KR102554094B1 - 무방향성 전자 강판 - Google Patents

Abstract

본 개시는, 응력 제거 어닐링 후에도 자속 밀도의 저하가 없고, 우수한 자기 특성을 갖는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 질량%로, C를 0.0030% 이하, Si를 2.0% 이상 4.0% 이하, Al을 0.010% 이상 3.0% 이하, Mn을 0.10% 이상 2.4% 이하, P를 0.0050% 이상 0.20% 이하, S를 0.0030% 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 총계로 0.00050% 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Si의 질량%를 [Si], Al의 질량%를 [Al] 및 Mn의 질량%를 [Mn]으로 한 경우, Q=[Si]+2[Al]-[Mn]으로 표시되는 파라미터 Q가 2.0 이상이며, {100} 방위의 대 랜덤 강도비가 2.4 이상이며, 평균 결정 입경이 30㎛ 이하인, 무방향성 전자 강판.

Description

무방향성 전자 강판

본 개시는, 전동기의 자심 등의 용도에 바람직하게 사용되는 전자 강판에 관한 것이다.

무방향성 전자 강판은, 모터, 발전기 등의 회전 기기나 소형 변압기 등의 정지 기기에 있어서 철심용 재료로서 사용되고, 전기 기기의 에너지 효율의 결정에 중요한 역할을 한다.

전자 강판의 특성으로서는, 대표적으로 철손과 자속 밀도를 들 수 있다. 철손은 낮을수록 좋고, 자속 밀도는 높을수록 좋다. 이것은 철심에 전기를 가하여 자장을 유도할 때, 철손이 낮을수록 열로 손실되는 에너지를 저감시킬 수 있기 때문이다. 또한, 자속 밀도가 높을수록 동일한 에너지로 보다 큰 자장을 유도할 수 있기 때문이다.

따라서, 에너지의 절감, 친환경적인 제품의 수요 증가에 따르기 위해, 철손이 낮고, 자속 밀도가 높은 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법이 요구되고 있다.

이와 같은 무방향성 전자 강판에 있어서는, 예를 들어 모터용 스테이터 코어로서 사용하기 위한 블랭크를 무방향성 전자 강판으로부터 잘라내어 사용하는 경우, 블랭크의 중앙부에는 공간이 형성된다. 이 중앙부의 공간을 형성하기 위해 잘라내어진 부분을 로터용 블랭크로서 사용하면, 즉, 1개의 무방향성 전자 강판으로부터, 로터용 블랭크 및 스테이터 코어용 블랭크를 제작하면, 수율이 높아지므로, 바람직하다.

고속 회전에 대응하기 위한 강도가 필요해지는 로터 용도에는, 예를 들어 결정 입경을 미세화하거나, 가공 변형을 잔존시켜서 고강도화한 무방향성 전자 강판이 요구된다. 한편, 스테이터 코어에는 고강도는 필요하지 않고, 결정 입경을 조대화하고, 가공 변형을 제거함으로써 얻어지는 우수한 자기 특성(고자속 밀도 및 저철손)이 요구된다. 이 때문에, 1개의 무방향성 전자 강판으로부터 로터용 블랭크 및 스테이터 코어용 블랭크를 제작하는 경우, 스테이터용으로 잘라내어진 블랭크는 스테이터 코어로 성형된 후, 고강도화된 무방향성 전자 강판의 가공에 의한 변형을 제거함과 함께 결정립을 조대화하여 자기 특성을 높이기 위해, 추가 열처리하여 사용되는 경우가 있다. 이 열처리는 「응력 제거 어닐링」으로 하여 알려져 있다.

응력 제거 어닐링에 있어서는, 변형을 해방 및 결정 입경을 조대화하여 철손을 개선하는 효과는 명백하지만, 동시에 자기 특성에 있어서 바람직하지 않은 결정 방위가 발달하고 자속 밀도가 저하되어 버리는 경우가 있으므로, 특히 높은 자기 특성이 요구되는 경우에는, 응력 제거 어닐링에서의 자속 밀도의 저하의 회피가 요구되고 있다.

이에 반해, 특허문헌 1에서는, 무방향성 전자 강판이며, 완성품에 있어서의 표층으로부터 판 두께의 1/5의 깊이의 부분의 임시면 평행한 면에 있어서의 (100), (111) 방위의 X선 반사면 강도의 랜덤 집합 조직에 대한 비의 값인 I₍₁₀₀₎ 및 I₍₁₁₁₎의 비율을 소정의 범위 내로 하고, 강판 표층 부근에 있어서 (100) 방위 집적도를 (111) 방위 집적도에 대하여 일정 이상 확보함으로써, 응력 제거 어닐링에 의한 입성장 후에 있어서, (111) 방위 집적의 증가를 억제하는 것이 가능하게 된다. 그 결과, 응력 제거 어닐링 후의 자속 밀도의 저하가 거의 없는 자기 특성이 매우 우수한 무방향성 전자 강판을 제공하는 것을 가능하게 하고 있다.

한편, 근년, 고속 회전을 행하는 모터(이하, 고속 회전 모터라고 함)가 증가하고 있다. 고속 회전 모터에서는, 로터와 같은 회전체에 작용하는 원심력이 커진다. 따라서, 고속 회전 모터의 로터의 소재가 되는 전자 강판에는, 높은 강도가 요구된다.

또한, 고속 회전 모터에서는, 고주파 자속에 의해 와전류가 발생하고, 모터 효율이 저하되어, 발열한다. 발열량이 많아지면, 로터 내의 자석이 감자(減磁)한다. 그 때문에, 고속 회전 모터의 로터에는 저철손이 요구된다. 따라서, 로터의 소재가 되는 전자 강판에는 높은 강도뿐만 아니라, 우수한 자기 특성도 요구된다.

특허문헌 2 내지 8에는, 이와 같은 고강도 및 우수한 자기 특성의 양립을 목적으로 한 무방향성 전자 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 9에는, 판면 내의 전체 방향에 있어서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평8-134606호 공보 일본 특허 공개 소60-238421호 공보 일본 특허 공개 소62-112723호 공보 일본 특허 공개 평2-22442호 공보 일본 특허 공개 평2-8346호 공보 일본 특허 공개 제2005-113185호 공보 일본 특허 공개 제2007-186790호 공보 일본 특허 공개 제2010-090474호 공보 국제 공개 제2018/220837호 공보

상술한 특허문헌 1에서는, 확실히 응력 제거 어닐링 후의 자속 밀도의 저하를 방지한다고 하는 효과를 발휘하는 것이지만, 고속 회전을 행하는 모터의 로터와 같은 회전체의 소재에 요구되는 강도에 관한 기재는 없다.

또한, 상술한 특허문헌 1 내지 8에 개시된 무방향성 전자 강판에서는, 응력 제거 어닐링 등의 추가 열처리 후의 특성에 대해서는 고려되어 있지 않다. 본 발명자들이 검토한 결과, 이들 문헌에 개시된 무방향성 전자 강판에 대하여 추가 열처리를 실시한 경우, 자속 밀도가 저하되는 경우가 있을 수 있다.

또한, 상술한 특허문헌 9에 기재된 무방향성 전자 강판에서는, 평균 결정 입경이 비교적 크므로, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없다.

이와 같이, 종래의 기술에서는, 응력 제거 어닐링 전에 충분한 강도를 갖는 강판에 있어서, 응력 제거 어닐링에 의한 자속 밀도의 저하를 억제하고, 철손을 충분히 저하시키며, 또한 충분한 인장 강도를 얻는다고 하는 과제가 있었다.

본 개시는, 상술한 과제를 감안하여 이루어진 것으로, 예를 들어 자동차에 사용되는 구동용 모터 등에 사용되는 무방향성 전자 강판에 있어서, 1개의 무방향성 전자 강판으로부터 충분한 강도를 갖는 로터용 블랭크 및 양호한 자기 특성(고자속 밀도와 저철손)을 갖는 스테이터 코어용 블랭크를 제작하는 것을 가능하게 하는 무방향성 전자 강판을 제공하는 것을 주목적으로 하는 것이다.

