KR20230134148A

KR20230134148A - 무방향성 전자 강판, 모터 코어, 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법

Info

Publication number: KR20230134148A
Application number: KR1020237028664A
Authority: KR
Inventors: 이치로 다나카; 다케아키 와키사카; 뎃슈 무라카와; 요시아키 나토리; 히로시 후지무라
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2021-03-31
Filing date: 2022-03-28
Publication date: 2023-09-20
Also published as: US20240096531A1; TW202244284A; JPWO2022210530A1; EP4273279A1; EP4273279A4; KR102670258B1; JP7303476B2; WO2022210530A1; TWI796983B; BR112023017117A2

Abstract

무방향성 전자 강판이며, 소정의 화학 조성을 갖고, 상기 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면에 있어서, 입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 결정 조직 A의 면적률이 1 내지 30％이고, 상기 결정 조직 A 이외의 결정 조직인 결정 조직 B의 평균 입경이 40㎛ 이하이고, 상기 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA와 상기 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB가 식 1 ((HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4≤7.0)을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판을 제공한다.

Description

무방향성 전자 강판, 모터 코어, 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법

본 발명은, 무방향성 전자 강판, 모터 코어, 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2021년 3월 31일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-061565호, 2021년 3월 31일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-061707호, 및 2021년 6월 4일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-094802호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

본 발명은, 고속 회전을 행하는 모터의 회전자의 코어로서 적합한 기계 특성을 갖고, 또한 모터의 철심으로서 펀칭 적층 후에 추가 열처리가 실시된 모터의 고정자의 코어로서 적합한 자기 특성을 갖는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법, 모터 코어 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

근년 지구 환경 문제가 고조되면서, 많은 분야에서 에너지 절약, 환경 대책 기술이 진전되고 있다. 자동차 분야도 예외는 아니며, 배기 가스 저감, 연비 향상 기술이 급속하게 진보하고 있다. 전기 자동차 및 하이브리드 자동차는 이들 기술의 집대성이라고 해도 과언이 아니며, 자동차 구동 모터(이하, 단순히 「구동 모터」 라고도 함)의 성능이 자동차 성능을 크게 좌우한다.

구동 모터의 대부분은 영구 자석을 사용하고 있고, 권선을 실시한 고정자 부분과 영구 자석을 배치한 회전자 부분으로 구성된다. 최근에는 영구 자석을 회전자 내부에 매립한 형상(영구 자석 매립형 모터; IPM 모터)이 주류를 이루고 있다. 또한, 파워 일렉트로닉스 기술의 진전에 의해 회전수는 임의로 제어 가능하며, 고속화 경향이 있다. 따라서, 철심 소재는 상용 주파수(50 내지 60Hz) 이상의 고주파수 영역에서 여자되는 비율이 높아지고 있으며, 상용 주파수에서의 자기 특성뿐만 아니라, 400Hz 내지 수 kHz에서의 자기 특성 개선이 요구되게 되었다. 또한, 회전자는 고속 회전 시의 원심력뿐만 아니라 회전수 변동에 수반되는 응력 변동을 상시 받는다는 점에서, 회전자의 철심 소재에는 기계 특성도 요구되고 있다. 특히, IPM 모터의 경우에는 복잡한 회전자 형상을 갖는다는 점에서, 회전자용의 철심 재료에는 응력 집중을 고려하여 원심력 그리고 응력 변동에 견딜 수 있을 만큼의 기계 특성이 필요해진다.

철심의 제조 공정에 있어서는, 고정자, 회전자를 펀칭 적층 후에, 추가 열처리가 실시되는 경우가 있다. 모터에 있어서, 고정자는 우수한 자기 특성이 요구되고, 회전자는 상술한 기계 특성이 요구된다는 점에서, 고정자, 회전자를 각각 펀칭 적층한 후, 고정자에만 추가 열처리를 실시하여, 자기 특성을 개선하는 것을 생각할 수 있다.

특허문헌 1 내지 7에는, 고강도와 우수한 자기 특성의 양립을 도모하는 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 1에서는, Si: 3.5 내지 7.0％, Ti: 0.05 내지 3.0％, W: 0.05 내지 8.0％, Mo: 0.05 내지 3.0％, Mn: 0.1 내지 11.5％, Ni: 0.1 내지 20.0％, Co: 0.5 내지 20.0％ 및 Al: 0.5 내지 18.0％ 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을, 20.0％를 초과하지 않는 범위에서 함유하는 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 1에서는, Si 함유량을 높이고, Ti, W, Mo, Mn, Ni, Co, Al에 의해 고용 강화시킴으로써, 강판의 강도를 높이고 있다.

이 방법에서는 강의 강화 기구로서 고용 강화를 이용하고 있다. 그러나 고용 강화의 경우에는 냉간 압연 모재도 동시에 고강도화되기 때문에 냉간 압연이 곤란하고, 또한 이 방법에 있어서는 온간 압연이라고 하는 특수 공정이 필수라는 점에서, 생산성 향상이나 수율 향상 등 개선의 여지가 있다.

특허문헌 2에는, Si: 2.0％ 이상 3.5％ 미만, P: 0.03 이상 0.2％ 미만, 0.3％≤Mn＋Ni≤10％, 잔부 Fe 및 불가피 불순물 원소, TS≥65kgf/mm², W5/1000≤50W/kg, B50≥1.65T의 회전기용 고항장력 무방향성 전자 강판이 제시되어 있다.

특허문헌 3에는, 2.0 내지 3.5％의 Si, 0.1 내지 6.0％의 Mn 외에도 B 및 다량의 Ni를 함유하고, 결정 입경이 30㎛ 이하인 강판이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 4 및 특허문헌 5에는, 2.0 내지 4.0％의 Si 외에도 Nb, Zr, B, Ti 또는 V 등을 함유하는 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 6 및 특허문헌 7에는 가공 조직, 미재결정 조직을 잔존시키는 무방향성 전자 강판이 제안되어 있다.

이들에 개시된 무방향성 전자 강판은, 고강도를 갖기는 하지만, 자기 특성에 과제가 있다. 구체적으로는, 강판에의 추가 열처리를 실시하는 것에 의한 자기 특성의 향상에 대해서는 고려되어 있지 않다. 또한, 고강도를 얻기 위한 조직 제어의 과정에서, 추가 열처리에 의한 자기 특성 향상에 부적합한 석출물, 고용 원소를 활용하고 있고, 추가 열처리를 실시하였다고 해도 얻어지는 자기 특성은 불충분하여, 고정자에의 적용은 곤란한 경우가 있다.

특허문헌 8 내지 10에는, 추가 열처리에 의해 자기 특성을 향상시키는 무방향성 전자 강판도 검토되어 있다.

특허문헌 8에, 마무리 어닐링 후의 결정 조직을, 입경 100㎛ 이상의 결정 조직 A의 면적률이 1 내지 30％, 결정 조직 A 이외의 결정 조직인 결정 조직 B의 평균 입경이 25㎛ 이하, 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA와 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB의 비: HvA/HvB≤1.000의 무방향성 전자 강판이, 개시되어 있다.

특허문헌 9에는, 지철의 판 두께가 0.10mm 이상 0.35mm 이하이고, 지철 중의 평균 결정 입경이 50㎛ 이하이고, 또한 지철 표면으로부터의 깊이 방향에서의 Al 농도 및 절연 피막을 제어한 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 10에는, 지철의 표면으로부터의 깊이 방향에서의 Mn 농도를 제어한 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다.

이들 무방향성 전자 강판은, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수하기는 하지만, 피로 특성과 펀칭 후 또는 추가 열처리 후의 진원도에 향상의 여지가 있다.

일본 특허 공개 소60-238421호 공보 일본 특허 공개 소62-256917호 공보 일본 특허 공개 평1-162748호 공보 일본 특허 공개 평2-8346호 공보 일본 특허 공개 평6-330255호 공보 일본 특허 공개2005-113185호 공보 일본 특허 공개2006-70296호 공보 국제 공개 제2018/164185호 일본 특허 공개2018-21242호 공보 국제 공개 제2018/025941호

상술한 바와 같이, 종래, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수한 무방향성 전자 강판이 검토되어 있기는 하지만, 피로 특성과 펀칭 후 또는 추가 열처리 후의 진원도에 향상의 여지가 있었다.

본 발명은, 상기한 과제를 감안하여 이루어진 것이며, 본 발명의 목적은, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수하고, 피로 특성과 펀칭 후의 진원도가 우수하고 또한, 추가 열처리 후의 고정자 코어로서의 진원도가 우수한, 무방향성 전자 강판 및 모터 코어, 그리고 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법을 제공하는 것이다.

상술한 바와 같이, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수한 무방향성 전자 강판이 검토되어 있기는 하지만, 피로 특성과 펀칭 후의 진원도에 향상의 여지가 있고, 또한 추가 열처리 후의 고정자 코어로서의 변형이 우려되어, 고정자 코어의 진원도에 대해서는 향상의 여지가 있다.

특히, 회전자 코어의 외주부 또는 고정자 코어의 내주부의 진원도가 떨어지는 경우, 고정자 코어, 회전자 코어의 에어 갭이 불균일해져, 모터의 출력, 효율 등, 모터의 중요한 성능에 악영향을 미친다. 또한, 상기에서는 회전자가 내측, 고정자가 외측에 배치되는 타입의 모터를 예로 들어 설명하였지만, 고정자가 내측, 회전자가 외측에 배치되는 타입의 모터에서는, 고정자 코어의 외주부 또는 회전자 코어의 내주부의 진원도가 문제가 된다.

일례로서, 특허문헌 8에서는, 결정 입경이 조대한 결정 조직 A와 결정 입경이 작은 결정 조직 B가 소정의 비율로 혼재하며, 또한 각각의 영역의 경도비 HvA/HvB가 소정의 조건을 충족함으로써, 추가 열처리를 실시하지 않고 이용하는 경우(회전자용 블랭크로서의 이용을 상정하는 경우), 우수한 강도 및 자기 특성을 가지면서, 추가 열처리를 실시하여 이용하는 경우(고정자 코어용 블랭크로서의 이용을 상정하는 경우), 추가 열처리에 의해 결정립 성장하였을 때, 철손이 개선됨과 함께, 자속 밀도의 저하가 억제된다.

이러한, 입경이 조대한 영역과, 그것보다도 결정 입경이 작은 영역을 갖는 혼합 조직에서는, 입경이 조대한 영역이 주체인 경우는 판면에서 압연 방향으로부터 45°의 방향의 피로 특성이 낮고, 그것보다도 결정립이 작은 영역이 주체인 경우는 판면에서 압연 방향의 피로 특성이 낮다. 충분한 정적 강도를 확보하고, 또한 회전자로서 사용 중인 실제의 피로 특성을 향상시키기 위해서는, 입경이 조대한 영역의 피로 특성을 향상시킬, 즉 판면에서 압연 방향으로부터 45° 방향의 피로 특성을 높일 필요가 있다.

또한, 회전자에는 기계 특성과 함께 펀칭 후의 진원도가 요구되지만, 상기 혼합 조직에 있어서는 개선의 여지가 있었다.

또한, 상기와 같은 혼합 조직에, 추가 열처리를 실시한 경우, 각 영역으로부터 해방되는 변형률에 차이가 있기 때문에, 고정자 코어의 변형이 우려된다. 코어의 변형은, 자기 특성에 영향을 미치는 경우가 있고, 나아가 모터의 성능에도 영향을 미친다. 따라서, 원하는 자기 특성, 나아가 모터 성능을 얻기 위해서는, 추가 열처리 후의 고정자 코어의 변형을 억제할 필요가 있다. 또한, 추가 열처리에 의한 고정자 코어의 변형은, 추가 열처리 후의 진원도를 관찰함으로써 평가할 수 있다.

특허문헌 9 또는 10에서도, 피로 특성 및 펀칭 후의 진원도, 혹은 추가 열처리 후의 고정자 코어의 진원도에 대해서는 개시되어 있지 않다.

또한, 본 발명자들은, 입경이 조대한 영역과, 그것보다도 결정 입경이 작은 영역의 혼합 조직을 갖는 무방향성 전자 강판의 과제였던 추가 열처리 후의 코어의 변형의 억제 방법에 대해 예의 검토하여, 이하의 지견을 얻었다.

본 발명자들은 먼저, 상기 혼합 조직을 갖는 무방향성 전자 강판을 펀칭 가공에 제공한 경우의 펀칭 단부면을 조사하였다. 그 결과, 추가 열처리 후의 코어의 변형이 현저한 강판에서는, 펀칭 단부면에 형성되는 처짐 및 버의 불균일성이 현저하다고 판명되었다.

