KR20190075991A - 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

자속 밀도를 높여 철손을 저감한다. 질량％로, C: 0.0050％ 이하, Si: 1.50％ 이상 4.00％ 이하, Al: 0.500％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 5.00％ 이하, S: 0.0200％ 이하, P: 0.200％ 이하, N: 0.0050％ 이하, O: 0.0200％ 이하 및 Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％ 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물인 성분 조성을 갖고, Ar3 변태점이 700℃ 이상, 결정 입경이 80㎛ 이상 200㎛ 이하, 비커스 경도가 140HV 이상 230HV 이하인 무방향성 전자 강판을 제공한다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 공장의 에너지 절약 요구의 고조로부터, 고효율 유도 모터가 사용되도록 되어 있다. 이러한 모터에서는 효율을 향상시키기 위해, 철심 적후(thickness of iron core lamination)를 증대하거나, 권선의 충전율을 향상시키거나 하고 있다. 또한, 철심에 사용되는 전자 강판을 종래의 저그레이드재(low grade material)로부터 보다 철손(iron loss)이 낮은 고그레이드재(higher grade material)로 변경하는 것도 행해지고 있다.
그런데, 이러한 유도 모터의 코어재(core material)에 있어서는, 동손(copper loss)을 저감하는 관점에서, 저철손 이외에 설계 자속 밀도에서의 여자 실효 전류를 저감하는 것이 요구된다. 여자 실효 전류를 저감하기 위해서는, 코어재의 자속 밀도를 높이는 것이 유효하다.
또한, 최근 급속히 보급이 진행되고 있는 하이브리드 전기 자동차의 구동 모터에서는, 발진 시 및 가속 시에 고토크(high torque)가 필요한 점에서, 자속 밀도의 더 한층의 향상이 요망되고 있다.
자속 밀도가 높은 전자 강판으로서, 예를 들면, 특허문헌 1에는, Si가 4％ 이하인 강에, Co를 0.1％ 이상 5％ 이하 첨가하는 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다. 그러나, Co는 매우 고가이기 때문에, 일반적인 모터에 적용하면 현저한 비용 상승을 초래한다는 문제를 갖고 있다.
한편, 저Si의 재료를 이용하면, 자속 밀도를 높이는 것이 가능하지만, 이러한 재료는 연질이기 때문에 모터 코어용으로 펀칭재로 했을 때의 철손 증가가 크다는 문제가 있다.
일본공개특허공보 2000-129410호
이러한 배경으로부터, 현저한 비용 상승을 초래하는 일 없이 전자 강판의 자속 밀도를 높여 철손을 저감하는 기술이 요망되고 있는 것이 실상이다.
본 발명은, 상기의 과제를 감안하여, 높은 자속 밀도 및 낮은 철손을 갖는 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들이 상기 과제의 해결에 관하여 예의 검토한 결과, 열간 압연 시에 γ→α 변태(γ상(phase)으로부터 α상으로의 변태)를 일으키는 성분 조성으로 하고, 또한 비커스 경도(Vickers hardness)를 140HV 이상 230HV 이하로 함으로써, 열연판 어닐링을 행하는 일 없이 자속 밀도와 철손 균형이 우수한 재료가 얻어지는 것을 발견했다.
본 발명은 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로서, 이하와 같은 구성을 갖는다.
1. 질량％로,
C: 0.0050％ 이하,
Si: 1.50％ 이상 4.00％ 이하,
Al: 0.500％ 이하,
Mn: 0.10％ 이상 5.00％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
P: 0.200％ 이하,
N: 0.0050％ 이하,
O: 0.0200％ 이하 및
Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％
를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물인 성분 조성을 갖고, Ar3 변태점이 700℃ 이상, 결정 입경이 80㎛ 이상 200㎛ 이하, 비커스 경도가 140HV 이상 230HV 이하인 무방향성 전자 강판.
2. 상기 성분 조성은, 추가로,
질량％로,
Ni: 0.010％ 이상 3.000％ 이하
를 함유하는, 상기 1에 기재된 무방향성 전자 강판.
