KR20240027787A

KR20240027787A - 무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20240027787A
Application number: KR1020247003476A
Authority: KR
Inventors: 토모유키 오쿠보; 요시아키 자이젠; 타카아키 다나카; 류이치 스에히로; 유키노 미야모토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2021-07-05
Filing date: 2022-06-23
Publication date: 2024-03-04
Also published as: JPWO2023282071A1; JP7231895B1; TW202302877A; WO2023282071A1; CN117545868A

Abstract

소정량의 C, Si, Mn, Al, N 및 Cr을 함유하는 슬래브를 열간 압연하고, 열연판 어닐링하고, 냉간 압연하고, 연속 어닐링로에서 마무리 어닐링하여 무방향성 전자 강판을 제조할 때, 상기 마무리 어닐링의 최고 도달 온도를 900℃ 미만, 상기 마무리 어닐링의 냉각 과정에 있어서의 (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 40℃/s 이상으로 하고, 상기 마무리 어닐링 전후에 있어서의 압연 방향의 소성 신장률 ε(％)과 마무리 어닐링의 균열 시간 t(s)로부터 정의되는 파라미터 ε/t를 0.10 이상으로 함으로써, 페라이트의 평균 입경이 50㎛ 미만, 항복 응력이 500㎫ 이상이고, X선 응력 측정법으로 구한 강판 표면 및 판두께 중심부에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S, σ_C가 각각 2.0㎫ 이상인, 고강도 또한 고주파 영역에 있어서 저철손의 무방향성 전자 강판을 얻는다.

Description

무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법

본 발명은, 고강도이고 또한, 고주파 영역에 있어서의 와전류손이 낮은 무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.

전기 자동차 EV, 하이브리드 자동차 HEV 등의 구동 모터나, 고효율 에어컨의 컴프레서용 모터 등은, 고효율화 뿐만 아니라, 공간 절약화, 경량화의 관점에서, 모터의 소형화가 요구되고, 또한, 출력을 확보하기 위해 고속 회전화가 지향되고 있다. 상기의 모터의 철심 재료에는, 주로 연자성 재료인 무방향성 전자 강판이 이용되고 있다.

로터에 발생하는 원심력은, 회전 속도의 2승에 비례하기 때문에, 고속 회전하는 모터의 설계에 있어서는, 로터의 파괴 억지가 하나의 해결 과제로 되고 있다. 그래서, 고속 회전하는 모터에서는, 로터의 소재가 되는 강판은, 결정립을 미세화하거나, 혹은, 미재결정 조직을 잔존시키거나 함으로써, 고강도화가 도모되고 있다.

또한, 로터의 여자 파형에는, 모터 구조에 기인하는 1㎐∼10㎑ 정도의 고조파(higher harmonics)(슬롯 고조파)가 포함되어 있기 때문에, 이 고조파에 기인하는 철손(iron loss)의 증가도 문제가 된다. 이 문제를 해결하기 위해, 철심 재료인 무방향성 전자 강판에는, 고강도인 것에 더하여, 고주파 영역에 있어서의 철손의 저감도 강하게 요구되고 있다.

무방향성 전자 강판의 철손 W는, 히스테리시스손 W_h와 와전류손 W_e의 합이고, 각각이 주파수의 1승, 2승에 비례하기 때문에, 고주파 영역에서는 와전류손 W_e이 지배적이 된다. 그의 대책으로서, 종래부터 고합금화에 의한 와전류손의 저감이 검토되어 왔다(예를 들면, 특허문헌 1, 2 참조).

그러나, 고합금화는, 무방향성 전자 강판의 고주파 영역에서의 철손 저감에 유효한 수단이지만, 강의 강도도 상승해 버리기 때문에, 냉간 압연하는 것이 곤란해진다는 다른 문제가 발생한다. 그래서, 상기 특허문헌 1에서는 냉간 압연에 온간 압연을 채용하는 것이, 또한, 상기 특허문헌 2에서는, 강의 강도 상승을 억제하기 위해 Mn을 활용하는 것이 제안되어 있다.

일본공개특허공보 2014-210978호 일본공개특허공보 2008-231504호

그러나, 상기 특허문헌 1에서 제안된 온간 압연은, 압연 개시 시의 강판 온도를 지나치게 올리면, 압연 후의 강판 형상이 악화된다는 문제가 있어, 공업 생산에 적용하는 데에는 한계가 있었다. 또한, 상기 특허문헌 2에서 제안된 Mn을 활용하는 방법은, 철손 저감 효과를 충분히 얻으려면 다량의 Mn 첨가가 필요해지기 때문에, 원료 비용이 상승하거나, Mn 탄화물의 생성에 의해 철손이 불안정해지기 쉬워지거나 하는 등의 문제가 있다.

본 발명은, 종래 기술이 갖는 상기의 문제점을 감안하여 이루어진 것으로서, 그의 목적은, 고합금화 이외의 수단에 의해, 고주파 영역에 있어서의 와전류손을 저감하고, 이로써, 고강도이고 또한, 고주파 영역에 있어서 저철손의 무방향성 전자 강판을 제공함과 함께, 그의 유리한 제조 방법을 제안하는 것에 있다.

