KR20150038420A - 고강도 전자 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명에 따라, 질량％로, C: 0.005％ 이하, Si: 3.5％ 초과 4.5％ 이하, Mn: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Al: 0.005％ 이하, Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한 Ca/S: 0.80 이상을 만족하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지고, 판두께: 0.40㎜ 이하, 미(未)재결정의 가공 조직: 10％ 이상 70％ 이하, 인장 강도(TS): 600㎫ 이상, 철손 W_10/400: 30W/㎏ 이하로 함으로써, 고속 회전 모터의 로터 재료로서 적합한, 안정적인 고강도를 갖고, 또한 자기 특성에도 우수한 고강도 전자(電磁) 강판을 얻을 수 있다.

Description

고강도 전자 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH ELECTRICAL STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 무방향성 전자(電磁) 강판, 특히 터빈 발전기나, 전기 자동차, 하이브리드 자동차의 구동 모터, 공작 기계용 모터 등 고속 회전기의 로터(rotor)를 전형적인 예로 하는, 큰 응력이 부가되는 부품에 이용하기 적합한, 고강도이고, 또한 우수한 자기 특성(magnetic properties)을 갖는 고강도 전자 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 모터의 구동 시스템의 발달에 의해, 구동 전원의 주파수 제어(frequency control)가 가능해져, 가변속 운전이나 상용 주파수(commercial frequency) 이상에서의 고속 회전을 행하는 모터가 증가하고 있다. 이러한 고속 회전을 행하는 모터에서는, 로터와 같은 회전체에 작용하는 원심력은 회전 반경에 비례하고, 회전 속도의 2승에 비례하여 커지기 때문에, 특히 중·대형의 고속 모터의 로터재로서는 고강도재인 것이 필요시된다.

또한, 최근, 하이브리드 자동차의 구동 모터나 컴프레서 모터 등에서 채용이 증가하고 있는 매입 자석형 DC 인버터 제어 모터(IPM(Interior Permanent Magnet)-type DC inverter control motor)에서는, 로터 외주부에 슬릿(slit)을 설치하여 자석을 매설하고 있다. 이때문에, 모터의 고속 회전시의 원심력에 의해, 좁은 브리지부(bridge; 로터 외주와 슬릿의 사이부 등)에 응력이 집중된다. 게다가, 모터의 가감속 운전이나 진동에 의해 응력 상태가 변화하기 때문에, 로터에 사용되는 코어(core) 재료에는 고강도와 함께, 높은 피로 강도가 필요시된다.

게다가, 고속 회전 모터에서는, 고주파 자속(magnetic flux)에 의해 와전류(eddy current)가 발생하여, 모터 효율이 저하됨과 함께, 발열이 발생한다. 이 발열량이 많아지면, 로터 내에 매입된 자석이 감자(減磁; demagnetized)되는 점에서, 고주파역에서의 철손(iron loss)이 낮은 것도 요구된다.

따라서, 로터용 소재로서, 자기 특성이 우수하고, 또한 고강도의 전자 강판이 요망되고 있다.

여기에, 강판의 강화 수법으로서는, 고용 강화(solid solution strengthening), 석출 강화(strengthening by precipitation), 결정립 미세 강화(strengthening by crystal grain refinement) 및 복합 조직 강화(multi-phase strengthening) 등이 알려져 있지만, 이들 강화 수법의 대부분은 자기 특성을 열화(degrade)시키기 때문에, 일반적으로는 강도와 자기 특성의 양립은 매우 곤란시된다.

이러한 상황하에 있어서, 고장력(high-tension)을 갖는 전자 강판에 대해서 몇 개의 제안이 이루어지고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, Si 함유량을 3.5∼7.0％로 높이고, 또한 고용 강화를 위해 Ti, W, Mo, Mn, Ni, Co 및 Al 등의 원소를 첨가하여 고강도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 상기 강화법에 더하여, 마무리 어닐링(annealing) 조건을 궁리함으로써 결정 입경(grain diameter)을 0.01∼5.0㎜로 하여 자기 특성을 개선하는 방법이 제안되고 있다.

그러나, 이들 방법을 공장 생산에 적용한 경우, 열연(hot rolling) 후의 연속 어닐링 공정이나, 그 후의 압연 공정 등에 있어서, 판파단(sheet breakage) 등의 트러블이 발생하기 쉬워, 수율 저하나 라인 정지가 되는 등의 문제가 있었다.

이 점, 냉간 압연을, 판온(sheet temperature)이 수 백℃의 온간 압연으로 하면, 판파단은 경감되기는 하지만, 온간 압연을 위한 설비 대응이 필요시될 뿐만 아니라, 생산상의 제약이 커지는 등, 공정 관리상의 문제도 크다.

또한, 특허문헌 3에는, Si 함유량이 2.0∼3.5％의 강(鋼; steel)에, Mn이나 Ni로 고용 강화를 도모하는 방법이, 특허문헌 4에는, Si 함유량이 2.0∼4.0％의 강에 대하여 Mn이나 Ni의 첨가로 고용 강화하고, 또한 Nb, Zr, Ti 및 V 등의 탄질화물을 이용하여, 고강도와 자기 특성의 양립을 도모하는 기술이, 특허문헌 5에는, Si 함유량이 2.0％ 이상 4.0％ 미만의 강에 있어서, Nb, Zr, Ti 및 V 등의 탄질화물에 의한 석출 효과 및 세립화 효과를 이용하여, 고강도와 자기 특성의 양립을 도모하는 기술이 각각 제안되고 있다.

그러나, 이들 수법에서는, Ni 등의 고가의 원소를 다량으로 첨가하는 점이나, 스캐브(scab) 등의 결함 증가에 의한 수율의 저하로 고비용이 된다는 문제가 있었다. 또한, 이들 개시 기술에서는, 탄질화물에 의한 석출 효과를 이용하기 때문에, 자기 특성의 열화가 크다는 문제도 있었다.

한편, 특허문헌 6에는, Si: 4.0∼7.0％의 조성에 있어서, 냉간 압연 후의 강판을, Si 함유량과의 관계로 규정한 특정의 온도에 의해 열처리함으로써, 결정 조직의 재결정율을 95％ 이하로 하고, 잔부를 실질적으로 압연 조직으로 하여, 강판 강도의 강화를 도모하는 기술이 개시되어 있다.