3. 상기 성분 조성은, 추가로,
질량％로,
Ti: 0.0030％ 이하,
Nb: 0.0030％ 이하,
V: 0.0030％ 이하 및
Zr: 0.0020％ 이하
로 억제하는, 상기 1 또는 2에 기재된 무방향성 전자 강판.
4. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법으로서, γ상으로부터 α상의 2상역(dual-phase region)에 있어서 적어도 1패스의 열간 압연을 행하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고자속 밀도 또한 저철손의 전자 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 코킹링(caulking ring) 시료의 개략도이다.
도 2는 자속 밀도 B50에 미치는 Ar3 변태점의 영향을 나타내는 그래프이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 상세를 그의 한정 이유와 함께 설명한다.
맨 처음에, 자기 특성(magnetic properties)에 미치는 2상역의 영향에 대해서 조사하기 위해, 표 1의 성분 조성을 함유하는 강 A에서부터 강 C를 실험실에서 용제하여 얻은 슬래브(slabs)에 대해서, 열간 압연을 행했다. 열간 압연은 7패스로 행하고, 열연의 첫 패스(F1)의 입측 온도는 1030℃, 열연의 최종 패스(F7) 입측 온도는 910℃로 했다.
Figure pct00001
얻어진 열간 압연판을 산 세정 후, 판두께 0.35㎜까지 냉간 압연하고, 이어서, 20％H2－80％N2 분위기에서 950℃×10s 동안의 마무리 어닐링을 행했다.
이렇게 하여 얻어진 마무리 어닐링판으로부터 외경 55㎜, 내경 35㎜의 링 시료(1)를 펀칭에 의해 제작하고, 도 1에 나타내는 바와 같이 링 시료(1)의 등분 6개소에 V 코킹(2)을 행하고, 10매의 링 시료(1)를 적층 고정했다. 자기 측정은, 이 적층체에 1차 100턴, 2차 100턴의 권선을 행하고, 전력계법(wattmeter)으로 평가했다. 또한, 비커스 경도는 JIS Z2244에 준거하여, 강판의 압연 방향의 단면에 500g의 다이아몬드 압자(diamond indenter)를 밀어넣음으로써 측정했다. 결정 입경은 동일 단면을 연마하고, 나이탈(nital)로 에칭한 후, JIS G0551에 준거하여 측정했다.
상기표 1의 강 A에서부터 강 C의 자기 특성 및 비커스 경도의 측정 결과를 표 2에 나타낸다. 우선 자속 밀도에 착안하면, 강 A에서는 자속 밀도가 낮고, 강 B 및 강 C에서는 자속 밀도가 높은 것을 알 수 있다. 이 원인을 조사하기 위해 마무리 어닐링 후의 재료의 집합 조직을 조사한 결과, 강 A에서는 강 B, C에 비해 자기 특성에 불리한 (111)집합 조직이 발달되어 있는 것이 분명해졌다. 전자 강판의 집합 조직 형성에는 냉간 압연 전의 조직이 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있기 때문에, 열간 압연 후의 조직을 조사한 결과, 강 A에서는 미재결정 조직으로 되어 있었다. 이 때문에 강 A에서는, 열간 압연 후의 냉간 압연, 마무리 어닐링 공정에 있어서 (111)계의 집합 조직이 발달한 것이라고 생각된다.
Figure pct00002
한편, 강 B, C의 열간 압연 후의 조직을 관찰한 결과, 완전하게 재결정된 조직으로 되어 있었다. 이 때문에 강 B, C에서는 자기 특성에 불리한 (111)집합 조직의 형성이 억제되어, 자속 밀도가 높아진 것이라고 생각된다.
