KR20230144606A

KR20230144606A - 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20230144606A
Application number: KR1020237030906A
Authority: KR
Inventors: 뎃슈 무라카와; 사토시 가노
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2021-03-19
Filing date: 2022-03-18
Publication date: 2023-10-16
Also published as: US20240158896A1; CN116981792A; BR112023017003A2; JPWO2022196807A1; TWI817400B; EP4310203A1; TW202242160A; WO2022196807A1

Abstract

이 무방향성 전자 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에, 0.20≤S_tyl/S_tot≤0.85, 0.05≤S₁₀₀/S_tot≤0.80, S₁₀₀/S_tra≥0.5, K₁₀₀/K_tyl≤0.990을 충족한다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2021년 03월 19일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2021-046004호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

무방향성 전자 강판은, 예를 들어 모터의 철심에 사용되고, 무방향성 전자 강판에는, 그 판면에 평행한 방향에 있어서 우수한 자기 특성, 예를 들어 저철손 및 고자속 밀도가 요구된다.

이를 위해서는, 결정의 자화 용이축(<100> 방위)이 판면 내 방향에 일치하도록 강판의 집합 조직을 제어하는 것이 유리하다. 일반적으로는, 판면 내 방향으로 많은 자화 용이축을 갖는 {100} 방위는 특히 바람직한 대표적인 방위이고, 판면 내 방향으로 자화 용이축을 갖지 않는 {111} 방위는 피해야 할 대표적인 방위이다. 이러한 집합 조직 제어에 관해서는, 예를 들어 특허문헌 1 내지 5에 기재된 기술과 같이, {100} 방위, {110} 방위, {111} 방위 등을 제어하는 기술이 많이 개시되어 있다.

집합 조직을 제어하는 방법으로서는, 다양한 방법이 고안되어 있지만, 그 중에 「변형 유기 입성장」을 활용하는 기술이 있다. 특정한 조건에서의 변형 유기 입성장에 있어서는 {111} 방위의 집적을 억제할 수 있으므로, 무방향성 전자 강판에서는 유효하게 활용되고 있다. 이들의 기술에 대해서는, 특허문헌 6 내지 10 등에 개시되어 있다.

그러나, 이들의 무방향성 전자 강판을 전단하였을 때, 특성이 변동되어 버릴 가능성이 있다.

일본 특허 공개 제2017-193754호 공보 일본 특허 공개 제2011-111658호 공보 국제 공개 제2016/148010호 일본 특허 공개 제2018-3049호 공보 국제 공개 제2015/199211호 일본 특허 공개 평8-143960호 공보 일본 특허 공개 제2002-363713호 공보 일본 특허 공개 제2011-162821호 공보 일본 특허 공개 제2013-112853호 공보 일본 특허 제4029430호 공보

본 발명은 상술한 문제점을 감안하여, 전단 후여도 우수한 자기 특성(낮은 철손 등)을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 변형 유기 입성장을 활용하여 무방향성 전자 강판에 있어서 바람직한 집합 조직을 형성하는 기술과 그것에 의해 얻어지는 강판의 특성에 대하여 검토하였다. 그 중에서, 변형 유기 입성장을 활용한 무방향성 전자 강판에서는, 특성 평가의 샘플을 잘라낼 때의 가공 조건에 의해 특성(특히 철손)의 변동이 커지는 경우가 있는 것을 인식하였다. 이 현상을 상세하게 관찰하면, 특성이 낮아지는 경우에는 샘플의 단면이 거칠고, 전단 시의 파단 거동이 영향을 미칠 가능성이 생각되었다.

본 발명자들이 이 단면의 상태와 결정 조직의 관련을 상세하게 검토한 결과, 단면이 거친 강판에서는 결정 조직이 혼립이 되어 있고, 또한 변형 유기 입성장으로 잠식하는 방위가 되는 {100} 방위 입자 및 {110} 방위 입자와 잠식되는 방위가 되는 {111} 방위 입자의 입경의 차이가 특징적인 것이 판명되었다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 변형 유기 입성장에 있어서 특히 {100} 방위 입자를 우선적으로 성장시킨 우수한 자기 특성을 갖는 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있고, 전단에 의한 자기 특성에 대한 악영향을 억제하기 위해서는, 강판면(강판 표면)에 평행한 면에서 관찰하였을 때의 {100} 방위 입자와 {111} 방위 입자의 면적 및 면적비를 적절한 것으로 하는 것이 중요한 것이 밝혀졌다.

또한, 이러한 무방향성 전자 강판을 제조하기 위해서는, 변형 유기를 야기하는 변형을 부여한 단계에서, 강판면에 평행한 면에서 관찰하였을 때의, 테일러 인자가 작은 방위 입자와 큰 방위 입자의 면적 및 면적비 그리고 그들에 부여된 변형량을 소정의 범위 내로 제어하고, 변형 유기 입성장을 발생시키는 것이 중요한 것도 밝혀졌다.

본 발명자들은, 이러한 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.

[1]

본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,

C: 0.0100％ 이하,

sol.Al: 4.00％ 이하,

S: 0.0400％ 이하,

N: 0.0100％ 이하,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％,

O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0000％ 내지 0.0100％를 함유하고,

Mn 함유량(질량％)을 [Mn], Ni 함유량(질량％)을 [Ni], Co 함유량(질량％)을 [Co], Pt 함유량(질량％)을 [Pt], Pb 함유량(질량％)을 [Pb], Cu 함유량(질량％)을 [Cu], Au 함유량(질량％)을 [Au], Si 함유량(질량％)을 [Si], sol.Al 함유량(질량％)을 [sol.Al]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에, 이하의 (3) 내지 (6)식을 더 충족한다.

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.

[2]

상기 [1]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우, 이하의 (7)식을 더 충족해도 된다.

[3]

상기 [1] 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판은, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (8)식을 더 충족해도 된다.

여기서, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.

[4]

상기 [1] 내지 [3] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (9)식을 더 충족해도 된다.

[5]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

C: 0.0100％ 이하,

sol.Al: 4.00％ 이하,

S: 0.0400％ 이하,

N: 0.0100％ 이하,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％,

O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (10) 내지 (15)식을 더 충족한다.

[6]

상기 [5]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우에, 이하의 (16)식을 더 충족해도 된다.

[7]

상기 [5] 또는 [6]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (17)식을 더 충족해도 된다.

[8]

상기 [5] 내지 [7] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (18)식을 더 충족해도 된다.

여기서, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.

[9]

상기 [5] 내지 [8] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (19)식을 더 충족해도 된다.

[10]

본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 [5] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,

상기 [1] 내지 [4] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판에 대하여 700℃ 내지 950℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건으로 열처리를 행한다.

[11]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

C: 0.0100％ 이하,

sol.Al: 4.00％ 이하,

S: 0.0400％ 이하,

N: 0.0100％ 이하,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％,

O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (20) 내지 (24)식을 더 충족한다.

[12]

상기 [11]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (25)식을 더 충족해도 된다.

[13]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은,

상기 [1] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판에 대하여, 950℃ 내지 1050℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건, 혹은 700℃ 내지 900℃의 온도에서 1000초 초과의 조건으로 열처리를 행한다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 강판면에 평행한 단면에서의 특정한 결정 방위의 면적 및 면적비가 적절하기 때문에, 전단 가공 후여도 우수한 자기 특성을 갖는 무방향성 전자 강판과, 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 주조 등에 의해 제조된 강재가, 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정을 거쳐서 제조된다. 이 단계에서는, 후술하는 실시 형태 1에 기재된 금속 조직을 갖는다.

또한, 그 후, 제1 열처리 공정을 거쳐서 제조된다. 이 단계에서는 후술하는 실시 형태 2에 기재된 금속 조직을 갖는다.

또한, 스킨 패스 압연 후 또는 제1 열처리 후의 무방향성 전자 강판에, 제2 열처리를 행함으로써 제조된다. 이 단계에서는, 후술하는 실시 형태 3에 기재된 금속 조직을 갖는다.

