.

제조 조건을 다양하게 변경하고, {100} 결정 방위 강도 I가 서로 다른 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 8에 나타낸다.

또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 8에 나타낸다.

표 7 및 표 8에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 403 내지 No. 408 및 No. 465 내지 No. 470에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 401 및 No. 402에서는, Ni 함유량이 너무 적었기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 409에서는, Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 410 내지 No. 418에서는, {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 419 내지 No. 427에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되었다.

시료 No. 428 내지 No. 436에서는, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 437 내지 No. 445에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 446 내지 No. 454에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않고, 또한 Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 철손 W10/400이 열화되어, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 455에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 456에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 457에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 458에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 459에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 460에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 461에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 462에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 463에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 464에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제5 시험)

표 9에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다. 이어서, 상기 슬래브에 대해서, 열간 압연을 실시하고 6.5㎜ 두께와 2.0㎜ 두께의 열연판을 각각 제작하였다.

슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 그리고, 열연 시에는 그 냉각수에 10％의 유지를 첨가하고, 윤활 압연을 실시하였다. 그 열연판을 950℃에서 1분 어닐링 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다.

그 후, 0.65㎜ 및 0.20㎜로 각각 냉간 압연하였다. 냉연 압하율은 어느 열연판에서도 90％로 하였다. 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다.

또한, 시료 No. 512는 Cu의 석출 처리를 생략하였다.

그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 10에 나타낸다. 또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 10에 나타낸다.

표 9 및 표 10에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 501 내지 No. 510, No. 514 내지 No. 516, No. 519 및 No. 532 내지 No. 544에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 511에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 512에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 513에서는, Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 517에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 518에서는, 규정량의 Al을 포함하지 않고, 파라미터 Q가 2.00 미만이기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 520에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 521에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 522에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 523에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 524에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 525에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 526에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 527에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 528에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 529에서는, Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 530에서는, Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 531에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제6 시험)

제6 시험에서는, 표 11에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다. 이어서, 상기 슬래브에 대해서, 열간 압연을 실시하고 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 행하였다.

그리고, 열연 시에는 그 냉각수에 10％의 유지를 첨가하고, 윤활 압연을 실시하였다. 그 열연판을 950℃에서 1분 어닐링 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다.

그 후, 0.20㎜로 냉간 압연하였다. 이때의 냉연 압하율은 어느 열연판에서도 90％로 하였다. 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다.

이때, 제조 조건을 다양하게 변경하고, {100} 결정 방위 강도 I가 서로 다른 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 12에 나타낸다.

또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 12에 나타낸다.

표 11 및 표 12에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 603 내지 No. 608 및 No. 665 내지 No. 670에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 601 및 No. 602에서는, Ni 함유량이 너무 적었기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 609에서는, Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 610 내지 No. 618에서는, {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 619 내지 No. 627에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되었다.

시료 No. 628 내지 No. 636에서는, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 637 내지 No. 645에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 646 내지 No. 654에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않고, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되어, 인장 강도 TS 및 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 655에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 656에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 657에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 658에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 659에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 660에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 661에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 662에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 663에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 664에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제7 시험)

하기 표 13에 나타내는 화학 조성을 갖는 1.0㎜ 두께와 3.25㎜ 두께의 열연 코일을 각각 준비하였다. 이 열연 코일은 한 쌍의 롤의 사이에 용강을 흘리고, 응고시켜 제작하고, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻었다. 이어서, 상기 열연 코일에 대해서, 산세로 표층 스케일을 제거하였다.

그 후, 0.20㎜와 0.65㎜로 냉간 압연하였다. 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다. 또한, 시료 No. 712는 Cu의 석출 처리를 생략하였다.

그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 14에 나타낸다. 또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 14에 나타낸다.

표 13 및 표 14에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 701 내지 No. 710, No. 714 내지 No. 716, No. 719 및 No. 732 내지 No. 744에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 711에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 712에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 713에서는, Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 717에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 718에서는, 규정량의 Al을 포함하지 않고, 파라미터 Q가 2.00 미만이기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 720에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 721에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 722에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 723에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 724에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 725에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 726에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 727에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 728에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 729에서는, Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 730에서는, Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 731에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제8 시험)

제8 시험에서는, 표 15에 나타내는 화학 조성을 갖는 1.0㎜ 두께의 열연 코일을 준비하였다. 이 열연 코일은 한 쌍의 롤의 사이에 용강을 흘리고, 응고시켜, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻었다. 이어서, 상기 열연 코일에 대해서, 산세로 표층 스케일을 제거하였다.

그 후, 0.20㎜로 냉간 압연하였다. 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다.

이때, 제조 조건을 다양하게 변경하고, {100} 결정 방위 강도 I가 서로 다른 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, 100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 16에 나타낸다.

또한, 제1 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 16에 나타낸다.

표 15 및 표 16에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 803 내지 No. 808 및 No. 865 내지 No. 870에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 801 및 No. 802에서는, Ni 함유량이 너무 적었기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 809에서는, Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 810 내지 No. 818에서는, {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 819 내지 No. 827에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되었다.

시료 No. 828 내지 No. 836에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 837 내지 No. 845에서는, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 846 내지 No. 854에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않고, Cu 함유량이 너무 적어, 철손 W10/400이 열화되어, 인장 강도 TS가 부족하였다.

시료 No. 855에서는, Si 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 856에서는, Si 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 857에서는, Mn 함유량이 적기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 858에서는, Mn 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 859에서는, Al 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 860에서는, P 함유량이 적기 때문에, 인장 강도(TS)가 낮아, 자속 밀도 B50이 떨어지는 결과로 되었다.