본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 1/2 중심층의 {100} 방위의 대 랜덤 강도비(이하 {100} 강도라고 하는 경우가 있음)가 소정의 값 이상이며, 전자 강판 중의 Si, Al 및 Mn의 조성비가 소정의 범위 내의 전자 강판은 응력 제거 어닐링을 행한 경우에, 응력 제거 어닐링에 의한 철손 저감 효과와, {100} 강도를 높게 하는 것에 의한 자속 밀도 향상 효과 및 철손 저감 효과의 합계의 효과보다, 자속 밀도를 향상시키면서 대폭으로 철손 저감 효과를 얻는 것이 가능한 것을 발견하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 개시에 관한 무방향성 전자 강판은, C를 0.0030질량% 이하, Si를 2.0질량% 이상 4.0질량% 이하, Al을 0.010질량% 이상 3.0%질량 이하, Mn을 0.10질량% 이상 2.4질량% 이하, P를 0.0050질량% 이상 0.20질량% 이하, S를 0.0030질량% 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 총계로 0.00050질량% 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Si의 질량%를 [Si], Al의 질량%를 [Al] 및 Mn의 질량%를 [Mn]으로 한 경우, 하기 식 (1)로 표시되는 파라미터 Q가 2.0 이상이며, {100} 강도가 2.4 이상이며, 평균 결정 입경이, 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 것이다.

Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

본 개시에 있어서는, Sn을 0.02질량% 이상 0.40질량% 이하, Cr을 0.02질량% 이상 2.00질량% 이하 및 Cu를 0.10질량% 이상 2.00질량% 이하로 하여 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 조성을 함유하는 것이 바람직하다.

또한, 본 개시에 있어서는, 직경 100㎚ 이하의 금속 Cu 입자를, 5개/10㎛³ 이상 함유하는 것이 바람직하다.

또한, 본 개시에 있어서는, 인장 강도가 600㎫ 이상인 것이 바람직하다.

본 개시에 의하면, 고강도 또한 고자속 밀도이며, 응력 제거 어닐링 시에서의 철손의 저감 효과가 높은 전자 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 실시예에 있어서의 철손의 저하량을 나타내는 그래프이다.

이하, 본 개시의 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 대해서 상세하게 설명한다.

또한, 본 명세서에 있어서 사용하는, 형상이나 기하학적 조건 그리고 그들의 정도를 특정하는, 예를 들어 「평행」, 「수직」, 「동일」 등의 용어나 길이나 각도의 값 등에 대해서는, 엄밀한 의미에 얽매이지 않고, 마찬가지의 기능을 기대할 수 있는 정도의 범위를 포함하여 해석하는 것으로 한다.

본 개시의 무방향성 전자 강판은, C를 0.0030질량% 이하, Si를 2.0질량% 이상 4.0질량% 이하, Al을 0.010질량% 이상 3.0질량% 이하, Mn을 0.10질량% 이상 2.4질량% 이하, P를 0.0050질량% 이상 0.20질량% 이하, S를 0.0030질량% 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 총계로 0.00050질량% 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Si의 질량%를 [Si], Al의 질량%를 [Al] 및 Mn의 질량%를 [Mn]으로 한 경우, 하기 식 (1)로 표시되는 파라미터 Q가 2.0 이상이며, {100} 강도가 2.4 이상이며, 평균 결정 입경이, 30㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

본 개시의 무방향성 전자 강판은, 응력 제거 어닐링 시에 있어서의 철손의 저감 효과가 매우 높기 때문에, 높은 자기 특성을 갖는 최종 제품을 얻을 수 있다. 이것은, 이하의 이유인 것으로 추정된다.

즉, 종래의 무방향성 전자 강판에서는, 응력 제거 어닐링 등의 추가 가열을 행하면, 자기 특성이 양호해지는 {100}이나 {411} 방위를 갖는 결정립보다도, 자기 특성이 바람직하지 않다고 되는 다른 방위({111}이나 {211})를 갖는 결정립의 성장이 우위가 되어 입성장에 의한 철손 저하는 있지만, 집합 조직 악화에 의한 철손 증가 때문에, 철손의 내림폭이 적은 것으로 추정된다. 또한, 집합 조직 악화는 자속 밀도의 저하도 일으킨다.

본 개시의 무방향성 전자 강판은, 파라미터 Q를 2 이상으로 함으로써 강판을 α-Fe 단상으로 하고, 또한 {100} 강도가 2.4 이상으로 함으로써, 전자 강판 제조 시(즉 마무리 어닐링 후, 응력 제거 어닐링 전)에 있어서의 결정 방위가 저철손화에 유리한 것으로 되고, 응력 제거 어닐링 등의 추가 가열 시 후의 서가열 입성장 시의 방위 발달에 있어서도, 다른 방위의 성장이 우위가 되는 일 없이, 고자속 밀도를 유지하면서, 저철손화를 촉진하는 것으로 추정된다.

이에 덧붙여, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 함유시킴으로써, MnS 등의 미세한 석출물(>1㎛)을 스카벤지함으로써, 자기 특성에 있어서 유리한 결정 방위를 갖는 결정립의 선택적인 성장 촉진 또는 자기 특성에 있어서 불리한 결정 방위를 갖는 결정립의 선택적인 성장 억제에 바람직하게 작용하고 있을 가능성이 있다. 즉, 상기 소정의 원소군을 포함하는 산화물 또는 산황화물을 갖고 있는 본 개시의 무방향성 전자 강판에서는, 재결정의 초기 단계(결정 입경으로서는 30㎛ 이하의 단계)에 있어서 어닐링 온도를 굳이 낮게 함으로써 결정 입경을 억제함과 함께 상대적으로 고가열 속도로 생성시킨 결정을, 재결정의 후기에 있어서의 입성장 단계(결정 입경으로서는 30㎛ 초과의 단계)에서, 상대적으로 저가열 속도로 성장을 진행시켰을 때의 방위 선택성을 변화시키고 있다고 생각된다.

이에 의해, 응력 제거 어닐링을 행한 경우의 자속 밀도의 저하를 억제하는 동시에, 대폭으로 철손 저감 효과를 얻는 것이 가능하게 되고, 또한 높은 인장 강도를 갖는 것이 가능하게 된 것으로 생각된다.

또한, 본 개시에 관하여, 다른 고강도 기술과의 조합도 성립한다. 예를 들어 100㎚ 이하의 Cu 단독 석출물을 사용해서 고강도화하는 기술을 병용해도 된다.

이하, 본 개시의 무방향성 전자 강판에 있어서의 각 구성에 대해서 설명한다.

1. 화학 조성

먼저, 본 개시의 무방향성 전자 강판의 화학 조성에 대해서 설명한다. 또한, 이하에 설명하는 화학 조성은, 강판을 구성하는 강 성분의 조성이다. 측정 시료가 되는 강판이, 표면에 절연 피막 등을 갖고 있는 경우에는, 이것을 제거한 것의 값이다.

(1) C

C 함유량은 0.0030질량% 이하이다.

C 함유량은, 많으면 오스테나이트 영역을 확대하고, 상변태 구간을 증가시켜서, 어닐링 시에 페라이트의 결정립 성장을 억제하므로, 철손을 증가시킬 우려가 있다. 또한, 자기 시효가 발생하면 고자장에서의 자기 특성도 열화되어 버리므로, C 함유량은 낮게 하는 것이 바람직하다.

제조 비용의 관점에서, 용강 단계에서 탈가스 설비(예를 들어 RH 진공 탈가스 설비)에 의해 C 함유량을 저감하는 것이 유리하며, C 함유량을 0.0030질량% 이하로 하면 자기 시효의 억제 효과가 크다. 본 개시에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 고강도화의 주된 수단으로서 탄화물 등의 비금속 석출물을 사용하지 않으므로, 그다지 C를 함유시키는 장점은 없고, C 함유량은 적은 것이 바람직하다. 이 때문에, C 함유량은, 바람직하게는 0.0015질량% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0012질량% 이하이다. 전해석출 등의 기술을 사용하면, 화학적 분석의 한계 이하인 0.0001질량% 이하로 낮추는 것도 가능하며, C 함유량은 0질량이어도 상관없다. 한편 공업적인 비용을 생각하면, 하한은 0.0003질량%가 된다.