상기의 기술에 의하면, 예를 들면, 700℃에서 열처리 하는 경우는, 약 5.9％ 이상의 Si의 첨가가 필요시되기는 하지만, 80㎏f/㎟ 이상의 고항장력(high tensile strength)으로, 소기(所期)의 신장(elongation)을 갖고, 더욱 우수한 자기 특성을 겸비한 실용적인 연자성 재료(soft magnetic material)가 얻어진다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 7에는, Si:0.2∼4.0％를 함유하고, 페라이트상(ferrite phase)을 주상(main phase)으로 하는 전자 강판에 있어서, Ti, Nb 및 Ni 등을 첨가하고, 강재 내부에 직경: 0.050㎛ 이하의 금속간 화합물을 생성함으로써, 강판 강도의 강화를 도모하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에서는, 60㎏f/㎟ 이상의 항장력(tensile strength)과 내마모성을 갖고, 자속 밀도나 철손이 우수한 무방향성 전자 강판이, 냉간 압연성 등을 손상시키는 일 없이 제조될 수 있다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 8, 9 및 10에는, 강판에 미재결정 조직(non-recrystallized microstructure)을 잔류시킨 고강도 전자 강판이 제안되고 있다. 이들 방법에 의하면, 열간 압연 후의 제조성(manufacturability)을 유지하면서, 비교적 용이하게 높은 강도가 얻어진다.

그러나, 이들 재료에 대해서는 모두, 압연 직각 방향에서의 강판 강도의 편차가 커지기 쉽다는 문제점이 있었다.

그래서, 추가로 특허문헌 11에는, Si: 3.5％ 초과 5.0％ 이하, Al: 0.5％ 이하, P: 0.20％ 이하, S: 0.002％ 이상 0.005％ 이하 및 N: 0.010％ 이하를 포함하고, 또한, Mn을 S 함유량(질량％)과의 관계에서,

(5.94×10^－5)/(S％)≤Mn％≤(4.47×10^－4)/(S％)

의 관계를 만족하는 범위로, 조성을 조정한 슬래브(slab)를 이용하는 고강도 무방향성 전자 강판의 제조 방법이 제안되고 있다.

그러나, 전술한 기술에서도 역시, 강판 강도의 편차가, 실사용상의 소망값이 되었다고는 말할 수 없고, 여전히, 저철손이고 또한 고강도이면서도, 강도의 편차가 작은 전자 강판이 요구되고 있었다.

일본공개특허공보 소60-238421호 일본공개특허공보 소62-112723호 일본공개특허공보 평2-22442호 일본공개특허공보 평2-8346호 일본공개특허공보 평6-330255호 일본공개특허공보 평4-337050호 일본공개특허공보 2005-264315호 일본공개특허공보 2005-113185호 일본공개특허공보 2006-169611호 일본공개특허공보 2007-186790호 일본공개특허공보 2010-90474호 일본공개특허공보 2001-271147호 일본공개특허공보 평11-293426호

본 발명은, 상기의 실정을 감안하여 개발된 것으로, 고속 회전 모터의 로터 재료로서 적합한, 안정적으로 고강도를 갖고, 또한 자기 특성에도 우수한 전자 강판 및 그의 유리한 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

이에, 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해, 미재결정 회복 조직(non-recrystallized and recovered microstructure)을 활용한 고강도 전자 강판의 기계 강도에 대해서 면밀한 검토를 행하여, 기계 강도의 편차가 발생하는 원인의 구명에 노력했다.

그 결과, 강판 중의 미재결정 회복 조직이나 개재물(inclusions)의 존재 형태가, 기계 강도의 편차에 큰 영향을 미치고 있는 것을 발견함과 함께, 양호한 제조성하에서, 저철손과 안정적인 고강도를 양립시킨 전자 강판을 얻기 위한, 강 조성과 강 조직의 제어 조건을 모두 분명하게 하여, 본 발명을 완성시키기에 이르렀다.

본 발명은, 상기의 인식에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로, C: 0.005％ 이하, Si: 3.5％ 초과 4.5％ 이하, Mn: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Al: 0.005％ 이하, Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한 Ca/S: 0.80 이상을 만족하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지고, 판두께: 0.40㎜ 이하, 미재결정의 가공 조직: 10％ 이상 70％ 이하, 인장 강도(TS): 600㎫ 이상, 철손 W_10/400: 30W/㎏ 이하인 것을 특징으로 하는 전자 강판.

2. 상기 고강도 전자 강판이, 질량％로 추가로, Sb: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, P: 0.01％ 이상 0.2％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.10％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.002％ 이하, Cr: 0.05％ 이상 0.5％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1에 기재된 전자 강판.

3. 상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 슬래브를, 슬래브 가열 후, 열간 압연한 후 권취(coil)하고, 이어서 열연판 어닐링(hot band annealing)하고, 산세정(pickling) 후, 냉간 또는 온간 압연을 행하여 판두께: 0.40㎜ 이하로 한 후, 마무리 어닐링을 행하는 일련의 공정으로 이루어지는 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서,

상기 슬래브 가열시의 온도를 1050℃ 이상 1150℃ 이하, 상기 열간 압연의 마무리 열연 종료 후의 온도를 800℃ 이상 900℃ 이하, 상기 권취 온도를 500℃ 이상 650℃ 이하, 상기 열연판 어닐링의 온도를 900℃ 이상 1000℃ 이하로 하고, 또한, 상기 마무리 어닐링을, 수소: 10vol％ 이상, 노점(dew point): －20℃ 이하의 분위기(atmosphere) 중, 650℃ 초과 800℃ 미만의 온도 범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 전자 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 고강도이고 또한 저철손인 전자 강판을, 양호한 제조성하에서 얻을 수 있다.

도 1은 Al, Mn의 첨가량과 인장 강도의 편차와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 인장 강도의 편차에 대한 열연 조건의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 3은 철손에 대한 마무리 어닐링 조건의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 4는 Al, Mn의 첨가량과 철손과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 Al, Mn의 첨가량과 인장 강도의 편차와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 철손과 인장 강도의 편차에 미치는 슬래브 가열 온도와 열연판 어닐링 온도의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 7은 인장 강도와 철손에 미치는 제품판(product sheet)의 판두께와 마무리 어닐링 온도의 영향을 나타내는 그래프이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 강판 성분을 나타내는 ％ 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％를 의미한다.