또한, 무방향성 전자 강판의 표면에 강판과 강판의 도통을 피하기 위해 실시되어 있는 절연 피막과 코어의 변형의 관계를 조사한바, 무기물을 주체로 하고, 펀칭 시의 금형 마모를 억제할 목적으로 미세한 유기 수지의 입자를 분산시킨 유기-무기 복합 피막 쪽이, 무기물만의 피막(무기 피막)보다도 추가 열처리 후의 코어의 변형이 크다고 판명되었다. 이 이유는 명확하지 않지만, 상기 유기 무기 복합 피막에 있어서는 추가 열처리 시에 유기 수지에 기인하여 가스가 발생한다는 점에서, 추가 열처리 후의 코어의 변형은, 상기 혼합 조직에 있어서의 변형률의 개방의 불균일성의 영향은 물론, 펀칭 적층된 강판 사이에서 추가 열처리 시에 발생하는 가스에도 영향을 받는다고 추정되었다.

즉, 펀칭 단부면의 처짐 및 버의 불균일성은 적층된 강판과 강판의 간극의 불균일성으로 이어지고, 추가 열처리 시에 발생하는 가스의 방출이 불균일해져, 코어의 변형이 조장된 것이라고 생각된다.

여기서, 코어의 변형 억제를 위해 유기 수지를 함유하지 않는 무기물만의 절연 피막으로 하는 것을 생각할 수 있지만, 이것은 펀칭 금형의 마모로 이어지므로 바람직하지 않다. 특히, 회전자 코어에 적합한 강도가 높은 무방향성 전자 강판을 대상으로 하고 있으며, 무기물만의 절연 피막을 채용한 경우의 펀칭 금형의 마모는 매우 현저하다.

본 발명자들은 유기-무기 복합 피막을 전제로 하여, 추가 열처리 후의 코어의 변형 억제 방법에 대해 더욱 검토하였다. 그 결과, 전술한 추정대로, 펀칭 단부면에서 형성되는 처짐 및 버의 불균일성을 감소시키는 것이 유효하다고 판명되고, 상기 혼합 조직에 있어서의 입경이 조대한 영역과, 그것보다도 결정 입경이 작은 영역의 경도 차를 줄이는 것이 유효하다는 지견을 얻었다. 즉, 양쪽의 영역의 경도 차를 줄임으로써 추가 열처리에서의 변형률의 개방의 불균일성이 감소하는 것에 더하여, 펀칭 단부면에서 형성되는 처짐 및 버의 불균일성이 감소하고, 가스의 방출도 균일해졌다고 생각된다.

또한, 처짐 및 버는, 무방향성 전자 강판의 판 두께 편차에 의해서도 발생하는 것을 알아냈다. 따라서, 상기 혼합 조직을 갖는 무방향성 전자 강판의 추가 열처리 후의 코어의 변형의 억제에는, 판 두께 편차의 저감이 중요하다. 한편, 판 두께 편차가 전혀 없는 강판에서는 가스의 방출이 제한되기 때문에, 추가 열처리 후의 코어에 팽창이 발생하는 경우가 있는 것도 알아냈다.

또한, 상기 혼합 조직을 달성하려면, 강판 전체가 균일한 재결정 조직으로 덮이는 통상의 무방향성 전자 강판의 마무리 어닐링 온도보다도 저온화될 필요가 있어, 판 두께 편차 등의 강판의 형상 교정은 용이하지 않다. 이 점에 대해서, 본 발명자들은, 재결정 온도 이하의 온도역에 있어서의 승온 속도를 적합한 범위로 제어함으로써 상기 혼합 조직에 있어서의 강도 차 저감을 실현할 수 있고, 적절한 강판 형상을 유지할 수 있다는 지견을 얻었다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

무방향성 전자 강판이며, 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.0100％ 이하,

Si: 2.6％ 이상 4.1％ 이하,

Mn: 0.1％ 이상 3.0％ 이하,

P: 0.15％ 이하,

S: 0.0013％ 이하,

N: 0.0050％ 이하,

Al: 0.1％ 이상 2.0％ 이하,

Mg: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하,

B: 0.0001 내지 0.0010％,

Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0 내지 0.100％,

Cr: 0 내지 0.1％,

Ni: 0 내지 5.0％,

Cu: 0 내지 5.0％,

Ca: 0 내지 0.010％, 및

희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고,

상기 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면에 있어서, 입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 결정 조직 A의 면적률이 1 내지 30％이고,

상기 결정 조직 A 이외의 결정 조직인 결정 조직 B의 평균 입경이 40㎛ 이하이고,

상기 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA와 상기 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB가 하기의 식 1을 충족하는,

것을 특징으로 한다.

(HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4≤7.0 … 식 1

[2] 상기 [1]에 기재된 무방향성 전자 강판에 있어서,

상기 화학 조성이,

Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0.005 내지 0.100％,

Cr: 0.01 내지 0.1％,

Ni: 0.05 내지 5.0％,

Cu: 0.05 내지 5.0％,

Ca: 0.0010 내지 0.0100％, 및

희토류 원소(REM): 0.0020 내지 0.0100％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 무방향성 전자 강판에 있어서,

압연 방향의 인장 강도가 520MPa 이상이어도 된다.

[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 있어서,

판 폭 대략 400mm당의 판 두께 편차가 1㎛ 이상 20㎛ 이하여도 된다.

[5] 본 발명의 일 양태에 관한 모터 코어는,

상기 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판을 적층한 모터 코어이다.

[6] 상기 [5]에 기재된 모터 코어는,

결정 조직의 평균 입경이 60㎛ 이상 200㎛ 이하여도 된다.

[7] 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은,

상기 [1]에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1000 내지 1200℃에서 가열한 후, 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 공정과,

상기 열연 강판에 대해, 최고 도달 온도를 900 내지 1150℃로 하는 열연판 어닐링을 실시하는 공정과,

상기 열연판 어닐링 후의 상기 열연 강판에 대해 압하율 83％ 이상으로 냉간 압연 또는 온간 압연을 실시하여 중간 강판을 제조하는 공정과,

상기 중간 강판에 대해, 최고 도달 온도를 700 내지 850℃로 하고, 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초)에 대해, 하기의 식 2를 충족하는 마무리 어닐링을 실시하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 한다.

300≤S1≤1000 … 식 2

[8] 본 발명의 일 양태에 관한 모터 코어의 제조 방법은,

상기 중간 강판에 대해, 최고 도달 온도를 700 내지 850℃로 하고, 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초)에 대해, 하기의 식 2를 충족하는 마무리 어닐링을 실시하여 무방향성 전자 강판을 얻는 공정과,

상기 무방향성 전자 강판을 코어 형상으로 펀칭하는 공정과,

펀칭 후의 무방향성 전자 강판을 적층하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 한다.

300≤S1≤1000 … 식 2

[9] 상기 [8]에 기재된 모터 코어의 제조 방법에서는,

적층된 상기 무방향성 전자 강판에 대해, 70체적％ 이상 질소를 함유한 분위기 중에서, 750℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 추가 열처리를 실시하는 공정을 더 구비해도 된다.

본 발명에 따르면, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수하고, 피로 특성과 펀칭 후의 진원도가 우수하고 또한, 추가 열처리 후의 고정자 코어로서의 진원도가 우수한, 무방향성 전자 강판 및 모터 코어, 그리고 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법이 제공된다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판(본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판) 및 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법, 그리고 모터 코어와 모터 코어의 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다.

또한, 본원 명세서에 있어서는, 회전자의 코어, 또는 고정자의 코어를 모터 코어라고도 칭한다.

[무방향성 전자 강판]

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 화학 조성은, 다음의 원소를 함유한다. 이하, 원소에 관한 ％는 「질량％」를 의미한다.

C: 0.0100％ 이하

탄소(C)는 탄화물의 석출에 의해 강도를 높이는 효과를 갖는다. 그러나 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 있어서, 고강도화는 주로, Si 등의 치환형 원소의 고용 강화와, 후술하는 결정 조직 A와 결정 조직 B의 비율의 제어에 의해 달성된다. 따라서, 고강도화를 위해 C는 함유되지 않아도 된다. 즉, C 함유량의 하한은 0％를 포함한다. 단, C는 통상 불가피하게 함유되므로 하한을 0％ 초과로 해도 된다.

한편, C 함유량이 지나치게 높으면, 탄화물의 석출뿐만 아니라, 고용 상태의 탄소에 의해 무방향성 전자 강판의 자기 특성이 저하된다. 또한, 고Si강인 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 가공성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.0100％ 이하이다. C 함유량은 바람직하게는 0.0050％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

Si: 2.6％ 이상, 4.1％ 이하

실리콘(Si)은 강을 탈산하는 효과를 갖는다. 또한, Si는, 강의 전기 저항을 높이고, 무방향성 전자 강판의 철손을 저감(개선)한다. Si는 또한 무방향성 전자 강판에 함유되는 Mn, Al, Ni 등의 다른 고용 강화 원소와 비교하여, 높은 고용 강화능을 갖는다. 그 때문에, Si는, 고강도화 및 저철손화를 밸런스 좋게 양립시키기 위해 가장 유효하다. Si 함유량이 2.6％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 함유량을 2.6％ 이상으로 한다.

한편, Si 함유량이 지나치게 높으면, 제조성, 특히 열연 강판의 굽힘 가공성이 저하된다. 또한, 후술하는 바와 같이, 열연 강판의 입경을 적정하게 제어함으로써, 굽힘 가공성의 저하를 억제할 수 있다. 그러나, Si 함유량이 4.1％를 초과하면, 냉간 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 4.1％ 이하이다. 바람직하게는, Si 함유량은 3.8％ 이하이다.

Mn: 0.1 내지 3.0％

망간(Mn)은 강의 전기 저항을 높이고, 철손을 저감시킨다. Mn 함유량이 0.1％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않는다. 또한, Mn 함유량이 0.1％ 미만이면 Mn 황화물이 미세하게 생성된다. 미세한 Mn 황화물은, 자벽의 이동을 저해하거나, 제조 공정 중에 있어서의 입성장을 저해하거나 한다. 이 경우, 자속 밀도가 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량을 0.1％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.15％ 이상, 보다 바람직하게는 0.4％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 3.0％를 초과하면, 오스테나이트 변태가 발생하기 쉬워져, 자속 밀도가 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 3.0％ 이하이다. 바람직하게는 2.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.5％, 1.3％ 혹은 1.2％ 이하이다.

P: 0.15％ 이하

인(P)은 고용 강화에 의해 강의 강도를 높인다. 그러나, P 함유량이 지나치게 높으면 P가 편석되어 강이 취화된다. 따라서, P 함유량은 0.15％ 이하이다. P 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.07％ 이하이다.

S: 0.0013％ 이하

황(S)은 불순물이다. S는, MnS 등의 황화물을 형성한다. 황화물은, 자벽 이동을 방해하고, 또한 결정립 성장을 저해하여, 자기 특성을 저하시킨다. 따라서, S 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 특히, S 함유량이 0.0013％를 초과하면, 자기 특성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0013％ 이하이다. 바람직하게는, S 함유량은 0.0013％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.0012％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.

N: 0.0050％ 이하

질소(N)는 불순물이다. N은, 추가 열처리 후의 자기 특성을 저하시킨다. 따라서, N 함유량은 0.0050％ 이하이다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.

Al: 0.1 내지 2.0％

알루미늄(Al)은 Si와 마찬가지로, 강을 탈산하는 효과를 갖는다. Al은 또한, 강의 전기 저항을 높이고, 철손을 저감시킨다. 이들 효과를 얻고자 하는 경우, Al 함유량을 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나 Si와 비교하여, Al은 강의 고강도화에 기여하지 않는다. 또한, Al 함유량이 지나치게 높으면, 가공성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우라도, Al 함유량은 2.0％ 이하이다. 바람직하게는 1.5％ 이하이다.

Mg: 0.0002 내지 0.0100％

상세는 후술하지만, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 결정 조직 A와 결정 조직 B를 포함한다. 결정 조직 A는 결정 입경이 100㎛ 이상인 상대적으로 큰 결정립으로 구성되는 영역이고, 결정 조직 B는 결정 입경이 100㎛ 미만이고, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하이다.

이러한, 비교적 조대한 결정 입경의 결정 조직 A와, 그것보다도 결정 입경이 작은 결정 조직 B의 혼합 조직에서는, Mg를, B와 함께 미량으로 함유시킴으로써, 결정 조직 A와 B의 경도 차를 작게 하는 효과가 얻어진다. 또한, 압연 방향으로부터 45° 방향의 피로 강도를 향상시키는 효과도 얻어진다. Mg 함유량이 0.0002％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않는다. 또한, Mg 함유량이 0.0100％를 초과한 경우에는, 상기 효과가 얻어지기 어렵다. 펀칭 후의 진원도를 향상시키는 관점에서, Mg 함유량의 하한값은 0.0003％인 것이 보다 바람직하고, Mg 함유량의 상한값은 0.0070％인 것이 보다 바람직하다.

