KR20090014383A

KR20090014383A - 고강도 전자기 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090014383A
Application number: KR1020087030461A
Authority: KR
Inventors: 히데꾸니 무라까미
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2006-06-16
Filing date: 2006-06-16
Publication date: 2009-02-10
Also published as: CN101466851B; EP2031079A1; WO2007144964A1; JPWO2007144964A1; CN101466851A; EP2031079A4; EP2031079B1; KR101177161B1; US20100158744A1

Abstract

본 발명은 항장력이 500 ㎫ 이상의 고강도이고, 내마모성, 자속 밀도 및 철손이 우수한 자기 특성을 겸비한 고강도 전자기 강판을 제조하는 것을 목적으로 하는 것으로, 질량 ％로, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.2 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.020 ％ 이하, 또는 Cu : 0.001 내지 30.0 ％, Nb : 0.03 내지 8.0 ％의 1종 이상을 더 함유하고, 강판 내부에 가공 조직이 잔존하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 판의 평균 결정립경 D (㎛)를, D ≥ 20 ㎛로 조대화하고, 바람직한 제법으로서 최종 가공 공정에 있어서 왜곡을 부여한 후, 가공 조직이 소실하는 열처리를 실시하지 않는 고강도 전자기 강판의 제조 방법 및 그 방법에 의해 얻어진 전자기 강판.

고강도 전자기 강판, 항장력, 철손, 가공 조직, 열처리

Description

고강도 전자기 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 고강도 전자기 강판, 특히 고강도 무방향성 전자기 강판에 관한 것으로, 고속 회전기용의 저철손, 또한 고자속 밀도이고 강도가 높은 자성 재료 및 전자기 개폐기용의 내마모성이 우수한 자성 재료와 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 로터(회전자)용 재료에는 적층된 전자기 강판이 사용되어 왔으나, 최근 고속 회전이나 로터 직경의 대형화가 요구되는 용도에서는, 로터에 가해지는 원심력이 전자기 강판의 강도를 상회할 가능성이 나왔다. 또한 로터에 자석을 조립하는 구조의 모터도 많아지고 있고, 회전수는 그다지 높지 않아도 로터의 회전 중에 로터 재료 자신에 가해지는 하중은 큰 것으로 되어 있고, 피로 강도의 면에서도 재료의 강도가 문제로 되는 일이 많아지고 있다.

또한, 전자기 개폐기는 그 용도상, 사용함에 따라서 접촉면이 마모되기 때문에, 전자기 특성뿐만 아니라 내마모성이 우수한 자성 재료가 요구된다.

이와 같은 요구에 대응하여, 최근에는 강도가 높은 무방향성 전자기 강판에 대해 검토되고, 몇 가지 제안되고 있다. 예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평1-162748호 공보나 일본 특허 출원 공개 소61-84360호 공보에서는, Si 함유량을 높이 고, 또한 Mn, Ni, Mo, Cr 등의 고용체 강화 성분의 1종 또는 2종 이상을 함유시킨 슬래브를 소재로 하는 것이 제안되고 있으나, 압연시에 판 파단의 발생이 빈발할 우려가 있어, 생산성의 저하, 수율의 저하를 초래하는 등 개선의 여지가 있고, 게다가 Ni나 Mo, Cr을 다량으로 함유하고 있기 때문에 매우 고가인 재료로 된다. 일본 특허 출원 공개 제2005-113185호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2006-070348호 공보에는, 가공 조직을 잔존시켜 강도를 얻는 무방향성 전자기 강판이, 또한 일본 특허 출원 공개 제2006-009048호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2006-070296호 공보에는, 그것에 부가하여 Nb 등을 고용시킴으로써 재결정을 억제시킨 무방향성 전자기 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이들은 가공 조직 형성 전의 결정립경에 대해 특별히 주의를 기울이고 있지 않기 때문에, 안정된 철손이 얻어지지 않는 문제가 있다.

또한, Cu를 다량으로 함유시킨 전자기 강판에 관한 기술이 일본 특허 출원 공개 제2004-84053호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2004-99926호 공보에서 개시하고 있으나, 강 중에 석출한 Cu상이 원인으로 되어, 맴돌이 손실의 저감은 충분하다고는 할 수 없고, 고주파 특성이 문제로 되는 용도로의 적용에는 개선의 여지가 있었다.

상술한 바와 같이, 고강도의 전자기 강판에 대해 많은 제안이 이루어지고 있으나, 필요한 자기 특성을 확보하면서, 통상의 전자기 강판 제조 설비를 사용하여, 공업적으로 안정적으로 제조할 때까지 이르고 있지 않다는 것이 실정이다. 본 발명자는 먼저 강판 중에 가공 조직을 잔존시킨 고강도 전자기 강판에 대해 일본 특허 출원 제2003-347084호에서 특허 출원을 행했다.

이 기술은 결정 조직 중에 가공 조직을 잔존시켜도, 자기 특성은 그다지 열화하는 것은 아니고, 강도의 상승 효과를 고려하면, 종래 고용 원소나 석출물로 강화한 재료만 못한 것은 아닐 뿐만 아니라, 생산성이나 자기 특성, 특히 자속 밀도의 판 면내 이방성을 고려하면, 매우 유용한 기술인 것을 기초로 하여 이루어진 것이다. 그러나, 가공 조직을 갖는 전자기 강판에 대해서는, 자기 특성과 기계적 특성의 균형을 어떻게 하여 향상시킬지에 관해, 명확한 야금학은 확립되어 있지 않고, 이 점에서 이 기술이 최적이라는 확증은 얻어지고 있지 않다.

본 발명자는 이 점을 해명하기 위해, 특히 압연 전의 조직의 영향에 관해 상세한 실험을 행하고, 가공 조직을 갖는 전자기 강판에 있어서, 자기 특성과 기계적 특성의 양립을 도모하는 데 최적인 영역이 있는 것을 지견하고, 또한 생산성, 특히 강대의 통판성도 고려하여, 공업적으로 최적인 범위를 설정하는 것에 성공했다.

본 발명은 항장력(TS)이 예를 들어 500 ㎫ 이상의 고강도이고, 내마모성을 갖는 동시에, 특히 고속으로 회전하는 모터 등 높은 주파수의 자장하에서 사용될 때에, 자속 밀도(B50)나 철손 등 우수한 자기 특성을 겸비한 고강도 무방향성 전자기 강판을, 예를 들어 냉간 압연성이나 어닐링 작업성 등 통상의 전자기 강판으로 바뀌지 않고, 안정적으로 온라인으로 제조하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이고, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량 ％로, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.2 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.040 ％ 이하를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 내부에 가공 조직이 잔존하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d를 20 ㎛ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(2) 질량 ％로, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.2 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.040 ％ 이하를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 내부에 가공 조직이 잔존하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d (㎛)를,

d ≥ (220 － 50 × Si ％－ 50 × Al ％)

로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(3) 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d (㎛)를,

d ≤ (400 － 50 × Si ％), 또한

d ≤ (820 － 200 × Si ％)

로 하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(4) 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 강판의 재결정률을 50 ％ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(5) 강 성분이 질량 ％로, 또한 Cu : 0.001 내지 30.0 ％, Nb : 0.03 내지 8.0 ％의 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(6) 강 성분이 질량％로, 또한 Ti : 1.0 ％ 이하, V : 1.0 ％ 이하, Zr : 1.0 ％ 이하, B : 0.010 ％ 이하, Ni : 15.0 ％ 이하, Cr : 15.0 ％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(7) 강 성분이 질량 ％로, 또한 Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, La, Co의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(8) 상기 강판 내부에 존재하는 가공 조직이, 단면 관찰에 있어서의 면적률로 1 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(9) 상기 강판 내부의 가공 조직에 있어서의 평균 전위 밀도가 1 × 10¹³/㎡ 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(10) 실온으로부터 1150 ℃의 온도 영역에 있어서 페라이트 단상이거나, 또는 질량 ％로,

980 － 400 × C ＋ 50 × Si － 30 × Mn ＋ 400 × P ＋ 100 × Al － 20 × Cu － 15 × Ni － 10 × Cr ＞ 900

을 만족하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고강도 전자기 강판.

(11) 450℃ 30분의 열처리에 의해 인장 강도가 100 ㎫ 이상 상승하는 것을 특징으로 하는 상기 (10)에 기재된 자기 특성의 현저하게 우수한 고강도 전자기 강판.

(12) 상기 (11)에 기재된 강판을 제조하는 과정에 있어서, 냉연 이후의 최종 열처리를, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지하고, 또한 이 열처리에 있어서의 최고 도달 온도에 있어서도 강재 내에 오스테나이트상이 생성되지 않는 열처리로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(13) 상기 (10)에 기재된 강판을 제조하는 과정에 있어서, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지한 후의 냉각 공정을, 40 ℃/초 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각하는 것으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

(14) 상기 냉각 공정에 있어서, 700 내지 400 ℃의 체재 시간을 5초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 (10)에 기재된 고강도 전자기 강판의 제조 방법.

도1은 가공 전 입경에 의존하는 강도-철손 균형을 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해 다양하게 실험하고 검토를 거듭해 왔다. 즉 본 발명은, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.5 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.040 ％ 이하를 함유하는 강판이며, 또한 필요에 따라서, Cu : 0.001 내지 30.0 ％, 또는 Nb : 0.05 내지 8.0 ％의 어느 1종 이상을 함유한 강재에 있어서, (1) 강판 조직에 가공 조직을 존재시켜 전위 강화에 의해 고강도화를 도모하고, (2) 최종적으로 강판 내에 잔존하는 가공 조직을 형성하기 직전의 결정 조직을 조대화시키고, (3) 상기한 결정 조직을 Si 양과의 관점에서 제한함으로써 통판성을 향상시키고, 특히 더 전자기 강판 내에 가공 조직을 잔존ㆍ생성시킨 강판에 있어서, 작업성 등의 트러블을 일으키지 않고 고생산성으로 강도-자기 특성의 균형을 향상시킬 수 있는 것이다.

[성분 조성]

우선, 본 발명에 의한 고강도 전자기 강판의 성분 조성에 대해 설명한다.