전술한 바와 같이, 고강도 무방향성 전자 강판을 얻는 수단으로서, Nb, Zr, Ti 및 V 등의 탄질화물의 이용을 생각한 경우, 탄질화물 등의 석출물은, 강판이 자화(磁化; magnetized)될 때의 자벽(domain wall) 이동을 방해하기 때문에, 저철손의 실현에는 본질적으로 불리하다고 생각된다.

그래서, 발명자들은, 탄질화물 등의 석출물을 이용하지 않고, 강판을 고강도화시키는 수단으로서, 미재결정 회복 조직의 이용에 주목했다. 그러나, 종래 방법으로 미재결정 조직을 이용하는 경우에는, 강판 중에서의 미재결정 조직의 존재 형태의 불균일이, 기계 강도의 편차에 크게 영향을 주어 버리는 경향이 있었다. 이것은, 마무리 어닐링시, 강 조직에서는, 재결정 진행 중의 도중 단계에서 어닐링이 종료되어 버리기 때문에, 강판의 초기 입경이나, 석출물의 양 및 형태, 나아가서는 냉간 압연시의 전위(dislocation) 도입의 정도 등, 각각의 조건의 근소한 차이가, 재결정의 진행 정도에 크게 영향을 미치기 때문이라고 생각된다.

따라서, 상기한 제(諸)조건을, 마이크로적으로(at the micro level) 보아도 편차없이, 가능한 한 균일하게 할 수 있으면, 얻어진 미재결정 조직의 형태도 안정된다고 생각된다. 그래서, 우선 소재 성분에 대해서 검토했다.

통상의 무방향성 전자 강판에서는, 철손 저감을 위해, Si에 더하여 Al, Mn 등의 원소를 첨가하는 경우가 많다. 특히 Al은, Si와 동일하게, 고유 저항 증대 효과가 크기 때문에, 적극적으로 첨가되어 있다. 또한, Mn도 고유 저항(specific resistance)을 높이는 효과가 있고, 또한, 열간 취성(hot shortness)의 개선에 유효하기 때문에, 통상 0.15∼0.20％ 정도는 첨가되어 있다.

그러나, 발명자들은, 본 발명에서 목적으로 하는 고강도를 얻기 위해서는, Si의 쪽이 유리하다고 생각하여, 우선 처음으로, Si를 주로 이용하고, Al을 보조적으로 이용하는 성분계를 검토했다.

표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 1100℃에서 가열한 후, 2.0㎜ 두께까지 열연한 열연판에 950℃의 온도에서 열연판 어닐링을 행했다. 이어서, 산세정 후, 판두께: 0.35㎜로 냉간 압연한 후, 750℃의 온도에서 마무리 어닐링을 행했다.

이렇게 하여 얻어진 강판으로부터, 자기 특성은 압연 방향(L) 및 압연 직각 방향(C)으로 엡스타인 시험편(Epstein test pieces)을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C특성(L＋C의 평균)으로 평가했다. 또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다.

얻어진 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 인장 강도의 편차(이하, 강도의 편차, 또는 단순히, 편차라고도 함)는, 표준 편차(σ)로 평가하고, 표 2 중에서는 2σ로 나타냈다.

표 2로부터, 상기한 어느 조건에서도, 강판의 인장 강도의 평균값은 650㎫ 이상으로서, 통상의 전자 강판과 비교하여, 높은 강도를 나타냈다. 그러나, 그 편차는 작다고는 할 수 없었다. 단, Al이 0.01％로 적은 소재에서는, 약간이지만, 인장 강도의 편차가 작은 강판이 인정되었다. 또한, 철손도 그 강판이 가장 작았다.

여기에, 본 발명에 있어서는, 2σ가 15㎫ 이내이면, 인장 강도의 편차는 작다고 한다. 그렇다고 하는 것은, 종래의 발명(특허문헌 11)에서는, 2σ가 25㎫ 이내의 경우에 편차가 작다고 되어 있어, 그 값의 60％가 되는 15㎫ 이내이면, 종래에 비해, 편차는 충분히 작다고 할 수 있기 때문이다.

다음으로, 발명자들은, 미재결정 조직을 이용하는 경우, 즉, 마무리 어닐링시에 있어서, 재결정 진행 중의 도중 단계에서 어닐링을 종료시키는 방법에 있어서, Si 이외의 성분은 가능한 한 적은 쪽이, 얻어진 조직의 불균일이 작아져, 아울러 인장 강도의 편차도 작아지는 것은 아닌지 추정했다.

그래서, Si: 3.7％이고, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하로 하고, Al량을 0.0001∼0.01％, Mn량을 0.01∼0.2％의 범위에서 변화시킨 성분의 강 슬래브를 준비했다.

강 슬래브를, 1100℃에서 가열한 후, 2.0㎜ 두께까지 열연한 열연판에, 950℃의 온도에서 열연판 어닐링을 행했다. 이어서, 산세정 후, 판두께: 0.35㎜로 냉간 압연 한 후, 750℃의 온도에서 마무리 어닐링을 행했다.

얻어진 강판으로부터, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을, 각 소재에 대해 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다. 그 편차를 표준 편차(σ)로 평가하고, 2σ의 수치를 도 1에 플롯한다.

도 1로부터, Al량이 0.005％ 이하, Mn량이 0.15％ 이하인 경우에, 인장 강도의 편차가 작은 경향이 있는 것을 알 수 있다. 그러나, 상기 범위라도, 더욱 편차가 큰 것도 있어, Al, Mn량을 상기의 범위로 하는 것만으로는, 인장 강도의 편차를 작게 할 수 없는 것을 알 수 있었다.

그래서, 발명자들은, Al량이 0.005％ 이하, Mn량이 0.15％ 이하의 조건에서, 인장 강도의 편차가 컸던 것과 작았던 것의 시험편을 상세하게 조사·검토했다. 그 결과, Mn량이 0.10％ 이하이고, 또한 S가 10질량ppm 이상 30질량ppm 이하의 성분 소재의 경우에, S가 부분적으로 편석·농화(segregated/concentrated)되어 있는 것이 보여, 그러한 시료(sample)에서는, 특히, 강도의 저하가 큰 것을 발견했다.

발명자들은, 그 원인으로서, 통상의 Mn, S량의 경우에서는, 주입(鑄入) 후에 석출되어 있던 MnS가, 1100℃의 슬래브 가열 중에 고용되고, 열연 중에 재석출하는 현상이 일어나기는 하지만, 상기한 바와 같이 Mn량이 적으면, 액상의 FeS가 석출되기 쉬워져, 그에 수반하여 S가 부분적으로 농화·편석됨으로써, 그 부분이 균열되기 쉬워져, 결과적으로 강도가 불균일해진다고 생각했다.