스킨 패스 압연 후의 열처리(제1 열처리 및/또는 제2 열처리)에 의해, 강판은 변형 유기 입성장을 하고, 그 후 정상 입성장을 한다. 변형 유기 입성장 및 정상 입성장은 제1 열처리 공정에서 일어나도 되고, 제2 열처리 공정에서 일어나도 된다.

스킨 패스 압연 후의 강판은, 변형 유기 입성장 후의 강판의 원판 및 정상 입성장 후의 강판의 원판이라고 하는 관계에 있다. 또한, 변형 유기 입성장 후의 강판은 정상 입성장 후의 강판의 원판이라고 하는 관계에 있다. 이하, 열처리 전후를 막론하고, 스킨 패스 압연 후의 강판, 변형 유기 입성장 후의 강판, 및 정상 입성장 후의 강판은, 모두 무방향성 전자 강판으로서 설명한다.

화학 조성에 대해서는, 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정, 제1 열처리 공정, 제2 열처리 공정을 통하여 변화하지 않는다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에서 사용되는 강재의 화학 조성에 대해서 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 무방향성 전자 강판 또는 강재에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재는, Si: 1.50％ 내지 4.00％, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만, C: 0.0100％ 이하, sol.Al: 4.00％ 이하, P: 0.00％ 내지 0.40％, S: 0.0400％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Sb: 0.00％ 내지 0.40％, Cr: 0.001％ 내지 0.100％, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0000 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(Si: 1.50％ 내지 4.00％)

Si는 전기 저항을 증대시켜서, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감하거나, 항복비를 증대시켜서, 철심에 대한 펀칭 가공성을 향상시키거나 한다. Si 함유량이 1.50％ 미만이면, 이들의 작용 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 1.50％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이상, 보다 바람직하게는 2.10％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.30％ 이상이다.

한편, Si 함유량이 4.00％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 경도의 과도한 상승에 의해 펀칭 가공성이 저하되거나, 냉간 압연이 곤란해지거나 한다. 따라서, Si 함유량은 4.00％ 이하로 한다.

(Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만)

이들 원소는, 오스테나이트상(γ상) 안정화 원소이고, 다량으로 함유하면 강판의 열처리 중에 페라이트-오스테나이트 변태(이하, α-γ 변태)가 발생하게 된다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 효과는, 강판면에 평행한 단면에서의 특정한 결정 방위의 면적 및 면적비를 제어함으로써 발휘되는 것이라고 생각하고 있지만, 열처리 중에 α-γ 변태가 발생하면, 변태에 의해 상기 면적 및 면적비가 크게 변화하고, 소정의 금속 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 함유량의 총계를 2.50％ 미만으로 한다. 함유량의 총계는, 바람직하게는 2.00％ 미만, 보다 바람직하게는 1.50％ 미만이다. 이들 원소의 함유량의 총계의 하한은 특별히 한정하지는 않지만(0.00％여도 됨), Mn에 관해서는 자기 특성을 나쁘게 하는 MnS의 미세 석출 억제라고 하는 이유로부터, 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, α-γ 변태가 발생하지 않는 조건으로서, 이하의 조건을 더 충족하고 있는 것으로 한다. 즉, Mn 함유량(질량％)을 [Mn], Ni 함유량(질량％)을 [Ni], Co 함유량(질량％)을 [Co], Pt 함유량(질량％)을 [Pt], Pb 함유량(질량％)을 [Pb], Cu 함유량(질량％)을 [Cu], Au 함유량(질량％)을 [Au], Si 함유량(질량％)을 [Si], sol.Al 함유량(질량％)을 [sol.Al]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하는 것으로 한다.

(C: 0.0100％ 이하)

C는 철손을 높이거나, 자기 시효를 야기하거나 한다. 따라서, C 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이러한 현상은, C 함유량이 0.0100％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, C 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. C 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않지만, 정련 시의 탈탄 처리의 비용을 감안하여, C 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(sol.Al: 4.00％ 이하)

sol.Al은 전기 저항을 증대시켜서, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감한다. sol.Al은 포화 자속 밀도에 대한 자속 밀도 B50의 상대적인 크기의 향상에도 기여한다. 여기서, 자속 밀도 B50이란, 5000A/m의 자장에 있어서의 자속 밀도이다. sol.Al 함유량이 0.0001％ 미만이면, 이들의 작용 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 또한, Al에는 제강에서의 탈황 촉진 효과도 있다. 따라서, 상기 효과를 얻는 경우, sol.Al 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. sol.Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이상으로 한다.

한편, sol.Al 함유량이 4.00％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 항복비가 저하되어, 펀칭 가공성이 저하되거나 한다. 이 때문에, sol.Al 함유량은 4.00％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 2.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하이다.

(S: 0.0400％ 이하)

S는 필수 원소가 아니라, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는 미세한 MnS의 석출에 의해, 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해한다. 따라서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이러한 재결정 및 결정립 성장의 저해에 의한 철손의 증가 및 자속 밀도의 저하는, S 함유량이 0.0400％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0400％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0200％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않지만, 정련 시의 탈황 처리의 비용을 감안하여, S 함유량은 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(N: 0.0100％ 이하)

N은 C와 마찬가지로, 자기 특성을 열화시키므로, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않지만, 정련 시의 탈질소 처리의 비용을 감안하여, N 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Sb: 0.00％ 내지 0.40％, P: 0.00％ 내지 0.40％)

Sn이나 Sb는 과잉으로 포함되면 강을 취화시킨다. 따라서, Sn 함유량, Sb 함유량은 모두 0.40％ 이하로 한다. 또한, P는 과잉으로 포함되면 강의 취화를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.40％ 이하로 한다.

한편, Sn, Sb는 냉간 압연, 재결정 후의 집합 조직을 개선하여, 그 자속 밀도를 향상시키는 효과를 갖는다. 또한, P는 재결정 후의 강판의 경도를 확보하기 위해 유효한 원소이다. 그 때문에, 이들 원소를 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그 경우에는, 0.02％ 내지 0.40％의 Sn, 0.02％ 내지 0.40％의 Sb 및 0.02％ 내지 0.40％의 P로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

(Cr: 0.001％ 내지 0.100％)

Cr은 강 중의 산소와 결합하여, Cr₂O₃을 생성한다. 이 Cr₂O₃은 집합 조직의 개선에 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 0.001％ 이상으로 한다.

한편, Cr 함유량이 0.100％를 초과하면, Cr₂O₃이 어닐링 시의 입성장을 저해하고, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.100％ 이하로 한다.

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

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd는 용강의 주조 시에 용강 중의 S와 반응하여 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물을 생성한다. 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd를 총칭하여 「조대 석출물 생성 원소」라고 하는 경우가 있다. 조대 석출물 생성 원소의 석출물의 입경은 1㎛ 내지 2㎛ 정도이고, MnS, TiN, AlN 등의 미세 석출물의 입경(100㎚ 정도)보다 훨씬 크다. 이 때문에, 이들 미세 석출물은 조대 석출물 생성 원소의 석출물에 부착되어, 변형 유기 입성장에서의 결정립의 성장을 저해하기 어려워진다. 이들 작용 효과를 충분히 얻기 위해서는, 이들 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 총계가 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다.

한편, 이들 원소의 함유량의 총계가 0.0100％를 초과하면, 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 총량이 과잉이 되어, 변형 유기 입성장에서의 결정립의 성장이 저해된다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계로 0.0100％ 이하로 한다.

(B: 0.0000％ 내지 0.0050％)

B는 소량으로 집합 조직의 개선에 기여한다. 그 때문에, B를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, B 함유량이 0.0050％를 초과하면, B의 화합물이 어닐링 시의 입성장을 저해하고, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050％ 이하로 한다.