B: 0.0001 내지 0.0010％

B는, 본 발명의 실시 양태에서는, Mg와 함께 미량으로 함유시킴으로써, 결정 조직 A와 B의 경도 차를 작게 하는 효과가 얻어진다. 또한, 압연 방향으로부터 45° 방향의 피로 강도를 향상시키는 효과도 얻어진다. B 함유량이 0.0001％ 이상이면, 상기 효과가 얻어지기 쉬워 바람직하다. 또한, B 함유량이 0.0010％를 초과한 경우, 상기 효과가 얻어지기 어렵다. 펀칭 후의 진원도를 향상시키는 관점에서, B 함유량의 하한값은 0.0002％인 것이 보다 바람직하고, B 함유량의 상한값은 0.0009％인 것이 보다 바람직하다.

Mg 및 B를 미량으로 함유시킴으로써, 결정 조직 A와 B의 경도 차가 작아지는 이유의 상세는 불분명하지만, 미량의 Mg와 B는, 결정 조직에 있어서의 회복·재결정 거동에 영향을 미쳐, 입경이 조대한 결정 조직 A와, 그것보다도 결정 입경이 작은 결정 조직 B의, 경도 차를 줄인다고 생각된다. 또한, 피로 강도가 향상되었다는 점에서, 결정 조직 A와 결정 조직 B의 계면을 강화하였다고 생각된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 화학 조성은, 상술한 원소와, 잔부인 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 기본으로 한다. 그러나 필요에 따라서, Fe의 일부 대신에, 이하에 나타내는 범위에서, 임의 원소(Sn, Sb, Cr, Ni, Cu, Ca, 및/또는 REM) 중 1종 이상을 더 함유해도 된다. 이들 임의 원소는, 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 하한은 0％이다.

불순물이란, 무방향성 전자 강판을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석, 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것이며, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

[임의 원소에 대해]

Sn 및 Sb로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 0 내지 0.100％

주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 모두 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. Sn 및 Sb는, 무방향성 전자 강판의 집합 조직을 개선하여(예를 들어, 자기 특성 향상에 기여하는 방위의 결정립을 증가시켜) 자기 특성을 높인다. 상기 효과를 안정적으로 유효하게 얻고자 하는 경우, Sn 및 Sb로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 합계 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나 이들 원소의 합계 함유량이 0.100％를 초과하면 강이 취화된다. 이 경우, 제조 중에 강판이 파단되거나 스캡이 발생하거나 한다. 따라서, 함유시키는 경우라도, Sn 및 Sb로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 합계 함유량은 0.100％ 이하이다.

Cr: 0 내지 0.10％

크롬(Cr)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. Cr은, 강의 전기 저항을 높인다. 특히, Si와 함께 Cr이 함유되면, Si, Cr을 각각 단독으로 함유한 경우보다도 강의 전기 저항을 높여, 철손을 저감시킬 수 있다. Cr은 또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판과 같은 고Si강의 제조성을 높이고, 내식성도 높인다. 상기 효과를 안정적으로 유효하게 얻고자 하는 경우, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 진원도 향상 관점에서는 보다 바람직하다.

그러나 Cr 함유량이 0.10％를 초과하면, 그 효과가 포화되어 비용이 높아진다. 따라서, 함유시키는 경우라도, Cr 함유량은 0.10％ 이하이다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.08％ 이하이다. Cr 함유량을 0.07％ 이하로 하는 것이 포화 자속 밀도의 저하 억제의 관점에서는 보다 바람직하다.

Ni: 0 내지 5.0％

니켈(Ni)은 포화 자속 밀도를 저하시키는 일 없이, 강을 고용 강화하고, 또한 강의 전기 저항을 높여 철손을 저감한다. 상기 효과를 안정적으로 유효하게 얻고자 하는 경우, Ni 함유량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량을 0.06％ 이상으로 하는 것이 고강도화의 관점에서는 보다 바람직하다.

그러나 Ni 함유량이 5.0％를 초과하면, 비용이 높아진다. 따라서, 함유시키는 경우라도, Ni 함유량은 5.0％ 이하이다. Ni 함유량은, 바람직하게는 2.0％ 이하이다. Ni 함유량을 1.8％ 이하로 하는 것이 과도한 고강도화에 의한 금형 마모 억제의 관점에서는 보다 바람직하다.

Cu: 0 내지 5.0％

구리(Cu)는 고용 강화에 의해 강의 강도를 높인다. Cu는 또한, 500℃ 정도의 온도에서 시효 처리를 실시함으로써, 미세한 Cu 석출상을 생성하여, 강을 강화한다. 상기 효과를 안정적으로 유효하게 얻고자 하는 경우, Cu 함유량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나 Cu 함유량이 5.0％를 초과하면 강이 취화된다. 따라서, 함유시키는 경우라도 Cu 함유량은 5.0％ 이하이다. Cu 함유량은, 바람직하게는 2.0％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Cu 함유량은 1.6％ 이하이다.

Ca: 0 내지 0.010％

희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％

칼슘(Ca) 및 REM은, 강 중에서 S와 결합하여 S를 고정한다. 이에 의해, 강의 자기 특성이 높아진다. 상기 효과를 안정적으로 유효하게 얻고자 하는 경우, Ca 함유량을 0.001％ 이상, 또는 REM 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량을 0.002％ 이상, REM 함유량을 0.003％ 이상으로 하는 것이 자기 특성 향상의 관점에서는 보다 바람직하다.

한편, Ca 함유량 및 REM 함유량이 각각 0.010％를 초과하면, 그 효과가 포화되어, 비용이 높아진다. 따라서, 함유시키는 경우라도, Ca 함유량은 0.010％ 이하이고, REM 함유량은 0.010％ 이하이다. Ca 함유량을 0.009％ 이하, REM 함유량을 0.009％ 이하로 하는 것이 비용의 관점에서는 보다 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서의 REM은, Sc, Y, 및 란타노이드(원자 번호 57번의 La 내지 71번의 Lu)를 의미하고, REM 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.

[무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면에 있어서의 마이크로 조직]

상술한 무방향성 전자 강판의, 압연면에 평행한 단면에 있어서, 마이크로 조직은, 결정 조직 A와 결정 조직 B로 이루어진다. 또한, 압연면이란, 판상의 무방향성 전자 강판의 판면을 의미한다.

본 실시 형태에 있어서, 결정 조직 A는, 결정 입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 영역이다. 한편, 결정 조직 B는, 상기 결정 조직 A 이외의 결정 조직이며, 결정 입경이 100㎛ 미만이다. 결정 조직 B의 결정립의 평균 입경은 40㎛ 이하이다.

결정 조직 A는, 느린 가열을 행하는 추가 열처리에 의해 잠식되어 소실되는 영역이다. 결정 조직 A의 면적률이 1％ 미만인 경우, 결정 조직 B가 조립화되기 쉬워져 무방향성 전자 강판의 강도가 낮아진다. 또한, 결정 조직 A의 면적률이 30％를 초과한 경우에는, 추가 열처리에 의해 입성장시켰을 때의 자기 특성이 저하(열화)된다. 따라서, 결정 조직 A의 면적률은 1 내지 30％이다. 결정 조직 A의 면적률의 바람직한 하한은 5％이고, 바람직한 상한은 20％이다.

압연면에 평행한 단면에 있어서, 결정 조직 A의 면적률을 1 내지 30％로 한 경우, 결정 조직 B의 면적률은 70 내지 99％가 된다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 기계 특성은 주로 결정 조직 B에 의해 결정된다.

또한, 결정 조직 B는, 느린 가열을 행하는 추가 열처리에 의해 입성장하는 영역이다.

결정 조직 B의 평균 입경이 40㎛보다도 크면, 추가 열처리 전의 자기 특성은 향상되지만, 추가 열처리 전의 강도 특성(인장 강도 및/또는 피로 강도)을 충족하는 것이 곤란해진다.

따라서, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하로 할 필요가 있다. 결정 조직 B의 평균 입경의 바람직한 상한은 30㎛이고, 더욱 바람직하게는 25㎛이다.

또한, 펀칭 후의 진원도를 향상시키는 관점에서는, 결정 조직 A와 결정 조직 B를 포함하는 결정 조직의 평균 결정 입경은 40㎛ 초과인 것이 보다 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서는, 압연면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의, 압연면에 평행한 단면에 있어서, 상술한 바와 같은 조직으로 되어 있으면 된다. 이것은, 압연면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의 조직이, 강판의 대표적인 조직이며, 강판의 특성에 크게 영향을 미치기 때문이다.

[결정 조직 A의 면적률 및 결정 조직 B의 평균 입경의 측정 방법]

결정 조직 A의 면적률 및 결정 조직 B의 평균 입경은 다음의 방법으로 측정 가능하다.

무방향성 전자 강판의 압연면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의, 압연면에 평행한 단면을 갖는 샘플을 연마 등에 의해 제작한다. 그 샘플의 연마면(이하, 관찰면이라고 함)에 대해, 전해 연마로 표면을 조정한 후, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석을 실시한다.

EBSD 해석에 의해, 관찰면 중, 결정 방위 차가 15° 이상이 되는 경계를 결정립계로 하고, 이 결정립계로 둘러싸인 개개의 영역을 하나의 결정립으로 하고, 결정립을 10000개 이상 포함하는 영역(관찰 영역)을 관찰한다. 관찰 영역에 있어서, 결정립을 원 상당의 면적으로 하였을 때의 직경(원 상당 직경)을 입경으로 정의한다. 즉, 입경이란 원 상당 직경을 의미한다.

입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 영역을 결정 조직 A로 정의하여, 측정한 총 면적에 대한 그 영역의 면적률을 구한다. 또한, 직경이 100㎛ 미만인 결정립으로 구성되는 영역(즉 결정 조직 A 이외의 조직)을 결정 조직 B로 정의하여, 그 평균 결정 입경을 구한다. 이들의 측정은 화상 해석에 의해 비교적 간단하게 실시하는 것이 가능하다.

[결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도]

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는 또한, 결정 조직 A와 결정 조직 B의 경도가 식 1을 충족한다.

(HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4≤7.0 … 식 1

여기서, 「HvA」는 결정 조직 A의, 시험력(하중) 50g에서의 비커스 경도이고, 「HvB」는 결정 조직 B의, 시험력(하중) 50g에서의 비커스 경도이다. 비커스 경도는, JIS Z 2244(2009)에 준거하여 측정된다.

보다 구체적으로는, 결정 조직 A의 영역 내의 적어도 20점에서 비커스 경도를 상술한 방법으로 측정하고, 그 평균값을, 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA로 정의한다. 마찬가지로, 결정 조직 B의 영역 내의 적어도 20점에서 비커스 경도를 상술한 방법으로 측정하고, 그 평균값을, 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB로 정의한다. 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 비커스 경도는, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석을 실시한 시료와 마찬가지로, 무방향성 전자 강판의 압연면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의, 압연면에 평행한 단면을 갖는 샘플을 연마 등에 의해 제작하고, 측정에 제공한다.

[마이크로 조직의 규정에 대해]

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 있어서는, 상술한 바와 같이, 압연면에 평행한 단면에 있어서의 마이크로 조직에 있어서, 「결정 조직 A」, 「결정 조직 B」, 또한 「그들 결정 조직의 경도의 관계식 1」이 소정의 범위가 되도록 제어된다. 이들의 특징에 대해 이하에 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 상세에 대해서는 해명되지 않은 부분도 있고, 그 메커니즘에 있어서, 일부는 추정임을 밝혀 둔다.

본 실시 형태에 있어서의 「결정 조직 A」는, 광학 현미경의 관찰에서는, 일반적으로는 「재결정립」에 의해 잠식되어 있지 않은 영역, 즉, 「미재결정 조직」과 큰 차이는 없다. 그러나, 이 결정 조직 A는 마무리 어닐링에 의해 충분히 회복되어 있어, 매우 연질로 되어 있다. 이 때문에, 일반적인 「미재결정 조직」과는 다르다. 또한, EBSD에 의한 축적 변형량(예를 들어 IQ값)에 의해 평가하면, 오히려 미재결정 조직보다도 재결정 조직에 가깝다.

따라서, 본 실시 형태에 있어서, 「결정 조직 A」는, 일반적인 미재결정 조직과는 구별하여 정의된다. 구체적으로는, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석에 의해, 결정 방위 차가 15° 이상이 되는 경계로 둘러싸인 영역의 면적을 원 상당의 면적으로 하였을 때의 직경(원 상당 직경)이 100㎛ 이상인 영역을 결정 조직 A로 정의한다.