또한, Al량이 적어짐에 따라, 마무리 어닐링 후의 시료 표면에 발생하는 산화물량이 많아지는 경향도 보였다. 이것은, Al이 많이 함유된 경우는, Al 산화물이 생성되기 때문에 그 배리어 효과(barrier effect)로 Si 산화물의 생성이 억제되지만, Al이 적은 경우는, 그 효과가 적기 때문에, Si의 산화가 진행되기 쉬워지고, 그 결과, 시료 표면에 발생하는 산화물량이 많아지기 때문이라고 생각했다.

여기에, 표층 산화물의 생성은, 철손의 열화 원인이 되기 때문에, 그 억제가 필요시된다.

그래서, 발명자들은, 주입 후에 석출되어 있는 MnS량을 적게 하기 위해, Ca를 소량 첨가하고, MnS를 황화 칼슘(CaS)의 형태로 함으로써, 상기의 현상의 발생을 억제할 수 있어, 강도의 편차가 작아지는 것은 아닌가하고 생각했다. 또한, 동시에, 개재물의 형성에는, 열연 조건의 영향 및 마무리 어닐링 조건의 영향이 있다고 생각하여, 이하의 실험을 행했다.

표 3에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 준비하고, 1100℃에서 가열한 후, 마무리 열연 종료 후의 온도와 열연 종료 후의 권취 온도를 변화시켜 2.0㎜ 두께까지 열연했다. 다음으로 950℃의 온도에서 열연판 어닐링을 행하고, 산세정 후, 판두께: 0.35㎜로 냉간 압연했다. 그 후, 수소 농도와 노점을 변화시켜, 750℃의 온도에서 마무리 어닐링을 행했다.

얻어진 강판으로부터, 압연 방향 및 압연 직각 방향으로 엡스타인 시험편을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C 특성으로 평가했다. 또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다. 어느 조건에서도 인장 강도는 평균값으로 650㎫ 이상으로 통상의 전자 강판과 비교하여 높은 강도를 나타냈다.

도 2에, 인장 강도의 편차에 대한 열연 조건의 영향을 나타낸다. 마무리 열연 종료 후의 온도를 800℃ 이상 900℃ 이하, 열연 종료 후의 권취 온도를 500℃ 이상 650℃ 이하로 한 조건에서, 편차가 15㎫ 이하로 매우 작아져 있는 것을 알 수 있다.

또한, 도 3에, 철손에 나타내는 마무리 어닐링 조건의 영향을 나타낸다. 수소 농도: 10vol％ 이상이고, 또한 노점: －20℃ 이하의 조건에서, 저철손(W_10/400)이 30W/㎏ 이하가 되어 있는 것을 알 수 있다.

또한, 상기의 양호한 철손과 작은 강도의 편차가 얻어진 시료에서, 미재결정의 가공 조직의 비율을 조사한 결과, 30∼45％였다.

본 발명에 있어서, 강 조직에 있어서의 미재결정의 가공 조직의 비율을 제어하는 것이 중요하다. 여기에, 가공 조직의 비율은, 강판의 압연 방향 단면(ND－RD단면)을 절출하고, 그 단면을 연마·에칭(polish and etch)하여, 광학 현미경으로 관찰하고, 미재결정 조직의 면적률을 측정하는 방법으로 구했다.

다음으로, 발명자들은, Al, Mn량의 영향을 더욱 상세하게 조사하는 실험을 행했다.

Si: 4.0％이고, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하로 하고, Al량이 0.0001∼0.01％, Mn량이 0.01∼0.20％, Ca량이 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하의 범위에서 변화시킨 성분의 강 슬래브를 준비했다.

강 슬래브를 1120℃에서 가열한 후, 마무리 열연 종료 후의 온도가 800℃ 이상 900℃ 이하, 열연 종료 후의 권취 온도가 500℃ 이상 650℃ 이하가 되도록 1.8㎜ 두께까지 열연했다. 다음으로, 975℃의 온도에서 열연판 어닐링을 행하고, 산세정 후, 판두께: 0.35㎜로 냉간 압연했다. 그 후, 수소 농도: 10vol％ 이상 또한 노점: －20℃ 이하의 조건에서, 730℃의 온도에 의한 마무리 어닐링을 행했다.

이렇게 하여 얻어진 강판으로부터, 압연 방향 및 압연 직각 방향으로 엡스타인 시험편을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C 특성으로 평가했다.

철손 측정 결과를 도 4에 나타내지만, Al량이 0.005％ 이하, Mn량이 0.10％ 이하인 경우에, 저철손(W_10/400이 30W/㎏ 이하)이 되어 있는 것을 알 수 있다.

또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 소재에 대해 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다. 그 편차를 표준 편차(σ)로 평가하고, 2σ의 결과를 도 5에 나타낸다. 또한, 도시하지 않지만, 어느 조건에서도 인장 강도는 평균값이 700㎫ 이상으로 통상의 전자 강판과 비교하여 매우 높은 강도를 나타내고 있었다.

도 5로부터, Al량이 0.005％ 이하, Mn량이 0.10％ 이하인 경우에, 편차가 작은 예가 많은 것을 알 수 있다. 그러나, 여전히, 상기 범위라도, 편차가 큰 것이 있었다. 그러한 예를 상세하게 조사하면, S량에 비해 Ca량이 적은, 즉, Ca/S가 0.80 미만의 조건에 해당하는 것을 알 수 있었다.

또한, 상기의 양호한 철손과 고강도이며 작은 편차가 얻어진 시료에서의 미재결정의 가공 조직의 비율은, 45∼60％였다.

이상으로부터, C: 0.005％ 이하, Si: 3.5％ 초과 4.5％ 이하, Mn: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Al: 0.005％ 이하, Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한 Ca/S가 0.80 이상을 만족하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 소재를 이용함으로써, 저철손이고 또한 강도의 편차가 적은 고강도 전자 강판이 얻어지는 것이 분명해졌다.

그 때, 마무리 열연 종료 후의 온도는 800℃ 이상 900℃ 이하, 열연 종료 후의 권취 온도는 500℃ 이상 650℃ 이하, 마무리 어닐링시의 수소 농도는 10vol％ 이상, 노점은 －20℃ 이하의 분위기로 하는 것이 필요했다.