(O: 0.0000％ 내지 0.0200％)

O는 강 중의 Cr과 결합하여, Cr₂O₃을 생성한다. 이 Cr₂O₃은 집합 조직의 개선에 기여한다. 그 때문에, O를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, O 함유량을 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, O 함유량이 0.0200％를 초과하면, Cr₂O₃이 어닐링 시의 입성장을 저해하고, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 판 두께에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 두께(판 두께)는, 0.10㎜ 내지 0.50㎜인 것이 바람직하다. 두께가 0.50㎜ 초과이면, 우수한 철손을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 두께는 0.50㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 두께가 0.10㎜ 미만이면, 무방향성 전자 강판 표면으로부터의 자속 누설 등의 영향이 커져 자기 특성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 두께가 0.10㎜ 미만이면, 어닐링 라인의 통판이 곤란해지거나, 일정한 크기의 철심에 필요해지는 무방향성 전자 강판의 수가 증가하여, 공정수의 증가에 수반하는 생산성의 저하 및 제조 비용의 상승이 야기되거나 할 가능성이 있다. 따라서, 두께는 0.10㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 두께가 0.20㎜ 내지 0.35㎜이다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다. 이하, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직, 제1 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직 및 제2 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.

먼저, 특정하는 금속 조직 및 그 특정 방법에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에서 특정하는 금속 조직은, 강판의 판면에 평행한 단면에서 특정되는 것으로, 이하의 수순에 의해 특정한다.

먼저, 판 두께 중심이 표출되도록 연마하고, 그 연마면(강판 표면에 평행한 면)을 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)에서 2500㎛² 이상의 영역에 대해서 관찰을 행한다. 관찰은 합계 면적이 2500㎛² 이상이면, 몇 가지의 소 구획으로 나눈 몇 군데에서 행해도 된다. 측정 시의 step 간격은 50 내지 100㎚가 바람직하다. EBSD의 관찰 데이터로부터 일반적인 방법에 의해, 이하의 종류의 면적, KAM(Kernel Average Misorientation)값 및 평균 결정 입경을 얻는다.

S_tot: 전체 면적(관찰 면적)

S_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 합계 면적

S_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적

S₁₀₀: {100} 방위 입자의 합계 면적

S₁₁₀: {110} 방위 입자의 합계 면적

K_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값

K_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값

K₁₀₀: {100} 방위 입자의 평균 KAM값

K₁₁₀: {110} 방위 입자의 평균 KAM값

d_ave: 관찰 영역의 평균 결정 입경

d₁₀₀: {100} 방위 입자의 평균 결정 입경

d_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경

d_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경

여기서, 결정립의 방위 여유도에 관해서는 15°로 한다. 또한, 이후 방위 입자가 나올 때도, 방위 여유도는 15°로 한다.

여기서, 테일러 인자 M은, 이하의 (2)식에 따르는 것으로 한다.

φ: 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각

λ: 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각

상기의 테일러 인자 M은, 결정의 미끄럼 변형이 미끄럼면 {110}, 미끄럼 방향 <111>로 일어난다고 가정하고, 판 두께 방향과 압연 방향에 평행한 면 내에서의 면 내 변형에 있어서 판 두께 방향으로의 압축 변형을 행하는 경우의 테일러 인자이다. 이후, 특별히 언급하지 않는 경우는, (2)식에 따르는 테일러 인자에서, 결정학적으로 등가인 모든 결정에 관해서 구한 평균값을 단순히 「테일러 인자」라고 호칭한다.

다음에, 이하의 실시 형태 1 내지 3에 있어서, 상기의 면적, KAM값, 평균 결정 입경에 의해 특징을 규정한다.

(실시 형태 1)

먼저, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다. 이 금속 조직은, 변형 유기 입성장을 일으키는 데 충분한 변형을 축적하고 있어, 변형 유기 입성장이 일어나기 전의 초기 단계의 상태로 위치 부여할 수 있다. 스킨 패스 압연 후의 강판의 금속 조직의 특징은, 대략적으로는 목적으로 하는 방위의 결정립이 발달하기 위한 방위와, 변형 유기 입성장을 일으키기 위해 충분히 축적된 변형에 관한 조건에 의해 규정된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는 소정의 방위 입자의 면적이, 이하의 (3) 내지 (5)식을 충족한다.

S_tyl은 테일러 인자가 충분히 큰 방위의 존재량이다. 변형 유기 입성장 과정에서는, 테일러 인자가 작고 가공에 의한 변형이 축적되기 어려운 방위가, 테일러 인자가 크고 가공에 의한 변형이 축적된 방위를 잠식하면서 우선적으로 성장한다. 이 때문에, 변형 유기 입성장에 의해 특수한 방위를 발달시키기 위해서는, S_tyl은 어느 정도의 양이 존재할 필요가 있다. 본 실시 형태에 있어서는, 전체 면적에 대한 면적비 S_tyl/S_tot로서 규정하고, 본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.20 이상으로 한다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.20 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 목적으로 하는 결정 방위가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.30 이상, 보다 바람직하게는 0.50 이상이다.

면적비 S_tyl/S_tot의 상한은, 이하에서 설명하는 변형 유기 입성장 과정에서 발달시켜야 할 결정 방위 입자의 존재량과 관련되지만, 그 조건은 단순히 우선 성장하는 방위와 잠식되는 방위의 비율만으로 결정되는 것은 아니다. 먼저, 후술하는 바와 같이, 변형 유기 입성장으로 발달시켜야 할 {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.05 이상인 점에서, 필연적으로 면적비 S_tyl/S_tot는 0.95 이하가 된다. 그러나, 면적비 S_tyl/S_tot의 존재량이 과다해지면, 후술하는 변형과의 관련에서, {100} 방위 입자의 우선 성장이 일어나지 않게 된다. 변형량과의 관련은 나중에 상세히 설명하지만, 본 실시 형태에 있어서는, 면적비 S_tyl/S_tot는 0.85 이하가 된다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.75 이하, 보다 바람직하게는 0.70 이하이다.

그 후의 변형 유기 입성장 과정에서는, {100} 방위 입자를 우선적으로 성장시킨다. {100} 방위는 테일러 인자가 충분히 작고 가공에 의한 변형이 축적되기 어려운 방위의 하나이고, 변형 유기 입성장 과정에 있어서 우선적으로 성장할 수 있는 방위이다. 본 실시 형태에서는, {100} 방위 입자의 존재는 필수이며, 본 실시 형태에서는, {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.05 이상으로 한다. {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.05 미만이면, 그 후의 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.10 이상, 보다 바람직하게는 0.20 이상이다.

면적비 S₁₀₀/S_tot의 상한은, 변형 유기 입성장으로 잠식되어야 할 결정 방위 입자의 존재량에 따라서 결정된다. 본 실시 형태에서는 변형 유기 입성장으로 잠식되어야 할 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위의 면적비 S_tyl/S_tot가 0.20 이상인 점에서, 면적비 S₁₀₀/S_tot는 0.80 이하가 된다. 단, 변형 유기 입성장 전의 {100} 방위 입자의 존재량이 낮은 쪽이 효과가 현저해지고, {100} 방위 입자를 보다 발달시키는 것이 가능해진다. 이것을 고려하면, 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot는 0.60 이하, 보다 바람직하게는 0.50 이하, 더욱 바람직하게는 0.40 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 방위 입자로서 {100} 방위 입자를 중심으로 하여 설명하였지만, {100} 방위 입자와 마찬가지로 테일러 인자가 충분히 작고 가공에 의한 변형이 축적되기 어려운 방위이며, 변형 유기 입성장에 있어서 우선적으로 성장할 수 있는 방위 입자는 그 밖에도 많이 존재한다. 이러한 방위 입자는, 우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와는 경합한다. 한편 이들 방위 입자는, 강판면 내의 자화 용이축 방향(<100> 방향)이 {100} 방위 입자 만큼은 많지 않으므로, 변형 유기 입성장으로 이들 방위가 발달해 버리면 자기 특성이 열화되어 문제가 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서는, 테일러 인자가 충분히 작고 가공에 의한 변형이 축적되기 어려운 방위 중에서의 {100} 방위 입자의 존재비가 확보되도록 규정한다.

본 발명에 있어서는, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합한다고 생각되는 방위 입자를 포함하는, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자의 면적을 S_tra로 한다. 그리고, (5)식에 나타내는 바와 같이, 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.50 이상으로 하고, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보한다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.50 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.80 이상, 보다 바람직하게는 0.90 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자(즉 S₁₀₀/S_tra=1.00)여도 상관없다.