C는 자기 특성을 열화시키므로 0.060 ％ 이하로 한다. 한편, 집합 조직 개선에 유효하게 작용하고, 자성에 있어서 바람직하지 않은 {111} 방위의 발달을 억제하고, 바람직한 {110}나 {100}, {114} 등의 방위의 발달을 촉진하는 효과도 있다. 또한, 고강도화, 특히 항복 응력의 상승이나 온간 강도, 크리프 강도의 향상, 온간에서의 피로 특성을 향상시키는 관점에서, 또한 Nb 함유 강의 경우에는 NbC에 의해 재결정을 지연시키는 효과도 갖기 때문에, 바람직하게는 0.0031 내지 0.0301 ％, 더 바람직하게는 0.0051 내지 0.0221 ％, 더 바람직하게는 0.0071 내지 0.0181 ％, 더 바람직하게는 0.0081 내지 0.0151 ％이다.

C에 의한 상술한 바와 같은 효과가 특히 중요시되지 않는 경우에는, 혹은 특히 자기 시효에 대한 요구가 매우 엄격한 경우에는, 슬래브의 단계까지는 탈산 효율의 관점에서 보다 높은 C를 함유시켜 두고, 코일로 한 후의 탈탄 어닐링에 의해 C를 줄이는 것도 가능하다. 함유량을 0.010 ％ 정도 이하까지 저감한 경우에는 제조 비용의 관점에서는 용강 단계에서 탈가스 설비에 의해 C 양을 저감해 두는 것이 유리하다. 특히 0.0020 ％ 이하로 하면 철손 저감의 효과가 현저하고, 고강도화를 위해 탄화물 등의 비금속 석출물을 필수로 하지 않는 본 발명 강에 있어서는 0.0015 ％ 이하로 해도 고강도화가 가능하고, 또한 0.0010 ％ 이하로 해도 충분한 고강도화가 가능하다.

Si는 강의 고유 저항을 높여 와전류를 줄이고, 철손을 저하시키는 동시에, 항장력을 높이나, 첨가량이 0.2 ％ 미만에서는 그 효과가 작다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상, 더 바람직하게는 1.5 ％ 이상, 더 바람직하게는 2.0 ％ 이상, 더 바람직하게는 2.5 ％ 이상으로 한다. 일반적으로 고주파 자장하에서 사용되는 경우에는 와전류에 의한 손실이 커지나, 가공 조직을 함유하는 본 발명 강에 있어서도 특히 이 와전류 손실을 억제하기 때문에, Si 함유량을 높이는 것이 유효하다. 단 6.5 ％를 초과하면 강을 현저하게 취화시키고, 또한 제품의 자속 밀도를 저하시키기 때문에 6.5 ％ 이하, 바람직하게는 4.0 ％ 이하로 한다. 최적인 Si 양 범위는, 후술한 바와 같이, 본 발명의 중요한 요인인, 최종적으로 강판 내에 잔존하는 가공 조 직을 형성하기 직전의 결정 조직도 고려하여 결정되는 것이다. 이 결정 조직에도 의존하나, 취화의 우려를 작게 하기 위해서는 3.7 ％ 이하가 바람직하고, 3.2 ％ 이하이면 다른 원소량과의 균형도 있으나 취화에 관해서는 거의 고려할 필요가 없어진다. 또한, 2.0 ％ 미만, 1.5 ％ 미만, 1.0 ％ 미만으로 하는 것도 가능하다.

또한, 후술하는 고용 Cu를 이용하는 경우에는, Si는 고온에서의 오스테나이트상 생성을 억제하고, 고온에서도 페라이트상을 안정적으로 하고, 고용 Cu에 의한 맴돌이 손실 저감 효과를 현저하게 하는데 유효하나, 첨가량이 1.5 ％ 미만에서는 그 효과가 작다. 특히, 저Si 강에 있어서는, 고용 Cu에 의한 맴돌이 손실의 저감 효과가 약해지는 경향이 있기 때문에, 바람직하게는 2.1 ％ 이상, 더 바람직하게는 2.6 ％ 이상 Si를 함유한다.

Mn은 강의 강도를 높이기 위해 적극적으로 첨가해도 좋으나, 고강도화의 주된 수단으로서 가공 조직을 활용하는 본 발명 강에서는 이 목적을 위해서는 특별히 필요로 하지 않는다. 고유 저항을 높이거나 또는 황화물을 조대화시켜 결정립 성장을 촉진함으로써 와전류 손실을 저감시킴으로써 철손을 저감시키는 목적에서 첨가하나, 과잉의 첨가는 자속 밀도를 저하시킬 뿐만 아니라, 고온에서의 오스테나이트상의 생성을 조장하므로, 0.05 내지 3.0 ％로 한다. 바람직하게는 0.5 ％ 내지 2.5 ％, 바람직하게는 0.5 ％ 내지 2.0 ％, 더 바람직하게는 0.8 ％ 내지 1.2 ％이다.

P는 항장력을 높이는 효과의 현저한 원소이며, 고온에서의 페라이트상 안정화에 기여하나, 상기한 Mn과 마찬가지로, 본 발명 강에서는 굳이 첨가할 필요는 없 다. 0.3 ％를 초과하면 취화가 심하고, 공업적 규모에서의 열연, 냉연 등의 처리가 곤란해지기 때문에, 상한을 0.30 ％로 한다. 바람직하게는 0.20 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.

S는 본 발명 강에서 필요에 따라서 첨가하는 Cu와 결합하기 쉽고, Cu 첨가의 목적으로서 중요하게 되는 Cu를 주체로 하는 금속상(金屬相)의 형성 거동에 영향을 미치고, 강화 효율을 저하시키는 경우가 있으므로 다량으로 함유시키는 경우에는 주의가 필요하다. 또한 열처리 조건에 따라서는 미세한 Cu 황화물을 적극적으로 형성시키고, 고강도화를 촉진시키는 것도 가능하다. 생성된 황화물은 자기 특성, 특히 철손을 열화시키는 경우가 있다. 특히 철손의 관리값이 엄격한 경우, S의 함유량은 낮은 것이 바람직하고, 0.040 ％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.020 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. Se도 S와 거의 마찬가지의 효과가 있다.

Al은 통상, 탈산제로서 첨가되나, Al의 첨가를 억제하고 Si에 의해 탈산을 도모하는 것도 가능하다. Al 양이 0.005 ％ 정도 이하인 Si 탈산 강에서는 AlN이 생성되지 않기 때문에, 철손을 저감하는 효과도 있다. 반대로 적극적으로 첨가하여 AlN의 조대화를 촉진하는 동시에 고유 저항 증가에 의해 철손을 저감시킬 수도 있으나, 2.50 ％를 초과하면 취화가 문제가 되기 때문에, 2.50 ％ 이하로 하고, 2.0 ％ 미만, 1.8 ％ 미만도 가능하게 한다.

또한, 고용 Cu를 강화 원소로서 이용하는 경우에는, 이들 탈산, 질화물 형성의 관점보다도, 고용 Al로서, 고온에서의 페라이트상 안정화 및 전기 저항 증대에 의한 맴돌이 손실 억제를 위해 적극적으로 첨가한다. 또한, 고용 Cu에 의한 맴돌이 손실의 현저한 저감 효과를 촉진하는 효과도 갖고 있고, Si와 마찬가지로, 적극적으로 첨가하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.3 ％ 이상, 더 바람직하게는 0.6 ％ 이상, 더 바람직하게는 1.1 ％ 이상, 더 바람직하게는 1.6 ％ 이상, 더 바람직하게는 2.1 ％ 이상으로 한다. 그러나, 2.50 ％를 초과하면 주조성 및 취화가 문제가 되기 때문에, 2.50 ％ 이하로 한다.

N은 C와 마찬가지로, 자기 특성을 열화시키므로 0.040 ％ 이하로 한다. Al 이 0.005 ％ 정도 이하인 Si 탈산 강에서는 C와 마찬가지로 고강도화, 특히 항복 응력의 상승이나 온간 강도, 크리프 강도의 향상, 온간에서의 피로 특성을 향상시키고, 또한 Nb 함유 강의 경우에는 NbN에 의해 재결정을 지연시키는 효과도 갖는 것 외에, 집합 조직 개선의 관점에서 유효한 원소이다. 이 관점에서는 바람직하게는 0.0031 내지 0.0301 ％, 더 바람직하게는 0.0051 내지 0.0221 ％, 더 바람직하게는 0.0061 내지 0.0200 ％, 더 바람직하게는 0.0071 내지 0.0181 ％, 더 바람직하게는 0.0081 내지 0.0151 ％이다. Al이 0.010 ％ 정도 이상인 경우에는 다량으로 N을 함유시킴으로써 미세한 AlN을 형성하여 재결정 지연 효과를 높이는 것이 가능하나, 재결정 지연의 효율이 나쁘고, 또한 자기 특성으로의 악영향도 비교적 크기 때문에, 굳이 첨가할 필요는 없다. Al 탈산 강에 있어서는 N은 0.0040 ％ 이하로 해야 하여, 질화물에 의한 강도 상승이나 재결정 지연 효과를 기대하지 않는 경우는 N은 낮을수록 바람직하고, 0.0027 ％ 이하로 하면 자기 시효나 Al 함유 강에서의 AlN에 의한 특성 열화의 억제 효과는 현저하고, 더 바람직하게는 0.0022 ％, 더 바람직하게는 0.0015 ％ 이하로 한다.

Cu는 본 발명에서는 필요에 따라서 함유된다. Cu는 고용 Cu로서 존재함으로써 강판의 재결정 온도를 상승시키고, 강판의 재결정을 지연시키는 효과가 있다. 본 발명의 가공 강화에 있어서는, 0.001 ％ 정도로부터 그와 같은 효과가 나타나고, 불순물의 양에 따라서는 특히 적극적으로 Cu를 첨가하지 않아도 Cu에 의한 이 효과를 얻을 수 있으나, 바람직하게는 Cu를 0.002 ％ 이상, 0.003 ％ 이상, 0.005 ％ 이상, 0.007 ％ 이상, 0.01 ％ 이상, 0.02 ％ 이상, 0.03 ％ 이상, 0.04 ％ 이상, 0.05 ％ 이상, 또한 0.1 ％ 이상, 0.5 ％ 이상, 1.0 ％ 이상, 2.0 ％ 이상 함유되면 한층 효과가 나타난다. Cu의 함유량이 낮으면 재결정 지연 효과가 작아지는 동시에, 재결정 지연 효과를 얻기 위한 열처리 조건이 좁은 범위로 한정되고, 제조 조건의 관리, 생산 조정의 자유도가 작아지는 경우도 있다. 한편, Cu의 함유량이 과도하게 높으면 자기 특성으로의 영향이 커지고, 특히 철손의 상승이 현저해지는 경우도 있으므로, 이 관점에서의 상한은 8.0 ％, 특히 바람직하게는 5.5 ％ 이하가 좋다. 첨가 비용의 관점에서는, 0.1 ％ 미만, 또한 0.01 미만으로 하는 것도 가능하다.