발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해, 고강도화를 달성하는 수단으로서 미재결정 조직을 잔존시키는 기술을 이용하는 것을 전제로 하고, 그 후에, 방향성 전자 강판에서 활용되고 있는 강판에 인장 응력을 부여하여 철손을 저감하는 기술에 착안하여, 무방향성 전자 강판의 와전류손을 저감하는 방책에 대해서 예의 검토를 거듭했다. 그 결과, 제품 강판의 잔류하는 응력의 값을 적절한 범위로 제어함으로써, 고강도에서도, 고주파역의 와전류손을 저감할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명을 개발하기에 이르렀다.

상기 인식에 기초하는 본 발명은, 페라이트의 평균 입경이 50㎛ 미만, 항복 응력이 500㎫ 이상이고, 또한, X선 응력 측정법으로 측정한 강판 표면 및 판두께 중심부에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S, σ_C가, 각각 2.0㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판이다. 여기에서, 상기 X선 응력 측정법에는, α-Fe(211) 피크를 이용한 2θ-sin²ψ법을 이용한다.

본 발명의 상기 무방향성 전자 강판은, C: 0∼0.0050mass％, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0∼3.0mass％, P: 0∼0.2mass％, S: 0∼0.0050mass％, Al: 0∼3.0mass％, N: 0∼0.0050mass％, Cr: 0∼3.0mass％ 및 O: 0∼0.0050mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 무방향성 전자 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 하기 A∼D군 중 적어도 1군의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다.

　　　　　　　　　기

·A군; Sn: 0∼0.20mass％ 및 Sb: 0∼0.20mass％ 중 적어도 1종

·B군; Ca: 0∼0.01mass％, Mg: 0∼0.01mass％ 및 REM: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종

·C군; Cu: 0∼0.5mass％ 및 Ni: 0∼0.5mass％ 중 적어도 1종

·D군; Ge: 0∼0.05mass％, As: 0∼0.05mass％ 및 Co: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종

또한, 본 발명의 상기 무방향성 전자 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 하기 E∼I군 중 적어도 1군의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다.

　　　　　　　　　기

·E군; Ti: 0∼0.005mass％, Nb: 0∼0.005mass％, V: 0∼0.010mass％ 및 Ta: 0∼0.002mass％ 중 적어도 1종

·F군; B: 0∼0.002mass％ 및 Ga: 0∼0.005mass％ 중 적어도 1종

·G군; Pb: 0∼0.002mass％

·H군; Zn: 0∼0.005mass％

·I군; Mo: 0∼0.05mass％ 및 W: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종　

또한, 본 발명의 상기 무방향성 전자 강판은, 압연 방향에 평행한 판두께 단면에 있어서의 미재결정 조직이 면적률로 1％ 이상인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은, 상기의 어느 것에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 열연판 어닐링하고, 냉간 압연하고, 연속 어닐링로에서 마무리 어닐링하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법으로서, 상기 마무리 어닐링의 최고 도달 온도를 900℃ 미만, 또한, 상기 마무리 어닐링의 냉각 과정에 있어서의 (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 40℃/s 이상으로 하고, 상기 마무리 어닐링의 전후에 있어서의 압연 방향의 소성 신장률 ε(％)과 마무리 어닐링의 균열(均熱) 시간 t(s)로부터 정의되는 파라미터 ε/t를 0.10 이상으로 하는 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제안한다.

본 발명에 의하면, 고합금화나 박육화와 같은 제조 비용이나 생산성에 악영향을 미치는 수단을 이용하는 일 없이, 무방향성 전자 강판의 고강도화와 고주파역에서의 저철손화가 가능해진다. 따라서, 본 발명의 무방향성 전자 강판을, EV나 HEV 등의 구동 모터나, 고효율 에어컨의 컴프레서용 모터 등의 로터 코어에 이용함으로써, 모터의 고효율화나 소형화에 크게 기여한다.

도 1은 마무리 어닐링에 있어서의 소성 신장률 ε(％)과 균열 시간 t(s)의 비 ε/t와, 강판의 압연 방향 및 판폭 방향의 와전류손 W_e3/5k의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 마무리 어닐링에 있어서의 소성 신장률 ε(％)과 균열 시간 t(s)의 비 ε/t와, 강판 표면 및 판두께 중심부에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S, σ_C의 관계를 나타내는 그래프이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명을 개발하는 계기가 된 실험에 대해서 설명한다.

방향성 전자 강판의 분야에서는, 강판의 압연 방향으로 인장 응력을 인가함으로써 자구(magnetic domain)가 세분화되어, 와전류손이 저감하는 것이 알려져 있다. 그래서, 발명자들은, 무방향성 전자 강판의 와전류손을 저감하는 방법으로서, 제품 강판에 잔류 응력을 부여하는 것에 착안했다. 그리고, 상기 제품 강판에 잔류 응력을 도입하는 방법으로서 마무리 어닐링에서의 장력 어닐링을 채용하여, 잔류 응력이 철손 특성에 미치는 영향을 이하의 실험에 의해 조사했다.