(2) Si

Si 함유량은, 2.0질량% 이상 4.0질량% 이하이다.

Si 함유량은, 비저항을 증가시켜서 와전류손을 저하시키는 작용을 얻기 위해서 첨가되는 주요한 원소이다. Si 함유량이 적으면 와전류손을 저하시키는 작용이 얻어지기 어렵고, 많으면 냉간 압연 시에 강판이 파단될 우려가 있다.

(3) Al

Al 함유량은, 0.010질량% 이상 3.0질량% 이하이다.

Al 함유량은, 제강 공정에 있어서 강을 탈산하기 위해 불가피하게 첨가되는 원소이며, Si와 마찬가지로 비저항을 증가시켜서 와전류손을 저하시키는 작용을 얻기 위해 첨가되는 주요한 원소이다. 이 때문에, Al은, 철손을 저하시키기 위해 많이 첨가되지만, 많이 첨가되면 포화 자속 밀도를 감소시킨다. 본 개시에 있어서는, 후술하는 파라미터 Q를 2 이상으로 하고, α-Fe 단층으로 하기 위해 필요해진다.

(4) Mn

Mn 함유량은, 0.10질량% 이상 2.4질량% 이하이다.

Mn은, 강의 강도를 높이기 위해 적극적으로 첨가해도 되지만, 고강도화의 주된 수단으로서 Cu 미립자를 활용하는 본 개시에서는 이 목적을 위해서는 특별히 필요로 하지 않는다. 고유 저항을 높이고 또는 황화물을 조대화시켜 결정립 성장을 촉진함으로써 철손을 저감시키는 목적으로 첨가하지만, 과잉의 첨가는 자속 밀도를 저하시킨다.

(5) P

P 함유량은, 0.0050질량% 이상 0.20질량% 이하이다.

P는, 항장력을 높이는 효과가 현저한 원소이지만, 상기의 Mn과 마찬가지로, 본 개시에서는 이 목적을 위해 굳이 첨가할 필요는 없다. P는, 비저항을 증가시켜서 철손을 저하시킴과 함께, 결정립계에 편석함으로써, 자기 특성에 불리한 {111} 집합 조직의 형성을 억제하고, 자기 특성에 유리한 {100} 집합 조직의 형성을 촉진하는 것으로부터 첨가한다. 한편, 과잉의 첨가는 강을 취화시켜, 냉연성이나 제품의 가공성을 저하시킨다.

(6) S

S의 함유량은, 0.0030질량% 이하이다.

S는, 강 중의 Mn과 결합하고, MnS로서 생성되는 경우가 있다. MnS는 강 제조의 공정 중에서 미세하게 석출(>100㎛)하여, 응력 제거 어닐링 시의 입성장을 억제할 우려가 있다. 그로 인해, 생성된 황화물은 자기 특성, 특히 철손을 열화시키는 경우가 있으므로, S의 함유량은 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.0020질량% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010질량% 이하이다.

(7) Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소

총계로 0.00050질량% 이상이다.

이들 원소를 합계로, 0.00050질량% 이상 함유함으로써, S와 고융점의 석출물을 생성하고, 강 중에 미세한 MnS의 생성을 억제한다. 또한, 응력 제거 어닐링 시의 방위 선택성의 효과를 높인다. 한편 과잉으로 첨가해도 발명 효과가 포화될 뿐만 아니라, 석출물이 형성되고, 자벽의 이동을 방해하거나, 입성장을 저해하므로 철손을 열화시키는 경우가 있으므로, 상한을 0.10질량%로 한다.

(8) Sn, Cr 및 Cu

본 개시에 있어서는, Sn을 0.02질량% 이상 0.40질량% 이하, Cr을 0.02질량% 이상 2.00질량% 이하 및 Cu를 0.10질량% 이상 2.00질량% 이하로 하여 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 조성을 갖는 것이 바람직하다. Sn, Cr 및 Cu는 자기 특성의 향상에 바람직한 결정을 1차 재결정으로 발달시킨다. 이 때문에, Sn, Cr 또는 Cu가 포함되면, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 바람직한 {100} 결정이 발달한 집합 조직이 1차 재결정으로 얻어지기 쉽다. 또한, Sn, Cr 및 Cu는, 마무리 어닐링 시의 강판의 표면 산화 및 질화를 억제하거나, 결정립의 크기 변동을 억제하거나 한다. 따라서, Sn, Cr 또는 Cu가 함유되어 있어도 된다.

(9) 잔부

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물 중 Nb, Zr, Mo 및 V 등은, 탄질화물을 형성하는 원소이므로, 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 이들의 함유량은 각각 0.01 질량 이하로 하는 것이 바람직하다.

(10) 그 외

본 개시에 있어서는, Si의 질량%를 [Si], Al의 질량%를 [Al] 및 Mn의 질량%를 [Mn]으로 한 경우, 하기 식 (1)로 표시되는 파라미터 Q가 2.0 이상이다.

Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

이것은, 본 개시의 무방향성 전자 강판을, α-Fe 단상으로 하기 위함이며, 응력 제거 어닐링 시의 입성장성을 확보하는 것이다.

2. {100} 강도(1/2 중심층의 {100} 방위의 대 랜덤 강도비)에 대해서

본 개시의 무방향성 전자 강판에 있어서는, {100} 강도는, 2.4 이상의 것이 사용되고 그 중에서도 3.0 이상, 특히 3.5 이상의 것이 바람직하다. 또한, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 30 이하로 할 수 있다.

본 개시에 있어서는, 상기 범위 내의 {100} 강도를 가짐으로써, 응력 제거 어닐링 등의 추가 열처리를 행한 경우에, 자속 밀도의 저하가 없고, 또한 대폭으로 철손이 저감된 우수한 자기 특성을 갖는 무방향성 전자 강판으로 할 수 있다.

{100} 강도, 즉 {100}의 α-Fe상의 X선 랜덤 강도비는, X선 회절에 의해 측정, 계산되는 역극점도로부터 구할 수 있다.

또한, 랜덤 강도비란, 특정한 방위에 대한 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건으로 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다.

측정은 시료의 판 두께 1/2층의 위치에서 행한다. 그 때, 측정면은 매끄러워지도록 화학 연마 등으로 마무리한다.

3. 입경

본 개시의 무방향성 전자 강판에 있어서는, 결정 입경은 30㎛ 이하이지만, 바람직하게는 25㎛ 이하, 보다 바람직하게는 15㎛ 이하이다. 또한, 하한값은 3㎛ 이상이 바람직하고, 특히 15㎛ 이상인 것이 바람직하다. 상기 범위보다 결정 입경이 큰 경우는, 응력 제거 어닐링에 의한 철손의 값의 개선이 작고, 결과로서 응력 제거 어닐링 후의 부재의 자기 특성을 악화시켜 버린다. 한편, 상기 범위보다 작은 경우는, 응력 제거 어닐링을 행하지 않는 부재의 철손값이 커져 버린다. 또한, 결정 입경이 30㎛를 초과하면, 인장 강도가 저하되고, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 본 개시의 무방향성 전자 강판에 있어서는, 결정 입경을 30㎛ 이하로 미세화함으로써, 인장 강도를 600㎫ 이상으로 높여, 고강도화를 달성하고 있다. 결정립이 미세하면, 인장 강도가 높아지는 이유는 이하와 같다고 생각된다. 인장 강도는 강재 중의 전위(격자의 어긋남)가 움직이기 어려워지면 높아진다. 또한, 전위가 입계까지 오면 움직이기 어려워지는 것으로 알려져 있다. 즉, 입계를 많게, 바꾸어 말하면 결정립을 미세하게 하면 인장 강도가 향상된다.