이와 같이 강종에 따라 열연 후의 조직이 상이해지게 된 원인을 조사하기 위해, 열간 압연 시의 변태 거동을 선팽창 계수의 측정에 의해 평가했다. 그 결과, 강 A에서는 고온역에서 저온역까지 α 단상이고, 열간 압연 시에는 상변태는 일으키고 있지 않은 것이 분명해졌다. 한편, 강 B에서는 Ar3 변태점은 1020℃, 강 C에서는 Ar3 변태점은 930℃로 되어 있고, 강 B에서는 첫 패스에, 강 C에서는 3∼5패스에서 γ→α 변태를 일으키고 있는 것이 분명해졌다. 이와 같이 열간 압연 중에 γ→α 변태를 일으킴으로써 변태 변형을 구동력으로 하여 재결정이 진행된 것이라고 생각된다.
이상의 점에서, 열간 압연을 행하는 온도역에 있어서 γ→α 변태를 갖는 것이 중요하다. 그래서, γ→α 변태가 완료되는 Ar3 변태점이 몇 도라면 좋은가를 조사하기 위해 이하의 실험을 행했다. 즉, 질량％로, C: 0.0016％, Al: 0.001％, P: 0.010％, S: 0.0008％, N: 0.0020％, O: 0.0050∼0.0070％, Ni: 0.100％, Ca: 0.0029％, Ti: 0.0010％, V: 0.0010％, Zr: 0.0005％ 및 Nb: 0.0004％를 기본 성분으로 하고, 이에 Ar3 변태점을 변화시키기 위해 Si 및 Mn의 함유 균형을 변화시킨 강을 실험실에서 용제하여, 각 강으로부터 제작한 슬래브에 대하여 열간 압연을 행했다. 열간 압연은 7패스로 행하고, 열간 압연의 첫 패스(F1)의 입측 온도를 900℃, 열간 압연의 최종 패스(F7) 입측 온도는 780℃로 하고, 적어도 1패스는 α상으로부터 γ상으로의 2상역에서 압연하도록 했다.
이 열간 압연판을 산 세정 후, 판두께 0.35㎜까지 냉간 압연하고, 이어서, 20％H2－80％N2 분위기에서 950℃×10s 동안의 마무리 어닐링을 행했다.
이렇게 하여 얻어진 마무리 어닐링판으로부터 외경 55㎜, 내경 35㎜의 링 시료(1)를 펀칭에 의해 제작하고, 도 1에 나타내는 바와 같이 링 시료(1)의 등분 6개소에 V 코킹(2)을 행하고, 10매의 링 시료(1)를 적층 고정했다. 자기 측정은, 이 적층체에 1차 100턴, 2차 100턴의 권선을 행하고, 전력계법으로 평가했다.
도 2에 자속 밀도 B50에 미치는 Ar3 변태점의 영향을 나타낸다. Ar3 변태점이 700℃ 미만인 경우에는 자속 밀도 B50이 저하하는 것을 알 수 있다. 이 이유는 명확하지 않지만, Ar3 변태점이 700℃ 미만이 된 경우, 냉간 압연 전의 결정 입경이 작아지기 때문에, 이어지는 냉간 압연으로부터, 마무리 어닐링에 이르는 과정에서 자기 특성에 불리한 (111)집합 조직이 발달했기 때문이라고 생각된다.
이상의 점에서, Ar3 변태점은 700℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 자속 밀도의 관점에서, 730℃ 이상으로 한다. Ar3 변태점의 상한은 특별히 형성하지 않지만, 열간 압연 중에 γ→α 변태를 일으키는 것이 중요하고, 열간 압연 시에 적어도 1패스에서 γ상과 α상의 2상역에서 열간 압연을 행할 필요가 있고, 이 관점에서 Ar3 변태점은 1000℃ 이하인 것이 적합하다. 이는 변태 중에 열간 압연을 행함으로써, 자기 특성이 바람직한 집합 조직의 발달이 촉진되기 때문이다.