본 실시 형태에 있어서의 「결정 조직 B」는, 가공 조직으로부터 핵 발생에 의해 매트릭스와는 방위 차가 큰 결정이 생성되어 성장한 「재결정 조직」과 유사한 영역이다. 그러나 본 실시 형태에 있어서의 결정 조직 B에는, 재결정립에 잠식되어 있지 않은 영역도 포함된다. 따라서, 본 실시 형태에 있어서의 「결정 조직 B」는, 단순한 「재결정 조직」과는 구별하여 정의된다. 구체적으로는, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석에 의해, 결정 방위 차가 15° 이상이 되는 경계로 둘러싸인 영역의 면적을 원 상당의 면적으로 하였을 때의 직경(원 상당 직경)이 100㎛ 미만인 영역(즉 결정 조직 A 이외의 조직)을 결정 조직 B로 정의한다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 「결정 조직 A」의 경도와 「결정 조직 B」의 경도의 차가 소정의 값 이하인(즉, 식 1을 충족하는) 것을 특징으로 하고 있다.

(HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4＞7.0이 되면, 피로 특성 및 펀칭 후의 진원도가 저하된다. 식 1은 결정 조직 A와 결정 조직 B의 경도의 관계이며, 양자의 경도의 차가 작을수록, 식 1의 값은 작아진다. 결정 조직 A와 결정 조직 B 사이에서 경도의 차가 작을수록, 부하(피로)가 누적되었을 때에 결정 조직간의 계면에서의 파단 등이 발생하기 어려워, 피로 강도는 향상된다. 특히, 비교적 조대한 결정 입경의 결정 조직 A와, 그것보다도 결정 입경이 작은 결정 조직 B의 혼합 조직을 갖는 강판에서는, 압연 방향으로부터 45° 방향의 피로 강도가 향상된다. 또한, 펀칭 시에, 결정 조직 사이에서 경도의 차가 크면, 펀칭 단부면에 형성되는 처짐 및 버가 불균일해지기 쉬워, 진원도의 저하로 이어진다. 식 1의 값이 7.0 이하인 경우, 충분한 피로 강도가 얻어져, 펀칭 후의 진원도가 우수하다.

한편, (HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4에 대해, 그 하한값은 특별히 한정되는 것은 아니며, 이론적으로는 0이어도 되지만, 현실적으로는 곤란하므로, 당해 하한값을 0.1 이상으로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 입경 분포에도 특징을 갖는다. 상술한 규정으로부터 생각하면 명백한 바와 같이, 최대 30％ 존재하는 100㎛ 이상의 입경의 결정립으로 구성되는 결정 조직 A를 제외한, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하로 매우 작다. 이것은, 마이크로 조직에 있어서, 50 내지 90㎛ 정도의 중간적인 사이즈의 결정립이 거의 존재하지 않음을 의미하고 있다. 즉, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 결정 입경 분포가 이른바 혼립이다.

일반적인, 예를 들어 입경 분포가 정규 분포적이면, 100㎛의 입경이 존재하는 입성장을 달성한 결정 조직에 있어서는, 수 10㎛의 결정립도 비교적 많이 존재하여, 평균 입경은 50㎛ 정도가 된다.

결정 조직 A와 결정 조직 B가 소정의 비율로 혼재하고, 또한 경도의 관계(차)가 식 1을 충족하는, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 추가 열처리를 실시하지 않고 이용하는 경우(회전자용 블랭크로서의 이용을 상정하는 경우), 우수한 강도(인장 강도와 피로 강도) 및 자기 특성을 갖고, 또한 펀칭 후의 진원도가 우수하다. 한편, 추가 열처리를 실시하여 이용하는 경우(고정자용 블랭크로서의 이용을 상정하는 경우), 추가 열처리에 의해 결정립 성장하였을 때, 철손이 개선됨과 함께, 진원도의 저하 및 자속 밀도의 저하가 억제된다.

[식 A에 대해]

상술한 무방향성 전자 강판에 있어서, 추가 열처리를 실시하기 전의 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 BA(T)로 정의한다. 또한, 가열 속도를 100℃/시, 최고 도달 온도를 800℃, 및 질소 분위기하에서 800℃에서의 유지 시간을 2시간으로 하는 추가 열처리를 실시한 후의, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 BB(T)로 정의한다. 이때, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 있어서, 자속 밀도 BA와 BB가 다음 식 A를 충족하는 것이 바람직하다.

BB/BA≥0.990 … 식 A

BB/BA는, 바람직하게는 0.994 이상이다. BB/BA의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 추가 열처리에 의해 특성 열화가 없는(즉, BB/BA＝1.000) 것은, 목표로 하는 기준이기도 하다. 단, 추가 열처리에 의해, 자기 특성에 있어서 바람직한 방위가 우선적으로 성장하고, 그 결과, BB/BA가 1.000을 초과하는 경우도 있다. 단, 이 경우에도, BB/BA가 1.025를 초과하는 경우는 거의 없다.

(추가 열처리 조건에 대해)

상기와 같은 가열 속도, 최고 도달 온도, 및 유지 시간은, 추가 열처리의 조건의 일례이다. 이 조건은, 현재 실용적으로 실시되고 있는 응력 제거 어닐링의 조건으로서 대표적이라고 생각되는 값을 사용하고 있다. 단, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 있어서의, 추가 열처리에 의한 진원도의 저하 및 자속 밀도의 저하를 억제하는 효과는, 70체적％ 이상 질소를 함유한 분위기 중에서, 최고 도달 온도를 750 내지 900℃로 하는 범위에 있어서, 이 범위 밖의 것보다 우수한 효과가 얻어지기 때문에 바람직하다.

여기서, 분위기 중의 질소의 비율이 70체적％ 미만인 경우에는, 잔류하는 산소에 의한 강판의 산화가 발생하여, 원하는 자기 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 산소 이외의 혼입물(예를 들어, 아르곤이나 헬륨)을 사용하는 경우에는 비용이 높아져 바람직하지 않다. 분위기 중의 질소의 비율은, 보다 바람직하게는 80체적％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 90체적％ 내지 100체적％이고, 특히 바람직하게는 97체적％ 내지 100체적％이다. 또한, 질소 이외의 분위기 가스는, 특별히 규정하는 것은 아니지만, 일반적으로 수소, 이산화탄소, 일산화탄소, 수증기, 메탄 등으로 이루어지는 환원성의 혼합 가스를 사용할 수 있다. 이들 가스를 얻기 위해, 프로판 가스나 천연 가스를 연소시켜 얻는 방법이 일반적으로 채용되고 있다.

또한, 최고 도달 온도가 750℃ 미만인 경우에는, 추가 열처리 후에 우수한 자기 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 변형률의 개방이 불균일해져, 진원도의 저하로 이어지는 경우가 있다. 한편, 최고 도달 온도가 900℃를 초과하는 경우에는, 절연 피막의 밀착성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 입성장이 지나치게 진행되어, 히스테리시스 손실은 저하되지만, 와전류손이 증가하기 때문에, 오히려 전체 철손은 증가하는 경우가 있다. 또한, 냉각 과정에서 진원도가 저하될 우려가 있다. 최고 도달 온도는, 바람직하게는 775℃ 이상 850℃ 이하이다.

가열 속도, 및 유지 시간에 대해서는, 상기한 값에 한정되지 않고, 어느 정도의 넓은 범위 내에서도 확인할 수 있다.

추가 열처리에서는, 일반적으로, 고온 단시간의 열처리를 하여 입성장시키는 마무리 어닐링과 비교하면, 저속도로 가열하고, 비교적 저온 또한 장시간의 열처리로 입성장시킨다.

일반적인 마무리 어닐링은, 10℃/s(36000℃/시) 정도의 가열 속도로 실시되므로, 추가 열처리의 가열 속도의 상한으로서는 이 정도의 온도를 제시할 수 있다. 단, 일반적인 코어의 응력 제거 어닐링을 고려하면, 이러한 고속으로의 가열은 곤란하다. 또한, 가열 속도가 지나치게 빠른 경우, 가열이 불균일해지는 것도 우려된다. 따라서, 추가 열처리의 가열 속도는 예를 들어, 500℃/시 이하가 바람직하다.

한편, 지나치게 저속의 가열 속도에서는, 후술하는 바와 같은 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 특유의 입성장 거동이 발현되기 어려워진다. 그 때문에, 추가 열처리의 가열 속도의 하한은 30℃/시이다.

추가 열처리에 있어서의 최고 도달 온도 및 유지 시간은, 일반적인 응력 제거 어닐링의 조건을 고려하여, 최고 도달 온도는 750 내지 850℃, 및 750℃ 이상에서의 유지 시간은 0.5 내지 100시간이다.

본 실시 형태에 있어서, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 비율, 결정 조직 B의 평균 입경, 결정 조직 A와 결정 조직 B의 경도의 관계(차)를 제어함으로써, 추가 열처리에 의해 입성장시켰을 때의 진원도의 저하 및 자속 밀도의 저하를 억제할 수 있는 이유에 대해서는 반드시 명백하지는 않지만, 이하와 같이 추정된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 「결정 조직 A」와 「결정 조직 B」라고 하는 혼합 조직을 구비하고 있고, 또한 「결정 조직 A」의 경도와 「결정 조직 B」의 경도의 차가 소정의 값 이하이다(즉, 식 1을 충족한다). 바꾸어 말하면, 결정 조직간의 계면에서의 경도 차가 작다. 이 결과, 추가 열처리에서의 변형률의 개방이 균일하게 진행되기 쉬워져, 추가 열처리 후의 진원도가 향상된다고 생각된다. 또한, 피로 강도의 향상으로부터, 계면의 강도도 높아졌다고 시사된다. 이들의 변화는 추가 열처리 시의 계면의 이동도의 변화로 이어지는 것이며, 추가 열처리 시의 입성장 거동의 변화를 통해 자기 특성의 저하가 억제되었다고 추정된다. 또한, 혼합 조직에서는 펀칭 시에 단부면에 형성되는 처짐이나 버의 불균일성이 현재화되기는 하지만, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 결정 조직간의 계면에서의 경도 차가 작고, 펀칭 시에 단부면에 형성되는 처짐이나 버의 불균일성은 감소한다. 추가 열처리 후의 진원도의 저하는, 유기 성분을 포함하는 절연 피막으로부터의 가스의 방출의 불균일성에도 기인하는 것으로 생각되며, 단부면의 처짐이나 버의 불균일성의 감소를 통해 가스의 방출의 불균일성이 해소되어, 진원도가 향상된다고 생각된다. 또한, 계면에서의 경도 차의 변화는 추가 열처리 시의 계면의 이동도의 변화로 이어지는 것이며, 추가 열처리 시의 입성장 거동의 변화를 통해 자속 밀도의 저하가 억제되었다고 추정된다.

[무방향성 전자 강판의 압연 방향의 인장 강도]

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 압연 방향의 인장 강도가 520MPa 이상이다. 인장 강도가 520MPa 미만이면, 회전자 등의 용도에 있어서 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 인장 강도를 높이기 위한 화학 조성은 알려져 있으므로, 적절하게 조정하면 된다. 또한, 인장 강도 TS(MPa)는, JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 상온, 대기 중에서 인장 시험을 실시하여 구한다. 여기서, 인장 시험편의 평행부 폭에 비해, 극단적으로 짧은 평행부 길이를 갖는 시험편이 아니면, 인장 강도 TS는 시험편 치수에 거의 영향을 받지 않는 것이 알려져 있다. 따라서, 회전자로부터 소형의 인장 시험편을 채취하여 평가해도 된다. 회전자를 구성한 무방향성 전자 강판에 있어서는, 후술하는 냉간 압연 혹은 온간 압연에서 강판 표면에 형성되는 모양에 의해 압연 방향을 판별할 수 있다.

[복합 절연 피막]

본 실시 양태에 의한 무방향성 전자 강판의 표면에는, 유기와 무기의 복합 절연 피막을 구비한다. 양호한 펀칭성을 확보하기 위해, 수지(유기 성분)를 함유하고, 한편 추가 열처리 등에서의 내열성 등을 고려하여, 무기 성분을 함유한다.

여기서, 복합 절연 피막이란, 예를 들어 크롬산 금속염, 인산 금속염, 또는 콜로이달 실리카, Zr 화합물, Ti 화합물 등의 무기물 중 적어도 어느 것을 주체로 하고, 미세한 유기 수지의 입자가 분산되어 있는 절연 피막이다. 특히, 근년 요구가 높아지고 있는 제조 시의 환경 부하 저감의 관점에서는, 인산 금속염이나 Zr 혹은 Ti의 커플링제, 또는 이들의 탄산염이나 암모늄염을 출발 물질로서 사용한 절연 피막이 바람직하게 사용된다. 유기 성분은 예를 들어, 일반적인 아크릴계, 아크릴 스티렌계, 아크릴 실리콘계, 실리콘계, 폴리에스테르계, 에폭시계, 불소계의 수지이다.