C: 0.0015mass％, Si: 3.37mass％, Mn: 0.40mass％, P: 0.01mass％, S: 0.0009mass％, Al: 0.91mass％, N: 0.0018mass％, Cr: 0.02mass％ 및 O: 0.0012mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 용제하고, 주조하여 강괴로 했다. 그 후, 열간 압연하여 판두께 1.5㎜의 열연판으로 했다. 이어서, 상기 열연판에, N₂ 분위기 중에서 1000℃×30s의 열연판 어닐링을 실시한 후, 냉간 압연하여 판두께 0.3㎜의 냉연판으로 했다. 그 후, vol％비로 H₂:N₂＝3:7의 혼합 가스 분위기 중에서, 냉연판의 압연 방향으로 5∼20㎫의 인장 응력을 인가하면서, 마무리 어닐링을 실시했다. 상기 마무리 어닐링에서는, 최고 도달 온도를 780℃로 하고, 최고 도달 온도∼(최고 도달 온도－10℃)의 온도역에 1∼30s간 유지하는 균열 처리하고, 그 후, (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지를 평균 냉각 속도 50℃/s로 가스 냉각하는 마무리 어닐링을 실시하여, 제품판으로 했다. 이 때, 마무리 어닐링 전의 강판 표면에 판폭 방향으로 금긋기선(marking off lines)을 도입하고, 마무리 어닐링의 전후에 있어서의 금긋기선의 간격을 측정하여, 그 차로부터 압연 방향의 소성 신장률 ε(％)을 구했다. 여기에서, 상기 소성 신장률 ε은, 공칭 변형의 신장률이다. 또한, 본 발명에서는, 상기 최고 도달 온도∼(최고 도달 온도－10℃)의 온도역에 체류하는 시간을 균열 시간이라고 정의한다.

상기와 같이 하여 얻은 제품판으로부터, 폭: 30㎜×길이: 100㎜의 엡스타인 시험편을 압연 방향 및 판폭 방향의 각각으로부터 잘라내고, 단판 자기 측정법에 의해, 최대 자속 밀도가 0.3T, 주파수 f가 50∼5㎑인 범위에 있어서의 철손 W를 측정했다.

이어서, 측정한 상기 주파수 f와 철손값 W의 관계로부터, 히스테리시스손 W_h와 와전류손 W_e의 분리를, 이하에 설명하는 2주파법을 이용하여 행했다. 우선, 50∼1000㎐의 범위에 있어서의 W/f와 f의 관계를 플롯하고, 최소 제곱법으로 W/f＝af＋b의 근사식을 구했다. 여기에서, 계수 a와 절편 b는 정수이다. 상기 절편 b는, 1주기당의 히스테리시스손이 되기 때문에, 상기 절편 b에 주파수 f를 곱함으로써, 상기 주파수 f에 있어서의 히스테리시스손 W_h(f)가 얻어진다. 한편, 와전류손 W_e(f)는, 주파수 f에 있어서의 철손 실측값 W로부터 상기 히스테리시스손 W_h(f)를 차인하는, 즉, W_e(f)＝W－W_h(f)로 구한다. 또한, 본 실험에서는, 고조파에 의한 철손 증가의 지표로서, 최대 자속 밀도 0.3T, 주파수 5㎑에 있어서의 와전류손 W_e3/5k에 주목하여 결과의 해석을 행했다.

또한, 제품판의 강도 특성을 조사하기 위해, 상기 마무리 어닐링 후의 강판으로부터, 압연 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 응력을 측정했다. 그 결과, 항복 응력의 편차는 작고, 어느 시험편도 520∼540㎫의 범위였다. 또한, 상기 제품판의 판폭 방향에 수직인 판두께 단면(압연 방향에 평행한 판두께 단면)을, 나이탈액 등으로 에칭하여 마이크로 조직을 현출시킨 후, 절단법으로 평균 입경(시험선의 1결정당의 평균 선분 길이)을 측정했다. 그 결과, 평균 입경의 편차는 작고, 모두 17∼20㎛의 범위였다.

도 1은, 마무리 어닐링에 있어서의 소성 신장률 ε(％)과 균열 시간 t(s)로부터 정의되는 파라미터 ε/t와, 강판의 압연 방향 및 판폭 방향의 와전류손 W_e3/5k의 관계를 나타낸 것이다. 이 도면으로부터, ε/t를 0.10 이상으로 함으로써, 압연 방향의 W_e3/5k는 약간 증가하지만, 판폭 방향의 W_e3/5k가 크게 저감하여, 압연 방향 및 판폭 방향의 평균 철손값이 저감하는 것을 알 수 있다.