또한 본 실시 형태에서는, 특히 변형 유기 입성장으로 성장하기 쉬운 방위로서 알려져 있는 {110} 방위 입자와의 관계를 규정한다. {110} 방위는, 열간 압연 강판에서의 결정 입경을 크게 하여 냉간 압연으로 재결정시키거나, 비교적 낮은 압하율로 냉간 압연하여 재결정시키거나 하는 등 범용적인 방법에 있어서도 비교적 용이하게 발달하기 쉽고, 우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서는 특히 배려해야 할 방위이다. 변형 유기 입성장으로 {110} 방위 입자가 발달해 버리면, 특성의 강판면 내 이방성이 매우 커져 문제가 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 (8)식을 충족하도록 제어하여, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보하는 것이 바람직하다.

변형 유기 입성장에 의해 {110} 방위 입자가 부주의하게 발달해 버리는 것을 보다 확실하게 회피하기 위해서는, 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 2.00 이상, 더욱 바람직하게는 4.00 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, {110} 방위 입자의 면적률은 제로여도 상관없다. 즉, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.

본 실시 형태는, 상술한 결정 방위 외에도, 이하에 설명하는 변형을 조합함으로써 보다 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다. 본 실시 형태에 있어서, 변형에 관한 규정으로서, 이하의 (6)식을 충족할 필요가 있다.

변형에 관한 요건은 (6)식에 의해 규정된다. (6)식은 {100} 방위 입자에 축적되는 변형(평균 KAM값)과 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자에 축적되는 변형(평균 KAM값)의 비이다. 여기서, KAM값은 동일 입자 내에서 인접하는 측정점과의 방위차이고, 변형이 많은 개소에서는 KAM값은 높아진다. 결정학적인 관점에 있어서, 예를 들어 판 두께 방향과 압연 방향에 평행한 면 내에서의 평면 변형 상태에서 판 두께 방향으로의 압축 변형을 행하는 경우, 즉 강판을 단순히 압연하는 경우는, 일반적으로는 K₁₀₀과 K_tyl의 비 K₁₀₀/K_tyl은 1보다도 작아진다. 그러나 현실적으로는 인접하는 결정립에 의한 구속, 결정립 내에 존재하는 석출물, 나아가 변형 시의 공구(압연 롤 등)와의 접촉을 포함한 매크로적인 변형 변동 등의 영향 때문에, 마이크로적으로 관찰되는 결정 방위에 따른 변형은 다양한 형태가 된다. 이 때문에, 테일러 인자에 의한 순수에 기하학적인 방위의 영향이 나타나기 어려워진다. 또한, 예를 들어 동일한 방위의 입자여도, 입경, 입자의 형태, 인접 입자의 방위나 입경, 석출물의 상태, 판 두께 방향에서의 위치 등에 의해 매우 큰 변동이 형성된다. 또한, 하나의 결정립조차도, 입계 근방과 입자 내, 변형대 등의 형성에 의해 변형 분포는 크게 변동한다.

이러한 변동을 고려하면서, 본 실시 형태에 있어서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, K₁₀₀/K_tyl을 0.990 이하로 한다. 이 K₁₀₀/K_tyl이 0.990 초과가 되면, 잠식되어야 할 영역의 특수성이 상실된다. 그 때문에, 변형 유기 입성장이 일어나기 어려워진다. 바람직하게는 K₁₀₀/K_tyl이 0.970 이하, 보다 바람직하게는 0.950 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자와의 관계에 대해서는, (7)식을 충족하는 것이 바람직하다.

{100} 방위 입자가 우선적으로 성장하기 위해서는 K₁₀₀/K_tra를 1.010 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 K₁₀₀/K_tra는 변형이 축적되기 어렵고 우선 성장할 가능성이 있는 방위간의 경합에 관한 지표이고, K₁₀₀/K_tra가 1.010 이상이면, 변형 유기 입성장에 있어서의 {100} 방위의 우선성이 발휘되지 않아 목적으로 하는 결정 방위가 발달하지 않는다. K₁₀₀/K_tra는 보다 바람직하게는 0.970 이하, 더욱 바람직하게는 0.950 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, {110} 방위 입자와의 관계에 대해서는, 면적과 마찬가지로 변형에 있어서도 배려하는 것이 바람직하다. 이 관계에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 평균 KAM값의 비 K₁₀₀/K₁₁₀이 (9)식을 충족하도록 제어하고, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보하는 것이 바람직하다.

변형 유기 입성장에 의해 {110} 방위 입자가 부주의하게 발달해 버리는 것을 보다 확실하게 회피하기 위해서는, K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 미만인 것이 바람직하다. K₁₀₀/K₁₁₀은 보다 바람직하게는 0.970 이하, 더욱 바람직하게는 0.950 이하이다.

(9)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

본 실시 형태의 스킨 패스 압연 후의 상태에서의 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 있어서는, 결정 입경에 대해서는 특별히 한정하지는 않는다. 이것은, 그 후의 제1 열처리에 의해 적절한 변형 유기 입성장이 일어나는 상태에 있어서, 결정 입경과의 관계는 그보다 강하지 않기 때문이다. 즉, 목적으로 하는 적절한 변형 유기 입성장이 일어날지 여부는, 강판의 화학 조성 외에도, 결정 방위마다의 존재량(면적)의 관계와, 각각의 방위마다의 변형량의 관계에 의해, 거의 결정할 수 있다.

단, 결정 입경이 너무 조대해지면 변형에 의해 유기되어 있지만, 실용적인 온도역에서의 충분한 입성장은 발생하기 어려워진다. 또한 결정 입경이 너무 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에 실용적인 평균 결정 입경은 300㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 100㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 50㎛ 이하, 특히 바람직하게는 30㎛ 이하이다. 결정 입경이 미세할수록, 결정 방위 및 변형의 분포가 적절하게 제어되었을 때의 변형 유기 입성장에 의한 목적으로 하는 결정 방위의 발달은 인식되기 쉽다. 단, 너무 미세해지면, 상술한 바와 같이 변형을 부여하는 가공에 있어서 인접 입자와의 구속 때문에, 결정 방위마다의 변형량의 차이를 형성하기 어려워진다. 이 관점에서는 평균 결정 입경은 3㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 15㎛ 이상이다.

(실시 형태 2)

다음으로, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 또한, 제1 열처리를 행함으로써, 변형 유기 입성장이 일어난 후(또한 변형 유기 입성장이 완료되기 전)의, 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은 변형 유기 입성장에 의해 변형의 적어도 일부가 해방되어 있고, 변형 유기 입성장 후의 강판의 금속 조직의 특징은, 결정 방위, 변형 및 결정 입경에 의해 규정된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 소정의 방위 입자의 면적이, 이하의 (10) 내지 (12)식을 충족하고 있다. 이들 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 관한 (3) 내지 (5)식과 비교해서 수치 범위가 다르다. 변형 유기 입성장에 수반하여, {100} 방위 입자가 우선 성장하여 그 면적이 증가함과 함께, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 주로 {100} 방위 입자에 잠식되어, 그 면적이 감소하고 있기 때문이다.

면적비 S_tyl/S_tot의 상한은, 변형 유기 입성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터의 하나로서 결정된다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.70 초과인 것은, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자의 결정립이 충분히 잠식되어 있지 않고, 변형 유기 입성장이 충분히 일어나지 않은 것을 나타내고 있다. 즉, 발달시켜야 할 {100} 방위 입자의 발달이 불충분하기 때문에, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.70 이하로 한다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.60 이하, 보다 바람직하게는 0.50 이하이다. 면적비 S_tyl/S_tot는 작은 쪽이 바람직하므로 하한은 규정할 필요가 없고, 0.00이어도 된다.

또한, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.20 이상으로 한다. 면적비 S₁₀₀/S_tot의 하한은, 변형 유기 입성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터의 하나로서 결정되고, 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.20 미만이면, {100} 방위 입자의 발달이 불충분하기 때문에, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.40 이상, 보다 바람직하게는 0.60 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S_tot는 높은 쪽이 바람직하므로 상한은 규정할 필요는 없고, 1.00이어도 된다.