상기 결정 입경은 평균 입경이며, 이하의 측정 방법에 의해 얻을 수 있다.

즉, 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행한 단면을 갖는 샘플을 연마 등에 의해 제작한다. 그 샘플의 연마면(이하, 관찰면이라고 함)에 대하여 전해 연마에서 표면을 조정한 후, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석을 실시한다.

EBSD 해석에 의해, 관찰면 중, 결정 방위차가 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 원상당의 면적으로 했을 때의 직경(원 상당 직경)을 입경으로 정의한다. 즉, 입경이란 원 상당 직경을 의미한다.

4. 금속 Cu 입자

본 개시의 무방향성 전자 강판에 있어서는, 직경 100㎚ 이하의 금속 Cu 입자를, 5개/10㎛² 이상 함유해도 된다.

본 개시에 있어서는, 상기 금속 Cu 입자를 가짐으로써, 본 개시의 무방향성 전자 강판의 강도를 높임과 함께, 응력 제거 어닐링 시의 자기 특성의 향상에도 기여하고 있는 것으로 추정된다.

본 개시에 있어서는, 상술한 바와 같이 금속 Cu 입자의 직경은 100㎚ 이하이며, 그 중에서도, 1㎚ 내지 20㎚의 범위 내, 특히 3㎚ 내지 10㎚의 범위 내가 바람직하다. 상기 범위보다 큰 것은, 고강도화의 효율이 현저하게 저하되고, 다량의 Cu가 필요해지므로 자기 특성에 대한 악영향이 커진다. 한편, 상기 범위보다 작은 경우는, 자기 특성에 대한 악영향이 커지기 때문에 바람직하지 않다. 상기 금속 Cu 입자의 직경은 전자 현미경 관찰로 정량이 가능하다. 또한, 금속 Cu 입자의 직경도, 원 상당 직경을 의미한다.

또한, 상기 금속 Cu 입자의 수 밀도는, 5개/10㎛² 이상이며, 그 중에서도, 100개/10㎛² 이상, 특히 1000개/10㎛² 이상이 바람직하다. 상기 범위 내이면, 고강도화의 점에서 유효하다.

상기 금속 Cu 입자의 수 밀도는, 동일한 샘플을 사용하여, 10㎛×10㎛의 시야 중의 산화물을 계측하고, 적어도 5 시야 이상의 계측값을 평균하여 구한다.

본 개시에 있어서의 금속 Cu 입자를 강판 내에 형성하기 위해서는 이하와 같은 열 이력을 거치는 것이 중요하다. 즉, 제품판을 제조하는 과정에 있어서, 450℃ 내지 720℃의 온도 영역에서 30초 이상 유지하는 것이다. 또한, 그 후의 공정에 있어서, 800℃를 초과하는 온도 영역에서 20초 이상 유지하지 않는 것이 바람직하다.

이와 같은 공정을 거침으로써 직경 및 수 밀도에 있어서 특징적인 금속 Cu 입자가 효율적으로 형성되고 자기 특성을 거의 손상시키지 않고 고강도화를 도모할 수 있다.

이 열처리 공정을 거친 뒤에는 강재가 고강도화하므로, 이 열처리 공정은 압연 공정 후에 행해지고, 또한 재결정 어닐링 등 다른 목적으로 필요해지는 열처리와 동시에 행해지는 것이 생산성의 관점에서는 유리하다. 즉, 냉연 전자 강판이면 냉간 압연 후의 최종 열처리 공정, 열연 전자 강판이면 열간 압연 후의 최종 열처리 공정에서의 750℃ 이상의 온도 영역으로부터의 냉각 과정에 있어서 450℃ 내지 720℃의 온도 영역에서 30초 이상 유지하는 것이 바람직하다.

또한, 목적으로 하는 특성 등에 의해서는 또한 열처리를 추가하는 경우가 있지만, 그 경우, 800℃를 초과하는 온도 영역에서 20초 이상 유지하지 않도록 하는 것이 바람직하다. 온도 혹은 시간이 이를 초과하도록 열처리를 행하면, 형성된 Cu 금속상이 재고용하거나, 반대로 집결하여 조대한 금속상으로 되는 경우가 있기 때문이다.

본 개시는 결정 조직 미세화에 의한 강화를 이용하고 있지 않으므로, 강판을 펀칭하고, 모터 부품으로 가공할 때 재료에 도입되는 변형을 회복시켜, 결정립을 성장시킴으로써 자성의 회복ㆍ향상을 도모하기 위한 SRA(응력 제거 어닐링)를 실시해도 강도의 열화가 작다고 하는 효과를 갖는다.

5. 그 외

본 개시의 무방향성 전자 강판은, 강판 표면에, 또한 절연 피막을 갖고 있어도 된다.

본 개시에 있어서의 절연 피막은, 특별히 한정되지 않고, 공지의 것 중에서 용도 등에 따라서 적절히 선택해서 사용할 수 있고, 유기계 피막, 무기계 피막의 어느 것이어도 된다. 유기계 피막으로서는, 예를 들어 폴리아민계 수지, 아크릴 수지, 아크릴스티렌 수지, 알키드 수지, 폴리에스테르 수지, 실리콘 수지, 불소 수지, 폴리올레핀 수지, 스티렌 수지, 아세트산 비닐 수지, 에폭시 수지, 페놀 수지, 우레탄 수지, 멜라민 수지 등을 들 수 있다. 또한, 무기계 피막으로서는, 예를 들어 인산염계 피막, 인산알루미늄계 피막이나, 또한 상기의 수지를 포함하는 유기-무기 복합계 피막 등을 들 수 있다.

상기 절연 피막의 두께는, 특별히 한정되지 않지만, 편면당의 막 두께가 0.05㎛ 이상, 2㎛ 이하인 것이 바람직하다.

절연 피막의 형성 방법은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 상기의 수지나 무기물을 용제에 용해한 절연 피막 형성용 조성물을 조제하고, 당해 절연 피막 형성용 조성물을, 강판 표면에 공지된 방법으로 균일하게 도포함으로써 절연 피막을 형성할 수 있다.

본 개시의 전자 강판의 두께는, 용도 등에 따라서 적절히 조정하면 되고 특히 한정되는 것은 아니지만, 제조상의 관점에서, 통상 0.10㎜ 이상 0.60㎜ 이하이고, 0.015㎜ 이상 0.50㎜ 이하가 보다 바람직하다. 자기 특성과 생산성의 밸런스 관점에서는, 0.015㎜ 이상 0.35㎜ 이하가 바람직하다.

본 개시의 전자 강판은, 임의의 형상으로 펀칭 가공하여 사용되는 용도에 특별히 적합하다. 예를 들어, 전기 기기에 사용되는 서보 모터, 스테핑 모터, 전기 기기의 컴프레서, 산업 용도로 사용되는 모터, 전기 자동차, 하이브리드카, 전철의 구동 모터, 다양한 용도로 사용되는 발전기나 철심, 초크 코일, 리액터, 전류 센서 등, 전자 강판이 사용되고 있는 종래 공지된 용도에 모두 바람직하게 적용할 수 있다.

그 중에서도 본 개시에 있어서는, 후술하는 로터용 모터 코어, 스테이터용 모터 코어에 바람직하게 사용할 수 있다.

6. 무방향성 전자 강판의 제조 방법

상술한 본 개시의 무방향성 전자 강판의 제조 방법으로서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 다음의 (1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법, (2) 박 슬래브 연속 주조법, (3) 윤활 열연법 및 (4) 스트립 캐스팅법 등을 들 수 있다.

또한, 어느 방법에 있어서도, 슬래브 등의 개시 재료의 화학 조성에 대해서는, 상기 「A. 무방향성 전자 강판 1. 화학 조성」의 항목에 기재된 화학 조성이다.