상기표 2에 있어서의 철손의 평가에 착안하면, 강 A, C에서는 철손이 낮지만, 강 B에서는 철손이 높은 것을 알 수 있다. 이 원인은 명확하지 않지만, 강 B에서는 마무리 어닐링 후 강판의 경도(HV)가 낮기 때문에, 펀칭 및 코킹에 의한 압축 응력장(compressive stress field)이 확대되기 쉬워 철손이 증가한 것이라고 생각된다. 이 점에서, 강판의 비커스 경도는 140HV 이상, 바람직하게는 150HV 이상으로 한다. 한편, 비커스 경도가 230HV를 초과하면 금형 손모가 심해져, 손쉽게 비용 상승이 되기 때문에, 상한은 230HV, 바람직하게는 200HV 이하로 한다. 또한, 비커스 경도를 140HV 이상 230HV 이하로 하기 위해서는 Si, Mn, P 등의 고용 강화 원소를 적절히 첨가하는 것이 필요하다. 또한, 비커스 경도는 JIS Z2244에 준거하여, 강판의 압연 방향의 단면에 500g의 다이아몬드 압자를 밀어넣음으로써 측정했다. 결정 입경은 동일 단면을 연마하고, 나이탈로 에칭한 후, JIS G0551에 준거하여 측정했다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 의한 무방향성 전자 강판에 대해서 설명한다. 우선, 강의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 서술한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 각 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.0050％ 이하
C는 자기 시효(magnetic aging) 방지의 관점에서 0.0050％ 이하로 한다. 한편, C는 자속 밀도를 향상시키는 효과가 있기 때문에 0.0010％ 이상이 바람직하다.
Si: 1.50％ 이상 4.00％ 이하
Si는 강판의 고유 저항을 올리기 위해 유효한 원소이기 때문에 1.50％ 이상으로 한다. 한편, 4.00％를 초과하면 포화 자속 밀도의 저하에 수반하여 자속 밀도가 저하하기 때문에 상한은 4.00％로 한다. 바람직하게는, 3.00％ 이하로 한다. 이는 3.00％를 초과하면 2상역으로 하기 위해 다량의 Mn을 첨가할 필요가 있어, 손쉽게 비용 상승이 되기 때문이다.
Al: 0.500％ 이하
Al은 γ역 폐쇄형의 원소이기 때문에 적은 쪽이 바람직하고, 0.500％ 이하, 바람직하게는 0.020％ 이하, 보다 바람직하게는 0.002％ 이하로 한다. 또한, 0.0005％ 미만으로 하는 것은 공업적 규모의 제조에서는 어렵기 때문에, 0.0005％ 이상의 함유는 허용된다.
Mn: 0.10％ 이상 5.00％ 이하
Mn은 γ역을 확대하기 위해 효과적인 원소이기 때문에, 하한을 0.10％로 한다. 한편, 5.00％ 초과가 되면 자속 밀도를 저하시키기 때문에 상한을 5.00％로 한다. 바람직하게는, 3.00％ 이하로 한다. 이는 3.00％를 초과하면 손쉽게 비용 상승이 되기 때문이다.
S: 0.0200％ 이하
S는 0.0200％를 초과하면 MnS의 석출에 의해 철손이 증대하기 때문에, 상한을 0.0200％로 한다. 또한, 0.0001％ 미만으로 하는 것은 공업적 규모의 제조에서는 어렵기 때문에, 0.0001％ 이상의 함유는 허용된다.
P: 0.200％ 이하
P는 0.200％를 초과하여 첨가하면 강판이 단단해지기 때문에 0.200％ 이하, 보다 바람직하게는 0.100％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상 0.050％ 이하로 한다. 이는 P가 표면 편석하여 질화를 억제하는 효과가 있기 때문이다.
N: 0.0050％ 이하
N은, 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많아져, 철손을 증대시키기 때문에 0.0050％ 이하로 한다. 또한, 0.0005％ 미만으로 하는 것은 공업적 규모의 제조에서는 어렵기 때문에, 0.0005％ 이상의 함유는 허용된다.
O: 0.0200％ 이하
O는, 함유량이 많은 경우에는 산화물이 많아져, 철손을 증대시키기 때문에 0.0200％ 이하로 한다. 또한, 0.0010％ 미만으로 하는 것은 공업적 규모의 제조에서는 어렵기 때문에, 0.0010％ 이상의 함유는 허용된다.
Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％
Ca는 황화물을 CaS로서 고정하여 철손을 저감할 수 있다. 이 때문에 하한을 0.0010％로 한다. 한편, 0.0050％를 초과하면 CaS가 다량으로 석출되어, 철손을 증가시키기 때문에 상한을 0.0050％로 한다. 또한, 철손을 안정적으로 저감하기 위해, 0.0015％ 이상 0.0035％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이상, 본 발명의 기본 성분에 대해서 설명했다. 상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 그 외에도 필요에 따라서, 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.
Ni: 0.010％ 이상 3.000％ 이하
Ni는 γ역을 확대하기 위해 효과적인 원소이기 때문에, 하한을 0.010％로 한다. 한편, 3.000％ 초과가 되면 손쉽게 비용 상승을 초래하기 때문에, 상한을 3.000％로 하고, 보다 바람직한 범위는 0.100％ 이상 1.000％ 이하이다. 또한, Ni는 0％라도 좋다.
또한, 성분 조성은, 질량％로, Ti: 0.0030％ 이하, Nb: 0.0030％ 이하, V: 0.0030％ 이하 및 Zr: 0.0020％ 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 이들 성분 조성의 모두가, 각각으로 규정되는 상한을 초과하지 않는 것으로 한다.
Ti: 0.0030％ 이하
Ti는, 함유량이 많은 경우에는 TiN의 석출량이 많아져, 철손을 증대시킬 우려가 있기 때문에 0.0030％ 이하로 한다. 또한, Ti는 0％라도 좋다.
Nb: 0.0030％ 이하
Nb는, 함유량이 많은 경우에는 NbC의 석출량이 많아져, 철손을 증대시킬 우려가 있기 때문에 0.0030％ 이하로 한다. 또한, Nb는 0％라도 좋다.
V: 0.0030％ 이하
V는, 함유량이 많은 경우에는 VN, VC의 석출량이 많아져, 철손을 증대시킬 우려가 있기 때문에 0.0030％ 이하로 한다. 또한, V는 0％라도 좋다.
Zr: 0.0020％ 이하
Zr은, 함유량이 많은 경우에는 ZrN의 석출량이 많아져, 철손을 증대시킬 우려가 있기 때문에 0.0020％ 이하로 한다. 또한, Zr은 0％라도 좋다.
다음으로, 강 조직에 대해서 설명한다.
평균 결정 입경은 80㎛ 이상 200㎛ 이하로 한다. 평균 결정 입경이 80㎛ 미만에서는, 저Si의 재료로 비커스 경도를 140HV 이상으로 할 수도 있지만, 이와 같이 결정 입경이 작으면 철손이 증가한다. 이 때문에, 결정 입경은 80㎛ 이상으로 한다. 한편, 결정 입경이 200㎛를 초과하는 경우에는, 펀칭이나 코킹에 의한 소성 변형이 커지고, 철손이 증가하게 된다. 이 때문에 결정 입경의 상한을 200㎛로 한다. 여기에서, 평균 결정 입경은, 강판 압연 방향의 단면을 연마하고, 나이탈로 에칭한 후, JIS G0051에 준거하여 측정한다. 결정 입경을 80㎛ 이상 200㎛ 이하로 하기 위해서는 마무리 어닐링 온도를 적절히 제어하는 것이 필요하다. 즉, 마무리 어닐링 온도를 900℃∼1050℃로 함으로써 소정의 결정 입경으로 제어할 수 있다. 또한, 평균 결정 입경은, 철손의 관점에서, 100㎛ 이상 150㎛ 이하인 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명에 따른 무방향성 전자 강판의 제조 조건에 대해서 설명한다.