종래 강에서는 이와 같은 저Cu 영역에 있어서는 Cu의 영향은 거의 볼 수 없으나, 본 발명 강에 있어서는 이와 같은 소량의 Cu에서도 내력-철손 균형 향상에 바람직한 효과가 나타난다. 이 메커니즘은 명백하지는 않으나, 다음과 같은 것이 생각된다. 본 발명 강과 같이 강 중에 존재하는 고밀도의 전위는, 강도 확보를 위해 필요하다고는 해도, 적지 않게 철손을 상승시키고 있다. 내력 상승에 대해서는 강 중에 잔존시킨 전위와 강판을 변형했을 때에 새롭게 도입되는 전위와의 상호 작용, 또는 강 중에 잔존시킨 전위의 활동의 용이함과 관련되어 있어, 상호 작용이 강할수록, 또는 기존의 전위가 활동하기 어려울수록 내력이 상승한다. 한편, 철손은, 강 중에 잔존시킨 전위와 자장을 부가했을 때에 이동하는 자벽과의 상호 작용과 관련되어 있어, 이 상호 작용이 작을수록 철손 상승이 억제된다. 결과적으로, 전위와의 상호 작용은 크고(또는 잔존한 전위 자신은 활동하기 어렵고), 자벽과의 상호 작용은 작은 전위를 많이 잔존시키면, 내력-철손 균형이 향상한다. 이와 같은 상호 작용의 대소는 기본적으로는 전위의 주위의 응력장(결정 격자의 왜곡)이 관계되어 있다고 생각되고, 소량의 Cu는 잔존하고 있는 전위의 주위에 편석하여 내력-철손 균형 향상에 최적인 응력장을 형성하거나, 또는 잔존하는 전위를 형성시키는 과정에서 바람직한 전위를 선택적으로 증식시키거나, 또는 어닐링 과정에서 바람직한 전위를 선택적으로 잔존시키고 있다고 생각된다. 어느 단계에서 소량 Cu의 효과가 발휘되는지는 명백하지 않으나, Cu와 Fe의 원자 반경의 차에 기인하는 응력장의 변화를 하나의 원인으로 하면 설명이 가능하다.

한편, 본 발명자는, 이미 전자기 강판 중에 Cu를 주체로 하는 금속상(이후, 본 명세서에서는「Cu 금속상」이라 기재)을 형성하여 고강도화를 도모하는 기술을 출원하고 있으나, Cu 금속상에 관해서는 이 출원과의 조합을 행하는 것은 본 발명의 효과를 전혀 손상시키는 것은 아니다. 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명 강 중에 존재시키는 Cu 금속상 또는 Nb 석출물의 직경은 0.20 ㎛ 이하 정도가 바람직하다. 이것을 초과하면 재결정 지연의 효율이 저하되고, 다량의 금속상이 필요 하게 될 뿐만 아니라 자기 특성으로의 악영향이 커지기 쉽다. 또한 마찬가지로 특별히 한정하는 것은 아니나, Cu 금속상 또는 Nb 석출물의 수 밀도는, Cu, Nb나 C 함유량과 석출상의 사이즈의 관계에 의해 취할 수 있는 범위에 제한이 있고, 20개/㎛³ 이상 정도가 바람직하다. 이 효과는, 상술한 Cu 농도 범위에서 달성된다.

또한, 후술하는 고용 Cu를 강화 원소로서 이용하는 경우에는, 양호한 고주파 특성을 발현시키기 위한 범위로서 Cu를 2.0 내지 30.0 ％로 할 수도 있다. Cu의 함유량이 낮으면 맴돌이 손실 저감 효과가 작아진다. 한편, Cu의 함유량이 지나치게 높으면 Cu를 주체로 하는 금속상의 생성을 억제하는 것이 곤란해지고, 맴돌이 손실 저감 효과가 작아질 뿐만 아니라, 비교적 조대한 Cu 금속상이 생성된 경우, 히스테리시스손을 대폭 상승시키는 동시에, 열연시의 강판의 깨짐, 손상이 심해질 우려도 있다.

따라서, 이 경우의 Cu의 함유량은, 바람직하게는 2.1 ％ 이상, 더 바람직하게는 2.6 ％ 이상, 더 바람직하게는 3.1 ％ 이상, 더 바람직하게는 3.6 ％ 이상, 더 바람직하게는 4.1 ％ 이상, 더 바람직하게는 4.6 ％ 이상이다. 상한은 Cu 그 자체의 첨가 비용이나, Cu에 기인하는 열연시의 표면 손상[Cu 스캐브(scab)]의 억제를 목적으로 하여 첨가하는 Ni의 첨가 비용도 생각하면, 바람직하게는 20.0 ％, 더 바람직하게는 15.0 ％, 더 바람직하게는 12.0 ％, 더 바람직하게는 10.0 ％이다. 또한, 이 경우와 같이 고Si 강에 있어서 첨가되는 Cu는 고용 상태이면, Si나 Al과 같이, 강을 취화시켜 냉연성을 열화시키는 일은 없고, 오히려 Si 등에 의한 취화를 억제하는 바람직한 작용도 갖고, 또한 후술하는 Cr과 같이 자속 밀도를 대폭 열화시키는 일도 없어, 비교적 다량으로 함유시켜도 해는 작다.

Nb는 본 발명에서는 필요에 따라서 첨가된다. 함유 C, N, S 양에도 의존하나, 강판 중에서 탄화물, 질화물 또는 황화물 등의 미세한 석출물을 다량으로 형성하고, 철손을 현저하게 열화시키는 동시에, 냉연ㆍ어닐링 후의 {111} 집합 조직의 발달을 촉진하여 자속 밀도를 저하시키기 때문에, 본 발명 강에서는 굳이 첨가할 필요는 없다. 이로 인해 상한을 Nb는 8 ％ 이하, 바람직하게는 0.02 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.0050 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이고, 양호한 철손을 얻는 것이 가능하게 된다.

단, Nb의 주로 탄ㆍ질화물(이후, 본 명세서에서는「Nb 석출물」이라 기재)은, 강판의 재결정을 지연시키는 작용이 있기 때문에, 본 발명에 있어서 적극적으로 활용할 수 있다. 또한 미세한 Nb 석출물에 의해 자기 특성에 악영향을 미치지 않는 범위에서 고강도화를 도모하는 효과도 갖는다. 또한, 고용 Nb로서 강화에 활용하는 것도 가능하다. 이 범위로서는, 0.05 내지 8.0 ％로 한정한다. 바람직하게는 0.08 내지 2.0 ％이다.

그 밖에, 종래 기술에 있어서의 고강도 전자기 강판에서 고강도화를 위해 이용되고 있는 대부분의 원소는, 첨가 비용이 문제시될 뿐만 아니라, 자기 특성에 적지 않게 악영향을 미치기 때문에, 굳이 첨가할 필요는 없다. 적극적으로 첨가하는 경우에는 재결정 지연 효과, 고강도화 효과, 비용 상승과 자기 특성 열화와의 균형으로부터, Ti, Zr, V, B, Ni, Cr의 1종 또는 2종 이상을 첨가하나, 그 첨가량은, Ti : 1.0 ％ 이하, Zr : 1.0 ％ 이하, V : 1.0 ％ 이하, B : 0.010 ％ 이하, Ni : 15.0 ％ 이하, Cr : 15.0 ％ 이하 정도로 한다.

Ti, Zr 및 V는 강판 중에서 탄화물, 질화물 또는 황화물 등의 미세한 석출물을 형성하고, 고강도화에 효과를 갖는 원소이기는 하나, Nb에 비교하면 그 효과는 비교적 작고, 철손을 열화시키는 경향이 강하다. 또한 냉연 후의 어닐링 공정에 있어서 부분 재결정 조직으로 하는 경우에는, 자속 밀도 향상에는 불리한 {111} 방위로의 집적을 촉진하는 효과가 강하기 때문에, 본 발명 강에서는 오히려 유해한 원소로 될 수 있다. 이로 인해, 석출물에 의한 강화를 의도하지 않은 경우는, 각각 1.0 ％ 또는 그것 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.30 ％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.010 ％ 이하, 또한 0.0050 ％ 이하로 함으로써 양호한 철손을 얻는 것이 가능하게 된다.

또한, Nb, Zr, Ti, V 등의 탄화물, 질화물, 황화물 형성 원소는, 상기와 같이 그들의 석출 효과를 병용하지 않는 한은, 본 발명에 있어서는 석출시키지 않는 쪽이 좋고, Nb ＋ Zr ＋ Ti ＋ V는 0.1 ％ 미만, 바람직하게 0.08 ％ 미만, 더 바람직하게는 0.002 내지 0.05 ％로 한다.

B는 결정립계에 편석하고, P의 입계 편석에 의한 취화를 억제하는 효과가 있으나, 본 발명 강에서는 종래의 고용 강화 주체의 고강도 전자기 강판과 같이 취화가 특히 문제로는 되지 않기 때문에, 이 목적에서의 첨가는 중요하지는 않다. 오히려 고용 B에 의한 재결정 온도로의 영향에 의해 재결정을 지연시키는 목적에서 0.0002 ％ 이상 첨가한다. 0.010 ％를 초과하면 현저하게 취화하기 때문에, 상한 을 0.010 ％로 한다.

Ni도 0.001 ％ 정도로부터 재결정 온도를 상승시키는 효과가 인정되고, 0.01 ％ 혹은 그것 미만의 농도의 함유라도 어느 정도, 전위를 고정하는 효과가 있으나, 바람직하게는 0.05 ％, 0.1 ％, 0.5 ％, 1.0 ％, 2.0 ％, 또한 3.0 ％ 정도 있으면, 그 효과가 보다 발휘된다. Ni는 또한, 본 발명 강에서 필요에 따라서 함유되는 원소인 Cu에 의한 열연시의 표면 거칠기(Cu 스캐브)의 방지에 유효한 것이 알려져 있고, 이 목적을 겸하여 적극적으로 첨가할 수도 있다. 또한, 자기 특성으로의 악영향이 비교적 작고, 자속 밀도 향상 효과도 갖고, 또한 고강도화에도 효과가 인정되기 때문에, 고강도 전자기 강판에서는 사용되는 경우가 많은 원소이다. Cu 스캐브의 방지를 목적으로서 Ni를 사용한 경우, Cu 양의 1/8로부터 1/2 정도를 목표로 하여 첨가한다.