[판 두께 편차]

본 실시 양태에 의한 무방향성 전자 강판은, 판 폭 대략 400mm당의 판 두께 편차가 1㎛ 이상 20㎛ 이하이다. 추가 열처리에 있어서, 복합 절연 피막에 포함되는 유기 성분으로부터 가스가 발생한다. 판 두께 편차가 20㎛를 초과하면, 펀칭 시에 단부면에 형성되는 처짐이나 버의 불균일성이 현저해지고, 적층된 강판의 사이에서의 가스의 방출이 불균일해지기 쉬워, 코어의 변형이 촉진된다. 또한, 코어를 적층하였을 때의 적층 두께가 불균일해져, 모터의 생산성 저하로 이어진다. 한편, 판 두께 편차가 1㎛ 미만이면, 가스의 방출이 제한되기 때문에, 추가 열처리 후의 코어가 팽창되어, 즉 코어의 변형이 촉진되는 경우가 있다. 판 두께 편차는, 추가 열처리 후의 코어의 변형의 억제 및 적층 두께의 불균일성의 개선의 관점에서, 바람직하게는 판 폭 대략 400mm당 10㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 9㎛ 이하이다. 추가 열처리 후에는 처짐이나 버를 통한 적층 강판 사이의 도통이 우려되기 때문에, 코어의 변형의 억제와 함께 처짐이나 버의 저감에 의한 모터 성능 향상의 효과를 얻는 관점에서는, 대략 400mm당 8㎛ 이하가 바람직하다.

무방향성 전자 강판의 판 두께 편차는, 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대해서, 외측 마이크로미터(JIS B 7502(2016))를 사용하여 측정한 판 두께로부터 구한다. 폭이 412mm 이상인 강대의 경우, 길이 방향으로 동일한 위치에 있어서 폭 방향으로 100mm의 간격으로 5점을 측정한다. 판 두께 편차는 이들 5점의 판 두께의 최댓값과 최솟값의 차로 한다. 폭 방향의 양단부 부근은 슬릿 가공 등의 영향을 받은 비정상부이므로, 판 두께 측정 위치는 폭 방향의 양단으로부터 6mm 이상 이격된 위치로 한다. 폭이 412mm 미만인 강대의 경우, 길이 방향으로 동일한 위치에 있어서 폭 방향의 양단으로부터 각각 6mm 들어간 2점과 당해 2점간의 거리를 3등분하는 내분점(2점)의 총 4점을 측정한다. 이 경우의 판 두께 편차는, 이들 4점의 판 두께의 최댓값과 최솟값의 차로 한다. 강대로부터 전단한 강판에서 판 두께 편차를 평가하는 경우는, 전단 가공에 의한 영향을 피하기 위해, 길이 방향의 전단 위치로부터 6mm 이상 이격된 위치에서 판 두께를 측정한다. 폭 방향의 측정 위치, 측정 개소는 강대의 경우와 마찬가지이다. 본 실시 양태에 있어서의, 판 폭이 대략 400mm란, 하한값이 350mm여도 되고, 바람직하게는 360mm이다.

또한, 상기와 같은 판 두께 편차를 얻기 위해서는, 냉간 압연 또는 온간 압연이나 마무리 어닐링 시의 장력 등을 제어하는 것 외에, 슬릿 가공 시의 조건 설정에 의해 달성하는 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 모터 코어에 적합한 형상으로 펀칭되고, 적층됨으로써, 모터 코어로 되어도 된다. 이 모터 코어는, 회전자 코어로서 바람직하게 사용할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 모터 코어에 적합한 형상으로 펀칭되고, 적층된 후에, 상술한 추가 열처리가 실시됨으로써, 모터 코어로 되어도 된다. 이 모터 코어는, 고정자 코어로서 바람직하게 사용할 수 있다.

또한, 이 모터 코어에서는, 결정 조직의 평균 입경이 60㎛ 이상 200㎛ 이하여도 된다. 이에 의해, 철손이 저감되어, 모터로서의 효율이 향상된다고 하는 효과가 얻어진다. 이 모터 코어에 있어서의 결정 조직은, 추가 열처리 전과는 달리 혼립이 아니다. 그 때문에, 결정 조직은 광학 현미경 사진으로부터 측정할 수 있고, 예를 들어 50배의 배율로 촬영한 사진을 사용하면 된다. 구체적인 측정 방법으로서는, 결정 조직의 평균 입경을 D라고 할 때, D는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 수직 단면의 광학 현미경에 의한 조직 사진에서, 판 두께의 중심 및 2개소의 1/4 두께의 위치에서 각각 판면에 평행한 5mm의 선을 긋고, 그 각 선을 가로지르는 입계 수의 합계로 15mm를 나눈 수를 L이라 할 때, D＝1.12L로서 구한다. 계수인 1.12는, 절단법에 의한 평균 절편 길이 L을 공칭 입경으로 환산할 때의 계수로부터 설정하였다.

[무방향성 전자 강판의 제조 방법]

상기한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 이하에 설명하는 제조 방법은, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법의 일례이다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 이하에 설명하는 제조 방법 이외의 제조 방법에 의해 제조되어도 된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 공정(열간 압연 공정)과, 열연 강판에 대해 어닐링(열연판 어닐링)을 실시하는 공정(열연판 어닐링 공정)과, 열연판 어닐링 후의 열연 강판에 대해 냉간 압연 또는 온간 압연을 실시하여 중간 강판을 제조하는 공정(냉간 압연 공정 또는 온간 압연 공정)과, 중간 강판에 대해 마무리 어닐링을 실시하는 공정(마무리 어닐링 공정)을 구비한다. 이하, 각 공정에 대해 설명한다.

[열간 압연 공정]

열연 공정에서는, 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 제조한다.

슬래브는 주지의 방법으로 제조된다. 예를 들어, 전로 또는 전기로 등에서 용강을 제조한다. 제조된 용강에 대해 탈가스 설비 등에서 2차 정련하여, 상기 화학 조성을 갖는 용강으로 한다. 용강을 사용하여 연속 주조법 또는 조괴법에 의해 슬래브를 주조한다. 주조된 슬래브를 분괴 압연해도 된다.

슬래브의 화학 조성은, 질량％로,

C: 0.0100％ 이하,

Si: 2.6％ 이상 4.1％ 이하,

Mn: 0.1％ 이상 3.0％ 이하,

P: 0.15％ 이하,

S: 0.0013％ 이하,

N: 0.0050％ 이하,

Al: 0.1％ 이상 2.0％ 이하,

Mg: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하,

B: 0.0001 내지 0.0010％,

Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0 내지 0.100％,

Cr: 0 내지 0.1％,

Ni: 0 내지 5.0％,

Cu: 0 내지 5.0％,

Ca: 0 내지 0.010％, 및

희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한, 슬래브의 화학 조성은,

Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0.005 내지 0.100％,

Cr: 0.01 내지 0.1％,

Ni: 0.05 내지 5.0％,

Cu: 0.05 내지 5.0％,

Ca: 0.0010 내지 0.0100％, 및

희토류 원소(REM): 0.0020 내지 0.0100％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 보다 바람직하다.

이상의 공정에 의해 준비된 슬래브에 대해, 열간 압연을 실시한다. 열간 압연 공정에서의 슬래브의 바람직한 가열 온도는 1000 내지 1200℃이다. 슬래브의 가열 온도가 1200℃를 초과하면, 열간 압연 전의 슬래브 중에 있어서, 결정립이 조대화된다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 화학 조성과 같이, Si 함유량이 높은 강판의 조직은 슬래브의 단계로부터 페라이트 단상이다. 또한, 열간 압연 공정에서의 열이력에 있어서, 조직이 변태되지 않는다. 그 때문에, 슬래브의 가열 온도가 지나치게 높으면, 결정립이 조대화되기 쉬워, 열간 압연 후에 조대한 가공 조직(편평 조직)이 잔류하기 쉬워진다. 조대한 편평 조직은 열간 압연 공정의 다음 공정인 열연판 어닐링 공정에 있어서 재결정에 의해 소실되기 어렵다. 열연판 어닐링 조직에 있어서, 조대한 편평 조직이 잔존하면, 그 후의 공정이 바람직한 것이라도, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 요구되는 조직이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 슬래브의 가열 온도의 상한은 1200℃이다.

한편, 슬래브의 가열 온도가 지나치게 낮으면, 슬래브의 가공성이 낮아져, 일반적인 열연 설비에서의 생산성이 저하된다. 따라서, 슬래브의 가열 온도의 하한은 1000℃이다.

슬래브 가열 온도의 바람직한 상한은 1180℃이고, 보다 바람직하게는 1160℃이다. 슬래브 가열 온도의 바람직한 하한은 1050℃이고, 보다 바람직하게는 1100℃이다.

열간 압연 조건에 대해서는, 공지의 조건에서 행하면 된다.

[열연판 어닐링 공정]

열연판 어닐링 공정에서는, 열간 압연 공정에 의해 제조된 열연 강판에 대해 어닐링(열연판 어닐링)을 실시한다. 자기 특성에 악영향을 미치는 {111}은 냉간 압연 전의 입계 근방으로부터 발달하기 때문에, 열연판 어닐링에 의해 냉간 압연 전의 조직을 조립의 재결정 조직으로 하고, 입계를 감소시킴으로써 {111}의 발달을 억제할 수 있다.

최고 도달 온도 Tmax: 900 내지 1150℃

열연판 어닐링에 있어서의 최고 도달 온도 Tmax를 900 내지 1150℃로 한다. 최고 도달 온도 Tmax가 지나치게 낮으면 열연판 어닐링 후(냉간 압연 전)의 조직이 세립, 혹은 미재결정이 되어, 최종 제품의 자기 특성이 열화된다. 한편, 최고 도달 온도 Tmax가 지나치게 높으면, 재결정립 조직이 과도하게 조대해져 후공정에서 갈라져 파단되기 쉬워져, 수율이 현저하게 저하된다. 열연판 어닐링의 열처리 시간은 특별히 한정되지 않는다. 열처리 시간은 예를 들어 20초 내지 4분이다. 또한, 열연판 어닐링 전, 혹은 후에, 강판 표면에 생성된 산화층을 산세에 의해 제거하는 공지의 산세 공정을 가져도 된다.

[냉간 압연 또는 온간 압연 공정]

열연판 어닐링 공정 후의 열연 강판에 대해 냉간 압연 또는 온간 압연을 실시한다. 여기서, 온간 압연이란, 150 내지 600℃로 가열한 열연 강판에 대해 압연을 실시하는 공정을 의미한다.

냉간 압연 또는 온간 압연에 있어서의 압하율은 83％ 이상인 것이 바람직하다. 여기서, 압하율(％)은 다음 식으로 정의된다.

압하율(％)＝(1－최후의 냉간 또는 온간 압연 후의 중간 강판의 판 두께/최초의 냉간 또는 온간 압연 개시 전의 열연 강판의 판 두께)×100

압하율이 83％ 미만이면, 다음 공정의 마무리 어닐링 공정에 필요해지는 재결정 핵의 양이 부족하다. 이 경우, 결정 조직 A의 분산 상태를 적정하게 제어하기 어려워진다. 압하율이 83％ 이상이면, 충분한 양의 재결정 핵을 확보할 수 있다. 이것은, 냉간 압연 또는 온간 압연에서 충분한 변형률을 도입함으로써, 재결정 핵이 분산 및 증가하기 때문이라고 생각된다. 이상의 공정에 의해, 중간 강판을 제조한다.

[마무리 어닐링 공정]

냉간 압연 또는 온간 압연 공정에 의해 제조된 중간 강판에 대해 마무리 어닐링을 실시한다. 마무리 어닐링의 조건은 다음과 같다.

최고 도달 온도(어닐링 온도): 700 내지 850℃

마무리 어닐링 시의 최고 도달 온도가 700℃ 미만인 경우, 재결정이 충분히 진행되지 않는다. 이 경우, 무방향성 전자 강판의 자기 특성이 저하된다. 또한, 마무리 어닐링을 연속 어닐링에 의해 실시하는 경우, 무방향성 전자 강판의 판 형상의 교정 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 마무리 어닐링 시의 최고 도달 온도가 850℃를 초과하면, 결정 조직 A의 면적률이 1％ 미만이 되어, 무방향성 전자 강판의 강도가 저하된다. 또한, 마무리 어닐링 시의 최고 도달 온도는 850℃ 미만인 것이, 추가 열처리 전의 강도, 피로 특성, 진원도 그리고 추가 열처리 후의 자기 특성, 진원도를 향상시키는 관점에서는 보다 바람직하다.

생산성을 저하시키지 않고, 충분히 가열하여 원하는 조직을 얻는다는 관점에서, 최고 도달 온도에서의 균열 시간은, 1 내지 50초인 것이 바람직하다.

500℃로부터 600℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초)에 대해, 하기 식 2를 충족한다.