또한, Ca 첨가에 대해서는, 특허문헌 12에, C: 0.005％ 이하, (Si＋Al)≥1.0％이고 또한 Al≥0.2％ 또는 Al≤0.01％, Mn: 0.1∼1.5％, P: 0.1％ 이하를 포함하고, 추가로 S: 0.004％ 이하, (Sb＋Sn＋Cu): 0.005∼0.1％를 함유하는 조성에, Ca를 10∼100ppm 첨가함으로써, 개재물이나 석출물이 많아도, 철손을 저감할 수 있는 기술이 개시되어 있다.

여기에, 특허문헌 12의 발명은, 마무리 어닐링시의 입성장을 억제하는 Mn계 황화물의 양을 줄여, CaS의 형태로 함으로써, 제품판의 입경을 크게 하여 철손을 개선하는 것으로, 본 발명의 Mn량이 적은 경우에, 액상의 FeS의 석출을 방지하여 S의 편석·농화를 억제하고, 강도의 편차를 작게 하는 것과는, 그 목적·효과가 상이하다. 또한, 특허문헌 12 중에서, Mn량이 가장 적은 예는 0.15％이며, 본 발명의 Mn량의 적정 범위인 0.01％ 이상 0.1％ 이하와 중복되는 범위는 없다.

또한, 특허문헌 13에서는, C: 0.005％ 이하, Si: 4.0％ 이하, Mn: 0.05∼1.5％, P: 0.2％ 이하, N: 0.005％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.1∼1.0％, S: 0.0009％ 이하(0％를 포함함)를 함유하는 조성에, Ca를 0.0005∼0.005％를 첨가함으로써, 피로 특성이 우수한 무방향성 전자 강판을 제조하는 기술이 개시되어 있지만, 특허문헌 13의 발명은, S: 9질량ppm 이하의 재료에, Ca 첨가에 의해 분산한 구 형상(dispersed spherical)의 Ca-Al 산화물을 생성시킴으로써, 피로 강도를 향상시키는 것에 있다. 따라서, Al을 0.1∼1.0％의 범위에서 함유하는 것이 중요하다고 생각되어, 본 발명의 Ca 첨가와 그 목적·효과가 상이하다. 또한 특허문헌 13 중에서, Mn량이 가장 적은 예는 0.17％이며, 본 발명의 Mn량의 적정 범위인 0.01％ 이상 0.1％ 이하와 중복되는 범위는 없다.

또한, 발명자들은, 다른 제조 조건의 영향을 조사하기 위해 이하의 실험을 행했다.

표 4에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 준비하고, 슬래브 가열 온도를 변화시켜 가열한 후, 마무리 열연 종료 후의 온도가 870℃∼890℃, 열연 종료 후의 권취 온도가 620℃∼640℃가 되도록 1.6㎜ 두께까지 열연했다. 다음으로 어닐링 온도를 변화시켜 열연판 어닐링을 행하고, 산세정 후, 판두께: 0.25㎜로 냉간 압연했다. 그 후, 수소 농도: 20vol％ 또한 노점: －40℃의 조건으로, 720℃의 온도에서 마무리 어닐링을 행했다.

얻어진 강판으로부터, 압연 방향 및 압연 직각 방향으로 엡스타인 시험편을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C 특성으로 평가했다. 또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다. 어느 조건에서도 인장 강도는 평균값으로 600㎫ 이상으로 통상의 전자 강판과 비교하여 매우 높은 강도를 나타냈다.

도 6에, 철손과 인장 강도의 편차에 미치는 슬래브 가열 온도와 열연판 어닐링 온도의 영향을 나타낸다. 슬래브 가열 온도가 1050℃ 이상 1150℃ 이하, 열연판 어닐링이 900℃ 이상 1000℃ 이하로 한 경우에, 저철손(W_10/400이 30W/㎏ 이하)이 얻어지고, 또한 강도의 편차가 낮은(15㎫ 이하) 것을 알 수 있다.

상기한 범위의 슬래브 가열 온도에서, 양호한 특성이 얻어지는 이유에 대해서는, 주입시에 CaS로서가 아니라, MnS로서 석출되어 있던 것이, 일단, 고용된 후, CaS로서 석출되기 때문이라고 생각된다. 또한, 슬래브 가열 온도가 낮으면 MnS를 재고용할 수 없고, 한편, 가열 온도가 높으면 주입시에 이미 CaS로서 석출되어 있던 것까지 고용되어 버리기 때문에, 역효과가 된다.

또한, 상기한 범위의 열연판 어닐링 온도에서, 양호한 특성이 얻어지는 이유에 대해서는, 적당한 크기의 열연판 입경으로 함으로써, 냉간 압연시에 강판 내에 도입되는 변형이 마이크로적으로 적당한 분포가 되기 때문에, 마무리 어닐링시에 재결정부와 미재결정의 가공 조직이 적당하게 분산된 조직이 되기 때문이라고 생각된다.

또한, 상기의 양호한 철손과 작은 강도 편차가 얻어진 시료에서의 미재결정의 가공 조직의 비율은 55∼70％였다.

이상으로부터, 본 발명의 전자 강판을 얻으려면, 슬래브 가열 온도를 1050℃ 이상 1150℃ 이하, 열연판 어닐링을 900℃ 이상 1000℃ 이하로 할 필요가 있는 것을 알 수 있었다.

계속하여, 발명자들은, 제품판의 판두께와 마무리 어닐링시의 어닐링 온도의 영향을 조사하기 위한 실험을 행했다.

표 5에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 준비하고, 강 슬래브를 1070℃에서 가열한 후, 마무리 열연 종료 후의 온도가 830∼850℃, 열연 종료 후의 권취 온도가 580∼600℃가 되도록 1.6㎜ 두께까지 열연했다. 다음으로 900℃의 온도에서 열연판 어닐링을 행하고, 산세정 후, 판두께: 0.18∼0.50㎜로 냉간 압연했다. 그 후, 수소 농도: 30vol％, 노점: －30℃의 조건으로, 600∼850℃의 온도 범위에 의한 마무리 어닐링을 행했다.

얻어진 강판으로부터, 압연 방향 및 압연 직각 방향으로 엡스타인 시험편을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C 특성으로 평가했다. 또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 10매씩 채취하여 인장 시험을 행했다.