후술한 바와 같이 고용 Cu를 활용하여 고강도화하는 경우에는, Ni를 복합하여 함유시킴으로써, 종래에는 볼 수 없는 현저한 맴돌이 손실 저감의 효과를 발휘한다. 이 원인은 명확하지는 않으나, 고용 Cu와 고용 Ni의 Fe 결정 격자상에서의 점유 위치에 의한 영향이나, 어떠한 Ni, Cu와 관련된 규칙 격자의 형성이 예상된다.

또한, Ni는 내식성의 향상에도 유효하나, 첨가 비용이나 자기 특성으로의 악영향을 생각하여 상한을 15 ％, 또한 10 ％, 바람직하게는 상한을 5.0 ％로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 내식성의 향상이나, 고주파 영역에서의 자기 특성 향상을 위해 첨가되 는 원소나, 역시 첨가 비용이나 자기 특성으로의 악영향을 생각하여 상한을 15.0 ％로 하는 것이 바람직하다.

특히, 후술한 바와 같이 고용 Cu를 이용하는 경우는, 이들의 역할은 Cu(혹은, Ni 등의 다른 원소)에서 충분히 발휘되고 있기 때문에, 이 목적에서는 굳이 첨가할 필요는 없다. 고용 Cu를 이용하는 경우는, Cr은 오히려, 고온에서의 페라이트상의 안정성을 제어하기 위해 첨가하나, 첨가에 의한 자속 밀도의 저하가 현저하고, 오히려 유해한 원소로 될 수 있다. 또한, 고용 Cu에 의한 맴돌이 손실의 저감 효과는, 저Cr 강에서 현저하게 나타나기 때문에, 어떠한 필요성이 없으면, Cr은 첨가하지 않는 것이 바람직하다. 이 이유는 명확하지는 않으나, 고용 Cu 효과는, 상술한 Si, Al이나 Ni에 부가하여 Cr도 포함한 다른 원소와의 상호 작용적인 현상에 의해, 현저하게 되어 있는 것이라 생각된다. 이 관점에서는, 첨가 비용도 생각하여 Cr의 상한을 15 ％, 바람직하게는 8.0 ％, 더 바람직하게는 4.9 ％, 더 바람직하게는 2.9 ％, 더 바람직하게는 1.9 ％, 더 바람직하게는 0.9 ％, 더 바람직하게는 0.4 ％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 그 밖의 미량 원소에 대해서는, 광석이나 스크랩 등으로부터 불가피하게 포함되는 정도의 양에 부가하여, 공지된 다양한 목적으로 첨가해도 본 발명의 효과는 전혀 손상되는 것은 아니다. 또한, 양은 적어도 미세한 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물 등을 형성하고, 적지 않은 재결정 지연 효과나 고강도화 효과를 나타내는 원소도 있으나, 이들 미세한 석출물은 자기 특성으로의 악영향도 크고, 또한 본 발명 강에서는 잔류시킨 가공ㆍ회복 조직에 의해 충분한 재결정 지연 효과가 얻어지기 때문에, 이들 원소를 굳이 첨가할 필요도 없다.

이들 미량 원소에 대한 불가피한 함유량은 통상, 각 원소 모두 0.005 ％ 이하 정도이나, 본 명세서에서 기재하고 있지 않은 다양한 목적으로 0.01 ％ 정도이상으로 첨가하는 것도 가능하다. 이 경우도 비용이나 자기 특성의 균형으로부터, Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, Co의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하로 한다.

상기 성분을 포함하는 강은, 통상의 전자기 강판과 마찬가지로 전로에서 용제되고, 연속 주조에서 슬래브로 되고, 계속해서 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연, 마무리 어닐링 등의 공정에서 제조된다. 이들 공정에 부가하여 절연 피막의 형성이나 탈탄 공정 등을 경유하는 것도 본 발명의 효과를 전혀 손상시키는 것은 아니다. 또한, 통상의 공정이 아닌 급냉 응고법에 의한 박대의 제조나 열연 공정을 생략하는 박 슬래브, 연속 주조법 등의 공정에 의해 제조해도 문제없다.

[가공 조직]

본 발명에서는, 본 발명에서「가공 조직」이라 부르는 특별한 조직을 강판 내에 형성하는 것이 필요하다. 본 발명에 있어서의「가공 조직」이라 함은, 통상의 전자기 강판에서 강판의 대략 전체량을 점유하고 있는「재결정 조직」과 구별한 것이다. 일반적으로는 냉연 가공 등에 의해 강판 내에 축적된 왜곡이 충분히 소실하고 있지 않은 조직을 가리킨다. 보다 구체적으로는, 냉연한 강판을 어닐링하는 과정에 있어서, 냉연에서 변형되어 고밀도의 전위를 함유한 조직이, 어닐링 공정에서의 고온 유지에 의해 발생하는 전위 밀도가 낮은 조직(「재결정 조직」)에 잠식 됨으로써 재결정이 진행되나, 이「재결정 조직」에 잠식되어 있지 않은 영역을「가공 조직」으로 한다. 이 가공 조직은, 일반적으로는 어닐링 중에 소위 회복 등에 의해 전위 밀도는 낮아지고 있는 경우도 있으나, 재결정 조직 정도로는 낮게 되어 있지 않고, 왜곡의 분포로서는「가공 조직」과「재결정 조직」에서 불균일한 상황으로 되어 있다. 또한,「가공 조직」은, 재결정 조직을 더 가공함으로써도 얻을 수 있다. 이 경우는 전체적으로 보면 조직에 균일한 왜곡이 잔존한 상태로 된다. 본 발명에서는 이 가공 조직을 활용함으로써 목적으로 하는 고강도화를 도모하는 것이다.

[가공 전 입경]

다음에 본 발명의 특징적인, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 강판의 평균 결정립경 d에 대해 설명한다. 이하, 이 입경을「가공 전 입경」이라 기재한다. 본 발명에서는 기본적으로「가공 전 입경」을 조대화시킴으로써, 가공 후의 특성, 특히 강도-철손 균형을 대폭 개선시킨다. 「가공 전 입경」은, 열연판을 냉연하고, 그 후의 어닐링시의 재결정을 억제함으로써, 최종적인 제품에 가공 조직을 잔존시키는 경우에는, 열연판 시점에서의 입경으로 된다. 이때, 전자기 강판에서 일반적으로 행해지는 열연판 어닐링을 실시하고 있으면, 열연판 어닐링 후의 입경이「가공 전 입경」으로 된다. 또한, 냉연 후, 재결정한 강판을 재냉연하여, 최종적인 제품에 가공 조직을 잔존시키는 경우에는, 어닐링판 시점에서의 입경으로 된다. 또한, 예를 들어 냉연 후, 어닐링 공정에 있어서 가공 조직을 잔존시킨 상태로 재냉연을 행하는 경우는, 실질적으로 재냉연에서의 가공의 영향이 큰 경우도 생각되나, 냉연에서 형성된 가공 조직이 완전하게는 소실되지 않고, 재냉연 가공을 받아 재냉연 후까지 잔존하는 것이기 때문에, 냉연 전의 입경, 즉 통상의 공정이면 열연판 입경이「가공 전 입경」으로 된다.

본 발명에서는 이「가공 전 입경」 d(㎛)를 Si 양 및 Al 양의 관계에서 특정 범위로 규정한다. 즉, 이하의 식1 혹은 식2, 또한 식3과 식4를 만족함으로써, 본 발명의 특징인 우수한 강도-철손 균형이 달성된다.

[식1]

d ≥ 20 ㎛

[식2]

d ≥ (220 － 50 × Si ％－ 50 × Al ％)

[식3]

d ≤ (400 － 50 × Si ％), 또한

[식4]

d ≤ (820 － 200 × Si ％)

식1은 단순히「가공 전 입경」이, 특정의 크기보다 조대한 경우를 나타낸다. 통상의 강판의 결정립경은 수 ㎛로부터 수 100 ㎛ 정도의 범위로 제어되나, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 20 ㎛ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 50 ㎛ 이상, 더 바람직하게는 100 ㎛ 이상, 더 바람직하게는 150 ㎛ 이상, 더 바람직하게는 200 ㎛ 이상, 더 바람직하게는 250 ㎛ 이상이다.

식2는 발명의 효과가 얻어지는「가공 전 입경」을 Si 양 및 Al 양의 관계로 규정한 것이다. 일반적으로 Si 양 및 Al 양이 높은 강판일수록, 강도-철손 균형은 향상되기 때문에, 고Si 및 고Al재일수록「가공 전 입경」이 작아도, 양호한 강도-철손 균형을 얻기 쉽기 때문이다. d ≥ (200 － 50 × Si ％ ― 50 × Al ％), d ≥ (180 － 50 × Si ％－ 50 × Al ％), 또한 d ≥ (150 － 50 × Si ％－ 50 × Al ％)라도 좋다. 한편, d ≥ (220 － 50 × Si ％)라도 좋다.

식3 및 식4는「가공 전 입경」의 상한의 목표를 부여하는 것이다. 일반적으로 고Si재일수록 재료가 취약해지나,「가공 전 입경」이 과도하게 조대한 경우, 또한 취약해지고, 냉연 등의 가공이 곤란해지기 때문에, 상한이 필요한 경우가 발생한다. 이 상한은 Si 양 이외의 강 성분이나 가공까지의 열이력에 부가하여 강판의 가공 방법이나 목표로 하는 특성 등에도 의존하는 것이다.

「가공 전 입경」을 상술한 범위로 제어하는 구체적인 조건은, 강 성분이나 가공까지의 열이력에도 의존하기 때문에, 특정 범위로 한정할 수는 없으나, 통상의 지식을 갖는 당업자이면, 목적으로 하는 강판에 상당하는 성분 및 열이력인 강판에 대해, 여러번의 열처리 시험을 행함으로써, 적당한 조건을 결정하는 것은 곤란한 것은 아니다. 요는, 그 강판의 재결정 및 입성장 거동을 확인하고, 목표로 하는 조직이 되도록 열이력을 제어하는 것뿐인 것이다.