본 발명의 무방향성 전자 강판은, 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 열간 압연 조건이 소정의 범위 내이면, 그 이외의 공정은 통상의 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다. 즉, 전로에서 취련(blowing)한 용강을 탈가스 처리하여 소정의 성분으로 조정하고, 계속하여 주조하여 슬래브로 하고, 당해 슬래브에, 열간 압연을 행한다. 열간 압연 시의 마무리 온도, 권취 온도는 특별히 규정할 필요는 없지만, 열간 압연 시의 적어도 1패스를 γ상과 α상의 2상역에서 행할 필요가 있다. 또한, 권취 온도는 권취 시의 산화를 방지하기 때문에 650℃ 이하가 바람직하다. 본 발명에서는 열연판 어닐링을 행하지 않아도 우수한 자기 특성이 얻어지지만, 열연판 어닐링을 행해도 좋다. 이어서 1회의 냉간 압연, 혹은 중간 어닐링을 끼운 2회 이상의 냉간 압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에, 전술의 조건에 따라 마무리 어닐링을 행한다.
(실시예)
전로에서 취련한 용강을 탈가스 처리하고, 표 3에 나타내는 여러 가지의 성분 조성으로 용제하여, 주조에 의해 슬래브로 했다. 그 후, 1120℃×1h의 슬래브 가열을 행하고, 판두께 2.0㎜까지 열간 압연을 행했다. 열간의 마무리 압연은 7패스로 행하고, 첫 패스 및 최종 패스의 입측 판 온도는 표 3에 나타내는 온도로 하고, 권취 온도는 650℃로 했다. 그 후, 산 세정을 행하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간 압연을 행했다. 이렇게 하여 얻어진 강판에 대해, 20％H2－80％N2 분위기에서 표 3에 나타내는 조건에 있어서 어닐링 시간 10초로 마무리 어닐링을 행하고, 자기 특성(W15/50, B50) 및 경도(HV)를 평가했다. 자기 측정은 강판의 압연 방향 및 압연 직각 방향으로부터 엡스타인(Epstein) 샘플을 잘라내고, 엡스타인 측정을 행했다. 비커스 경도는 JIS Z2244에 준거하여, 강판의 압연 직교 방향의 단면에 500g의 다이아몬드 압자를 밀어넣음으로써 측정했다. 결정 입경은 동일 단면을 연마하고, 나이탈로 에칭한 후, JIS G0551에 준거하여 측정했다.
Figure pct00003
표 3으로부터, 성분 조성, Ar3 변태점, 결정 입경 및 비커스 경도가 본 발명에 적합하는 본 발명예의 무방향성 전자 강판은, 본 발명의 범위로부터 벗어나는 비교예의 강판과 비교하여, 자속 밀도와 철손 특성의 쌍방이 우수한 것을 알 수 있다.
(산업상 이용가능성)
본 발명에 의하면, 열연판 어닐링을 행하는 일 없이 자속 밀도와 철손 균형이 우수한 무방향성 전자 강판을 얻는 것이 가능해진다.
1 : 링 시료
2 : V 코킹

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.0050％ 이하,
    Si: 1.50％ 이상 4.00％ 이하,
    Al: 0.500％ 이하,
    Mn: 0.10％ 이상 5.00％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    P: 0.200％ 이하,
    N: 0.0050％ 이하,
    O: 0.0200％ 이하 및
    Ca: 0.0010％ 이상 0.0050％
    를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물인 성분 조성을 갖고, Ar3 변태점이 700℃ 이상, 결정 입경이 80㎛ 이상 200㎛ 이하, 비커스 경도가 140HV 이상 230HV 이하인 무방향성 전자 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로,
    질량％로,
    Ni: 0.010％ 이상 3.000％ 이하
    를 함유하는, 무방향성 전자 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로,
    질량％로,
    Ti: 0.0030％ 이하,
    Nb: 0.0030％ 이하,
    V: 0.0030％ 이하 및
    Zr: 0.0020％ 이하
    로 억제하는, 무방향성 전자 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법으로서, γ상으로부터 α상의 2상역에 있어서 적어도 1패스의 열간 압연을 행하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
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