300≤S1≤1000 … 식 2

원하는 기계 특성(고강도)을 달성하기 위해, 상기한 최고 도달 온도를 설정하고 있다. 이 최고 도달 온도에 이르기까지의 Fe 원자가 이동할 수 있는 온도 영역을 가능한 한 빨리 통과함으로써, 원하는 기계 특성(고강도)을 갖는 결정 조직을 얻기 쉬워진다. 승온 속도가 300℃/초 미만이면, 원하는 기계 특성(고강도)이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 승온 속도가 1000℃/초를 초과하면, 최고 도달 온도의 제어가 곤란해지는 경우가 있다. 그 때문에, 승온 속도 S1(℃/초)에 대해서, 식 2를 충족하도록 규정한다.

승온 속도 S1을 적용하는 온도 범위는 500℃로부터 600℃까지로 한다. 승온 속도 S1이 높아, 최고 도달 온도의 제어가 곤란해지는 경우가 있기 때문이다.

또한, 실온으로부터 500℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2를 100℃/초 이상 300℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 이에 의해 펀칭 후의 진원도 및 추가 열처리 후의 진원도가 향상된다고 하는 효과가 있다.

또한, 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S3을 20℃/초 이상 100℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 이에 의해 펀칭 후의 진원도 및 추가 열처리 후의 진원도가 향상된다고 하는 효과가 있다.

이상의 공정에 의해, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판이 제조된다. 또한, 상술한 제조 방법에서는, 열연판 어닐링 공정 후, 1회의 냉간 압연 또는 온간 압연 공정에서, 무방향성 전자 강판의 판 두께를 최종의 판 두께로 한다.

[복합 절연 피막 형성 공정]

상기 제조 방법은 또한, 마무리 어닐링 공정 후의 무방향성 전자 강판의 표면에 대해, 적층 상태에서의 철손을 저감시키기 위해 수지(유기 성분)를 함유하는 유기-무기 복합의 절연 피막을 형성하는 공정(복합 절연 피막 형성 공정)을 실시해도 된다. 복합 절연 피막 형성 공정은 주지의 방법으로 실시하면 충분하다.

복합 절연 피막이란, 예를 들어 크롬산 금속염, 인산 금속염, 또는 콜로이달 실리카, Zr 화합물, Ti 화합물 등의 무기물 중 적어도 어느 것을 주체로 하고, 미세한 유기 수지의 입자가 분산되어 있는 절연 피막이다. 특히, 근년 요구가 높아지고 있는 제조 시의 환경 부하 저감의 관점에서는, 인산 금속염이나 Zr 혹은 Ti의 커플링제, 또는 이들의 탄산염이나 암모늄염을 출발 물질로서 사용한 절연 피막이 바람직하게 사용된다. 유기 성분은 예를 들어, 일반적인 아크릴계, 아크릴 스티렌계, 아크릴 실리콘계, 실리콘계, 폴리에스테르계, 에폭시계, 불소계의 수지이다. 가열 및/또는 가압함으로써 접착능을 발휘하는 절연 코팅을 실시해도 된다. 접착능을 갖는 절연 코팅은 예를 들어, 아크릴계, 페놀계, 에폭시계, 멜라민계의 수지이다.

[모터 코어의 제조 방법]

모터 코어의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 모터 코어의 제조 방법은, 소정의 무방향성 전자 강판을, 코어 형상으로 펀칭하여 적층한 후, 소정의 추가 열처리를 실시하는, 공정을 포함한다.

이하, 소정의 조건에 대해 설명한다.

모터 코어의 제조를 위해 사용하는 무방향성 전자 강판은, 소정의 인장 강도, 결정 조직, 판 두께 편차, 복합 절연 피막을 갖는 무방향성 전자 강판이며, 상술된 본 발명의 일 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 사용할 수 있다.

또한, 모터 코어의 제조를 위해 사용하는 무방향성 전자 강판은, 하기의 펀칭 공정에 제공하기 전에, 슬릿 가공에 의해 소정의 판 폭으로 가공되어도 된다. 구체적으로는, 출하된 코일 상태의 폭이 넓은 무방향성 전자 강판으로부터 무방향성 전자 강판을 풀어내고, 그 하류측에 배치된 회전하는 원반상의 날에 의해 연속하여 절단함으로써 복수의 소정의 판 폭의 코일로 분할하여, 권취한다. 이때, 판 폭의 정밀도 및 소정의 판 두께 편차를 확보하기 위해 무방향성 전자 강판을 패드에 의해 압박하거나 하여 장력을 부여한다.

[펀칭 공정]

먼저, 본 실시 형태의 전자 강판을, 원하는 코어 형상으로 펀칭하고, 적층 매수 등에 따라서, 원하는 매수의 펀칭 부재를 제작한다. 본 실시 형태에 의한, 추가 열처리 후의 펀칭부의 진원도를 확인하기 위해, 펀칭부의 형상은 진원으로 해도 된다. 전자 강판을 펀칭하여, 펀칭 부재를 제작하는 방법은 특별히 한정되지 않으며 종래 공지의 어느 방법을 채용해도 된다.

[적층 공정]

펀칭 공정에서 제작한 펀칭 부재를 적층함으로써 모터 코어가 얻어진다. 구체적으로는, 원하는 형상으로 펀칭된 부재를, 원하는 매수 조합하여, 펀칭부가 정렬되어 겹쳐지도록 이것을 적층한다.

또한, 적층된 펀칭 부재를 고정하는 방법은, 특별히 한정되지 않고 종래 공지의 어느 방법을 채용해도 된다. 예를 들어, 펀칭 부재에, 공지의 접착제를 도포하여 접착제층을 형성하고, 접착제층을 통해 고정해도 된다. 또한, 코킹 가공을 적용하여, 각각의 펀칭 부재에 형성된 요철부를 기계적으로 서로 끼워 맞추어 고정해도 된다.

무방향성 전자 강판에 대해 상기한 펀칭 공정 및 적층 공정을 실시함으로써 모터 코어가 얻어진다. 이 모터 코어는, 진원도가 양호하기 때문에, 회전자 코어로서 바람직하게 사용할 수 있다.

[추가 열처리 공정]

추가 열처리는, 상술된 본 발명의 일 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 위한 추가 열처리를 사용할 수 있다. 즉, 본 실시 형태에 관한 모터 코어는, 펀칭 부재를 적층한 후에, 70체적％ 이상 질소를 함유한 분위기 중에서, 최고 도달 온도: 750℃ 내지 900℃에서 추가 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 가열 속도는 30℃/시 내지 500℃/시여도 되고, 750℃ 이상에서의 유지 시간은 0.5시간 내지 100시간이어도 된다. 이 추가 열처리를 행함으로써, 모터 코어는, 불필요한 변형률이 균일하게 해방되고, 펀칭부의 진원도가 향상되고, 또한 철손이 개선됨과 함께, 자속 밀도의 저하가 억제된다.

무방향성 전자 강판에 대해, 상기한 펀칭 공정, 적층 공정 및 추가 열처리 공정을 실시함으로써, 모터 코어가 얻어진다. 이 모터 코어는, 진원도 및 자기 특성이 양호하기 때문에, 고정자 코어로서 바람직하게 사용할 수 있다.

또한, 상기 실시 형태의 각 요소는, 서로 조합하는 것이 가능한 것은 자명하다.

실시예

(실시예 1)

이하에, 본 발명의 양태를 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 이들 실시예는, 본 발명의 효과를 확인하기 위한 일례이며, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

[제조 공정]

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 각 슬래브를 준비하였다.

[표 1]

표 1에 기재된 성분(잔부가 Fe 및 불순물)을 갖는 각 슬래브에 대해, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 각 슬래브 가열 온도에서 가열하고, 열간 압연을 실시하여, 2.2mm의 판 두께의 각 열연 강판을 제조하였다. 열간 압연 시의 마무리 온도 FT(℃)는 890 내지 920℃, 및 권취 온도 CT(℃)는 580 내지 650℃였다.

[표 2-1]

[표 2-2]

제조된 각 열연 강판에 대해, 열연판 어닐링을 실시하였다. 열연판 어닐링에서는, 어느 시험 번호에 있어서도, 최고 도달 온도는 900℃이고 유지 시간은 2분이었다.

열연판 어닐링 후의 열연 강판에 대해, 산세 후에 냉간 압연을 실시하여 중간 강판을 제조하였다. 냉간 압연 시의 압하율은 어느 시험 번호에 있어서도 89％였다. 이상의 공정에 의해, 판 두께 0.25mm의 중간 강판(냉연 강판)을 제조하였다.

중간 강판에 대해, 마무리 어닐링을 실시하였다. 마무리 어닐링에 있어서의 최고 도달 온도 및 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정의 승온 속도(가열 속도)는 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 바와 같았다. 또한, 유지 시간은 어느 시험 번호에서도 20초였다.

마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 인산계 무기물과 에폭시계 유기물을 함유하는 주지의 절연 피막을 코팅하였다. 이상의 공정에 의해, 각 시험 번호의 무방향성 전자 강판을 제조하였다. 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판을 분석한 결과, 화학 조성은 표 1과 같았다.

[평가 시험]

제조된 각 시험 번호의 무방향성 전자 강판에 대해, 다음의 평가 시험을 실시하였다.

[판 두께 편차]

각 시험 번호의 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 판 두께 편차를 구하였다. 어느 시험 번호도 판 폭은 416mm이며, 길이 방향으로 동일한 위치에 있어서 폭 방향의 양단부로부터 8mm 이격된 위치로부터 100mm의 간격으로 5점의 판 두께를 측정하고, 최댓값과 최솟값의 차를 판 두께 편차로 하였다. 판 두께는 강판으로 전단한 후에 측정하고, 전단 가공의 영향을 피하기 위해, 전단 위치로부터 길이 방향으로 8mm 이격된 위치로 하였다.

[마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대한 평가 시험]

[결정 조직 측정 시험]

각 시험 번호의 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면을 포함하는 샘플을 채취하였다. 상기 단면은, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 깊이 위치에서의 단면으로 하였다. 이 단면에 상당하는 샘플 표면을 관찰면으로 하였다.

샘플의 관찰면에 대해 전해 연마로 표면을 조정한 후, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석을 실시하였다. EBSD 해석에 의해, 관찰면 중, 결정 방위 차가 15° 이상이 되는 경계를 결정립계로 하고, 상기 결정립계로 둘러싸인 개개의 영역을 하나의 결정립으로 판단하고, 결정립을 10000개 이상 포함하는 영역(관찰 영역)을 관찰 대상으로 하였다. 관찰 영역에 있어서, 각 결정립의 면적과 동등한 면적을 갖는 원의 직경(원 상당 직경)을 각 결정립의 입경으로 정의하였다.

입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 영역을 결정 조직 A로 정의하여, 그 면적률(％)을 구하였다. 또한, 직경이 100㎛ 미만인 결정립으로 구성되는 영역을 결정 조직 B로 정의하여, 그 평균 결정 입경(㎛)을 구하였다. 이들의 측정은 관찰 영역의 화상 해석에 의해 구하였다.

[결정 조직의 경도]

결정 조직 A의 영역 내의 임의의 20점에서 JIS Z 2244(2009)에 준거한 비커스 경도 시험을 실시하였다. 시험력(하중)은 50g으로 하였다. 얻어진 비커스 경도의 평균값을, 결정 조직 A의 경도 HvA로 하였다.

마찬가지로, 결정 조직 B의 영역 내의 임의의 20점에서 JIS Z 2244(2009)에 준거한 비커스 경도 시험을 실시하였다. 시험력은 50g으로 하였다. 얻어진 비커스 경도의 평균값을, 결정 조직 B의 경도 HvB로 하였다.

상기한 경도 HvA 및 HvB로부터, 하기 식 1의 값을 계산하여, 7.0 이하인지를 확인하였다.

(HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4 … 식 1

[인장 시험]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, JIS Z 2241(2011)에 규정된 JIS 5호 인장 시험편을 제작하였다. 각 인장 시험편의 평행부는 무방향성 전자 강판의 압연 방향에 평행하였다. 제작된 인장 시험편을 사용하여, JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 상온, 대기 중에 있어서 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 TS(MPa)를 구하였다.

[피로 시험]

피로 강도는, JIS Z 2273(1978)에 규정된 피로 시험에 의해 구할 수 있다. 여기서는, 유압 서보 피로 시험기(시마즈 세이사쿠쇼제 하중 용량 10kN)를 사용하여, 실온, 대기 분위기 중에서, 하중 제어, 응력비 0.1, 반복 속도 20Hz의 조건에서 맥동 인장에 의한 피로 시험을 실시하였다. 미파단의 경우의 시험 중단 반복 횟수는 10⁷회로 하고, 파단되지 않은 최대 응력을 피로 강도(MPa)로 하였다. 본 발명에 있어서는, 피로 강도가 450MPa 이상이면, 우수한 피로 강도를 갖는다고 판단하였다. 여기서, 시험편의 길이는 180mm, 파지부의 폭은 30mm, R40으로 폭을 좁게 하고, 평행부의 폭은 10mm, 평행부의 길이는 20mm로 하였다. 또한, 시험편의 길이 방향이 압연 방향으로부터 45°의 방향과 일치하도록 채취하였다.