강 성분으로서는, 순도를 올리는 쪽이 조립화하기 쉽고, 특히 C, N, P의 저감은 효과적이다. 또한, 성분적으로 페라이트 단상 강으로 되도록 하고, 열연 중의 변태를 억제함으로써 열연판의 조립화가 달성하기 쉬워진다.

또한, 열연판에서의 조립화를 지향하는 데에는, 열연 가열 온도 상승, 열연 마무리 온도 상승, 열연 마무리 후단 압하율 저감, 마무리 압연 후 완냉각, 고온 권취, 고온 장시간 열연판 어닐링 등이 생각된다. 또한, 어닐링판에서의 조립화를 지향하면, 고온 장시간 어닐링이 간편하나, 열연에 있어서 저온 슬래브 가열이나 고온 권취, 고온 열연판 어닐링 조건에 의해 석출물을 조대화시키고, 어닐링시의 입성장성을 향상시켜도 좋다. 구체적으로는, 예를 들어 가공 조직 형성 직전의 어닐링 공정을 이하의 어느 하나와 같이 하도록 하는 것이 바람직하다.

(1) 중간 어닐링을 사이에 끼우는 2회 이상의 냉연을 행한 경우, 최종 냉연 직전의 중간 어닐링을 850 ℃를 초과하는 온도(바람직하게는 860 ℃ 이상), 또는 30초를 초과하는 시간(바람직하게는 35초 이상) 행한다.

(2) 냉연은 1회만의 경우에서 열연판 어닐링을 행하는 경우, 열연판 어닐링을 1100 ℃를 초과하는 온도(바람직하게는 1110 ℃ 이상) 또는 30초를 초과하는 시간(바람직하게는 35초 이상) 행한다.

(3) 상기 (1)도 (2)도 아닌 경우, 열연의 권취 온도를 700 ℃를 초과한 온도(바람직하게는 710℃ 이상)에서 행한다.

[가공 전 조직 중의 재결정률]

또한, 조건에 따라는, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 강판에, 가공 조직이 잔존하는 경우가 있다. 이와 같은 경우에, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는, 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 가공 조직을 가능한 한 잔존시키지 않는 것이 바람직하고, 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 재결정률(r)을,

[식5]

r ≥ 50 ％

로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 r이 90 ％ 이상이고, 가공 조직을 형성하는 공정 직전은 완전 재결정 조직이고, 또한 위의 식1 내지 식4를 만족하는 것이 바람직한 것은 물론이다. 또한, 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 조직에 부분적으로 미재결정 영역이 잔존하는 경우에는, 위의 식5를 만족함으로써 발명의 효과를 얻을 수 있으나, 재결정부의 입경이 조대한 경우, 미재결정부가 50 ％를 초과한 경우라도, 본 발명의 효과가 나타나는 경우도 있다. 이때에는, 미재결정부가 입경 5 ㎛의 미세한 결정립이라고 가정하여, 평균 입경을 요구함으로써, 식1, 식2에서 발명의 효과를 판정하는 것도 가능하고, 이 경우도 본 발명에 포함되는 것으로 한다.

[가공 전 입경의 측정 방법]

또한, 결정립경 및 재결정률은, 통상 철강 재료의 조직 관찰에서 행해지는, 에칭에 의한 판 단면의 조직 관찰에 의해 구하는 것으로 한다. 입경은 관찰되는 결정립 1개당의 면적으로부터, 입자의 단면적을 원이라 가정한 경우의 직경, 또한 재결정률은 관찰 면적 중의 미재결정부의 면적률로부터 구하는 것이다. 물론, 측정은 치우침이 없는 충분히 평균적인 영역에 대해 행해질 필요가 있다.

[가공 전 입경의 효과]

「가공 전 입경」의 효과에 대한 메커니즘은 명확하지는 않으나, 전위 구조의 변화, 집합 조직의 변화, 또한 가공 전의 집합 조직의 차에 의한 가공 후의 전 위 구조의 변화 등의 영향이 생각된다. 상세한 것은 명백하지 않으나, 최종적으로는 가공 조직 중의 전위 구조가, 외부 응력에 의해 이동하고자 하는 전위에 대해서는 강력한 장해물로서 작용하고, 또한 외부 자장에 의해 이동하고자 하는 자벽에 대해서는 장해물로서 작용하기 어려운 구조로 변화되기 때문이라고 예상된다.

[인장 강도]

본 발명이 대상으로 하는 강판은 500 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것으로 한다. 인장 강도가 이것보다 낮은 정도의 강판이면 통상의 Si, Mn 등의 고용 원소를 주체로 하여 강화하고, 조직적으로는 완전하게 재결정 조직으로 점유되어 있는 강판에서도, 생산성을 그다지 열화시키지 않고 제조하는 것이 가능하고, 그 재료의 쪽이 자기 특성적으로는 현저하게 우수한 것이 얻어지기 때문이다. 본 발명은 통상의 고용체 강화를 주체로 하여, 생산성을 열화시키지 않고 제조가 불가능한 고강도의 재료로 한정한다. 본 발명의 장점을 보다 크게 향수하기 위해서는, 바람직하게는 600 ㎫ 이상의 강판에 적용되어야 하고, 더 바람직하게는 700 ㎫ 이상, 더 바람직하게는 800 ㎫ 이상의 강판을 대상으로 하고, 현재는 전혀 제조된 일이 없는 900 ㎫ 이상의 강판도 제조 가능하고, 또한 종래에는 상상도 되지 않은 1000 ㎫ 이상의 강판에서도 고생산성으로 제조하는 것이 가능하게 된다.

또한, 모터의 로터로서 사용하는 경우에는, 약간의 변형이 부품으로서의 수명의 끝을 의미하기 때문에, 인장 강도가 아닌 항복 응력으로 평가해야 할 것이다. 본 발명 강은 가공 조직을 잔류시키고 있기 때문에, 고용체 강화 강이나 석출 강화 강에 비해, 동일한 강도이면, 항복 응력은 높고, 이들 종래재와의 비교에 있어서 는, 보다 바람직한 특성을 발휘한다. 즉, 항복비가 0.7 내지 1.0 정도로 비교적 높은 값으로 되고, 항복 응력과 인장 강도의 상관이 매우 강한 재료가 되어 있다. 이로 인해, 항복 응력으로 평가해도 본 발명 강의 우위성은 완전히 바뀌는 것은 아니고, 로터와 같은 항복 응력이 문제로 되는 용도에 대해서도 발명의 효과는 문제없이 발휘된다.

[가공 조직 면적률]

이 가공 조직은 강판의 단면 조직 관찰에 있어서의 면적률로 1 ％ 이상 존재하는 것으로 한다. 단면 조직 관찰은 본 발명에 있어서는 단면의 한 변이 강판 압연 방향, 또 다른 한 변이 강판 판 두께 방향으로 되는 단면에서 행하는 것으로 한다. 통상의 강판에서 행해지는 나이탈 등의 약품을 사용하여, 에칭에 의해 조직을 현출시키는 방법을 사용하나, 특별히 관찰 방법에 한정되는 것이 아니라, 재결정 조직과 가공 조직을 구별할 수 있는 방법이면 좋다.

가공 조직의 면적률이 1 ％ 이하에서는 고강도화의 효과가 작아진다. 가공 조직이 실질적으로 0 ％인 경우는 통상의 강판 그 자체이고, 0 내지 1 ％의 범위로 제어하는 것은 고강도화의 효과가 비교적 작은 어닐링의 온도 제어 등을 매우 엄격하게 할 필요가 있어 현실적이지는 않다. 실제로는 필요로 하는 강도 레벨을 얻도록 가공 조직의 면적률을 제어하나, 바람직하게는 5 ％ 이상, 더 바람직하게는 10 ％ 이상, 더 바람직하게는 20 ％ 이상, 더 바람직하게는 30 ％ 이상, 더 바람직하게는 50 ％ 이상, 더 바람직하게는 70 ％ 이상이다. 실질적으로 재결정 조직이 관찰되지 않는 가공 조직 100 ％로서도 전혀 문제는 없다. 이 경우는 완전히 어닐링 하지 않는 소위 풀하드의 상태이거나, 또는 어닐링을 행하나 재결정 개시 이전의 회복 조직의 상황으로 된다.

또한, 가공 조직이 95 ％, 90 ％, 85 ％, 80 ％, 또한 75 ％ 미만에서도, 본 발명의 효과는 얻어진다.

[가공 조직의 형성]

본 발명의 강판에서는 필요로 하는 강도와 자기 특성에 따라서 조직의 조정을 행하나, 이 조정은 강 성분, 열연 이력, 냉연율, 어닐링 온도, 어닐링 시간이나 가열 속도, 냉각 속도 등에 의해 행하는 것이 가능하고, 당업자이면 여러번의 시행에 의해 전혀 문제없이 행하는 것이 가능한 것이다. 또는, 어닐링을 행하여 재결정 조직이 전체량을 점유하고 있는 강판에, 재냉연 등에 의해 왜곡을 부여함으로써 가공 조직을 형성하는 것도 가능하다. 이 경우는 통상, 왜곡은 거시적으로 균일하게 부여되기 때문에, 조직의 전량이 가공 조직이 되어 가공 조직 100 ％에 상당한다. 이 경우는 가공 전의 강 성분, 열이력, 특성 등을 고려하여 가공량에 의해 강도, 자기 특성이 제어되나, 이것도 당업자이면 여러번의 시행에 의해 전혀 문제없이 행하는 것이 가능한 것이다.

목표로서는 Si 양이 1 ％ 정도 이하인 소위 통상의 저급 전자기 강판에서는 700 ℃를 초과하지 않는 정도, Si 양이 3 ％ 정도의 소위 통상의 고급 전자기 강판에서도 800 ℃를 초과하지 않는 정도의 온도이나, 예를 들어 Cu, Nb 등을 적량 첨가함으로써, 900 ℃ 정도 이상의 온도에서도 전혀 재결정하지 않는 완전 회복 조직인 발명 강을 얻을 수도 있다. 한편 통상의 전자기 강판과는 크게 다른 온도에서 어닐링을 행하는 것은 노 온도의 대폭적인 변경이 필요하고, 작업성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 미연소 가스의 발생에 의해 전술한 바와 같이 안전성에도 문제를 발생시키는 경우가 있다. 극저온 어닐링에 기인하는 이들 과제를 피하기 위한 어닐링 온도의 하한은 400 ℃ 정도 이상이다.