이어서, 발명자들은, 상기와 같이 ε/t를 0.10 이상으로 함으로써 와전류손이 저감하는 원인에 대해서 검토했다. 그 결과, 이 와전류손의 저감은, 제품판의 잔류 응력과 상관이 강한 것을 알 수 있었다. 여기에서, 상기 잔류 응력은, X선 응력 측정법으로 측정한 값이고, 구체적으로는, X선 측정 장치로서 리가쿠사 제조 MSF-2M을 이용했다. X선원은 Cr 관구(kβ 필터: V), 출력은 30㎸×4㎷로 하고, 시험편 표면의 7㎜×7㎜의 영역에 대하여 2θ-sin²ψ법(병경법(竝傾法) ψ일정법)으로 X선 스캔을 행하여, α-Fe(211)에 상당하는 2θ＝156.4° 부근의 강도 분포를 측정했다. ψ각은 12, 16, 20, 24, 28, 32, 36, 40, 44 및 48°로 하고, ψ의 요동각은 ±3°의 범위로 했다. 이어서, 상기 측정한 강도 분포로 피크를 나타낸 회절각 2θ를, 각각의 ψ각도에 있어서의 회절각 2θ로 하여 2θ-sin²ψ선도에 플롯하고, 그 직선의 기울기를 최소 제곱법으로 구하고, 다음식;

σ＝317.91·Δ2θ/Δsin²ψ

를 이용하여 잔류 응력 σ(㎫)를 구했다. 또한, 2θ-sin²ψ법에서는, X선의 주사면을 바꿈으로써, 시료면 내의 임의의 방향의 응력을 측정할 수 있다. 잔류 응력 σ의 측정은, 시험편의 표면과 판두께 중심부의 2개소에서 행하여, 표면의 잔류 응력을 σ_S, 판두께 중심부의 잔류 응력을 σ_C로 했다. 또한, 판두께 중심부의 측정은, 시험편의 다른 한쪽의 표면에서 중심부까지, 화학 연마로 제거하여 행했다. 여기에서, 상기한 잔류 응력 σ가 정(正)의 값인 경우는, 재료에 압축 잔류 응력이 존재하는 것을, 반대로, 부(負)의 값인 경우는, 재료에 인장 잔류 응력이 존재하고 있는 것을 의미한다.

상기와 같이 하여 측정하여 얻은 강판 표면 및 판두께 중심부에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S, σ_C와, 판폭 방향의 철손 W_e3/5k의 관계를 도 2에 나타낸다. 이 도 2와, 전술한 도 1로부터, 압축의 잔류 응력이 높아지면, 판폭 방향의 W_e3/5k가 낮아지는 것을 알 수 있다.

이 메커니즘은, 아직 충분히 분명하게 되어 있지 않지만, 발명자들은, 다음과 같이 생각하고 있다.

강판에 인장 응력을 인가하면서 마무리 어닐링을 행한 경우, 고온에 있어서는, 재결정·입성장(grain growth)과 병행하여 소성 변형이 진행한다. 여기에서, 소성 변형할 때의 항복 응력은, 결정 방위에 따라 상이하기 때문에, 다결정체에서는 각 결정립에 도입되는 소성 변형량이 균일하지 않고, 결정립마다 변화한다. 그래서, 자화 용이축인 ＜100＞에 인장의 잔류 응력이, 그 외의 자화 곤란축인 ＜110＞, ＜111＞, ＜112＞ 등에 압축의 잔류 응력이 발생하는 바와 같은 상태를 만들어 낼 수 있으면, 자구는 세분화되어 와전류손은 저하한다고 생각된다. 그리고, 이러한 조건은, 마무리 어닐링의 장력 어닐링으로 실현되어 있다고 생각된다. 단, 마무리 어닐링의 장력 어닐링에서는, 재결정이나 회복으로 잔류 응력·변형이 개방되지 않도록, 고온 또한 단시간에 소성 변형시킨 후, 급냉하는 것이 중요하다고 생각된다.

본 발명은, 상기의 신규의 인식에 기초하여 개발한 것이다.

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판이 가져야 하는 성분 조성에 대해서 설명한다.

C: 0∼0.0050mass％

C는, 제품판에 있어서, 자기 시효에 의해 탄화물을 형성하여, 철손을 열화시키는 성분이다. 그래서, 상기 자기 시효를 억제하기 위해, C는 0∼0.0050mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0001∼0.0020mass％의 범위이다.

Si: 2.0∼5.0mass％

Si는, 강의 비(比)저항을 높여, 철손을 저감하는 효과가 있다. 또한, 고용 강화에 의해 강의 강도를 높이는 효과도 있다. 상기 저철손과 고강도를 달성하는 관점에서, Si의 하한은 2.0mass％로 한다. 한편, Si가 5.0mass％를 초과하면 압연하는 것이 곤란해지기 때문에, 상한은 5.0mass％로 한다. 바람직하게는 3.5∼5.0mass％의 범위이다. 특히 우수한 강도·철손 밸런스를 확보하는 관점에서는 3.5∼4.5mass％의 범위인 것이 바람직하다.

Mn: 0∼3.0mass％

Mn은, 강의 비저항을 높여, 철손을 저감하는 효과가 있다. 그러나, 3.0mass％를 초과하면, 탄질화물의 석출에 의해 오히려 철손이 나빠지기 때문에, Mn은 0∼3.0mass％의 범위에서 첨가한다. 또한, 상기 철손 저감 효과를 확실히 얻기 위해서는 0.3mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 상한은, 탄질화물의 생성을 억제하는 관점에서 2.0mass％로 하는 것이 바람직하다.