[추가 열처리 전의 진원도]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, 25t 연속 순송 프레스기로, 250스트로크/분의 펀칭 속도로 외경 79.5mm의 회전자에 진원의 금형으로 펀칭하여, 60매 적층의 코어에 맞물리게 하였다. 펀칭한 회전자 코어의 원주부의 외경을 측정하고, 그 최댓값과 최솟값의 비를 진원도로 하고, 이하의 기준에 의해 진원도를 평가하였다.

Excellent : 진원도 0.9999 이상 1 이하

Very Good : 진원도 0.9998 초과∼0.9999 미만

Good : 진원도 0.9997 초과∼0.9998 이하

Poor : 진원도 0.9997 미만

[추가 열처리 전의 무방향성 전자 강판의 자기 특성 평가 시험]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, JIS C 2550-1(2011)에 준거하여, 압연 방향(L 방향) 및 압연 직각 방향(C 방향)으로 각각 잘라낸 엡스타인 시험편을 준비하였다. 엡스타인 시험편에 대해, JIS C 2550-1(2011) 및 2550-3(2011)에 준거한 전자 강대 시험 방법을 실시하여, 자기 특성(자속 밀도 B₅₀ 및 철손 W_10/400)을 구하였다. 추가 열처리 전의 본 시험에 의해 얻어진 자속 밀도 B₅₀을, 자속 밀도 BA(T)로 정의하였다.

[추가 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 자기 특성 평가 시험]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, JIS C 2550-1(2011)에 준거하여, 압연 방향(L 방향) 및 압연 직각 방향(C 방향)으로 각각 잘라낸 엡스타인 시험편을 준비하였다. 엡스타인 시험편에 대해, 질소 분위기 중에서, 가열 속도를 100℃/시, 최고 도달 온도를 800℃, 최고 도달 온도 800℃에서의 유지 시간을 2시간으로 하여, 추가 열처리를 실시하였다.

추가 열처리 후의 엡스타인 시험편에 대해, JIS C 2550-1(2011) 및 2550-3(2011)에 준거하여, 자기 특성(자속 밀도 B₅₀ 및 철손 W_10/400)을 구하였다. 추가 열처리 후의 본 시험에 의해 얻어진 자속 밀도 B₅₀을, 자속 밀도 BB(T)로 정의하였다.

[추가 열처리 후의 진원도]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, 25t 연속 순송 프레스기로, 250스트로크/분의 펀칭 속도로, 내경 80.0mm, 외경 100mm의 모두 진원의 금형으로 펀칭하여, 60매 적층의 코어에 맞물리게 하였다. 얻어진 링 형상의 코어는 모터에 있어서의 고정자 코어를 모의하고 있고, 내주부의 진원도가 회전자 코어와의 에어 갭 정밀도의 지표가 될 수 있다. 상기 링 형상의 코어에 대해, 질소 분위기 중에서, 가열 속도를 100℃/시, 최고 도달 온도를 800℃, 최고 도달 온도 800℃에서의 유지 시간을 2시간으로 하는 추가 열처리를 실시하였다. 추가 열처리 후의 내주부의 직경을 측정하고, 그 최댓값과 최솟값의 비를 진원도로 하고, 이하의 기준에 의해 진원도를 평가하였다.

Excellent : 진원도 0.9999 이상 1 이하

Very Good : 진원도 0.9998 초과∼0.9999 미만

Good : 진원도 0.9997 초과∼0.9998 이하

Poor : 진원도 0.9997 미만

추가 열처리 후의 결정 조직의 평균 입경 D는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 수직 단면을 광학 현미경으로 50배의 배율로 촬영하고, 판 두께의 중심 및 2개소의 1/4 두께의 위치에서 각각 판면에 평행한 5mm의 선을 긋고, 그 각 선을 가로지르는 입계 수의 합계로 15mm를 나눈 수인 L을 사용하여, 평균 입경 D＝1.12L로서 구하였다.

[시험 결과]

상기 평가 시험에 의해 얻어진 결과를 표 2-1 및 표 2-2에 나타낸다.

시험 번호 1-1 내지 1-21 및 시험 번호 1-39 내지 1-44, 1-47의 무방향성 전자 강판의 화학 조성은 적절하고, 제조 조건도 적절하였다. 그 결과, 판 두께 편차는 20㎛ 이하이고, 결정 조직 A의 면적률은 1 내지 30％이고, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하였다. 또한, 결정 조직 A의 경도 HvA와 결정 조직 B의 경도 HvB의 관계식 1은 7.0 이하였다. 인장 강도 TS는 640MPa 이상이고, 피로 강도는 450MPa 이상으로, 우수한 강도를 나타냈다. 또한, 펀칭 후(추가 가열 처리 전)의 진원도는 Good, Very Good, 또는 Excellent였다.

또한, 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB는 1.64T 이상이고, 철손 W_10/400은 12.5W/kg 미만으로, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 또한, 추가 열처리 전의 자속 밀도 BA에 대한 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB의 비(BB/BA)는 0.990 이상으로, 추가 열처리 후에 있어서도 자속 밀도의 저하가 억제되었다. 또한, 추가 가열 처리 후의 진원도는 Good, Very Good, 또는 Excellent였다.

한편, 시험 번호 1-22에서는, C 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-23에서는, Si 함유량이 본 발명 범위보다 부족하였다. 그 결과, 충분한 인장 강도, 피로 강도를 달성할 수 없고, 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-24에서는, Mn 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 자속 밀도 BB가 1.64T 미만으로 낮고, 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-25에서는, Al 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 자속 밀도 BB가 1.64T 미만으로 낮고, 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-26에서는, P 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 냉간 압연에서 갈라짐이 발생하여, 이후의 공정으로 진행할 수 없었다.

시험 번호 1-27에서는, S 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-28에서는, N 함유량이 본 발명 범위를 벗어났다. 그 결과, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 1-29에서는, Si 함유량이 본 발명 범위보다 과잉이었다. 그 결과, 냉간 압연에서 갈라짐이 발생하여, 이후의 공정으로 진행할 수 없었다.

시험 번호 1-30에서는, B 함유량이 본 발명 범위보다 부족하였고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-31에서는, B 함유량이 본 발명 범위보다 과잉이고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg 이상이고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-32에서는, Mg 및 B 함유량이 본 발명 범위보다 부족하였고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-33에서는, Mg 및 B 함유량이 본 발명 범위보다 부족하고, 또한 마무리 어닐링의 승온 속도(가열 속도)가 본 발명의 범위를 벗어나고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

또한, 시험 번호 1-34에서는, 마무리 어닐링 시의 가열 속도가 일정하였기 때문에, 강 조성과 가열 속도 S1이 동일한 시험 번호 1-1과 비교하여, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 컸다. 그 결과, 펀칭 후의 진원도, 추가 열처리 후의 진원도 모두 Good이었다.

시험 번호 1-49에서는 마무리 어닐링 시의 가열 속도 S2가 바람직한 범위의 하한을 하회하였다. 또한, 시험 번호 1-50에서는, 마무리 어닐링 시의 가열 속도 S3이 바람직한 범위의 하한을 하회하였다. 그 때문에, 이들 실시예에서는, 강 조성과 가열 속도 S1이 동일한 시험 번호 1-1과 비교하여, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1이 컸다. 그 결과, 펀칭 후의 진원도, 추가 열처리 후의 진원도 모두 Good이었다.

시험 번호 1-35에서는, 마무리 어닐링의 가열 속도와 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 벗어났다. 그 때문에, 결정 조직 A의 면적률이 낮고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-36에서는, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 결정 조직 A의 면적률이 높고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-37에서는, 슬래브 가열 온도가 높고, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 상회하고, 결정 조직 B의 입경이 크고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-38에서는, 마무리 어닐링의 가열 속도가 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 상회하였다. 그 때문에 결정 조직 A의 면적률이 낮고, 결정 조직 A의 경도를 측정할 수 없고, 경도의 관계식 1의 값이 얻어지지 않았다. 또한 결정 조직 B의 입경도 컸다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-45에서는, Mn 함유량이 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-46에서는, Al 함유량이 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 1-48에서는, Mg 함유량이 본 발명 범위의 상한을 초과하고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

(실시예 2)

표 1 중의 강종 A 내지 G의 슬래브를 준비하였다. 준비된 슬래브에 대해, 표 3에 나타내는 슬래브 가열 온도에서 가열하고, 열간 압연을 실시하여 2.2mm의 판 두께의 열연 강판을 제조하였다. 열간 압연 시의 마무리 온도 FT는 890 내지 920℃이고, 권취 온도 CT는 580 내지 630℃였다.

[표 3]

제조된 열연 강판에 대해, 열연판 어닐링을 실시하였다. 열연판 어닐링에서는, 시험 번호 2-1 내지 2-15에 있어서, 최고 도달 온도는 950℃이고 유지 시간은 2분이었다. 또한, 시험 번호 2-16에 있어서, 최고 도달 온도는 800℃이고 유지 시간은 2분, 시험 번호 2-17에 있어서, 최고 도달 온도는 1170℃이고 유지 시간은 2분이었다.

중간 강판에 대해, 마무리 어닐링을 실시하였다. 마무리 어닐링에 있어서의 최고 도달 온도 및 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정의 승온 속도(가열 속도)는 표 3에 나타내는 바와 같았다. 또한, 유지 시간은 어느 시험 번호도 20초였다.

[평가 시험]

실시예 1과 동일한 방법에 의해, 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 판 두께의 편차, 결정 조직 A의 면적률(％), 결정 조직 B의 평균 결정 입경(㎛), 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA, 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB, 경도 HvA 및 HvB의 관계식 1의 값, 인장 강도 TS(MPa), 피로 강도(MPa), 추가 열처리 전의 자속 밀도 BA, 철손 W_10/400 및 펀칭 후(추가 가열 처리 전)의 진원도를 구하였다. 추가 열처리의 조건은, 실시예 1과 동일하게 하였다.

또한, 실시예 1과 동일한 방법에 의해, 추가 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 자기 특성(자속 밀도 BB 및 철손 W_10/400), 추가 열처리 후의 진원도, 그리고 추가 열처리 후의 결정 조직의 평균 입경을 각각 구하였다.

[시험 결과]

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

시험 번호 2-1, 2-3, 2-5, 2-7, 2-9, 2-11 및 2-13의 무방향성 전자 강판의 화학 조성은 적절하고, 제조 조건도 적절하였다. 그 결과, 판 두께 편차는 20㎛ 이하이고, 결정 조직 A의 면적률은 1 내지 30％이고, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하였다. 또한, 결정 조직 A의 경도 HvA와 결정 조직 B의 경도 HvB의 관계식 1의 값은 7.0 이하였다. 그 때문에, 인장 강도 TS는 640MPa 이상이고, 피로 강도는 450MPa 이상으로, 우수한 강도를 나타냈다. 또한, 펀칭 후(추가 가열 처리 전)의 진원도는 Good 또는 Excellent였다.

또한, 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB는 1.64T 이상이고, 철손 W_10/400은 12.5W/kg 미만으로, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 또한, 추가 열처리 전의 자속 밀도 BA에 대한 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB의 비(BB/BA)는 0.990 이상으로, 추가 열처리 후에 있어서도 자속 밀도의 저하가 억제되었다. 또한, 추가 가열 처리 후의 진원도는 Good 또는 Excellent였다.

한편, 시험 번호 2-2에서는, 슬래브 가열 온도가 지나치게 높았다. 그 때문에, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg 이상이었다.

시험 번호 2-4, 2-12 및 2-14에서는, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 800℃를 초과하였다. 그 때문에, 결정 조직 A의 면적률이 1％ 미만이 되어, 결정 조직 A의 경도를 측정할 수 없고, 경도의 관계식 1의 값이 얻어지지 않았다. 그 결과, 인장 강도 TS가 640MPa 미만이고, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 2-6에서는, 마무리 어닐링의 승온 속도(가열 속도)가 본 발명의 범위보다 높았다. 그 때문에, 결정 조직 A의 면적률이 1％ 미만이 되어, 결정 조직 A의 경도를 측정할 수 없고, 경도의 관계식 1의 값이 얻어지지 않았다. 그 결과, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 2-8에서는, 마무리 어닐링의 승온 속도(가열 속도)가 본 발명의 범위보다 낮았다. 그 때문에, 결정 조직 A와 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 7.0을 초과하였다. 그 결과, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 컸다.