어닐링 시간의 목표는 온도에도 의존하나, 어닐링의 효과를 미치기 위해서는 적어도 5초 정도는 필요하다. 어닐링 시간은 성분이나 열처리까지의 제조 이력 등에 의존하기 때문에 일의적으로 명시는 할 수 없으나, 목표는 850 ℃이면 5분 이내, 750 ℃이면 1 시간 이내, 600 ℃이면 10 시간 이내 정도이다. 상술한 바와 같이, 이들 온도 및 시간의 조건은, 당업자이면 여러번의 시행에 의해 전혀 문제없이 발명의 효과를 향수할 수 있는 조건을 발견하는 것이 가능한 것이고, 요는, 대상으로 되는 강판의 재결정 거동을 확인하는 것이다.

재냉연 등에 의해 가공 조직을 새롭게 형성한 경우, 가공량이 낮으면 상술한 조직 관찰법에서는 명확하게 가공 조직의 존재를 나타내는 것이 곤란한 경우가 있으나, 발명의 효과를 충분히 얻는 목표로서 단면 조직 관찰에 있어서의 (판 두께 방향의 결정립의 크기)/(압연 방향의 결정립의 크기)를 사용해도 좋고, 이 값을 0.9 이하로 한다. 0.8 이하이면 고강도화의 효과가 명확하게 얻어지고, 바람직하게는 0.7 이하, 더 바람직하게는 0.6 이하, 더 바람직하게는 0.5 이하, 더 바람직하게는 0.3 이하이다. 단, 이 값이 과잉으로 낮아지면, 자기 특성의 열화가 현저하게 되므로 주의가 필요하다.

이상의 가공은 통상, 냉간 압연에서 행해지나, 왜곡량 또는 재질의 변화가 본 발명의 규정 내이면 이것에 구애받을 필요는 없고, 온간 압연, 가공 조직이 소실되지 않을 정도의 열간 압연, 또는 장력을 부여하는 것에 의한 인장 변형, 레벨러 등에 의한 굽힘 변형, 샷 블래스트나 단조 등 방법은 불문한다. 오히려 왜곡의 부여의 방법에 의해, 전위 구조가 후술하는 본 발명에 있어서 바람직한 것으로 변화시킬 수 있기 때문에, 한층 더 특성의 향상도 가능하다.

이 가공을 냉연에서 행한 경우, 압하율의 목표로서는, 상술한 결정립의 크기의 비로부터 용이하게 추정 가능하나, 10 내지 70 ％ 정도이다. 이와 같이 어닐링 공정인 정도 연질화한 재료를 재냉연에서 더 경질화한 경우에는 간단하게 재료의 박형화가 가능해지고, 종래 난제조재였던 극박 전자기 강판의 생산성도 향상된다. 본 발명에 의한 이와 같은 초극박 전자기 강판은, 특히 고주파 자장하에서 사용되는 경우의 와전류 손실을 억제할 수 있기 때문에, 철손 저감에 유효하게 된다는 장점도 있다.

또한, 현재 상황에서도 본 발명의 일 방법과 같이, 재결정 어닐링을 행한 강판에 1 내지 20 ％ 정도의 스킨패스 압연을 행하여 제품으로서 출하되어 있는 전자기 강판, 소위 세미프로세스 전자기 강판이 있다. 이것은 스킨패스를 실시한 판이 제품으로서 출하되고, 모터 제조사에서 모터가 부품으로서 가공된 후, 재결정이 충분히 일어나는 조건으로 어닐링을 행하고, 왜곡 유기 입성장을 일으키게 함으로써 조대한 재결정 조직을 얻고, 자기 특성의 개선을 도모하는 수단으로, 스킨패스법이라 불리는 경우도 있으나, 이 방법에 있어서는 부재로서의 사용시에는 가공 조직을 잔존시키는 일은 없다.

[가공 조직 형성 후의 열처리]

본 발명은 본질적으로 이 강판 및 방법과는 다르고, 전기 기기의 부품으로 하여 가공한 후에는 기본적으로는 열처리는 행하지 않는다. 강판의 접착이나 표면 제어 등으로 어떠한 열처리를 행하는 경우에도 본 발명에서 규정하는 가공 조직이 소실되지 않고, 본 발명의 규정 내에 머무는 것에 한정한다. 이것은 가공 조직이 소실 또는 본 발명의 규정 범위로부터 벗어나면, 실제로 모터로서 사용하고 있는 상황에서 필요하게 되는 강판의 특히 강도가 부족하게 되기 때문이다. 이 열처리의 온도의 목표는, 상술한 강판 어닐링 공정에 있어서의 온도 조건과로 동일하다. 최적인 조건은 강판을 제조하는 당업자의 협력하에서, 또는 협력이 없더라도 통상의 전기 기기의 제조자이면 여러번의 시행에 의해 전혀 문제없이 발명의 효과를 향수할 수 있는 조건을 발견하는 것이 가능한 것이다.

[전위 밀도]

이상에서 서술한「가공 조직」의 효과는,「가공 조직」중의 전위 밀도에 의해 평가하는 것도 가능하다. 가공 조직에 있어서의 평균 전위 밀도가 1 × 10¹³/㎡ 이상, 더 바람직하게는 3 × 10¹³/㎡ 이상, 더 바람직하게는 1 × 10¹⁴/㎡ 이상, 더 바람직하게는 3 × 10¹⁴/㎡ 이상이다. 이 전위 밀도는 투과형 전자 현미경 등에 의해 계측된다. 강판 전체량이 재결정 조직인 통상의 전자기 강판에 있어서는, 평균 전위 밀도가 1 × 10¹²/㎡ 정도 이하이기 때문에, 가공 조직의 분별에는 충분한 차 로서 10배 이상으로 하고 있다.

또한, 엄밀하게는 통상의 전자기 강판에 있어서도 다양한 부재로서 사용하기 위해서는 제조사 등에 있어서 전단이나 코오킹 등의 가공이 행해지고, 이에 의해 강판 중에 도입된 왜곡이 적지 않게 잔존하고, 부재 특성에 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 이와 같은 왜곡은 강판의 가공 부위만으로 들어가는 것으로, 본 발명에서 강판 전체면에 의식적으로 잔존시키는 왜곡과는 달리, 부재 전체로서의 고강도화에는 거의 기여하지 않는 것이다.

[자기 특성을 유지할 수 있는 이유]

본 발명과 같이, 재료 중에 가공 조직을 잔존시켜도 양호한 자기 특성을 유지할 수 있는 원인에는 명확하지는 않으나, 이하와 같이 생각된다. 종래, 가공 조직은 자기 특성을 크게 열화시키는 것으로서 재료의 고강도화의 수단으로서는 고려되지 않고, 고강도화는 결정립 미세화, 고용 강화, 석출 강화 등에 의해 행해져 왔다. 그러나, 재료의 고강도화로의 요구는 높아지는 한편, 종래 고강도화 수단은 현저하게 자기 특성을 열화시키는 조건의 영역까지 밟을 수밖에 없고, 이와 같은 상황에서 다시 가공 조직을 활용한 고강도화 수단을 본 경우, 그다지 불리한 방법이라고는 할 수 없게 되어 있는 것이 일면이라고 생각된다.

또한, 종래 검토되고 있었던 것은, 가공 조직의 영향은 재료에 냉간 가공을 실시하고, 왜곡량이 비교적 작은 범위뿐으로, 이와 같은 조건에서는 재료 중의 전위 구조는 비교적 균일하고, 소위 셀 구조나 회복 조직과 같은 비교적 안정된 전위 배치를 형성한 것으로는 되어 있지 않았다고 예상된다. 이 정도의 가공량에서는 고강도화 수단으로서는 전혀 매력이 없는 것이었던 데다가, 이와 같은 전위 구조에서는 전위는 자벽 이동의 장해로밖에 되지 않아 자기 특성의 열화는 현저하고, 실용화되지 않았던 것이라고 생각된다.

한편, 본 발명과 같이 비교적 고왜곡량의 냉간 가공을 행한 경우나, 어닐링에 의해 회복한 가공 조직에 있어서는, 전위는 비교적 안정된 셀 구조를 형성하고 있다. 셀의 크기는 통상 직경 1 ㎛ 이하에서 0.1 ㎛ 정도로도 되어 있고, 셀의 경계는 전위로 형성되어 있고, 인접하는 셀과의 결정 방위차가 작은 것을 제외하면 일반의 결정립과 같은 구조를 갖고 있고, 일종의 초미세 결정립으로 보는 것이 가능하고 자벽 이동의 장해로는 되기 어려워진 것이라 생각된다. 또한 이와 같은 초미세 결정립은 강도도 높고, 가공이 필요한 경우의 연성도 그 나름대로 갖고 있고, 강도와 자성의 균형을 생각하면 충분히 실용화가 가능한 레벨에 있다고 생각한다.

또한, 가공 조직이 존재하는 본 발명 강에 있어서도 철손에 있어서 특히 와전류 손실의 기여가 커지는 고주파 자장하에서 사용되는 용도에 있어서는, Si, Mn, Al, Cr, Ni 등의 첨가는 중요한 것이고, 가공 경화 거동이나 재결정 거동 등의 전위 거동에 큰 영향을 미치기 때문에, 전자기 강판을 베이스로 한 전위 강화 강의 개발은, 자동차나 용기 등에 사용되는 소위 가공용 통상 강에 있어서의 것과는 것은 전혀 다른 의미를 갖는다.

[고용 Cu의 이용]

또한, 본 발명에 있어서는, Si 등의 종래 알려진 고용 강화 원소와는 별도로, 고용 Cu를 함유시키고, 종래 합금 원소 첨가에 수반하는 자기 특성 혹은 제조 성의 열화를 초래하지 않고, 고주파 자기 특성이 우수한 전자기 강판을 얻는(이하, 고용 Cu 강화라 함) 것도 가능하다. 이 경우,

1) 종래, 볼 수 없을 만큼의 다량의 Cu를 첨가한다.

2) 고온 영역에서 오스테나이트상의 생성을 억제한다.

3) 고온 열처리를 페라이트 영역에서 행함으로써, 다량의 Cu를 고용시킨다.

4) 냉각 중에 과포화로 되는 Cu가 석출되지 않도록 냉각을 제어한다.