(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법

먼저, 제강 공정에서 슬래브를 제조한다. 슬래브를 재가열로로 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하고, 열연 코일을 얻는다. 열연 조건은 특별히 제한을 하지 않는다. 일반적인 제조 방법, 즉 1000 내지 1200℃에서 가열한 슬래브를 700 내지 900℃에서 마무리 열연을 완료시키고, 500 내지 700℃에서 권취하는 제조 방법이어도 된다.

다음에, 열연 코일의 강판에 대하여 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링에 의해, 재결정시키고, 결정립을 결정 입경 300 내지 500㎛까지 조대하게 성장시킨다.

열연판 어닐링은 연속 어닐링이어도, 배치 어닐링이어도 된다. 비용의 관점에서, 열연판 어닐링은 연속 어닐링으로 실시하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링을 실시하기 위해서는, 고온 단시간에 결정립 성장을 시킬 필요가 있고, Si 등의 함유량을 파라미터 Q≥2.0으로 함으로써, 고온에서 페라이트-오스테나이트 변태를 일으키지 않는 성분으로 할 수 있다. 연속 어닐링의 경우, 열연판 어닐링 온도는 예를 들어 1050℃로 할 수 있다.

다음에, 강판에 대하여 냉간 압연 전의 산세를 실시한다.

산세는, 강판 표면의 스케일을 제거하기 위해 필요한 공정이다. 스케일 제거의 상황에 따라서, 산세 조건을 선택한다. 또한, 산세 대신에, 그라인더로 스케일을 제거해도 된다.

다음에, 강판에 대하여 냉간 압연을 실시한다.

여기서, Si 함유량이 높은 고급 무방향성 전자 강판에서는, 결정 입경을 너무 조대하게 하면 강판이 취화되고, 냉간 압연에서의 취성 파단 우려가 생긴다. 그 때문에, 통상 냉간 압연 전의 강판의 평균 결정 입경을, 통상 200㎛ 이하로 제한한다. 한편, 본 개시에서는, 냉간 압연 전의 평균 결정 입경을 300 내지 500㎛로 하고, 계속해서 냉간 압연을 압하율 88 내지 97%로 실시한다.

또한, 냉간 압연 대신에, 취성 파단 회피의 관점에서, 재료의 연성/취성 천이 온도 이상의 온도에서, 온간 압연을 실시해도 된다.

그 후, 마무리 어닐링을 실시하면, ND//<100> 재결정립이 성장한다. 그에 의해, {100}면 강도가 증가하고, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다.

다음에, 강판에 대하여 마무리 어닐링을 실시한다.

마무리 어닐링은, 원하는 자기 특성이 얻어지는 결정 입경을 얻기 위해 조건을 정할 필요가 있지만, 통상의 무방향성 전자 강판의 마무리 어닐링 조건의 범위이면 된다. 그러나, 미세한 결정립을 얻기 위해서는 낮은 온도가 바람직하고, 800℃ 이하가 바람직하다.

마무리 어닐링은 연속 어닐링이어도, 배치 어닐링이어도 된다. 비용의 관점에서, 마무리 어닐링은 연속 어닐링으로 실시하는 것이 바람직하다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 본 개시의 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(2) 박 슬래브 연속 주조법

박 슬래브 연속 주조법에서는, 제강 공정에서 30 내지 60㎜ 두께의 슬래브를 제조하고, 열간 압연 공정의 조압연을 생략한다. 박 슬래브로 충분히 주상정을 발달시키고, 열간 압연으로 주상정을 가공하여 얻어지는 {100} <011> 방위를 열연판에 남기는 것이 바람직하다. 이 과정에서, {100}면이 강판면에 평행해지도록 주상정이 성장한다. 이 목적을 위해서는 연속 주조에서의 전자 교반을 실시하지 않는 쪽이 바람직하다. 또한, 응고 핵 생성을 촉진시키는 용강 중의 미세 개재물은 최대한 저감하는 것이 바람직하다.

그리고, 박 슬래브를 재가열로로 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 마무리 압연하고, 약 2㎜ 두께의 열연 코일을 얻는다.

그 후, 열연 코일의 강판에 대하여 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지로 하여, 열연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 마무리 어닐링을 실시한다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 본 개시의 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(3) 윤활 열연법

먼저, 제강 공정에서 슬래브를 제조한다. 슬래브를 재가열로로 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하고, 열연 코일을 얻는다.

여기서, 열간 압연은, 통상 무윤활로 실시하지만, 적절한 윤활 조건에서 열간 압연한다. 적절한 윤활 조건에서 열간 압연을 실시하면, 강판 표층 근방에 도입되는 전단 변형이 저감한다. 그에 의해, 통상 강판 중앙에서 발달하는 α파이버라고 불리는 RD//<011> 방위를 갖는 가공 조직을 강판 표층 근방까지 발달시킬 수 있다. 예를 들어, 일본 특허 공개 평10-36912호에 기재한 바와 같이, 열간 압연 시에 윤활제로서 열연 롤 냉각수에 0.5 내지 20%의 유지(油脂)를 혼입하고, 마무리 열연 롤과 강판의 평균 마찰 계수를 0.25 이하로 함으로써, α파이버를 발달시킬 수 있다. 이때의 온도 조건은 특별히 지정하지 않는다. 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지의 온도이어도 된다.

그 후, 열연 코일의 강판에 대하여 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지로 하여, 열연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 마무리 어닐링을 실시한다. 열연 코일의 강판에서 α파이버를 강판 표층 근방까지 발달시키면, 그 후의 열연판 어닐링으로 {h11}<1/h12>, 특히 {100}<012> 내지 {411}<148>이 재결정된다. 이 강판을 산세 후, 냉간 압연하고, 마무리 어닐링을 실시하면, {100}<012> 내지 {411}<148>이 재결정된다. 그에 의해, {100}면 강도가 증가하고, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 본 개시의 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(4) 스트립 캐스팅법

먼저, 제강 공정에서, 스트립 캐스팅에 의해 직접 1 내지 3㎜ 두께의 열연 코일을 제조한다.

스트립 캐스팅에서는, 용강을 수랭한 한 쌍의 롤간에서 급속하게 냉각함으로써, 직접 열연 코일 상당 두께의 강판을 얻을 수 있다. 그 때, 수랭 롤에 접촉하고 있는 강판 최표면과 용강의 온도차를 충분히 높임으로써, 표면에서 응고한 결정립이 강판 수직 방향으로 성장하고, 주상정을 형성한다.

BCC 구조를 갖는 강에서는, 주상정은 {100}면이 강판면에 평행해지도록 성장한다. {100}면 강도가 증가하고, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다. 그리고, 변태, 가공 또는 재결정으로, {100}면으로부터 가능한 한 변화시키지 않는 것이 중요하다. 구체적으로는, 페라이트 촉진 원소인 Si를 함유시키고, 오스테나이트 촉진 원소인 Mn의 함유량을 제한함으로써, 고온에서의 오스테나이트상 생성을 거치지 않고, 응고 직후로부터 실온까지를 페라이트 단상으로 하는 것이 중요하다.

오스테나이트-페라이트 변태가 생겨도 일부 {100}면은 유지되지만, Si 등의 함유량을 파라미터 Q≥2.0으로 함으로써, 고온에서 페라이트-오스테나이트 변태를 일으키지 않는 성분으로 할 수 있다.

다음에, 스트립 캐스팅에 의해 얻어진 열연 코일의 강판을 열간 압연하고, 그 후, 얻어진 열연판을 어닐링(열연판 어닐링)한다.

또한, 열간 압연은 실시하지 않고, 그대로 후공정을 실시해도 된다.

또한, 열연판 어닐링도 실시하지 않고, 그대로 후공정을 실시해도 된다. 여기서, 열간 압연으로 강판에 30% 이상의 변형을 도입한 경우, 550℃ 이상의 온도로 열연판 어닐링을 실시하면 변형 도입부로부터 재결정이 생겨, 결정 방위가 변화되는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연으로 30% 이상의 변형을 도입한 경우, 열연판 어닐링은 실시하지 않거나, 재결정하지 않는 온도에서 실시한다.