P: 0∼0.2mass％

P는, 강의 강도 조정에 이용되는 성분으로서, 적절히, 첨가할 수 있다. 그러나, P가 0.2mass％를 초과하면 강이 취화하여 압연이 곤란해진다. 따라서, P의 함유량은 0∼0.2mass％의 범위로 한다. 또한, 강도 조정을 위해 P를 활용하지 않는 경우는, 0.02mass％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 한편, 이용하는 경우는 0.02∼0.10mass％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

S: 0∼0.0050mass％

S는, 미세 황화물을 석출하여 입성장을 저해하여, 철손을 증가시키는 유해 성분이다. 특히 0.0050mass％를 초과하면 상기 악영향이 현저해지기 때문에, S의 함유량은 0∼0.0050mass％의 범위로 한다. 바람직한 상한은 0.0020mass％이다.

Al: 0∼3.0mass％

Al은, 강의 비저항을 높여, 철손을 저감하는 효과가 있다. 또한, 고용 강화에 의해 강의 강도를 높이는 효과도 있다. 그러나, 3.0mass％를 초과하면, 압연하는 것이 곤란해지기 때문에, Al의 함유량은 0∼3.0mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 1.2∼3.0mass％의 범위이다. 특히 우수한 강도·철손 밸런스를 확보하는 관점에서는, 1.2∼2.5mass％의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al은, 주조·응고 시에 공동(空洞)을 발생시키기 쉽게 하는 성분이기 때문에, 리사이클성을 중시하는 경우는 0.01mass％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0∼0.0050mass％

N은, 미세 질화물을 석출하여 입성장을 저해하여, 철손을 증가시키는 유해 성분이다. 특히, 0.0050mass％를 초과하면 상기 악영향이 현저해지기 때문에, N의 함유량은 0∼0.0050mass％의 범위로 한다. 바람직한 상한값은 0.0020mass％이다.

Cr: 0∼3.0mass％

Cr은, 강의 비저항을 높여, 철손을 저감하는 효과가 있다. 그러나, 3.0mass％를 초과하면 탄질화물의 석출에 의해, 오히려 철손이 악화되기 때문에, Cr의 함유량은 0∼3.0mass％의 범위로 한다. 또한, Cr이 0.3mass％ 미만에서는, 상기 철손 저감 효과가 작기 때문에, 철손을 중시하는 경우에는, 0.3mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 탄질화물의 생성을 억제하는 관점에서는, 상한은 2.0mass％로 하는 것이 바람직하다.

O: 0∼0.0050mass％

O는, 산화물계 개재물을 형성하여 입성장을 저해하여, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 0.0050mass％를 초과하면 상기 악영향이 현저해진다. 따라서, O의 함유량은 0∼0.0050mass％의 범위로 한다. 또한, 바람직한 상한은 0.0020mass％이다.

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 요구 특성에 따라서, 상기 성분에 더하여 추가로, 이하의 성분을 함유해도 좋다.

Sn: 0∼0.20mass％ 및 Sb: 0∼0.20mass％ 중 적어도 1종

Sn 및 Sb는, 재결정 집합 조직을 개선하고, 철손을 저감하는 효과가 있어, 적절히, 첨가할 수 있다. 그러나, 0.20mass％를 초과하여 첨가해도, 상기 효과가 포화하기 때문에, 상한은, 각각 0.20mass％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 각각 0.005∼0.01mass％의 범위이다.

Ca: 0∼0.01mass％, Mg: 0∼0.01mass％ 및 REM: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종

Ca, Mg 및 REM(희토류 금속)은, 안정적인 황화물을 형성하여 미세한 황화물을 감소시키기 때문에, 입성장성을 개선하여, 철손을 개선하는 효과가 있다. 그러나, 과잉인 첨가는 오히려 철손의 증가를 초래한다. 따라서, 첨가하는 경우는, 각각의 상한을 Ca: 0.01mass％, Mg: 0.010mass％, REM: 0.05mass％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ca: 0.001∼0.005mass％, Mg: 0.0005∼0.003mass％, REM: 0.005∼0.03mass％의 범위이다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 상기 성분에 더하여 추가로, 이하의 성분을 이하의 범위에서 함유해도 좋다.

Cu: 0∼0.5mass％ 및 Ni: 0∼0.5mass％ 중 적어도 1종

Cu 및 Ni는, 강의 인성을 높이는 데에 유효한 성분으로서, 적절히, 첨가할 수 있다. 그러나, 각각 0.5mass％를 초과하여 첨가해도, 상기 효과가 포화하기 때문에, 상한은, 각각 0.5mass％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.01∼0.1mass％의 범위이다.

Ge: 0∼0.05mass％, As: 0∼0.05mass％ 및 Co: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종

Ge, As 및 Co는, 자속 밀도를 높여, 철손을 저감하는 데에 유효한 성분으로서, 적절히, 첨가할 수 있다. 그러나, 각각 0.05mass％를 초과하여 첨가해도, 상기 효과가 포화하기 때문에, 상한은, 각각 0.05mass％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 각각 0.002∼0.01mass％의 범위이다.