도 7에, 인장 강도와 철손에 미치는 제품판·판두께와 마무리 어닐링시·어닐링 온도의 영향을 나타낸다. 어닐링 온도가 800℃ 이상에서는 강도가 600㎫에 도달하지 않는 것을 알 수 있다. 이때, 미재결정의 가공 조직의 비율은 10％ 미만이었다. 또한, 어닐링 온도가 650℃ 이하에서는, 철손(W_10/400)이 30W/㎏ 초과가 되었다. 이때, 미재결정의 가공 조직의 비율은 70％ 초과였다. 또한, 판두께가 0.40㎜를 초과하면, 강도 600㎫ 이상 또한 철손(W_10/400)이 30W/㎏ 이하의 특성을 얻을 수는 없었다.

따라서, 본 발명에서는, 판두께를 0.40㎜ 이하, 마무리 어닐링시의 어닐링 온도를 650℃ 초과 800℃ 미만으로 한정했다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 강 성분을 상기의 조성 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

C: 0.005％ 이하

C는, 탄화물의 석출에 의해 강도를 높이는 효과를 갖지만, 본 발명에 있어서의 강판의 고강도화는, 주로 Si 등의 치환형 원소의 고용 강화와 미재결정 회복 조직의 이용에 의해 달성되기 때문에, 반드시 필수는 아니다. 오히려, 자기 특성을 열화시키고, 또한 고Si 강의 가공성을 저하시키는 영향이 크기 때문에, C는 0.005％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.0035％ 이하이다.

Si: 3.5％ 초과 4.5％ 이하

Si는, 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되는 것 외에, 전기 저항(electrical resistance)을 높여 철손을 저감하는 효과가 있어, 무방향성 전자 강판을 구성하는 주요 원소이다. 또한, 무방향성 전자 강판에 첨가되는 Mn, Al, Ni 등 다른 고용 강화 원소와 비교하여 높은 고용 강화능을 갖기 때문에, 고항장력화, 고피로 강도화, 저철손화를 가장 밸런스 좋게 달성할 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명에 있어서의 고용 강화의 주체가 되는 원소로서, 3.5％를 초과하여 적극적으로 첨가한다. 그러나, Si량이 4.5％를 초과하면 항장력은 증가하기는 하지만 피로 강도는 급격하게 저하되고, 또한 냉간 압연 중에 균열을 발생시킬만큼 제조성이 저하되기 때문에, 그 상한을 4.5％로 했다.

Mn: 0.01％ 이상 0.10％ 이하

Mn은, Si와 동일하게, 전기 저항을 높여 철손을 저감하는 효과가 있을 뿐만 아니라, 강을 고용 강화하는 작용도 갖고, 또한 열간 취성을 개선하는 데에 있어서도 유효한 원소이기 때문에, 통상, 무방향성 전자 강판에 있어서서는, 0.2％ 이상 정도 첨가되어 있다. 그러나, 본 발명에서 목적으로 하는, 저철손이고 또한 강도의 편차가 적은 고강도 전자 강판을 얻기 위해서는, Mn량을 0.01％ 이상 0.10％ 이하로 적게 하는 것이 필수이고, 본 발명에 있어서 중요한 점이다.

Al: 0.005％ 이하

Al은, Si와 동일하게, 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되고 있으며, 전기 저항을 증가시켜 철손을 저감하는 효과가 크기 때문에, 무방향성 전자 강판의 주요 구성 원소의 하나이다. 그러나, 본 발명에서 목적으로 하는 저철손이고 또한 강도의 편차가 적은 고강도 전자 강판을 얻기 위해서는, 질화물량을 매우 적게 할 필요가 있는 점에서, Al량을 0.005％ 이하로 하는 것이 필수이고, 본 발명의 중요한 점이다.

Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하

본 발명에 있어서, Ca는 Mn량을 적게 하여 양호한 특성을 얻기 위해 필수의 원소이지만, 0.0010％ 미만에서는 그 효과는 충분하지 않다. 한편, 0.0050％를 초과하면, 그 효과는 포화하여 단순히 비용 증가가 되는 점에서, 상기 범위로 한정했다.

S: 0.0030％ 이하

S는, 함유량이 0.0030％를 초과하면, 조대한 MnS나 CaS의 석출이 증가하고, 피로 강도의 저하나 인장 강도의 편차의 증가 요인이 되거나, 적합한 강판 조직으로 제어하거나 하는 것이 어려워진다. 따라서, 그 상한을 0.0030％로 한다.

N: 0.0030％ 이하

N은, 전술한 C와 동일하게, 자기 특성을 열화시키기 때문에 0.0030％ 이하로 제한한다.

Ca/S: 0.80 이상

Ca/S가 0.80에 미치지 못하는 경우, S를 고정하기 위한 Ca량이 부족하다. 특히 본 발명과 같이 Mn량이 0.01％ 이상 0.10％로 적은 경우, 슬래브 가열시 등에 액상의 FeS가 석출되어, S가 편석·농화되기 쉬워져, 그것이, 강도의 편차의 원인이 되기 때문에, 상기 범위로 제한하는 것이 필요하다. 또한, Ca/S는 비용의 점에서 3.0 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 따른 기본 성분에 대해서 설명했지만, 본 발명에서는, 그 외에, 자기 특성 향상이나 고강도화를 위해, 종래부터 이용되고 있는 원소를 필요에 따라서 첨가하는 것도 가능하다. 그 첨가량은 첨가 비용이나 제조성을 저하시키지 않는 범위에서 조정하는 것이 바람직하지만, 구체적으로는 이하와 같다.

Sb, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하

Sb, Sn은 모두, 무방향성 전자 강판의 집합 조직을 개선하여 자기 특성을 높이는 효과를 갖지만, 그 효과를 얻으려면, Sb, Sn을 단독 첨가 또는 복합 첨가, 어느 경우에 있어서도 각각 0.005％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 과잉하게 첨가하면 강이 취화(embrittle)되어, 강판 제조 중의 판파단이나 스캐브의 발생이 증가하기 때문에, Sb, Sn은 단독 첨가 또는 복합 첨가 중 어느 경우도 각각 0.2％ 이하로 한다.

P: 0.01％ 이상 0.2％ 이하

P는, 비교적 소량의 첨가라도 대폭의 고용 강화능이 얻어지기 때문에, 고강도화에 매우 유효하다. 그러나, 과잉한 첨가는, P의 편석에 의한 취화에 의해, 강판의 입계 균열(intergranular cracking)이나 압연성의 저하를 초래하기 때문에, P량은 0.2％ 이하로 제한한다. 또한, 고용 강화능의 명확한 효과를 발현시키려면 0.01％ 이상의 첨가가 필요하기 때문에, 상기 범위로 한다.