실시 형태 1과 마찬가지로, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합한다고 생각되는 방위 입자와 {100} 방위 입자의 관계도 중요하다. 면적비 S₁₀₀/S_tra가 큰 경우는 {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있어, 자기 특성이 양호해진다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.55 미만인 것은, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않고, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 {100} 방위 입자 이외의 테일러 인자가 작은 방위에 의해 잠식된 상태인 것을 나타내고 있다. 이 경우, 자기 특성의 면 내 이방성도 커진다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.55 이상으로 한다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.65 이상, 보다 바람직하게는 0.75 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하인 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자여도 상관없다.

또한 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1과 마찬가지로, {110} 방위 입자와의 관계도 규정한다. 본 실시 형태에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 이하의 (18)식을 충족하고 있고, {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있는 것이 바람직하다.

(18)식에 나타내는 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서는, 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 이상인 것이 바람직하다. 변형 유기 입성장으로 {110} 방위 입자가 발달하고, 이 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 미만이 되면, 강판면 내의 이방성이 매우 커져 특성상 문제가 되기 쉽다. 보다 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 2.00 이상, 더욱 바람직하게는 4.00 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, {110} 방위 입자의 면적률은 제로여도 상관없다. 즉, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에서 충족해야 할 변형에 관한 규정에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서의 변형량은, 실시 형태 1에서 설명한 스킨 패스 압연 후의 상태에서의 변형량과 비교하면 대폭으로 감소하고, 그 중에서 결정 방위마다의 변형량에 있어서 특징을 갖는 상태로 되어 있다.

본 실시 형태에 있어서의 변형에 관한 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 강판에 관한 (6)식과 비교해서 수치 범위가 다르고, 이하의 (13)식을 충족하고 있다.

변형 유기 입성장이 충분히 진행되면, 강판의 변형이 큰 부분은 해방된 상황이 되고, 결정 방위마다의 변형은 균일화되어 변형의 변동은 충분히 작아지고, (13)식에 나타내는 비는 1에 가까운 값이 된다.

이러한 변동을 고려하면서, 본 실시 형태에 있어서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, K₁₀₀/K_tyl을 1.010 이하로 한다. K₁₀₀/K_tyl이 1.010 초과에서는, 변형의 해방이 충분하지 않은 점에서, 특히 철손의 저감이 불충분해진다. 바람직하게는 K₁₀₀/K_tyl이 0.990 이하, 보다 바람직하게는 0.970 이하이다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판이, 전술한 (6)식을 충족하는 강판에 대해 제1 열처리가 이루어져서 얻어진 것이라고 해도, 측정의 오차 등에 의해 (13)식의 값은 1.000을 초과하는 것도 생각된다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자와의 관계에 대해서는, (16)식을 충족하는 것이 바람직하다.

{100} 방위 입자가 우선적으로 성장하기 위해서는 K₁₀₀/K_tra를 1.010 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 K₁₀₀/K_tra가 1.010 이상이면, 변형의 해방이 충분하지 않아 특히 철손의 저감이 불충분해진다. 전술한 (7)식을 충족하는 무방향성 전자 강판에 대해, 제1 열처리가 이루어짐으로써, (16)식을 충족하는 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

실시 형태 1에서는, {110} 방위 입자의 변형과의 관계에 대하여 배려하는 것이 바람직한 것을 설명하였다. 한편, 본 실시 형태에 있어서는, 변형 유기 입성장이 충분히 진행되어, 강판의 변형이 큰 부분은 해방된 상황이다. 따라서, {110} 방위 입자에 축적되는 변형에 상당하는 K₁₁₀의 값은, K₁₀₀과 동일 정도로까지 변형이 해방된 값으로 되어 있고, (9)식과 마찬가지로, (19)식을 충족하는 것이 바람직하다.

즉, (9)식과 마찬가지로, K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 미만인 것이 바람직하다. 이 K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 이상이면, 변형의 해방이 충분하지 않아 특히 철손의 저감이 불충분해지는 경우가 있다. 전술한 (9)식을 충족하는 무방향성 전자 강판에 대해, 제1 열처리가 이루어짐으로써, (19)식을 충족하는 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(13)식 및 (19)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에서 충족해야 할 결정 입경에 관한 규정에 대해서 설명한다. 변형 유기 입성장이 충분히 진행되어 변형의 주요한 부분이 해방된 상황에서의 금속 조직에 있어서는, 결정 방위마다의 결정 입경이 자기 특성에 큰 영향을 미친다. 변형 유기 입성장에 의해 우선적으로 성장한 방위의 결정립은 조대해지고, 이것에 잠식되는 방위의 결정립은 미세해진다. 본 실시 형태에서는, 평균 결정 입경의 관계가 (14)식 및 (15)식을 충족하는 것으로 한다.

이들의 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (14)식 및 (15)식에 있어서의 이들의 비는, 바람직하게는 1.30 이상, 보다 바람직하게는 1.50 이상, 더욱 바람직하게는 2.00 이상이다. 이들 비의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 잠식되는 방위의 결정립도 {100} 방위 입자에 비해 성장 속도가 느리지만 제1 열처리 중에 입성장하기 때문에, 상기의 비는 과도하게 커지기 어려워, 실용적인 상한은 10.00 정도이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, (17)식을 충족하는 것이 바람직하다.

이 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (17)식에 있어서의 비는, 보다 바람직하게는 1.30 이상, 더욱 바람직하게는 1.50 이상, 특히 바람직하게는 2.00 이상이다. 이 비의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 잠식되는 방위의 결정립도 {100} 방위 입자에 비해 성장 속도가 느리지만 제1 열처리 중에 입성장하기 때문에, 상기의 비는 과도하게 커지기 어려워, 실용적인 상한은 10.00 정도이다.

또한, 평균 결정 입경의 범위에 대해서는 특별히 한정은 하지는 않지만, 평균 결정 입경이 너무 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서 상대적으로 조대한 입자인 {100} 방위 입자의 실용적인 평균 결정 입경은, 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 400㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 300㎛ 이하, 특히 바람직하게는 200㎛ 이하이다. 한편, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경의 하한은, {100} 방위의 충분한 우선 성장을 확보하고 있는 상태를 상정하면, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 40㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 80㎛ 이상이다.

(15)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

(실시 형태 3)

상술한 실시 형태 1 및 2에서는, 강판의 변형을 KAM값으로 특정함으로써 강판으로서의 특징을 규정하였다. 이에 반해, 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1 또는 2에 기재된 강판을 충분히 장시간 어닐링하고, 또한 입성장시킨 강판에 대해서 규정한다. 이러한 강판은, 변형 유기 입성장이 거의 완료되고, 그 결과, 변형이 거의 완전히 해방되므로, 특성으로서는 매우 바람직한 것이 된다. 즉, 변형 유기 입성장으로 {100} 방위 입자를 성장시키고, 또한 변형이 거의 완전히 해방될 때까지 제2 열처리로 정상 입성장시킨 강판은, {100} 방위에 대한 집적이 보다 강한 강판이 된다. 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1 또는 2에 기재된 강판을 소재로 하여, 제2 열처리를 행하여 얻어지는 강판(즉, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 제1 열처리를 행하고 나서 제2 열처리를 행한 무방향성 전자 강판, 또는 제1 열처리는 생략하여, 제2 열처리를 행한 무방향성 전자 강판)의 결정 방위 및 결정 입경에 대해서 설명한다.

제2 열처리를 행하여 얻어지는 강판(무방향성 전자 강판)은, 각 방위 입자의 면적이, 이하의 (20) 내지 (22)식을 충족한다. 이들의 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 강판에 관한 (3) 내지 (5)식 및 제1 열처리에 의한 변형 유기 입성장 후의 강판에 관한 (10) 내지 (12)식과 비교해서 수치 범위가 다르다. 변형 유기 입성장 및 그 후의 제2 열처리에 수반하여, {100} 방위 입자가 더 성장하여 그 면적이 증가함과 함께, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 주로 {100} 방위 입자에 잠식되어, 그 면적이 더 감소하고 있다.