다음에, 강판에 대하여 산세 후, 냉간 압연을 실시한다.

냉간 압연은, 원하는 제품 두께를 얻기 위해 필수적인 공정이다. 단, 냉간 압연의 압하율이 과대해지면, 제품에 있어서 바람직한 결정 방위가 얻어지지 않게 된다. 그 때문에, 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 90% 이하로 하고, 보다 바람직하게는 85% 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 80% 이하로 한다. 냉간 압연의 압하율의 하한은, 특별히 마련할 필요는 없지만, 냉간 압연 전의 강판의 판 두께와 원하는 제품 두께로부터 압하율의 하한을 정한다. 또한, 적층 강판으로 하여 구해지는 표면 성상 및 평탄도가 얻어져 있지 않은 경우도, 냉간 압연이 필요하게 되므로, 그 목적에서의 최소의 냉간 압연이 필요해진다.

냉간 압연은 리버스 밀로 실시해도 되고, 탠덤 밀로 실시해도 된다.

또한, 냉간 압연 대신에, 취성 파단 회피의 관점에서, 재료의 연성/취성 천이 온도 이상의 온도에서, 온간 압연을 실시해도 된다.

또한, 산세, 마무리 어닐링은, 상기 「(1) 고온 열연판 어닐링+냉연 강압하법」과 마찬가지로 하여 실시한다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 본 개시의 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

본 개시는, 상술한 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 상술한 실시 형태는 예시이며, 본 개시의 특허 청구의 범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고, 마찬가지의 작용 효과를 발휘하는 것은, 어떠한 것이어도 본 개시의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

이하, 실시예를 예시하여, 본 개시를 구체적으로 설명한다. 또한, 실시예의 조건은, 본 개시의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일례이며, 본 개시는 실시예의 조건에 한정되는 것은 아니다. 본 개시는, 그 요지를 일탈하지 않고, 그 목적을 달성하는 한에서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

(실시예 1)

하기 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 슬래브에 대하여 열간 압연을 실시하고 5.0㎜ 두께와 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃로 행하였다. 그 열연판을 1050℃에서 30분 어닐링 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.25㎜로 냉연 압연하였다. 마무리 어닐링은 750℃와, 1050℃에서, 각각 1분간 어닐링을 하였다. A-38 내지 40은 Cu의 석출 처리로서, 마무리 어닐링 후에 600℃에서 1분간 어닐링을 하였다.

얻어진 무방향성 전자 강판의 {100} 집합 조직, 평균 결정 입경, 인장 강도, Cu 석출물의 개수 및 철손 W10/400과 자속 밀도 B50을 측정하였다. {100} 집합 조직은 X선 회절로부터 역극점도를 계산하고, 구하였다. 철손 W10/400은, 400㎐에서 1.0T의 교번 자장을 인가했을 때 철에 의해 생기는 에너지 손실(W/㎏)이다. 자속 밀도 B50은, 50㎐에서 5000A/m의 자장을 인가했을 때의 철에 생기는 자속 밀도이다. 측정값은 모재로부터 한 변이 55㎜인 정사각형으로 강판을 잘라내고(1변은 압연 방향), 압연 방향과, 그 90° 방향의 평균값으로 하였다.

상기 측정 후에 응력 제거 어닐링을 행한다. 응력 제거 어닐링은 100℃/Hr로 승온하고, 800℃ 도달 후 2시간 균열하고, 100℃/Hr로 서랭한다. 단, Cu 석출 처리를 한 재료의 응력 제거 어닐링은 100℃/Hr로 승온하고, 950℃ 도달 후 2시간 균열하고, 100℃/Hr로 서랭한다. 응력 제거 어닐링 후에 상기와 마찬가지로 하여 철손과 자속 밀도를 측정하였다.

응력 제거 어닐링 전의 재료 강도를 조사하기 위해, 압연 방향에 대하여 평행한 방향으로 시험편을 채취하고 인장 시험을 행하였다. 이때 시험편은 JIS5호 시험편을 사용하였다. 파단할 때까지의 최대 응력(인장 강도)을 측정하였다. 각각의 측정 결과는 표 2에 나타낸다.

5.0㎜ 두께의 열연판으로부터 만든 재료는, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 커졌다(A1 내지 40, A44 내지 46, A50, A57 내지 58). 2.0㎜ 두께의 열연판으로부터 만든 재료는, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다(A41 내지 43, A47 내지 49). A-51 내지 56은 열연판이 5.0㎜ 두께이었지만, Q가 2.0 미만이므로, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다. 결정 입경은, 750℃에서 마무리 어닐링한 재료는 약 20㎛ 정도(A1 내지 40, A47 내지 57), 1050℃에서는 약 100㎛가 되었다(A-41 내지 46).

A-1 내지 30은 다양한 첨가 원소로 변경하였다. 어떤 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 후에 크게 철손이 낮아지는 효과가 얻어졌다. A-31 내지 40은 임의 첨가 원소를 첨가한 것이다. 임의 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 시에 크게 철손이 낮아지는 효과는 변함없다. A-37 내지 40은, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하였다. 이 중, A-38 내지 40은, 금속 입자의 석출 처리를 행한 발명예이다. A-38 내지 40에 있어서의 금속 Cu 입자의 평균 직경, 석출 개수는, 각각, 약 30㎚, 약 100개/10㎛²이다. 이 석출 처리에 의해, A-38 내지 40과, 마찬가지의 성분의 발명예 A-1 내지 3을 비교하면, A-1과 A-38, A-2와 A-39, A-3과 A-40에서는, 각각 석출 처리를 한 쪽이 인장 강도가 높은 것을 알 수 있다. 따라서, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하고, 금속 입자의 석출 처리를 행함으로써, 특히 인장 강도를 고강도로 할 수 있는 효과가 얻어진다.

A-1 및 41 내지 49는 성분을 거의 동일하게 하여, 제조 조건을 바꾼 것이다. 이 중, A-1, 41, 44, 47의 SRA 후의 철손 측정 결과를 정리한 그래프를 도 1에 도시한다. {100} 강도를 증가시키거나, 응력 제거 어닐링 전의 결정립을 작게 하여 응력 제거 어닐링 후에 조대하게 함으로써 철손을 낮추는 효과가 있지만, 이 2개를 조합했을 때, 시너지 효과에 의해 크게 응력 제거 어닐링 후의 철손을 저감할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 응력 제거 어닐링 후의 철손에 대해서는, Si가 2.0 내지 2.3%일 때의 철손이 9.5W/㎏ 이하를, Si가 2.4 내지 3.1%일 때의 철손이 9.0W/㎏ 이하를, Si가 3.8 내지 4.0%일 때의 철손이 8.5W/㎏ 이하를 합격 레벨로 한다. 이들 보다 철손이 높은 것에 관해서는, 본 발명을 사용하지 않아도 도달하므로, 불합격으로 한다.

{100} 강도가 증가하면 철손이 낮아지는 이유는, bcc 철의 자화 용이 방향이 면 내에 정렬되고, 계의 밖으로의 누설 자속이 적어지고, 자벽 이동에 의한 손실이 적어졌기 때문이라고 생각된다. 또한, 응력 제거 어닐링 후의 평균 결정 입경을, 동일하게 약 100㎛로 하는 경우에서도, 마무리 어닐링에 의해 이 입경으로 하는 것보다도, 마무리 어닐링 후에는 입경을 미세하게 하여 응력 제거 어닐링 후에 100㎛로 하는 쪽이 철손이 낮아졌다. 이 이유는, 마무리 어닐링 시의 냉각 시에 도입된 미소한 변형이 결정립계의 이동에 의해, 쓸려버렸기(sweaping) 때문이라고 생각된다. 시너지 효과가 있었던 이유로서는, 응력 제거 어닐링에 의해, {100} 방위 입자가 다른 자기 특성에 있어서 좋지 않은 방위 입자를 잠식한 것에 의한 것으로 추정하였다.