Ti: 0∼0.005mass％, Nb: 0∼0.005mass％, V: 0∼0.010mass％ 및 Ta: 0∼0.002mass％ 중 적어도 1종

Ti, Nb, V 및 Ta는, 미세한 탄질화물을 형성하여, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 상기의 상한값을 초과하면 악영향이 현저해진다. 따라서, Ti, Nb, V 및 Ta는, 각각 Ti: 0∼0.005mass％, Nb: 0∼0.005mass％, V: 0∼0.010mass％ 및 Ta: 0∼0.002mass％의 범위에서 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한값은 Ti: 0.002mass％, Nb: 0.002mass％, V: 0.005mass％ 및 Ta: 0.001mass％이다.

B: 0∼0.002mass％ 및 Ga: 0∼0.005mass％ 중 적어도 1종

B 및 Ga는, 미세한 질화물을 형성하여, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 상기 상한값을 초과하면 악영향이 현저해진다. 따라서, B 및 Ga는, 각각 B: 0∼0.002mass％, Ga: 0∼0.005mass％의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한값은 B: 0.001mass％ 및 Ga: 0.002mass％이다.

Pb: 0∼0.002mass％

Pb는, 미세한 Pb 입자를 형성하여, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 0.002mass％를 초과하면 상기 악영향이 현저해진다. 따라서, Pb는 0∼0.002mass％의 범위에서 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한값은 0.001mass％이다.

Zn: 0∼0.005mass％

Zn은, 미세한 개재물을 증가시켜, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 0.005mass％를 초과하면 상기 악영향이 현저해진다. 따라서, Zn의 함유량은 0∼0.005mass％의 범위에서 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한값은 0.003mass％이다.

Mo: 0∼0.05mass％ 및 W: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종

Mo 및 W는, 미세 탄화물을 형성하여, 철손을 증가시키는 유해 성분으로서, 특히, 상기 상한값을 초과하여 함유하면 상기 악영향이 현저해진다. 따라서, Mo 및 W는, 각각 Mo: 0∼0.05mass％, W: 0∼0.05mass％의 범위에서 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한값은 Mo: 0.02mass％, W: 0.02mass％이다.

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 상기 성분 이외의 잔부는, 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 대해서 설명한다.

항복 응력: 500㎫ 이상

우선, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 고속 회전에 있어서의 모터의 파괴를 방지하기 위해, 항복 응력이 500㎫ 이상인 것이 필요하다. 상기 항복 응력은, 압연 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 이용하여 JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 얻어진 값이다. 또한, 불연속 항복이 확인되는 경우는 상(上) 항복점, 확인되지 않는 경우는 0.2％ 내력을 갖고 항복 응력으로 한다. 바람직한 항복 응력은 600∼800㎫의 범위이다.

페라이트 평균 입경: 50㎛ 미만

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 상기한 높은 강도를 얻기 위해서는, 페라이트의 평균 입경이 50㎛ 미만인 것이 필요하다. 페라이트 입경이 50㎛ 이상에서는, 강도 저하에 의한 로터의 파괴가 문제가 된다. 바람직하게는 25㎛ 이하이다. 또한, 상기 평균 입경은, 판폭 방향에 수직인 판두께 단면(압연 방향의 판두께 단면)을 나이탈액 등으로 에칭하여 현출시킨 마이크로 조직에 대해서 절단법으로 측정한 평균 입경의 값(시험선의 1결정당의 평균 선분 길이)이다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 상기한 높은 강도를 얻기 위해서는, 결정립의 미세화에 더하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 관찰했을 때, 미재결정 조직이 면적률로 1％ 이상 잔류하고 있는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10∼42％의 범위이다. 또한, 미재결정 조직이 잔류하고 있을 때의 상기 페라이트의 평균 입경은, 재결정한 결정립만의 평균 입경을 말한다.

σ_S: 2.0㎫ 이상, σ_C: 2.0㎫ 이상

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, X선 응력 측정법으로 구한 강판 표면에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S 및 판두께 중심부에 있어서의 압축 잔류 응력 σ_C가, 모두 2.0㎫ 이상인 것이 필요하다. 바람직하게는 σ_S: 5㎫ 이상, σ_C: 5㎫ 이상이다. 여기에서, 상기 X선 응력 측정 방법은, α-Fe(211) 피크를 이용한 2θ-sin²ψ법이고, 측정된 압축 응력은, Fe의 ｛211｝면의 격자 간격으로부터 계산되는 값이다. 여기에서 검출되는 압축 응력은, Fe의 ｛211｝면의 격자 간격으로부터 계산되는 값이고, 각 결정립의 자화 용이축 ＜100＞에는 반대로 인장 응력이 인가되어 있다고 생각된다. 또한, 잔류 압축 응력의 값이 100㎫을 초과하면, 일부의 결정립 내에서 마이크로 항복이 발생하게 되기 때문에, 상한은 100㎫로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 도입되는 잔류 응력은, 판두께 방향으로 거의 균일한 것이 필요하다. 이는, 판두께 방향으로 잔류 응력이 변동하면, 본 발명의 효과가 얻어지지 않기 때문이다. 예를 들면, 쇼트 블래스트로 강판 표층에 압축 응력을 부여한 경우, 판두께 중심부에는 반대로 인장 응력이 발생하기 때문에, 본 발명의 효과는 얻어지지 않는다.