본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.55 미만으로 한다. 합계 면적 S_tyl은 제로여도 상관없다. 면적비 S_tyl/S_tot의 상한은 {100} 방위 입자의 성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터의 하나로서 결정된다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.55 이상인 것은, 변형 유기 입성장의 단계에서 잠식되어야 할 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 충분히 잠식되어 있지 않은 것을 나타내고 있다. 이 경우, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.40 이하, 보다 바람직하게는 0.30 이하이다. 면적비 S_tyl/S_tot는 적은 쪽이 바람직하므로, 하한은 규정되지 않고, 0.00이어도 된다.

또한, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.30 초과로 한다. 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.30 이하에서는, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.40 이상, 보다 바람직하게는 0.50 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S_tot가 1.00인 상황이란, 결정 조직의 모두가 {100} 방위 입자이고, 그 밖의 방위 입자가 존재하지 않는 상황이지만, 본 실시 형태는 이 상황도 대상으로 하는 것이다.

실시 형태 1 및 2와 마찬가지로, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합하고 있었다고 생각되는 방위 입자와 {100} 방위 입자의 관계도 중요하다. 면적비 S₁₀₀/S_tra가 충분히 큰 경우에는, 변형 유기 입성장 후의 정상 입성장의 상황에 있어서도 {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있어, 자기 특성이 양호해진다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.60 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않고, 변형 유기 입성장 후의 정상 입성장의 상황에 있어서 {100} 방위 입자 이외의 테일러 인자가 작은 방위 입자가 상당한 정도로 성장한 것으로 되어, 자기 특성의 면 내 이방성도 커진다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.60 이상으로 한다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.70 이상, 보다 바람직하게는 0.80 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하인 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자여도 상관없다.

변형 유기 입성장 및 그 후의 정상 입성장이 충분히 진행되고, 강판의 변형이 거의 해방된 상황에서의 금속 조직에 있어서도, 결정 방위마다의 결정 입경은 자기 특성에 큰 영향을 미친다. 변형 유기 입성장의 시점에서 우선적으로 성장한 {100} 방위 입자는, 정상 입성장의 후에도 조대한 결정립이 된다. 본 실시 형태에서는, 평균 결정 입경의 관계가 (23)식 및 (24)식을 충족하는 것으로 한다.

이들 식은, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 다른 입자의 평균 결정 입경의 0.95배 이상인 것을 나타내고 있다. (23)식 및 (24)식에 있어서의 이들의 비는, 바람직하게는 1.00 이상, 보다 바람직하게는 1.10 이상, 더욱 바람직하게는 1.20 이상이다. 이들의 비의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 정상 입성장 중에는 {100} 방위 입자 이외의 결정립도 성장하지만, 정상 입성장에 들어가는 시점, 즉 변형 유기 입성장이 종료되는 시점에서 {100} 방위 입자는 조대해지고, 소위 사이즈 어드밴티지를 갖고 있다. {100} 방위 입자는 정상 입성장 과정에서도 조대화가 유리해지므로, 상기의 비는 충분히 특징적인 범위를 유지한다. 따라서, 실용적인 상한은 10.00 정도이다. 이들의 비 중 어느 것이 10.00을 초과하면 혼립이 되어 펀칭성 등 가공에 관련되는 문제를 발생하는 경우가 있다.

또한, 평균 결정 입경의 관계에서, 이하의 (25)식도 충족하고 있는 것이 바람직하다.

이 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (25)식에 있어서의 비는, 보다 바람직하게는 1.00 이상, 더욱 바람직하게는 1.10 이상, 특히 바람직하게는 1.20 이상이다. 이 비의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 정상 입성장 중에는 {100} 방위 입자 이외의 결정립도 성장하지만, 정상 입성장에 들어가는 시점, 즉 변형 유기 입성장이 종료되는 시점에서 {100} 방위 입자는 조대해지고, 소위 사이즈 어드밴티지를 갖고 있다. {100} 방위 입자는 정상 입성장 과정에서도 조대화가 유리해지므로, 상기의 비는 충분히 특징적인 범위를 유지한다. 따라서, 실용적인 상한은 10.00 정도이다. 이들의 비 중 어느 것이 10.00을 초과하면 혼립이 되어 펀칭성 등 가공에 관련되는 문제를 발생하는 경우가 있다.

또한, 평균 결정 입경의 범위에 대해서는 특별히 한정은 하지는 않지만, 평균 결정 입경이 너무 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에, 실시 형태 2와 마찬가지로, 본 실시 형태에 있어서 상대적으로 조대한 입자인 {100} 방위 입자의 실용적인 평균 결정 입경은, 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 400㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 300㎛ 이하, 특히 바람직하게는 200㎛ 이하이다. 한편, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경의 하한은, {100} 방위의 충분한 우선 성장을 확보하고 있는 상태를 상정하면, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 40㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 80㎛ 이상이다.

(24)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

[특성]

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 상기한 바와 같이 화학 조성, 금속 조직을 제어하고 있으므로, 전단 후여도, 우수한 자기 특성(낮은 철손)을 얻을 수 있다.

또한, 모터에의 적용을 고려한 경우, 철손의 이방성이 작은 것이 바람직하다. 그 때문에 C 방향(폭 방향)의 W15/50과, L 방향(압연 방향)의 W15/50의 비인, W15/50(C)/W15/50(L)이 1.3 미만인 것이 바람직하다.

자기 측정은 JIS C 2550-1(2011) 및 JIS C 2550-3(2019)에 기재된 측정 방법으로 행해도 되고, JIS C 2556(2015)에 기재된 측정 방법으로 행해도 된다. 또한, 시료가 미소하고, 상기 JIS에 기재된 측정을 할 수 없을 경우, 전자 회로는 JIS C 2556(2015)에 준한 한 변이 55㎜인 정사각형의 시험편이나 더욱 미소한 시험편을 측정할 수 있는 장치를 사용하여 측정해도 된다.

[제조 방법]

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정을 포함하는 제조 공정에 의해 얻어진다.

또한, 다른 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정, 제1 열처리를 포함하는 제조 공정에 의해 얻어진다.

또한, 다른 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정, 필요에 따라서 행하는 제1 열처리 공정, 제2 열처리 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻어진다.

[열간 압연 공정]

먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 강재를 가열하고, 열간 압연을 실시한다. 강재는, 예를 들어 통상의 연속 주조에 의해 제조되는 슬래브이다. 예를 들어, 열간 압연의 슬래브 가열 온도는 1150℃ 주변(1100 내지 1200℃), 마무리 압연 온도를 850℃ 주변(750 내지 950℃), 권취 온도를 600℃ 주변(500 내지 700℃)에서 행한다.

[열간 압연판 어닐링 공정]

그 후, 열간 압연 후의 강판(열연 강판)에 대해, 예를 들어 열간 압연판 어닐링을 1000℃ 초과 내지 1100℃에서 1 내지 100초 행한다. 열간 압연판 어닐링 온도가 1000℃ 이하에서는, {100} 방위 입자보다도, {111} 방위 입자의 생성이 촉진되게 되어, 바람직한 집합 조직을 얻는 것이 어려워진다.

[냉간 압연 공정]

이어서, 열연 강판에 대해, 산세, 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연에서는 압하율을 90％ 내지 95％로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 90％ 미만이면, 자기 특성이 열위인 {111} 방위 입자가 재결정 시에 많아진다.

[중간 어닐링 공정]

냉간 압연 후의 강판(냉연 강판)에 대해, 중간 어닐링을 행한다. 본 실시 형태에서는, 예를 들어 중간 어닐링을 700 내지 900℃의 온도에서 1초 내지 100초 행한다. 냉간 압연 전의 결정 입경이 200㎛ 이상에서 90％의 압하율로 냉간 압연을 행하면, 압연 조직이 많은 {100} 방위 입자가 우선적으로 재결정된다. 중간 어닐링의 온도가 너무 낮으면, 재결정이 발생하지 않고, {100} 방위 입자가 충분히 성장하지 않아, 자속 밀도가 높아지지 않는 경우가 있다. 또한, 중간 어닐링의 온도가 900℃ 초과에서는, 결정립이 너무 커지고, 그 후의 스킨 패스 압연, 변형 유기 입성장 시에 성장하기 어려워져, {100} 방위 입자를 성장시키기 어려워진다. 따라서, 중간 어닐링의 온도는 700 내지 900℃로 하는 것이 바람직하다.