시험 번호 2-10에서는, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 700℃ 미만이었다. 그 때문에, 원하는 결정 조직 A와 결정 조직 B가 얻어지지 않고, 경도의 관계식 1의 값도 얻어지지 않았다. 그 결과, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 전의 철손 W_10/400이 크고, 자속 밀도 BA는 낮았다.

시험 번호 2-15에서는, 슬래브 가열 온도가 본 발명의 범위보다 높고, 또한 마무리 어닐링에서의 가열 속도가 낮았다. 그 때문에, 원하는 결정 조직 A와 결정 조직 B가 얻어지지 않고, 경도의 관계식 1의 값도 얻어지지 않았다. 그 결과, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 전후의 철손 W_10/400이 크고, 자속 밀도 BB는 낮았다.

시험 번호 2-16에서는, 열연판 어닐링 온도가 본 발명의 범위보다 낮았다. 그 때문에, 원하는 결정 조직 A와 결정 조직 B가 얻어지지 않고, 경도의 관계식 1의 값도 얻어지지 않았다. 그 결과, 피로 강도는 450MPa 미만으로, 충분한 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후 및 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 전후의 철손 W_10/400이 크고, 자속 밀도 BA 및 BB는 낮았다.

시험 번호 2-17에서는, 열연판 어닐링 온도가 본 발명의 범위보다 높았다. 그 때문에, 냉간 압연에서 갈라짐이 발생하여, 이후의 공정으로 진행할 수 없었다.

또한, 시험 번호 2-18에서는, 마무리 어닐링 시의 가열 속도가 일정하였기 때문에, 강 조성, 가열 속도 S1이 동일한 시험 번호 2-1과 비교하여, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 컸다. 그 결과, 펀칭 후의 진원도, 추가 열처리 후의 진원도 모두 Good이었다.

시험 번호 2-19에서는, 마무리 어닐링의 가열 속도와 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 상회하고, 결정 조직 A의 면적률이 낮고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 2-20에서는, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 결정 조직 A의 면적률이 높고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 2-21에서는, 슬래브 가열 온도가 높고, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 상회하고, 결정 조직 B의 입경이 크고, 결정 조직 A 및 결정 조직 B의 경도의 관계식 1의 값이 본 발명의 범위 밖이었다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

시험 번호 2-22에서는, 마무리 어닐링의 가열 속도가 본 발명 범위의 하한을 하회하고, 최고 도달 온도가 본 발명 범위의 상한을 상회하였다. 그 때문에 결정 조직 A의 면적률이 낮고, 결정 조직 A의 경도를 측정할 수 없고, 경도의 관계식 1의 값이 얻어지지 않았다. 또한 결정 조직 B의 입경도 컸다. 그 결과, 충분한 피로 강도를 달성할 수 없고, 펀칭 후의 진원도도 Poor였다. 또한, 추가 열처리 후의 철손 W_10/400이 12.5W/kg보다 크고, 추가 열처리 후의 진원도도 Poor였다.

(실시예 3)

표 1 중의 강종 A, H, 및 O의 슬래브를 준비하였다. 시험 번호 3-1 내지 3-30에서는, 준비된 슬래브에 대해, 1150℃의 슬래브 가열 온도에서 가열하고, 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하였다.

어느 시험 번호에 있어서도, 열간 압연 시의 마무리 온도 FT는 890 내지 920℃이고, 권취 온도 CT는 590 내지 630℃였다.

[표 4]

제조된 열연 강판에 대해, 열연판 어닐링을 실시하였다. 열연판 어닐링에서는, 어느 시험 번호에 있어서도, 최고 도달 온도는 950℃이고, 유지 시간은 2분이었다.

중간 강판에 대해, 마무리 어닐링을 실시하였다. 마무리 어닐링에 있어서, 어느 시험 번호에 있어서도, 최고 도달 온도는 720℃이고, 유지 시간은 어느 시험 번호도 20초였다. 또한, 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정의 승온 속도(가열 속도)는 350℃/초였다. 여기서, 실온으로부터 500℃까지의 가열 속도는 120℃/초, 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 가열 속도는 60℃/초였다.

[평가 시험]

실시예 1과 동일한 방법에 의해, 마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 판 두께의 편차, 결정 조직 A의 면적률(％), 결정 조직 B의 평균 결정 입경(㎛), 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA, 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB, 경도 HvA 및 HvB의 관계식 1의 값, 인장 강도 TS(MPa), 피로 강도(MPa), 추가 열처리 전의 자속 밀도 BA, 철손 W_10/400 및 펀칭 후(추가 가열 처리 전)의 진원도를 구하였다.

[추가 열처리 후의 무방향성 전자 강판에서의 자기 특성 평가 시험]

각 시험 번호의 무방향성 전자 강판으로부터, JIS C 2550-1(2011)에 준거하여, 압연 방향(L 방향) 및 압연 직각 방향(C 방향)으로 각각 잘라낸 엡스타인 시험편을 준비하였다. 엡스타인 시험편에 대해, 질소 분위기 중에서, 가열 속도를 100℃/시, 표 4에 나타내는 최고 도달 온도(℃), 당해 최고 도달 온도에서의 유지 시간을 2시간으로 하여, 추가 열처리를 실시하였다.

추가 열처리 후의 엡스타인 시험편에 대해, 자기 특성(자속 밀도 B₅₀ 및 철손 W_10/400)을 구하였다. 추가 열처리 후의 본 시험에 의해 얻어진 자속 밀도 B₅₀을, 자속 밀도 BB(T)로 정의하였다. 또한, 실시예 1과 동일한 방법에 의해, 추가 열처리 후의 진원도, 그리고 추가 열처리 후의 결정 조직의 평균 입경을 구하였다.

[시험 결과]

얻어진 결과를 표 4에 나타낸다.

시험 번호 3-1 내지 3-4, 3-11 내지 3-14, 및 3-21 내지 3-24의 무방향성 전자 강판의 화학 조성은 적절하고, 제조 조건도 적절하였다. 그 결과, 판 두께 편차는 20㎛ 이하이고, 결정 조직 A의 면적률은 1 내지 30％이고, 결정 조직 B의 평균 입경은 40㎛ 이하였다. 또한, 결정 조직 A의 경도 HvA와 결정 조직 B의 경도 HvB의 관계식 1은 7.0 이하였다. 인장 강도 TS는 640MPa 이상이고, 피로 강도는 450MPa 이상으로, 우수한 강도를 나타냈다.

또한, 추가 열처리 조건도 바람직한 조건을 충족하였다. 그 결과, 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB는 1.65T 초과이고, 철손 W_10/400은 12.5W/kg 미만으로, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 또한, 추가 열처리 전의 자속 밀도 BA에 대한 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB의 비(BB/BA)는 0.980 이상으로, 추가 열처리 후에 있어서도 자속 밀도의 저하가 억제되었다. 또한, 진원도는 Good, Very Good, 또는 Excellent였다.

한편, 시험 번호 3-6 내지 3-10, 3-16 내지 3-20, 및 3-26 내지 3-30의 무방향성 전자 강판은, 판 두께 편차가 20㎛ 초과였다. 또한, 추가 열처리 후의 진원도가 Poor였다. 그러나 추가 열처리 전의 진원도는 우수하였다.

시험 번호 3-5, 3-10, 3-15, 3-20, 3-25, 및 3-30의 추가 열처리의 최고 도달 온도는 950℃로, 본 발명의 바람직한 조건을 충족하지 않았으므로 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB는 1.65T 초과, 철손 W_10/400은 12.5W/kg 미만이라고 하는 우수한 자기 특성을 얻을 수는 없었지만, 추가 열처리 후의 자속 밀도 BB는 1.64 이상, 철손 W_10/400은 14.5W/kg 이하로 양호한 자기 특성은 얻을 수 있었다. 또한, 추가 열처리 전의 진원도는 우수하였다.

이상, 본 발명의 실시 형태를 설명하였다. 그러나 상술한 실시 형태는 본 발명을 실시하기 위한 예시에 지나지 않는다. 따라서, 본 발명은 상술한 실시 형태에 한정되지 않고, 그 취지를 일탈하지 않는 범위 내에서 상술한 실시 형태를 적절하게 변경하여 실시할 수 있다.

본 발명에 따르면, 추가 열처리 전에 고강도를 갖고, 추가 열처리 후의 자기 특성이 우수하고, 피로 특성과 펀칭 후의 진원도가 우수하고 또한, 추가 열처리 후의 고정자 코어로서의 진원도가 우수한, 무방향성 전자 강판 및 모터 코어, 그리고 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 모터 코어의 제조 방법이 얻어진다. 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 고강도 또한 우수한 자기 특성이 요구되는 용도에 널리 적용 가능하다. 특히, 터빈 발전기, 전기 자동차, 하이브리드 자동차의 구동 모터, 공작 기계용 모터 등의 고속 회전기의 회전자를 전형예로 하는, 큰 응력이 가해지는 부품 용도에 적합하다. 또한, 고속 회전 모터의 회전자와 고정자를 동일한 강판으로 제조하는 용도에 적합하다.

Claims

무방향성 전자 강판이며, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.0100％ 이하,
Si: 2.6％ 이상 4.1％ 이하,
Mn: 0.1％ 이상 3.0％ 이하,
P: 0.15％ 이하,
S: 0.0013％ 이하,
N: 0.0050％ 이하,
Al: 0.1％ 이상 2.0％ 이하,
Mg: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하,
B: 0.0001 내지 0.0010％,
Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0 내지 0.100％,
Cr: 0 내지 0.1％,
Ni: 0 내지 5.0％,
Cu: 0 내지 5.0％,
Ca: 0 내지 0.010％, 및
희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고,
상기 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면에 있어서, 입경이 100㎛ 이상인 결정립으로 구성되는 결정 조직 A의 면적률이 1 내지 30％이고,
상기 결정 조직 A 이외의 결정 조직인 결정 조직 B의 평균 입경이 40㎛ 이하이고,
상기 결정 조직 A의 비커스 경도 HvA와 상기 결정 조직 B의 비커스 경도 HvB가 하기의 식 1을 충족하는,
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
(HvA²＋HvB²)/2－(HvA＋HvB)²/4≤7.0 … 식 1
제1항에 있어서,
상기 화학 조성이,
Sn 및 Sb로부터 선택되는 1종 이상: 0.005 내지 0.100％,
Cr: 0.01 내지 0.1％,
Ni: 0.05 내지 5.0％,
Cu: 0.05 내지 5.0％,
Ca: 0.0010 내지 0.0100％, 및
희토류 원소(REM): 0.0020 내지 0.0100％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
압연 방향의 인장 강도가 520MPa 이상인
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
판 폭 대략 400mm당의 판 두께 편차가 1㎛ 이상 20㎛ 이하인
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판을 적층한
것을 특징으로 하는 모터 코어.
제5항에 있어서,
결정 조직의 평균 입경이 60㎛ 이상 200㎛ 이하인
것을 특징으로 하는 모터 코어.
무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
제1항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1000 내지 1200℃에서 가열한 후, 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 공정과,
상기 열연 강판에 대해, 최고 도달 온도를 900 내지 1150℃로 하는 열연판 어닐링을 실시하는 공정과,
상기 열연판 어닐링 후의 상기 열연 강판에 대해 압하율 83％ 이상으로 냉간 압연 또는 온간 압연을 실시하여 중간 강판을 제조하는 공정과,
상기 중간 강판에 대해, 최고 도달 온도를 700 내지 850℃로 하고, 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초)에 대해, 하기의 식 2를 충족하는 마무리 어닐링을 실시하는 공정을 구비하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
300≤S1≤1000 … 식 2
모터 코어의 제조 방법이며,
제1항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1000 내지 1200℃에서 가열한 후, 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 공정과,
상기 열연 강판에 대해, 최고 도달 온도를 900 내지 1150℃로 하는 열연판 어닐링을 실시하는 공정과,
상기 열연판 어닐링 후의 상기 열연 강판에 대해 압하율 83％ 이상으로 냉간 압연 또는 온간 압연을 실시하여 중간 강판을 제조하는 공정과,
상기 중간 강판에 대해, 최고 도달 온도를 700 내지 850℃로 하고, 500℃로부터 600℃까지의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초)에 대해, 하기의 식 2를 충족하는 마무리 어닐링을 실시하여 무방향성 전자 강판을 얻는 공정과,
상기 무방향성 전자 강판을 코어 형상으로 펀칭하는 공정과,
펀칭 후의 무방향성 전자 강판을 적층하는 공정을 구비하는
것을 특징으로 하는 모터 코어의 제조 방법.
300≤S1≤1000 … 식 2
제8항에 있어서,
적층된 상기 무방향성 전자 강판에 대해, 70체적％ 이상 질소를 함유한 분위기 중에서, 750℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 추가 열처리를 실시하는 공정을 더 구비하는
것을 특징으로 하는 모터 코어의 제조 방법.