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 무방향성 전자 강판의 제조에 이용하는 강 소재(슬래브)는, 전로(converter) 또는 전기로 등에서 용제한 용강에 진공 탈가스 처리 등의 2차 정련을 실시하여 상기한 성분 조성으로 조정한 후, 연속 주조법 또는 조괴·분괴 압연법에 의해 제조할 수 있다.

이어서, 상기 슬래브는, 공지의 방법·조건으로 열간 압연하여 열연판으로 하고, 필요에 따라서 열연판 어닐링을 실시한 후, 산 세정하고, 1회의 냉간 압연 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께(제품 판두께)의 냉연판으로 한다.

이어서, 상기 냉연판에, 소망하는 강도와 자기(磁氣) 특성을 부여하기 위해, 연속 어닐링로를 이용하여 마무리 어닐링을 실시한다. 이 마무리 어닐링의 조건은, 고강도화와 생산성을 양립시키는 관점에서, 최고 도달 온도는 900℃ 미만으로 하고, 균열 시간은 1∼120s의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 최고 도달 온도는 650∼850℃, 균열 시간은 5∼30s의 범위이다. 또한, 마무리 어닐링 시의 분위기는, 산화를 억제하는 관점에서, 건조 H₂-N₂ 혼합 분위기 등의 환원성 분위기로 하는 것이 바람직하다.

여기에서, 본 발명의 효과를 얻기 위해 가장 중요한 것은, 상기 마무리 어닐링의 전후에 있어서의 압연 방향의 소성 신장률 ε(％)과 마무리 어닐링의 균열 시간 t(s)로부터 정의되는 파라미터 ε/t를 0.10 이상으로 할 필요가 있다는 것이다. 상기 파라미터 ε/t가 0.10 미만에서는, ε이 지나치게 작아 충분한 잔류 응력이 강판에 도입되지 않거나, t가 지나치게 커 회복에 의해 잔류 응력이 소실되어 버리기 때문이다. 바람직한 ε/t는 0.15 이상이다.

또한, 마무리 어닐링 중의 소성 변형 거동은, 강판의 성분 조성이나 마무리 어닐링 조건(어닐링 온도, 승온 시간), 라인 장력에 따라 변화한다. 그 때문에, 특히, 고온 강도가 높은 Si나 Al을 많이 포함하는 강판에서는, 어닐링 온도를 높이거나, 라인 장력을 강하게 하거나 함으로써 ε/t를 높일 수 있다.

또한, 상기 마무리 어닐링에서 중요한 것은, 고온역에서 강판에 도입한 잔류 응력을 실온까지 잔류시키기 위해, 균열 처리한 후의 냉각 과정에 있어서의, (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 40℃/s 이상으로 할 필요가 있다는 것이다. 상기 온도 범위에 있어서의 평균 냉각 속도가 40℃/s 미만인 경우, 회복에 의해 고온에서 도입된 잔류 응력이 개방되어 버리기 때문에, 본 발명의 효과가 얻어지지 않는다. 바람직하게는 50℃/s 이상이다.

상기 마무리 어닐링 후의 강판은, 필요에 따라서, 절연 피막을 도포하여 제품판으로 한다. 상기 절연 피막은, 공지의 유기 혹은 무기 또는 유기＋무기의 피막을 적용할 수 있고, 모두 본 발명의 효과를 해치는 일은 없다.

실시예 1

C: 0.0013mass％, Si: 3.76mass％, Mn: 0.52mass％, P: 0.006mass％, S: 0.0004mass％, Al: 1.32mass％, N: 0.0009mass％, Cr: 0.05mass％, Sn: 0.04mass％ 및 O: 0.0013mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강을 통상적인 방법의 정련 프로세스로 용제하고, 연속 주조하여 강 소재(슬래브)로 했다. 이어서, 상기 슬래브를 1140℃의 온도에 30min간 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 1.8㎜의 열연판으로 했다. 이어서, 상기 열연판에 950℃×30s의 열연판 어닐링을 실시한 후, 산 세정하고, 냉간 압연하여 최종 판두께(제품 판두께) 0.25㎜의 냉연판으로 했다. 이어서, 상기 냉연판에, 연속 어닐링로에서, 표 1에 나타내는 여러 가지의 조건의 마무리 어닐링을 실시했다. 이 때, 전술한 방법으로, 마무리 어닐링 전후의 소성 신장률 ε(％)을 측정했다.

이렇게 하여 얻은 마무리 어닐링판으로부터, 판폭 방향을 길이 방향으로 하는 폭: 30㎜×길이: 280㎜의 시험편을 채취하고, 엡스타인 시험으로 철손 W_3/5k를 측정하고, 전술한 방법으로, 0.3T, 5㎑에 있어서의 와전류손 W_e3/5k의 값을 산출했다. 또한, 전술한 방법으로, 마무리 어닐링판의 판폭 방향의 잔류 응력 σ_S 및 σ_C를 측정했다. 또한, 상기 마무리 어닐링판으로부터, 압연 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 응력을 측정했다.