[스킨 패스 압연 공정]

중간 어닐링 후의 강판에, 스킨 패스 압연을 행한다. 상술한 바와 같이 {100} 결정립이 많은 상태에서 압연을 행하면, {100} 결정립이 더 성장한다. 스킨 패스 압연의 압하율은 5％ 내지 25％로 하는 것이 바람직하다.

무방향성 전자 강판에 있어서, 전술한 변형의 분포를 갖도록 하는 경우에는, 냉간 압연의 압하율(％)을 Rm, 스킨 패스 압연 시의 압하율(％)을 Rs로 한 경우에, 90<Rm<95, 또한 5<Rs<20을 충족하도록 냉간 압연 및 스킨 패스 압연의 압하율을 조정하는 것이 보다 바람직하다.

[제1 열처리 공정]

계속해서, 변형 유기 입성장을 촉진하기 위한 제1 열처리를 행한다. 제1 열처리는 700 내지 950℃에서 1초 내지 100초 행하는 것이 바람직하다.

열처리 온도가 700℃ 미만이면, 변형 유기 입성장이 발생하지 않는다. 또한, 950℃ 초과에서는, 변형 유기 입성장뿐만 아니라 정상 입성장이 일어나서, 상술한 실시 형태 2에 기재된 금속 조직을 얻을 수 없게 된다.

또한, 열처리 시간(유지 시간)이 100초 초과에서는, 생산 효율이 현저하게 떨어지므로, 현실적이지 않다. 유지 시간을 1초 미만으로 하는 것은 공업적으로 용이하지 않기 때문에, 유지 시간을 1초 이상으로 한다.

[제2 열처리 공정]

제2 열처리는 950 내지 1050℃의 온도 범위로 하는 경우에는 1초 내지 100초, 혹은 700 내지 900℃의 온도 범위로 하는 경우에는 1000초 초과 행하는 것이 바람직하다. 제2 열처리는, 제1 열처리를 생략한 스킨 패스 압연 공정 후의 강판에 행해도 되고, 제1 열처리 공정 후의 강판에 행해도 된다.

상기 온도 범위 및 시간에서 열처리를 행함으로써, 제1 열처리를 생략한 경우는, 변형 유기 입성장 후에 정상 입성장하고, 제1 열처리의 조건에 따라서는 그 후의 제2 열처리로 변형 유기 입성장을 하는 경우도 있다.

이상과 같이 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있다. 단, 이 제조 방법은, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법의 일례이며, 제조 방법을 한정하는 것은 아니다.

실시예

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 대해서, 실시예를 나타내면서 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 어디까지나 일례에 지나지 않고, 본 발명의 무방향성 전자 강판이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

(제1 실시예)

용강을 주조함으로써, 이하의 표 1A에 나타내는 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하여 열간 압연을 행하고, 표 1B에 나타내는 판 두께가 되도록 압연하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후에 수냉하여 열간 압연 강판을 권취하였다. 이때의 마무리 압연의 최종 패스의 단계에서의 온도(마무리 온도)는 830℃, 권취 온도는 500 내지 700℃의 범위였다.

다음에, 열간 압연 강판에 있어서 표 1B에 나타내는 조건에서 열간 압연판 어닐링을 30초 행하고, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 1B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고, 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 행하고, 중간 어닐링을 800℃에서 30초의 조건으로 행하였다. 다음에, 표 1B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다. 표에는 나타내지 않지만, 스킨 패스 압연 후의 평균 결정 입경은 25 내지 30㎛의 범위 내였다.

다음에, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면(강판 표면에 평행한 면)에 대해서 상술한 요령으로 EBSD 관찰(step 간격: 100㎚)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 2에 나타내는 종류의 면적 및 평균 KAM값을 구하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55㎜인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고, 자기 특성의 철손 W10/400(최대 자속 밀도 1.0T, 주파수 400Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 압연 방향과 폭 방향의 평균값), W15/50(C)(최대 자속 밀도 1.5T, 주파수 50Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 폭 방향의 값), W15/50(L)(최대 자속 밀도 1.5T, 주파수 50Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 압연 방향의 값)을 JIS C 2556(2015)에 준하여 측정하였다.

또한, W15/50(C)을 W15/50(L)로 나누어, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다.

측정 결과를 표 2에 나타낸다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2]

표 1A, 표 1B 및 표 2 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.101 내지 No.107, No.113 내지 No.116, No.118, No.121, No.122, No.124 내지 No.141, No.151은, 모두 철손 W10/400은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.108은 Mn 농도가 높고, (1)식 좌변의 값이 0.00 초과(α-γ 변태되는 조성)이고, 그것에 기인하여, 면적비 S_tyl/S_tot와 면적비 S₁₀₀/S_tot가 각각 (3)식 및 (4)식의 범위로부터 벗어났다. 그 결과, 철손 W10/400은 높았다.

비교예인 No.109 내지 No.112, No.117, No.120, No.123은, 열간 압연판 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 적어도 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (3)식 내지 (6)식 중 어느 것을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400이 높았다.

또한, 비교예인 No.119는 냉간 압연의 압하율이 너무 높았던 것으로, 균열이 발생하고, 그 후의 공정에 진행시키지 않았다.

No.142 내지 No.150은 화학 조성이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, (3)식 내지 (4)식을 충족하지 않고 철손 W10/400이 높아지거나, 냉간 압연 시에 균열이 발생하였다.

(제2 실시예)

용강을 주조함으로써, 표 3A에 나타내는 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하여 열간 압연을 행하고, 표 3B에 나타내는 판 두께가 되도록 압연하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후에 수냉하여 열간 압연 강판을 권취하였다. 이때의 마무리 압연의 최종 패스의 단계에서의 온도(마무리 온도)는 830℃, 권취 온도는 500 내지 700℃의 범위였다.

다음에, 열간 압연 강판에 있어서 표 3B에 나타내는 조건에서 열간 압연판 어닐링을 30초 행하고, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 3B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고, 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 행하고, 중간 어닐링을 표 3B에 나타내는 어닐링 온도에서 30초 행하였다. 이어서, 표 3B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

스킨 패스 압연 후의 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해서 상술한 요령으로 EBSD 관찰(step 간격: 100㎚)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해 얻어진 각 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값으로부터, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl을 구하였다.

또한, 스킨 패스 압연 후의 강판에 대해, 제1 열처리를 표 3B에 나타내는 조건으로 행하였다. 제1 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해서 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 4에 나타내는 종류의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃의 온도에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55㎜인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고, 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 3A]

[표 3B]

[표 4]

표 3A, 표 3B 및 표 4 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.201 내지 No.207, No.215 내지 No.237, No.247 내지 No.250은, 모두 철손 W10/400은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.208은 Mn 농도가 높고, (1)식 좌변의 값이 0.00 초과(α-γ 변태되는 조성)이고, 그것에 기인하여, 면적비 S_tyl/S_tot와 면적비 S₁₀₀/S_tot가 각각 (10)식 및 (11)식의 범위로부터 벗어났다. 그 결과, 철손 W10/400은 높았다. 비교예인 No.209 내지 No.214는, 열간 압연판 어닐링에서의 온도, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율, 제1 열처리에서의 온도 중 적어도 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (10)식 내지 (15)식 중 어느 것을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400이 높았다.

또한, 비교예인 No.238 내지 No.246은, 화학 조성이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, (10)식 내지 (11)식을 충족하지 않고 철손 W10/400이 높아지거나, 냉간 압연 시에 균열이 발생하였다.

(제3 실시예)

용강을 주조함으로써, 표 5A에 나타내는 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하여 열간 압연을 행하고, 표 5B에 나타내는 판 두께가 되도록 압연하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후에 수냉하여 열간 압연 강판을 권취하였다. 이때의 마무리 압연의 최종 패스의 단계에서의 온도(마무리 온도)는 830℃, 권취 온도는 500 내지 700℃의 범위였다.