A-50에 Mg 등의 MnS를 스카벤지하는 원소를 넣지 않을 때의 특성을 나타낸다. 응력 제거 어닐링을 해도 결정 입경이 만족스럽게 성장하지 않고, 결과적으로, 철손이 나빠졌다.

A-41, 42, 43은, {100} 강도는 2.4 미만이고, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 또한, A-44, 45, 46, 58은 {100} 강도는 2.4 이상이지만, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예로부터, 입경이 30㎛ 초과이면, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않는 것을 알 수 있다.

A-51 내지 56에 Q가 2.0 미만인 비교예를 나타낸다. 이들의 비교예에서는, 강판이 α-Fe 단상이 되지 않으므로, 열연판 어닐링 시에 결정 입경을 조대하게 할 수 없어, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다.

(실시예 2)

하기 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 슬래브와, 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다. 이어서, 상기 슬래브에 대하여 열간 압연을 실시하고 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃로 행하였다. 그 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.25㎜로 냉연 압연하였다. 마무리 어닐링은 750℃에서 1분간 어닐링을 하였다. B-38 내지 40은 Cu의 석출 처리로서, 마무리 어닐링 후에 600℃에서 1분간 어닐링을 하였다.

얻어진 무방향성 전자 강판의 {100} 집합 조직, 평균 결정 입경, 인장 강도, Cu 석출물의 개수 및 철손 W10/400과 자속 밀도 B50을 실시예 1과 마찬가지의 방법으로 측정하였다. 그 후의 인장 시험이나 응력 제거 어닐링도 실시예 1과 마찬가지로 하였다. 그들의 결과는 표 4에 나타낸다.

30㎜ 두께의 슬래브로부터 만든 재료는, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 커졌다(B-1 내지 B-40, B-44 내지 46, B-50, B-57 내지 58). 250㎜ 두께의 슬래브로부터 만든 재료는, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다(B-41 내지 43, B47 내지 49). B-51 내지 56은 슬래브가 30㎜ 두께이었지만, Q가 2.0 미만이므로, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다. 결정 입경은, 750℃로 마무리 어닐링한 재료는 약 20㎛ 정도(B-1 내지 40, B-47 내지 57, 1050℃에서는 약 100㎛로 되었다(B-41 내지 46).

B-1 내지 30은 다양한 첨가 원소로 변경하였다. 어떤 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 후에 크게 철손이 낮아지는 효과가 얻어졌다. B-31 내지 40은 임의 첨가 원소를 첨가한 것이다. 임의 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 시에 크게 철손이 낮아지는 효과는 변함없다. B-37 내지 40은, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하였다. 이 중, B-38 내지 40은, 금속 입자의 석출 처리를 행한 발명예이다. B-38 내지 40에 있어서의 금속 Cu 입자의 평균 직경, 석출 개수는, 각각, 약 30㎚, 약 100개/10㎛²이다. 이 석출 처리에 의해, B-38 내지 40과, 마찬가지의 성분의 발명예 B-1 내지 3을 비교하면, B-1과 B-38, B-2와 B-39, B-3과 B-40에서는, 각각 석출 처리를 한 쪽이 인장 강도가 높은 것을 알 수 있다. 따라서, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하고, 금속 입자의 석출 처리를 행함으로써, 특히 인장 강도를 고강도로 할 수 있는 효과가 얻어진다.

B-1 및 41 내지 49는 성분을 거의 동일하게 하여, 제조 조건을 바꾼 것이다. {100} 강도를 증가시키거나, 응력 제거 어닐링 전의 결정립을 작게 하여 응력 제거 어닐링 후에 조대하게 함으로써 철손을 낮추는 효과가 있지만, 이 2개를 조합하였을 때, 시너지 효과에 의해 크게 응력 제거 어닐링 후의 철손을 저감할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 응력 제거 어닐링 후의 철손에 대해서는, Si가 2.0 내지 2.3%일 때의 철손이 9.5W/㎏ 이하를, Si가 2.4 내지 3.1%일 때의 철손이 9.0W/㎏ 이하를, Si가 3.8 내지 4.0%일 때의 철손이 8.5W/㎏ 이하를 합격 레벨로 한다. 이들 보다 철손이 높은 것에 관해서는, 본 발명을 사용하지 않아도 도달하므로, 불합격으로 한다.

B-50에 Mg 등의 MnS를 스카벤지하는 원소를 넣지 않을 때의 특성을 나타낸다. 응력 제거 어닐링을 해도 결정 입경이 만족스럽게 성장하지 않고, 결과적으로, 철손이 나빠졌다.

B-41, 42, 43은, {100} 강도는 2.4 미만이고, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 또한, B-44, 45, 46, 58은 {100} 강도는 2.4 이상이지만, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예로부터, 입경이 30㎛ 초과가 되면, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않는 것을 알 수 있다.

B-51 내지 56에 Q가 2.0 미만인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예에서는, 강판이 α-Fe 단상이 되지 않으므로, 박 슬래브로 형성된 조직이 슬래브 재가열 시의 상변태로 상실되고, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다.

(실시예 3)

하기 표 5에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 슬래브에 대하여 열간 압연을 실시하고 2.0㎜ 두께의 열연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃로 행하였다. 또한, 열연 시는 롤과의 윤활성을 높이기 위해, 윤활제로서 열연 롤 냉각수에 10%의 유지를 혼입하고, 마무리 열연 롤과 강판의 평균 마찰 계수를 0.25 이하로 하였다. 또한, 유지를 혼입하지 않고 열연을 행한 재료도 있다. 그 후, 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.25㎜로 냉연 압연하고, 마무리 어닐링은 750℃에서 1분간 어닐링을 하였다. C-38 내지 40은 Cu의 석출 처리로서, 마무리 어닐링 후에 600℃에서 1분간 어닐링을 하였다.

얻어진 무방향성 전자 강판의 {100} 집합 조직, 평균 결정 입경, 인장 강도, Cu 석출물의 개수 및 철손 W10/400과 자속 밀도 B50을 실시예 1과 마찬가지의 방법으로 측정하였다. 그 후의 인장 시험이나 응력 제거 어닐링도 실시예 1과 마찬가지로 하였다. 그들의 결과는 표 6에 나타낸다.

열연 시에 유지를 혼입한 재료는, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 커졌다(C-1 내지 40, C44 내지 46, C-50, C-57 내지 58). 열연 시에 유지를 혼입하지 않은 재료는, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다(C-41 내지 43, C47 내지 49). C-51 내지 56은 열연 시에 유지를 혼입한 재료이었지만, Q가 2.0 미만이므로, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다. 결정 입경은, 750℃에서 마무리 어닐링한 재료는 약 20㎛ 정도(C-1 내지 40, C-47 내지 57), 1050℃에서는 약 100㎛로 되었다(C-41 내지 46).

C-1 내지 30은 다양한 첨가 원소로 변경하였다. 어떤 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 후에 크게 철손이 낮아지는 효과가 얻어졌다. C-31 내지 40은 임의 첨가 원소를 첨가한 것이다. 임의 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 시에 크게 철손이 낮아지는 효과는 변함없다. C-37 내지 40은, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하였다. 이 중, C-38 내지 40은, 금속 입자의 석출 처리를 행한 발명예이다. C-38 내지 40에 있어서의 금속 Cu 입자의 평균 직경, 석출 개수는, 각각, 약 30㎚, 약 100개/10㎛²이다. 이 석출 처리에 의해, C-38 내지 40과, 마찬가지의 성분의 발명예 C-1 내지 3을 비교하면, C-1과 C-38, C-2와 C-39, C-3과 C-40에서는, 각각 석출 처리를 한 쪽이 인장 강도가 높은 것을 알 수 있다. 따라서, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하고, 금속 입자의 석출 처리를 행함으로써, 특히 인장 강도를 고강도로 할 수 있는 효과가 얻어진다.