라는 처치를 행함으로써, 첨가한 Cu는 최종 제품에서도 고용 Cu로서 존재하고, 종래에는 생각할 수 없을 만큼의 맴돌이 손실의 억제 효과를 발현하고, 양호한 고주파 철손을 얻을 수 있는 동시에, 자속 밀도 열화로의 영향은 비교적 작게 억제하는 것이 가능하게 된다.

고용 Cu 강화는, 상술한 가공 강화와는 독립된 효과이고, 가공 강화를 수반하지 않아도 단독으로 실시 가능하다. 이 경우, 예를 들어, 질량％로, C : 0.06 ％ 이하, Si : 1.5 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, Cu : 2.0 내지 30.0 ％, N : 0.0400 ％ 이하를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 강재 내부에 Cu로 이루어지는 금속상을 함유하지 않는 전자기 강판으로 하고, 경우에 따라서는, Nb : 8 ％ 이하, Ti : 1.0 ％ 이하, B : 0.010 ％ 이하, Ni : 15.0 ％ 이하, Cr : 15.0 ％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.

한편, 가공 강화에 사용함으로써, 고용 Cu에 의한 재결정 온도 상승 효과와 더불어, 상승적인 강화 효과가 얻어진다.

고용 Cu 양이 증대되었을 때의, 맴돌이 손실의 저감 효과와 취화 효과는, 단순히 고용 원소량만에 의한 것은 아니고, 전술한 바와 같이 상호 작용적인 효과를 볼 수 있기 때문에, 이것도 감안하여 바람직한 성분 범위를 설정한다. 또한, 고용 Cu 강화 이용시는, 최종적으로는 재결정ㆍ입성장을 시키기 위한 열처리를 실시하는 것이 바람직하므로, 이 열처리시의 Cu를 함유하는 석출물 형성 등에 의한 고용 Cu 양의 변화에 대해서도 고려한 성분으로 할 필요가 있다. 특히, 열처리시의 강 모상의 변태는, Cu의 용해도가 크게 변화될 뿐만 아니라, 자속 밀도에 있어서 바람직한 집합 조직이 소실되어 버리기 때문에, 고용 Cu 강화를 이용할 때에는, 기본적으로, 열처리시의 변태는 피해야 하는 것이다. 구체적으로는, 실온으로부터 1150 ℃의 온도 영역에 있어서 페라이트 단상이거나, 또는 질량 ％로,

을 만족하는 것이 바람직하다. 이 범위를 벗어나면, 열처리 중에 바람직하지 않은 변태가 일어나고, 고용 Cu 강화의 효과를 적지 않게 저해할 가능성이 증대된다.

고용 Cu 강화의 특징은, 일반적인 재료와의 특성을 비교에 의해서도 명확하게 나타내는 것이 가능하다. Cu 이외의 강 성분이 실질적으로 동일하고 또한 Cu : 0.1 ％ 또한 결정립경이 동등한 강판과의 비교에 있어서, 고용 Cu 강화한 강판은, 철손(W_10/400)이 0.8배 이하, 0.7배 이하, 0.6배 이하, 0.5배 이하, 0.4배 이하, 더 바람직하게는 0.30배 이하의 것이 얻어진다.

또한, 고용 Cu 강화한 강판에서는, 인장 강도가 비교강에 비해 2.0배 이하이다. 일반적으로는 고용 원소량이 증가하면 고용체 강화에 의해 강도는 상승하고, 고용 Cu 강화와 같이 고용량이 많은 경우, 원소에 따라서는 강도의 상승도 현저한 것으로 되나, 고용 Cu 강화 강에서 특징적인 고Si 강에 있어서의 고용 Cu는 재료를 그다지 경질화시키지 않는다. 보다 바람직하게는 1.7배 이하, 더 바람직하게는 1.5배 이하로 억제된다. 고용 Cu 양이 많아지면 고용 Cu 강화 강이라고는 해도 강도는 높아지므로, 강도 상승이 작을수록 바람직하다고 하는 것은 아니나, 통상 고용 원소로서 사용되는 Si, Cr 등과 비교하면, 강도의 상승은 작고, 취화도 억제되는 것이 특징으로 되어 있다.

또한, 고용 Cu 강화 강에 있어서의 과잉의 Cu가 포함되어 있는 경우, 금속 Cu상의 현저한 석출이 관찰되는 일이 있다. 또한, 특성적으로는, 금속 Cu상의 석출에 수반하여, 대폭적인 강도 상승이 관찰된다. 또한, 이 경우, 동시에 철손, 특히 맴돌이 손실의 상승을 수반하는 것이다. 구체적으로는, 450 ℃ 30분의 열처리에 의해, 강재 내부의 직경 0.02 ㎛ 이하의 주로 Cu로 이루어지는 금속상의 수 밀도가 20개/㎛³ 이상으로 증가하거나, 또는 인장 강도가 100 ㎫ 이상 상승한다. 상술한 바와 같이 이와 같은 열처리는, 맴돌이 손실을 대폭 상승시키고, 고용 Cu 강화의 목적인 고주파 자기 특성을 열화시키므로, 강판의 재질을 제어하기 위해 행하는 것은 아니나, 예를 들어 성분 분석과 마찬가지로, 발명 강의 판정을 위해 행할 수 있다.

고용 Cu 강화에서 특징적인 다량의 고용 Cu를 함유시키기 위해서는 이하와 같은 열이력을 거치는 것이 효과적이다. 그것은, 제품판을 제조하는 과정의 최종 열처리, 통상은 냉연 후의 재결정 어닐링에 있어서, 800℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지하고, 또한 이 열처리에 있어서의 최고 도달 온도에 있어서도 강재 내에 오스테나이트상이 생성되지 않는 설정으로 하는 것이다. 바람직하게는, 900 ℃ 이상, 더 바람직하게는 1000 ℃ 이상, 더 바람직하게는 1050 ℃ 이상, 또한 시간은 바람직하게는 10초 이상, 더 바람직하게는 30초 이상, 더 바람직하게는 60초 이상 이나, Cu 함유량과의 균형으로 Cu의 충분한 용해가 일어나는 온도와 시간이면, 본 발명의 특징적인 효과를 얻는 데에는 충분하다. 단, 자기 특성에 큰 영향을 미치는 결정립경을 제어한다는 관점도 가미하여 제어할 필요가 있는 것은 물론이다.

결정립경은 지나치게 미세해도 지나치게 조대해도 자기 특성을 열화시키는 일이 있고, 사용 조건에 최적인 입경이 존재하는 것은 잘 알려져 있다. 또한, 최고 도달 온도는 오스테나이트상이 생성되지 않는 온도 영역으로 설정할 필요가 있다. 소량의 생성이면, 특성상의 악영향은 작으나, 바람직하게는 완전 페라이트상에서 어닐링을 행한다. 이 온도는, 주로 강 성분에도 의존하므로, 특정한 온도를 기재할 수 없으나, 상술한 수학식1이 일단 목표로 되고, 또한 일반적인 야금학에 관한 지식을 갖는 당업자이면, 일반적으로 행해지는 열처리 및 조직 관찰의 실험, 또는 최근 발전이 현저한 열역학 계산에 의해, 어떠한 곤란도 없고, 적당한 온도 범위를 설정할 수 있는 것이다.

또한, 열처리 공정에 있어서의 냉각 속도도 중요한 제어 인자로 된다. 그 이유는, 고온 유지에서 충분히 용체화한 Cu는, 냉각 중에 과포화로 되기 때문에, 냉각 속도에 따라서는, 금속 Cu상으로서, 석출해 버려, 본 발명의 효과를 저감시키는 경우가 있기 때문이다. 본 발명에서는 바람직한 조건을, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지한 후의 냉각 공정을, 40 ℃/초 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각하는 것으로 한다. 본 발명의 목적으로 보면, 고냉각 속도인 것에 넘은 일은 없으나, 지나치게 급냉각으로 하면 열왜곡 등으로 인해 특성이 열화하는 경우가 있으므로 주의를 필요로 한다. 바람직하게는 60 ℃/초 이상, 더 바람직하게는 80 ℃/초 이상, 더 바람직하게는 100 ℃/초 이상이다.

특히 본 발명에서 주의해야 할 것은, 금속 Cu상의 석출이 일어나는 온도 영역의 냉각이고, 700 내지 400 ℃의 체재 시간이 중요하게 된다. 700 ℃ 이상에서는 Cu의 과포화도가 작아 석출은 일어나기 어렵고, 400 ℃ 이하에서는 Cu의 확산이 억제되기 때문에 석출이 일어나기 어려워지기 때문이다. 시간은 5초 이하, 바람직하게는 3초 이하, 더 바람직하게는 2초 이하로 하면, 금속 Cu상의 석출을 억제하고, 발명의 효과를 얻는데 충분한 고용 Cu 양을 확보할 수 있다.

그리고 이 열처리 후에는 400 ℃를 초과하는 온도 영역에 30초 이상 유지하지 않는 것이 바람직하다. 이와 같은 열처리에 의해 금속 Cu상의 석출이 촉진되어, 맴돌이 손실을 증대시키기 때문이다.

이상과 같은 성분, 공정을 거침으로써, 특징적인 다량의 고용 Cu에 의한 맴돌이 손실 저감 효과가 효율적으로 발현되어, 주조성이나 압연성을 거의 손상시키 지 않고 고Cu 전자기 강판을 제조할 수 있다. 한편, 이와 같은 고용 Cu 양의 유지를 의식하지 않는 통상의 성분, 열처리 조건으로 제조한 경우, 첨가한 Cu의 적지 않은 부분은 맴돌이 손실 저감 효과가 작은 금속 Cu상 또는 Cu 황화물로서 존재할 뿐만 아니라, 취화가 현저하게 정상인 제조가 곤란해진다.

또한, 본 발명의 가공 강화와 병용하는 경우는, 상기한 열처리는, 재결정이 억제된 상태로 Cu 금속상이 미세하게 석출되도록, 350 내지 700 ℃, 10초 내지 360분의 범위에서 어닐링하면 좋다. 물론, 고온에서 장시간의 어닐링에서는 Cu 금속상이 조대화되어 버려, 강화 능력이 저하된다. 고온에서는 어닐링 시간은 지나치게 길지 않도록 주의를 할 필요가 있고, 저온일수록 장시간의 어닐링이 가능하게 된다.