상기 측정의 결과를 표 1에 병기했다. 이 결과로부터, 본 발명에 적합한 조건으로 제조한 무방향성 전자 강판은, 모두 고강도이고 또한 와전류손 W_e3/5k가 낮은 값을 나타냈다. 이에 대하여, No.1∼4, 6, 7 및 17∼20의 강판은, 모두 마무리 어닐링에 있어서의 ε/t 또는 냉각 속도가 적정이 아니었기 때문에, 소망하는 잔류 응력이 얻어지지 않고, 와전류손 W_e3/5k를 저감할 수 없었다. 또한, No.23 및 24의 강판은, 마무리 어닐링판에 쇼트 피닝으로 강판 표면에 잔류 응력(압축 응력)을 도입한 예로서, σ_S가 압축 응력이 되고, 와전류손 W_e3/5k는 오히려 증가했다. 또한, No.26의 강판은, 마무리 어닐링의 최고 도달 온도가 900℃를 초과하고 있었기 때문에, 항복 응력이 저하하여, 500㎫ 미만이 되었다.

(표 1)

실시예 2

표 2에 나타내는 여러 가지의 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강을 통상적인 방법의 정련 프로세스로 용제하고, 연속 주조하여 강 소재(슬래브)로 했다. 이어서, 상기 슬래브를 1150℃의 온도에 30min간 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 1.8㎜의 열연판으로 했다. 그 후, 상기 열연판에, 940℃×10s의 열연판 어닐링을 실시한 후, 산 세정하고, 냉간 압연하여 최종 판두께(제품 판두께) 0.20㎜의 냉연판으로 했다. 이어서, 상기 냉연판에, 연속 어닐링로에서, 최고 도달 온도를 750℃, 균열 시간을 10s로 하는 균열 처리 후, (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 55℃/s로 하는 조건으로 마무리 어닐링을 실시했다. 이 때, 강판에 부여하는 라인 장력을 5∼20㎫의 범위에서 여러 가지로 변화시키고, 전술한 방법으로, 마무리 어닐링 전후의 소성 신장률 ε(％)을 측정했다.

상기 측정의 결과를 표 2에 병기했다. 또한, 철손은, 동일한 판두께의 강판에서도, 강의 비저항에 영향을 주는 Si 및 Al의 함유량에 따라 크게 변화하는 점에서, 하기식;

W＝(700×t)/(Si＋Al)

여기에서, t: 판두께(㎜), Si, Al: 각각의 함유량(mass％)

으로 정의하는 철손 기준값 W로 와전류손 W_e3/5k의 우열을 평가했다.

이 결과로부터, 본 발명에 적합한 조건으로 제조한 무방향성 전자 강판은, 모두 고강도이고 또한 와전류손 W_e3/5k가 낮은 값을 나타냈다.

(표 2-1)

(표 2-2)

(표 2-3)

Claims

페라이트의 평균 입경이 50㎛ 미만,
항복 응력이 500㎫ 이상이고, 또한,
X선 응력 측정법으로 측정한 강판 표면 및 판두께 중심부에 있어서의 판폭 방향의 압축 잔류 응력 σ_S, σ_C가, 각각 2.0㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판. 여기에서, 상기 X선 응력 측정법에는, α-Fe(211) 피크를 이용한 2θ-sin²ψ법을 이용한다.
제1항에 있어서,
C: 0∼0.0050mass％, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0∼3.0mass％, P: 0∼0.2mass％, S: 0∼0.0050mass％, Al: 0∼3.0mass％, N: 0∼0.0050mass％, Cr: 0∼3.0mass％ 및 O: 0∼0.0050mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제2항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 하기 A∼D군 중 적어도 1군의 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
　　　　　　　　　기
·A군; Sn: 0∼0.20mass％ 및 Sb: 0∼0.20mass％ 중 적어도 1종
·B군; Ca: 0∼0.01mass％, Mg: 0∼0.01mass％ 및 REM: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종
·C군; Cu: 0∼0.5mass％ 및 Ni: 0∼0.5mass％ 중 적어도 1종
·D군; Ge: 0∼0.05mass％, As: 0∼0.05mass％ 및 Co: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종
제2항 또는 제3항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 하기 E∼I군 중 적어도 1군의 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
　　　　　　　　　기
·E군; Ti: 0∼0.005mass％, Nb: 0∼0.005mass％, V: 0∼0.010mass％ 및 Ta: 0∼0.002mass％ 중 적어도 1종
·F군; B: 0∼0.002mass％ 및 Ga: 0∼0.005mass％ 중 적어도 1종
·G군; Pb: 0∼0.002mass％
·H군; Zn: 0∼0.005mass％
·I군; Mo: 0∼0.05mass％ 및 W: 0∼0.05mass％ 중 적어도 1종
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
압연 방향에 평행한 판두께 단면에 있어서의 미재결정 조직이 면적률로 1％ 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제2항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 열연판 어닐링하고, 냉간 압연하고, 연속 어닐링로에서 마무리 어닐링하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법으로서,
상기 마무리 어닐링의 최고 도달 온도를 900℃ 미만, 또한,
상기 마무리 어닐링의 냉각 과정에 있어서의 (최고 도달 온도－50℃)의 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 40℃/s 이상으로 하고,
상기 마무리 어닐링의 전후에 있어서의 압연 방향의 소성 신장률 ε(％)과 마무리 어닐링의 균열 시간 t(s)로부터 정의되는 파라미터 ε/t를 0.10 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.