Mo: 0.005％ 이상 0.10％ 이하

Mo는, 내산화성을 향상시킴으로써 표면 성상을 개선하는 효과가 있다.

그러나, 함유량이 0.005％ 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않고, 한편, 0.10％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되어, 고비용이 되기 때문에, 상한은 0.10％로 한다.

B: 0.0002％ 이상 0.002％ 이하

B는, 입계 편석(grain boundary segregation)함으로써 입계 강도(grain boundary strength)를 향상시키는 원소이며, 특히 P의 입계 편석에 의한 취화를 억제하는 효과가 현저하다. 그 효과를 얻으려면, 0.0002％ 이상의 첨가가 필요하고, 또한 0.002％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되기 때문에, 상기 범위로 한다.

Cr: 0.05％ 이상 0.5％ 이하

Cr은, 본 발명에 있어서의 Si를 주체 성분으로 하는 강판에 대하여, 표면 성상 개선에 유효하고, 0.05％ 이상의 첨가로 그 효과가 명확해지지만, 0.5％를 초과하면 그 효과는 포화되기 때문에, 첨가하는 경우는 상기 범위로 한다.

상기한 바와 같은, 필수 성분 및 억제 성분으로 함으로써, 결정립의 성장성에 영향을 주는 석출물 상태의 변동을 작게 하여, 제품의 기계 특성의 편차를 작게 할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 전술하지 않은 그 외의 원소는, Fe 및 불가피적 불순물이지만, 불가피적 불순물은, 제품의 기계 특성의 편차를 크게 해 버리기 때문에, 제조상 문제가 없는 레벨까지 저감하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서의 강판 조직 형태의 한정 이유에 대해서 서술한다.

본 발명의 고강도 전자 강판은, 재결정립과 미재결정립의 혼합 조직으로 구성되지만, 이 조직을 적정하게 제어하는 것이 중요하다.

우선, 미재결정립의 가공 조직의 면적률을, 강판 압연 방향 단면(판폭방향에 수직인 단면) 조직에 있어서 10％ 이상 70％ 이하의 범위로 제어할 필요가 있다. 미재결정 면적률이 10％ 미만에서는, 종래의 무방향성 전자 강판과 비교하여 충분히 우위인 강도가 얻어지지 않게 된다. 한편, 미재결정율이 70％를 초과하면, 강도는 충분히 높기는 하지만, 저철손이 얻어지지 않게 된다. 보다 바람직한 미재결정율은 15∼65％이다.

다음으로, 본 발명의 전자 강판을 얻기 위한 적합한 제조 방법에 있어서의, 제 조건의 한정 이유에 대해서 서술한다.

본 발명에 있어서의 고강도 전자 강판의 제조 공정은, 일반의 무방향성 전자 강판에 적용되어 있는 공정 및 설비를 이용하여 실시할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 전자 강판이란 무방향성 전자 강판을 의미한다.

상기 공정으로서는, 예를 들면, 전로(converter) 혹은 전기로(electric furnace) 등에서 소정의 성분 조성으로 용제된 강을, 탈가스 설비(degasser)에서 2차 정련(refining)하고, 연속 주조(continuous casting) 또는 조괴 후의 분괴 압연(blooming subsequent to ingot casting)에 의해 강 슬래브로 한 후, 열간 압연, 열연판 어닐링, 산세정, 냉간 압연 또는 온간 압연, 마무리 어닐링 및 절연 피막 도포 소성과 같은 공정을 들 수 있다. 또한, 직접 주조법을 이용하여, 100㎜ 이하의 두께의 박주편을 직접 제조해도 좋다.

여기에서, 소망하는 강 조직을 얻기 위해서는, 강판의 제조 조건을 이하에 서술하는 바와 같이 제어하는 것이 중요하다.

우선, 열간 압연시에 있어서, 슬래브 가열 온도를 1050℃ 이상 1150℃ 이하로 하고, 주입시에, CaS로서가 아니라 MnS로서 석출되어 있던 황화물을, 적절한 고용 상태로 하는 것이 필요하다. 즉, 슬래브 가열 온도가 1050℃ 미만의 경우, MnS를 고용시킬 수 없고, 한편 1150℃를 초과하면, 주조시에 CaS로서 석출되어 있던 것까지 재고용되어 버리기 때문에, 상기 범위로 한정할 필요가 있다.

계속해서, 열간 압연은, 마무리 열연 종료 후의 온도가 800℃ 이상 900℃ 이하, 열연 종료 후의 권취 온도가 500℃ 이상 650℃ 이하가 되도록 행하는 것이 필요하다. 이 조건으로 함으로써, 슬래브 가열시에 고용된 MnS가, FeS의 액상이 되는 일 없이, CaS의 형태로 변화하기 때문이다.

이어서, 열연판 어닐링을 행하지만, 그 때, 열연판 어닐링 온도를 900℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 열연판 어닐링을, 이 범위의 온도로 함으로써, 열연판의 입경이 적당한 크기가 되어, 냉간 압연시에 강판 내에 도입되는 변형이 마이크로적으로 적당한 분포가 되기 때문에, 마무리 어닐링시에 재결정부와 미재결정의 가공 조직이 적당하게 분산된 조직이 된다고 생각된다.

다음으로, 냉간 또는 온간 압연을 행하여 최종 판두께로 하지만, 이때 압하율은 75％ 초과로 하는 것이 바람직하다. 75％ 이하에서는, 이어지는 마무리 어닐링시에 필요시되는 재결정핵의 양이 부족하기 때문에, 미재결정 조직의 분산 상태를 적정하게 제어하기 어려워지기 때문이다. 또한, 최종 판두께는 0.40㎜ 이하로 할 필요가 있다. 그렇다고 하는 것은, 0.40㎜를 초과하면 고강도(600㎫ 이상)와 저철손(W_10/400≤30W/㎏)의 양립이 어려워지기 때문이다.

이어서, 마무리 어닐링을 행하지만, 그 때, 강환원성 분위기인, 수소: 10vol％ 이상, 노점: －20℃ 이하의 분위기하에서, 또한 어닐링 온도를 650℃ 초과 800℃ 미만의 범위로 하는 것이 필요하다.