본 발명에서는 금속 Cu상이 강재 내에 존재하지 않는 것을 특징으로 하나, 이것은 전자 현미경 등의 회절 패턴이나 부설된 X선 분석 기기 등에서 동정하고, 확인이 가능하다. 물론 화학 분석 등 이것 이외의 방법에 의해서도 확인이 가능한 것이다. 본 발명에서는 이 Cu를 주체로 하는 금속상으로서, 직경이 0.010 ㎛ 이상의 것을 대상으로 한다. 그 이유는, 0.005 ㎛ 미만으로 지나치게 미세하면 현재 상태의 최고 정밀도의 분석 기기로 해도, 본 발명이 대상으로 하는 금속 Cu상이라는 특정이 곤란해지기 때문이다. 또한, 어떠한 처리를 행했다고 해도, Cu를 다량으로 함유하는 본 발명 강에 있어서는, 국소적으로는 어떠한 Cu를 함유하는 석출물은 존재하기 때문에, 완전히 금속 Cu상을 배제하는 것은 불가능하기 때문이다. 본 발명은 Cu를 상당량 함유하고, 또한 본 발명에서 기재되는 상당한 열처리에 의해 명백하게 경질화 또는 금속 Cu상이 다량으로 형성되는 전자기 강판에 한정되는 것이고, 본 발명의 본질적인 특징이 다량의 고용 Cu에 있는 것은 물론이다.

[적용]

또한, 본 발명의 효과는 통상 전자기 강판의 표면에 형성되는 표면 피막의 유무 및 종류에 의존하지 않고, 또한 제조 공정에는 의존하지 않기 때문에 무방향성 또는 방향성의 전자기 강판에 적용할 수 있다. 특히 본 발명 강은 특성의 면내 이방성에 있어서 종래 재결정 조직에 의한 강판과는 크게 다른 특징을 부여할 수 있다. 자속 밀도에 대해 보면, 냉연 상태의 풀하드의 상태에서는 코일의 압연 방향으로부터 45°방향(D 방향)의 특성이 압연 방향(L 방향) 또는 코일 폭 방향(C 방향)의 특성보다 높은 것으로 되어 있다. 통상의 재결정 조직을 갖는 전자기 강판에서는 대부분의 경우, D 방향의 특성은 L 또는 C 방향의 특성보다 낮게 되어 있는 것을 생각하면, 재결정ㆍ회복의 정도를 적당하게 조정하여 중간적인 재결정 단계로 제어함으로써, 면내 이방성이 거의 없는 강판을 얻는 것이 용이하게 가능해진다. 면내 이방성이 거의 없는 것은 회전기 등, 용도에 따라서는 매우 바람직한 특성을 발휘할 수 있는 특징을 갖는 강판이다.

용도도 특별히 한정되는 것은 아니고, 가전 또는 자동차 등에서 사용되는 모터의 로터 용도 외에, 강도와 자기 특성이 요구되는 모든 용도에 적용된다.

(제1 실시예)

0.002 ％C － 3.0 ％Si － 0.5 ％Mn － 0.03 ％P － 0.001 ％S － 0.3 ％Al － 0.002 ％N 으로 되는 성분을 갖는 200 ㎜ 두께의 강편으로부터, 슬래브 가열 온 도 1100 ℃, 권취 온도 700 ℃의 열연을 행하고, 열연판 어닐링을 800, 950, 1050 ℃로 변화시키고, 입경을 10, 100, 200 ㎛로 변화시켰다. 각각의 열연판을 냉연 후, 어닐링 없음, 및 400 내지 1000 ℃ 30초의 어닐링을 행하고, 재결정률 및 강도가 다른 판 두께 0.5 ㎜의 제품판을 제조했다. 이들에 대해, JIS5호 시험편에 의한 기계적 특성, 및 한 변이 55 ㎜인 정사각형의 SST 시험에 의한 철손(W_10/400)을 평가했다. 기계적 특성 및 자기 특성 모두 코일의 압연 방향, 45°방향 및 그 직각 방향에 대해, 이하의 식으로 평균값을 구했다.

X = (X₀ ＋ 2 × X₄₅ ＋ X₉₀)/4

여기서, X₀, X₄₅, X₉₀은 코일의 압연 방향, 45°방향 및 그 직각 방향의 특성이다.

결과를 도1에 나타낸다. 결과로부터 명백한 바와 같이, 열연판 입경이 조대한 재료 즉 본 발명의 조건으로 제조한 재료는 강도-철손 균형이 양호하다.

(제2 실시예)

표1의 성분을 갖는 200 ㎜ 두께의 강편으로부터, 표2에 나타내는 제조 조건으로 제품판을 제조했다. 일부의 재료에 대해서는 모터 제조사에서의 열처리를 상정한 열처리(사용자 어닐링)를 행했다. 이들에 대해, JIS5호 시험편에 의한 기계적 특성 및 한 변이 55 ㎜인 정사각형의 SST 시험에 의한 철손(W_10/400)과 자속 밀도(B₂₅)로 특성을 평가했다. 기계적 특성 및 자기 특성 모두 코일의 압연 방향, 45°방향 및 그 직각 방향에 대해, 이하의 식으로 평균값을 구했다.

X = (X₀ ＋ 2 × X₄₅ ＋ X₉₀)/4

결과를 표2에 나타낸다. 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 조건으로 제조한 재료는 경질이고, 또한 자기 특성도 우수하다. 주의를 필요로 하는 것은, 일반적으로 전자기 강판은 함유하는 Si 양에 의해 등급 분류되어 판매되도록, Si 양에서 특성이 크게 다르다. 또한, 판 두께에 의해서도 철손은 크게 다르다. 고Si재는 저Si재에 비해, Si 함유량의 차에 의해 철손이 대폭 저하되고, 또한 판 두께가 얇은 것도 철손이 저하되므로, 본 발명의 효과를 평가할 때에는, Si 양이나 판 두께의 차를 염두로, Si 양, 판 두께가 동등한 것으로 비교하는 것이 필요하다.

(제3 실시예)

표3에 성분을 나타내는 강을 250 ㎜ 두께의 슬래브로 하고, 표3, 표4의 조건으로 제품판을 제조했다. 한 변이 55 ㎜인 정사각형의 SST 시험에 의해 자속 밀도(B10)와 철손(W_10/400)을 측정했다. 자기 특성은 코일의 압연 방향, 45°방향 및 그 직각 방향에 대한 평균값을 이하의 식으로부터 구했다.

X = (X₀ ＋ 2 × X₄₅ ＋ X₉₀)/4

표4에 나타내어진 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 조건으로 제조한 시료는 냉간 압연 공정에서의 압연성이 양호하고 또한 자기 특성도 우수하다. 또한, 본 발명 강에서의 양호한 철손은, 주로 맴돌이 손실의 저감에 의존하고 있는 것을 확인하고 있다.

본 발명에 따르면, 경질이고 자기 특성이 우수한 고강도 전자기 강판을 안정적으로 제조할 수 있다. 즉 본 발명은 고용 강화, 석출 강화를 위해 사용되는 첨 가 원소가 비교적 낮아도 목적으로 하는 강도를 얻을 수 있기 때문에, 냉연성이 향상되고, 냉간 압연 공정의 생산성이 향상되는 동시에, 통상 조업 범위 내에서의 어닐링이 가능해지기 때문에, 어닐링 공정의 작업성도 향상된다. 또한, 어닐링 후에 재냉연을 행함으로써, 종래에는 제조가 곤란했던 극박 재료를 간단하게 생산하는 것도 가능해진다.

또한, 고용 Cu를 이용하면, 취화를 억제하고, 냉연성 등을 문제로 하는 일없이, 맴돌이 손실이 낮은 고합금 성분으로 하고, 고주파 자기 특성이 우수한 전자기 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.

이상에 의해, 강도, 피로 강도, 내마모성의 확보가 가능해지기 때문에, 초고속 회전 모터나 로터에 자석을 조립한 모터 및 전자기 개폐기용 재료의 고효율화, 소형화, 초수명화 등이 달성된다.

Claims

질량％로, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.2 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.040 ％ 이하를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 내부에 가공 조직이 잔존하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d를 20 ㎛ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
질량 ％로, C : 0.060 ％ 이하, Si : 0.2 내지 6.5 ％, Mn : 0.05 내지 3.0 ％, P : 0.30 ％ 이하, S 또는 Se : 0.040 ％ 이하, Al : 2.50 ％ 이하, N : 0.040 ％ 이하를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 내부에 가공 조직이 잔존하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d(㎛)를, d ≥ (220 － 50 × Si ％－ 50 × Al ％)로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정의 직전에 있어서의 강판의 평균 결정립경 d(㎛)를,

d ≤ (400 － 50 × Si ％), 또한

d ≤ (820 － 200 × Si ％)

로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 최종적으로 강판 내부에 잔존하는 가공 조직을 형성하는 공정 직전의 강판의 재결정률을 50 ％ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 강 성분이 질량 ％로, Cu : 0.001 내지 30.0 ％, Nb : 0.03 내지 8.0 ％의 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 강 성분이, 질량 ％로, Ti : 1.0 ％ 이하, V : 1.0 ％ 이하, Zr : 1.0 ％ 이하, B : 0.010 ％ 이하, Ni : 15.0 ％ 이하, Cr : 15.0 ％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 강 성분이, 질량 ％로, Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, La, Co의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판 내부에 존재하는 가공 조직이, 단면 관찰에 있어서의 면적률로 1 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판 내부의 가공 조직에 있어서의 평균 전위 밀도가 1 × 10¹³/㎡ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 실온으로부터 1150 ℃의 온도 영역에 있어서 페라이트 단상이거나, 또는 질량％로,

980 － 400 × C ＋ 50 × Si － 30 × Mn ＋ 400 × P ＋ 100 × Al － 20 × Cu － 15 × Ni － 10 × Cr ＞ 900

을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 450 ℃ 30분의 열처리에 의해 인장 강도가 100 ㎫ 이상 상승하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제10항에 기재된 강판을 제조하는 과정에 있어서, 냉연 이후의 최종 열처리를, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지하고, 또한 이 열처리에 있어서의 최고 도달 온도에 있어서도 강재 내에 오스테나이트상이 생성되지 않는 열처리로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제10항에 기재된 강판을 제조하는 과정에 있어서, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5초 이상 유지한 후의 냉각 공정을, 40 ℃/초 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.
제10항에 있어서, 상기 냉각 공정에 있어서, 700 내지 400 ℃의 체재 시간을 5초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 전자기 강판의 제조 방법.