다음에, 열간 압연 강판에 있어서 표 5B에 나타내는 조건에서 열간 압연판 어닐링을 30초 행하고, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 5B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고, 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 행하고, 중간 어닐링을 800℃에서 30초의 조건으로 행하였다. 이어서, 표 5B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

또한, 스킨 패스 압연 후의 강판에 대해, 제1 열처리를 행하지 않고 제2 열처리를 표 5B에 나타내는 조건으로 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대하여 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 6에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하였다.

또한, 상기의 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55㎜인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고, 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 5A]

[표 5B]

[표 6]

표 5A, 표 5B 및 표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.301 내지 No.308, No.316 내지 No.333, No.344는, 모두 철손 W10/400은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.309는 Mn 농도가 높고, (1)식 좌변의 값이 0.00 초과(α-γ 변태되는 조성)이고, 그것에 기인하여, S_tyl/S_tot와 S₁₀₀/S_tot가 각각 (20)식 및 (21)식의 범위로부터 벗어났다. 그 결과, 철손 W10/400은 높았다.

비교예인 No.310 내지 No.315는 열간 압연판 어닐링에서의 온도, 및／또는 냉간 압연에서의 압하율이 최적이 아니었기 때문에, (20)식 내지 (24)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400이 높았다.

또한, 비교예인 No.334 내지 No.343은, 화학 조성이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, (20)식 내지 (21)식을 충족하지 않고 철손 W10/400이 높아지거나, 냉간 압연 시에 균열이 발생하였다.

(제4 실시예)

용강을 주조함으로써, 표 7A에 나타내는 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하여 열간 압연을 행하고, 표 7B에 나타내는 판 두께가 되도록 압연하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후에 수냉하여 열간 압연 강판을 권취하였다. 이때의 마무리 압연의 최종 패스의 단계에서의 온도(마무리 온도)는 830℃, 권취 온도는 500 내지 700℃의 범위였다.

다음에, 열간 압연 강판에 있어서 표 7B에 나타내는 조건에서 열간 압연판 어닐링을 30초 행하고, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 7B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고, 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 행하고, 중간 어닐링을 800℃에서 30초의 조건으로 행하였다. 이어서, 표 7B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음에, 제1 열처리를 800℃에서 30초의 조건으로 행하였다.

제1 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대하여 EBSD 관찰(step 간격: 100㎚)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 방위 입자의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl, d₁₀₀/d_ave, d₁₀₀/d_tyl을 구하였다.

또한, 제1 열처리 후의 강판에 대해, 제2 열처리를 표 7B에 나타내는 조건으로 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대하여 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 8에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하였다.

또한, 상기의 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55㎜인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고, 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 8에 나타낸다.

[표 7A]

[표 7B]

[표 8]

표 7A, 표 7B 및 표 8 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.401 내지 No.408, No.421 내지 No.438, No.448은, 모두 철손 W10/400은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.409는 Mn 농도가 높고, (1)식 좌변의 값이 0.00 초과(α-γ 변태되는 조성)이고, 그것에 기인하여, S_tyl/S_tot와 S₁₀₀/S_tot가 각각 (20)식 및 (21)식의 범위로부터 벗어났다. 그 결과, 철손 W10/400은 높았다. 비교예인 No.410 내지 No.420은, 열간 압연판 어닐링에서의 온도, 및／또는 냉간 압연에서의 압하율이 최적이 아니었기 때문에, (20)식 내지 (24)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400이 높았다.

또한, 비교예인 No.439 내지 No.447은 화학 조성이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, (20)식 내지 (21)식을 충족하지 않고 철손 W10/400이 높아지거나, 냉간 압연 시에 균열이 발생하였다.

(제5 실시예)

용강을 주조함으로써, 표 9A에 나타내는 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하여 열간 압연을 행하고, 표 9B에 나타내는 판 두께가 되도록 압연하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후에 수냉하여 열간 압연 강판을 권취하였다. 이때의 마무리 압연의 최종 패스의 단계에서의 온도(마무리 온도)는 830℃, 권취 온도는 500 내지 700℃의 범위였다.

다음에, 열간 압연 강판에 있어서 표 9B에 나타내는 조건에서 열간 압연판 어닐링을 30초 행하고, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 9B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고, 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 행하고, 중간 어닐링을 800℃에서 30초의 조건으로 행하였다. 이어서, 표 9B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음에, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해서, EBSD 관찰(step 간격: 100㎚)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 8에 나타내는 종류의 면적 및 평균 KAM값을 구하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃의 온도에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55㎜인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고, 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 10에 나타낸다.

[표 9A]

[표 9B]

[표 10]

발명예인 No.501 내지 No.515는, 모두 (3)식 내지 (9)식을 충족하고, 모두 철손 W10/400은 양호한 값이었다.

본 발명에 따르면, 강판면에 평행한 단면에서의 특정한 결정 방위의 면적 및 면적비가 적절하기 때문에, 전단 가공 후여도 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다. 그 때문에, 본 발명은 산업상 이용성이 높다.

Claims

질량％로,
Si: 1.50％ 내지 4.00％,
Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
C: 0.0100％ 이하,
sol.Al: 4.00％ 이하,
S: 0.0400％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
P: 0.00％ 내지 0.40％,
Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
B: 0.0000％ 내지 0.0050％,
O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및
Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0000％ 내지 0.0100％를 함유하고,
Mn 함유량(질량％)을 [Mn], Ni 함유량(질량％)을 [Ni], Co 함유량(질량％)을 [Co], Pt 함유량(질량％)을 [Pt], Pb 함유량(질량％)을 [Pb], Cu 함유량(질량％)을 [Cu], Au 함유량(질량％)을 [Au], Si 함유량(질량％)을 [Si], sol.Al 함유량(질량％)을 [sol.Al]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에, 이하의 (3) 내지 (6)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
제1항에 있어서,
상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우, 이하의 (7)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
{110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (8)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

여기서, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
{110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (9)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
질량％로,
Si: 1.50％ 내지 4.00％,
Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
C: 0.0100％ 이하,
sol.Al: 4.00％ 이하,
S: 0.0400％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
P: 0.00％ 내지 0.40％,
Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
B: 0.0000％ 내지 0.0050％,
O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및
Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0000％ 내지 0.0100％를 함유하고,
Mn 함유량(질량％)을 [Mn], Ni 함유량(질량％)을 [Ni], Co 함유량(질량％)을 [Co], Pt 함유량(질량％)을 [Pt], Pb 함유량(질량％)을 [Pb], Cu 함유량(질량％)을 [Cu], Au 함유량(질량％)을 [Au], Si 함유량(질량％)을 [Si], sol.Al 함유량(질량％)을 [sol.Al]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (10) 내지 (15)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
제5항에 있어서,
상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우에, 이하의 (16)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (17)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
{110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (18)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

여기서, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립되는 것으로 한다.
제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
{110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (19)식을 더 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제5항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 대하여 700℃ 내지 950℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건으로 열처리를 행하는,
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
질량％로,
Si: 1.50％ 내지 4.00％,
Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
C: 0.0100％ 이하,
sol.Al: 4.00％ 이하,
S: 0.0400％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
P: 0.00％ 내지 0.40％,
Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
B: 0.0000％ 내지 0.0050％,
O: 0.0000％ 내지 0.0200％, 및
Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0000％ 내지 0.0100％를 함유하고,
Mn 함유량(질량％)을 [Mn], Ni 함유량(질량％)을 [Ni], Co 함유량(질량％)을 [Co], Pt 함유량(질량％)을 [Pt], Pb 함유량(질량％)을 [Pb], Cu 함유량(질량％)을 [Cu], Au 함유량(질량％)을 [Au], Si 함유량(질량％)을 [Si], sol.Al 함유량(질량％)을 [sol.Al]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (20) 내지 (24)식을 더 충족하는,
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
제11항에 있어서,
상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (25)식을 더 충족하는,
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 대하여 950℃ 내지 1050℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건, 혹은 700℃ 내지 900℃의 온도에서 1000초 초과의 조건으로 열처리를 행하는,
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.