C-1 및 41 내지 49는 성분을 거의 동일하게 하여, 제조 조건을 바꾼 것이다. {100} 강도를 증가시키거나, 응력 제거 어닐링 전의 결정립을 작게 하여 응력 제거 어닐링 후에 조대하게 함으로써 철손을 낮추는 효과가 있지만, 이 2개를 조합하였을 때, 시너지 효과에 의해 크게 응력 제거 어닐링 후의 철손을 저감할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 응력 제거 어닐링 후의 철손에 대해서는, Si가 2.0 내지 2.3%일 때의 철손이 9.5W/㎏ 이하를, Si가 2.4 내지 3.1%일 때의 철손이 9.0W/㎏ 이하를, Si가 3.8 내지 4.0%일 때의 철손이 8.5W/㎏ 이하를 합격 레벨로 한다. 이들 보다 철손이 높은 것에 관해서는, 본 발명을 사용하지 않아도 도달하므로, 불합격으로 한다.

C-50에 Mg 등의 MnS를 스카벤지하는 원소를 넣지 않을 때의 특성을 나타낸다. 응력 제거 어닐링을 해도 결정 입경이 만족스럽게 성장하지 않고, 결과적으로, 철손이 나빠졌다.

C-41, 42, 43은, {100} 강도는 2.4 미만이지만, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 또한, C-44, 45, 46, 58은 {100} 강도는 2.4 이상이지만, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예로부터, 입경이 30㎛ 초과가 되면, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않는 것을 알 수 있다.

C-51 내지 56에 Q가 2.0 미만인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예에서는, 강판이 α-Fe 단상이 되지 않으므로, 윤활 압연 시에는 γ상을 취하고, 그 후의 상변태로 윤활 압연의 효과가 사라지므로, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다.

(실시예 4)

하기 표 7에 나타내는 화학 조성을 갖는 1.3㎜ 두께의 스트립을 주조하였다. 또한, 상술한 스트립 주조와는 별도로, 슬래브 두께 250㎜로 주조한 슬래브를 열연하고, 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 처리 온도는 850℃, 권취 온도는 650℃에서 2.0㎜까지 열연한 강판도 사용하였다. 그 후, 이들 강판을 산세로 표층 스케일을 제거하였다. 그 후, 0.25㎜로 냉연 압연하였다. 마무리 어닐링은 750℃에서 1분간 어닐링을 하였다. D-38 내지 40은 Cu의 석출 처리로서, 마무리 어닐링 후에 600℃에서 1분간 어닐링을 하였다.

얻어진 무방향성 전자 강판의 {100} 집합 조직, 평균 결정 입경, 인장 강도, Cu 석출물의 개수 및 철손 W10/400과 자속 밀도 B50을 실시예 1과 마찬가지의 방법으로 측정하였다. 그 후의 인장 시험이나 응력 제거 어닐링도 실시예 1과 마찬가지로 하였다. 그들의 결과는 표 8에 나타낸다.

스트립 주조한 재료는, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 커졌다(D-1 내지 40, D-44 내지 46, D-50, D-57 내지 58). 슬래브 주조한 재료는, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다(D-41 내지 43, D-47 내지 49). D-51 내지 56은 스트립 주조했지만, Q가 2.0 미만이므로, 마무리 어닐링 후에 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다. 결정 입경은, 750℃에서 마무리 어닐링한 재료는 약 20㎛ 정도(D-1 내지 40, D-47 내지 57), 1050℃에서는 약 100㎛로 되었다(D-41 내지 48).

D-1 내지 30은 다양한 첨가 원소로 변경하였다. 어떤 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 후에 크게 철손이 낮아지는 효과가 얻어졌다. D-31 내지 40은 임의 첨가 원소를 첨가한 것이다. 임의 첨가 원소를 첨가해도, 응력 제거 어닐링 시에 크게 철손이 낮아지는 효과는 변함없다. D-37 내지 40은, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하였다. 이 중, D-38 내지 40은, 금속 입자의 석출 처리를 행한 발명예이다. D-38 내지 40에 있어서의 금속 Cu 입자의 평균 직경, 석출 개수는, 각각, 약 30㎚, 약 100개/10㎛²이다. 이 석출 처리에 의해, D-38 내지 40과, 마찬가지의 성분의 발명예 D-1 내지 3을 비교하면, D-1과 D-38, D-2와 D-39, D-3과 D-40에서는, 각각 석출 처리를 한 쪽이 인장 강도가 높은 것을 알 수 있다. 따라서, 임의 첨가 원소로서 Cu를 첨가하고, 금속 입자의 석출 처리를 행함으로써, 특히 인장 강도를 고강도로 할 수 있는 효과가 얻어진다.

D-1 및 41 내지 49는 성분을 거의 동일하게 하여, 제조 조건을 바꾼 것이다. {100} 강도를 증가시키거나, 응력 제거 어닐링 전의 결정립을 작게 하여 응력 제거 어닐링 후에 조대하게 함으로써 철손을 낮추는 효과가 있지만, 이 2개를 조합하였을 때, 시너지 효과에 의해 크게 응력 제거 어닐링 후의 철손을 저감할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 응력 제거 어닐링 후의 철손에 대해서는, Si가 2.0 내지 2.3%일 때의 철손이 9.5W/㎏ 이하를, Si가 2.4 내지 3.1%일 때의 철손이 9.0W/㎏ 이하를, Si가 3.8 내지 4.0%일 때의 철손이 8.5W/㎏ 이하를 합격 레벨로 한다. 이들 보다 철손이 높은 것에 관해서는, 본 발명을 사용하지 않아도 도달하므로, 불합격으로 한다.

D-50에 Mg 등의 MnS를 스카벤지하는 원소를 넣지 않을 때의 특성을 나타낸다. 응력 제거 어닐링을 해도 결정 입경이 만족스럽게 성장하지 않고, 결과적으로, 철손이 나빠졌다.

D-41, 42, 43은, {100} 강도는 2.4 미만이고, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 또한, D-44, 45, 46, 58은 {100} 강도는 2.4 이상이지만, 입경이 30㎛ 초과인 비교예를 나타낸다. 이들 비교예로부터, 입경이 30㎛ 초과가 되면, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않는 것을 알 수 있다.

D-51 내지 56에 Q가 2.0 미만인 비교예를 나타낸다. 이들의 비교예에서는, 강판이 α-Fe 단상이 되지 않으므로, 스트립 주조 후의 상변태로 스트립 내의 조직이 변화되고, 마무리 어닐링 후의 {100} 강도가 2.4보다도 낮아졌다.

Claims (4)

1. C를 0.0030질량% 이하, Si를 2.0질량% 이상 4.0질량% 이하, Al을 0.010질량% 이상 3.0%질량 이하, Mn을 0.10질량% 이상 2.4%질량 이하, P를 0.0050질량% 이상 0.20질량% 이하, S를 0.0030질량% 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 총계로 0.00050질량% 이상 0.10질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
   Si의 질량%를 [Si], Al의 질량%를 [Al], 및 Mn의 질량%를 [Mn]으로 한 경우, 하기 식 (1)로 표시되는 파라미터 Q가 2.0 이상이며,
   {100} 방위의 대 랜덤 강도비({100}의 α-Fe상의 X선 랜덤 강도비)가 2.4 이상이며,
   전자선 후방 산란 회절법(EBSD)을 이용한 결정 조직 해석에 기초한 평균 결정 입경이, 30㎛ 이하인, 무방향성 전자 강판.
   Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (1)
2. 제1항에 있어서,
   Sn을 0.02질량% 이상 0.40질량% 이하, Cr을 0.02질량% 이상 2.00질량% 이하 및 Cu를 0.10질량% 이상 2.00질량% 이하로 하여 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 조성을 함유하는 무방향성 전자 강판.
3. 제2항에 있어서,
   Cu를 0.10질량% 이상 2.00질량% 이하 함유하고, 직경 100㎚ 이하의 금속 Cu 입자를, 5개/10㎛² 이상 함유하는 무방향성 전자 강판.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   인장 강도가 600㎫ 이상인, 무방향성 전자 강판.

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