상기와 같은 강환원성 분위기로 함으로써, 본 발명과 같이, Al량이 적고 Si량이 많은 성분계에 있어서도, 철손 열화를 초래하지 않는 정도로, 강판의 표층 산화물 등의 생성을 억제할 수 있다고 생각된다.

게다가, 어닐링 온도가 650℃ 이하에서는, 강 조직의 재결정화가 충분히 진행하지 않고 자기 특성이 대폭으로 열화된다. 한편, 어닐링 온도가 800℃ 이상에서는, 미재결정 조직이 10％ 미만이 되어 버려, 강판의 강도 저하의 원인이 된다.

따라서, 본 발명에서는, 마무리 어닐링을, 수소: 10vol％ 이상, 노점: －20℃ 이하의 분위기하에서, 또한 어닐링 온도를 650℃ 초과 800℃ 미만의 범위에서 행하는 것으로 한다.

또한, 상기한 마무리 어닐링에 계속하여, 기존의 코팅(coating) 처리를 행해도 좋은 것은 말할 필요도 없다. 이때, 양호한 펀칭성(punching properties)을 확보하기 위해서는, 수지(resin)를 함유하는 유기(organic) 코팅이 바람직하고, 한편 용접성을 중시하는 경우에는 반유기(semi-organic)나 무기(inorganic) 코팅을 적용하는 것이 바람직하다.

실시예

〔실시예 1〕

표 6에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 표 7에 나타내는 조건으로, 슬래브 가열, 열간 압연, 열연판 어닐링을 행하고, 산세정 후, 판두께: 0.35㎜까지 냉간 압연을 행한 후, 마무리 어닐링·코팅 처리를 행했다. 그 때, 마무리 어닐링 후의 시료에 대해서, 강판의 압연 방향 단면(ND－RD 단면)을 연마, 에칭하여 광학 현미경으로 관찰하고, 미재결정 조직의 면적률을 구했다.

얻어진 무방향성 전자 강판으로부터, 압연 방향 및 압연 직각 방향으로 엡스타인 시험편을 절출하여, 자기 특성을 측정했다. 자기 특성은 L＋C 특성으로 평가했다. 또한, 압연 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 각 조건마다 10매씩 채취하여, 인장 시험을 행하고 인장 강도(TS)의 평균값과 편차를 조사했다.

얻어진 결과를 표 7에 병기한다. 또한 TS의 편차는 표준 편차(σ)로 평가하고, 표 중에는 2σ로 나타냈다. 여기에, 2σ가 15㎫ 이내이면, 전술한 바와 같이, TS의 편차는 작다고 할 수 있다.

표 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 제조 조건, 강 조직을 만족하는 발명예(No. 5, 6, 8, 9, 11, 12, 14 및 15)는 모두, TS의 편차가 작고, 안정적인 제품 특성을 나타내고 있는 것을 알 수 있다.

이에 대하여, 본 발명의 적정 범위 외의 강종 G를 이용한 No. 1∼3은, TS의 편차가 크다. 또한, 그 외에, 슬래브 가열 온도나 열연 조건, 마무리 어닐링 분위기 등이, 본 발명의 적정 범위를 벗어나 있는 No. 4, 7, 10, 13도 또한, TS의 편차가 크다.

〔실시예 2〕

표 8에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 표 9에 나타내는 여러 가지의 조건으로 판두께: 0.18∼0.50㎜까지 냉간 압연 한 후, 마무리 어닐링·코팅 처리를 행하여 무방향성 전자 강판을 제조했다. 이들에 대해서, 실시예 1의 경우와 동일하게, 자기 특성(L＋C 특성)과 인장 강도(TS)의 평균값 및 그 편차에 대해서 조사했다. 그 결과를 표 9에 병기한다. 또한, 각 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 행했다.

표 9로부터 분명한 바와 같이, 본 발명의 제조 조건, 강 조직을 만족하는 발명예(No. 2, 3, 5, 6, 8, 9, 11 및 12)는 모두, TS의 편차가 작고, 안정적인 제품 특성을 나타내고 있는 것을 알 수 있다.

이에 대하여, 제품 판두께가 0.40㎜ 초과인 것을 이용한 No. 1, 4는, 철손이 크다. 또한, 그 외에, 슬래브 가열 온도나 열연 조건, 마무리 어닐링 분위기 등이, 본 발명의 적정 범위를 벗어나 있는 No. 7, 10은, TS의 편차가 크다.

본 발명에 의하면, 자기 특성이 우수한 것은 말할 필요도 없으며, 강도 특성이 우수하고, 게다가 그 편차가 작은 고강도 무방향성 전자 강판을, 안정적으로 얻을 수 있어, 고속 회전 모터의 로터 재료 등의 용도에 적합하게 적용할 수 있다.

Claims (3)

1. 질량％로, C: 0.005％ 이하, Si: 3.5％ 초과 4.5％ 이하, Mn: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Al: 0.005％ 이하, Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, S: 0.0030％ 이하, N: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한 Ca/S: 0.80 이상을 만족하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지고, 판두께: 0.40㎜ 이하, 미(未)재결정의 가공 조직: 10％ 이상 70％ 이하, 인장 강도(TS): 600㎫ 이상, 철손 W_10/400: 30W/㎏ 이하인 것을 특징으로 하는 전자(電磁) 강판.
2. 제1항에 있어서,
   상기 고강도 전자 강판이, 질량％로 추가로, Sb: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, P: 0.01％ 이상 0.2％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.10％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.002％ 이하, Cr: 0.05％ 이상 0.5％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 전자 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 슬래브를, 슬래브 가열 후, 열간 압연한 후 권취하고, 이어서 열연판 어닐링하고, 산세정 후, 냉간 또는 온간 압연을 행하여 판두께: 0.40㎜ 이하로 한 후, 마무리 어닐링을 행하는 일련의 공정으로 이루어지는 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서,
   상기 슬래브 가열시의 온도를 1050℃ 이상 1150℃ 이하, 상기 열간 압연의 마무리 열연 종료 후의 온도를 800℃ 이상 900℃ 이하, 상기 권취 온도를 500℃ 이상 650℃ 이하, 상기 열연판 어닐링의 온도를 900℃ 이상 1000℃ 이하로 하고, 또한 상기 마무리 어닐링을, 수소: 10vol％ 이상, 노점: －20℃ 이하의 분위기 중, 650℃ 초과 800℃ 미만의 온도 범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 전자 강판의 제조 방법.

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