시료 No. 861에서는, P 함유량이 많기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 862에서는, S 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 863에서는, Mg 함유량이 많기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 864에서는, 평균 결정 입경이 크기 때문에, 인장 강도(TS) 및 전체 신율 EL이 낮고, 철손 W10/400이 높았다.

(제9 시험)

제9 시험에서는, 표 17에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻었다.

다음으로, 강대의 냉간 압연, 마무리 어닐링 및 Cu의 석출 처리를 행하여 두께 0.20㎜와 0.65㎜의 다양한 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 또한, 냉간 압연은 냉연 온도 50℃, 냉연 압하율 80％로 행하고, 마무리 어닐링은, 승온 속도 20℃/초로 강대를 가열하고, 1000℃에 도달 후, 15초 균열 후에 공랭하였다. 또한, Cu의 석출 처리로서, 600℃로 강판을 가열하고, 1분 균열 후에 공랭하였다. 또한, 시료 No. 912는 Cu의 석출 처리를 생략하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, Cu 단체가 100㎚ 미만인 입자의 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 18에 나타낸다.

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성 및 기계 특성을 측정하였다. 이 측정에는, 외경이 5인치, 내경이 4인치의 링 시험편을 사용하였다. 즉, 링 자기측정을 행하였다. 이 결과를 표 18에 나타낸다. 철손 W10/400은, 식 2로 표시되는 평가 기준 W0(W/㎏) 이하이면 우수한 값임을 나타낸다. 즉, 두께가 0.20㎜인 경우에는 11.0(W/㎏) 이하, 두께가 0.65㎜인 경우에는 46.7(W/㎏) 이하로 우수하다고 평가하였다. 또한, 자속 밀도 B50은, 1.63T 이상으로 우수하다고 평가하였다.

W0=11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}] (식 2)

여기서, 기계 특성은 JIS에 기재된 방법으로 시험을 하였다. 사용한 시험편은, 강판의 압연 방향으로 시험편의 평행부를 맞춘 JIS5호 시험편이다.

특히 HEV용 모터에 사용되는 무방향성 전자 강판은, 1만rpm 가까이의 초고속 회전에 견딜 수 있도록 하기 위해서, TS≥590MPa, EL≥10％를 양호한 기준으로 하였다.

표 17 및 표 18에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 901 내지 No. 910, No. 914 내지 No. 916에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 911에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

시료 No. 912에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 913에서는, Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 시험 중에 파단이 발생해버렸다.

시료 No. 917에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 철손 W10/400이 높았다.

(제10 시험)

제10 시험에서는, 표 19에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한, 평균 결정 입경이 0.1㎜ 이상인 강대를 얻었다. 또한, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이어서, 강대의 냉간 압연, 마무리 어닐링 및 Cu의 석출 처리를 행하여 두께 0.20㎜의 다양한 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 이때, 제조 조건을 다양하게 변경하고, {100} 결정 방위 강도 I가 서로 다른 무방향성 전자 강판을 제작하였다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의, Cu 단체가 100㎚ 미만인 입자의 10㎛²당 개수, {100} 결정 방위 강도 I, 및 평균 결정 입경 r을 측정하였다. 이 결과를 표 20에 나타낸다.

또한, 제9 시험과 마찬가지의 수순에 의해, 철손 W10/400, 자속 밀도 B50, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(EL)도 측정하였다. 이 결과를 표 20에 나타낸다.

표 19 및 표 20에 나타낸 바와 같이, 시료 No. 923 내지 No. 928에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있으며, 또한 기타 조건이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 자기 특성 및 기계 특성에 있어서 양호한 결과가 얻어졌다.

시료 No. 921 및 No. 922에서는, Ni 함유량이 너무 적었기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 929에서는, Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 전체 신율(EL)이 부족하였다.

시료 No. 930 내지 No. 938에서는, {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 939 내지 No. 947에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않았기 때문에, 철손 W10/400이 열화되었다.

시료 No. 948 내지 No. 956에서는, Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

시료 No. 957 내지 No. 965에서는, Cu 함유량이 너무 적고, 또한 {100} 결정 방위 강도 I가 너무 낮았기 때문에, 인장 강도(TS)와 자속 밀도 B50이 부족하였다.

시료 No. 966 내지 No. 974에서는, 조대 석출물 생성 원소를 거의 함유하지 않고, 또한 Cu 함유량이 너무 적었기 때문에, 철손 W10/400이 열화되어, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

본 발명에 따르면, 자기 특성이 우수하며, 또한 강도 및 신율이 모두 우수한 무방향성 전자 강판을 제공할 수 있다. 그 때문에, 본 발명은 산업상의 이용 가치가 높다.

Claims

질량％로,
C: 0.0030％ 이하,
Si: 2.00％ 내지 4.00％,
Al: 0.01％ 내지 3.00％,
Mn: 0.10％ 내지 2.00％,
P: 0.005％ 내지 0.200％,
S: 0.0030％ 이하,
Cu: 1.0％ 초과 3.0％ 이하,
Ni: 0.10％ 내지 3.0％,
Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계로 0.0005％ 초과 0.0100％ 이하,
Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라 했을 때 식 1로 표시되는 파라미터 Q: 2.00 이상,
Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
Cr: 0.0％ 내지 10.0％, 또한
잔부: Fe 및 불순물,
로 표시되는 화학 조성을 갖고,
100㎚ 미만의 직경을 갖는 Cu 단체의 입자가 10㎛²당 5개 이상이며,
{100} 결정 방위 강도가 2.4 이상이며,
두께가 0.10㎜ 내지 0.60㎜이며,
평균 결정 입경이 70㎛ 내지 200㎛인 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.
Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (식 1)
제1항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Sn: 0.02％ 내지 0.40％
가 충족되는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Cr: 0.2％ 내지 10.0％
가 충족되는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.