KR20200093665A

KR20200093665A - 무방향성 전자 강판 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20200093665A
Application number: KR1020207020020A
Authority: KR
Inventors: 다케시 구보타; 다케아키 와키사카; 마사후미 미야자키; 다카시 모로호시
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2018-02-16
Filing date: 2019-02-15
Publication date: 2020-08-05
Anticipated expiration: 2039-02-15
Also published as: US11469018B2; TWI696707B; US20200350104A1; WO2019160087A1; JPWO2019160087A1; EP3754040A4; KR102407998B1; CN111615564A; TW201936943A; CN111615564B; JP7010358B2; BR112020013776A2; EP3754040A1

Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, C: 0.0030％ 이하, Si: 2.00％ 이하, Al: 1.00％ 이하, Mn: 0.10％ 내지 2.00％, S: 0.0030％ 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계 0.0100％ 초과 0.0250％ 이하, Q＝[Si]＋2×[Al]-[Mn]으로 표현되는 파라미터 Q: 2.00 이하, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cu: 0.00％ 내지 1.00％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표현되는 화학 조성을 갖고, R＝(I₁₀₀＋I₃₁₀＋I₄₁₁＋I₅₂₁)/(I₁₁₁＋I₂₁₁＋I₃₃₂＋I₂₂₁)로 표현되는 파라미터 R이 0.80 이상이다.

Description

무방향성 전자 강판 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법

본 발명은, 무방향성 전자 강판 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2018년 2월 16일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2018-026098호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

무방향성 전자 강판은, 예를 들어 모터의 철심에 사용되고, 무방향성 전자 강판에는, 우수한 자기 특성, 예를 들어 높은 자속 밀도가 요구된다. 지금까지, 예를 들어 특허문헌 1 내지 9에 개시된 바와 같은 다양한 기술이 제안되어 있지만, 충분한 자속 밀도를 얻는 것은 곤란하다.

일본 특허 공개 평2-133523호 공보 일본 특허 공개 평5-140648호 공보 일본 특허 공개 평6-057332호 공보 일본 특허 공개 2002-241905호 공보 일본 특허 공개 2004-197217호 공보 일본 특허 공개 2004-332042호 공보 일본 특허 공개 2005-067737호 공보 일본 특허 공개 2011-140683호 공보 일본 특허 공개 2010-1557호 공보

본 발명은, 철손을 열화시키지 않고, 더 높은 자속 밀도를 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 화학 조성, 결정 방위의 관계를 적절한 것으로 하는 것이 중요한 것이 명확해졌다. 또한, 이 관계는, 무방향성 전자 강판의 두께 방향 전체에 걸쳐서 유지되어야 하는 것도 명확해졌다. 압연 강판에 있어서의 집합 조직의 등방성은, 압연면에 가까운 영역에서는 높고, 압연면으로부터 이격될수록 저하되는 것이 통상이다. 예를 들어, 상기 특허문헌 9에 기재된 발명에서는, 집합 조직의 측정 위치가 표층으로부터 이격될수록, 집합 조직의 등방성이 저하되는 것이, 동 문헌에 개시된 실험 데이터에 나타나 있다. 본 발명자들은, 무방향성 전자 강판의 내부에 있어서도, 결정 방위를 바람직하게 제어하는 것이 필요한 것을 지견했다.

상기 특허문헌 9에서는, 강판의 표층 부근에서 큐브 방위 부근에 결정 방위가 집적되어 있는 것에 비해, 강판의 중심층에서는 감마 파이버 집합 조직이 발달되어 있다. 특허문헌 9는, 강판 표층과 강판 중심층 사이에서 집합 조직이 크게 다른 것이 신규의 특징이라고 설명하고 있다. 또한, 일반적으로 압연 강판을 어닐링하여 재결정시키면, 강판의 표층 부근에서는 큐브 방위인 {200} 및 {110}의 부근에 결정 방위가 집적되고, 강판 중심층에서는 감마 파이버 집합 조직인 {222}가 발달된다. 예를 들어, 「극저탄소 냉연 강판의 r값에 미치는 냉연 조건의 영향」, 하시모토 외, 철과 강, Vol.76, No.1(1990), P.50에서는, 0.0035％ C-0.12％ Mn-0.001％ P-0.0084％ S-0.03％ Al-0.11％ Ti강을, 압하율 73％로 냉연 후, 750℃에서 3시간 어닐링하여 얻어진 강판에서는, 판 두께 중심은 표층에 비해, (222)가 높고, (200)이 낮고, (110)이 낮은 것이 나타나 있다.

한편, 본 발명자들은, 강판의 표층 부근에서 큐브 방위인 {200} 부근에 결정 방위를 집적시키는 것에 더하여, 강판 중심층에서도 {200} 부근에 결정 방위를 집적시키는 것이 필요하다고 지견했다.

이러한 무방향성 전자 강판의 제조에는, 열연 강대 등의 냉간 압연에 제공하는 강대를 얻을 때에, 용강의 주조 또는 급속 응고에 있어서의 주상정률 및 평균 결정 입경을 제어하고, 냉간 압연의 압하율을 제어하고, 마무리 어닐링 시의 통판 장력 및 냉각 속도를 제어하는 것이 중요한 것도 명확해졌다.

본 발명자들은, 이러한 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 제양태에 상도했다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 질량％로, C: 0.0030％ 이하, Si: 2.00％ 이하, Al: 1.00％ 이하, Mn: 0.10％ 내지 2.00％, S: 0.0030％ 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계 0.0100％ 초과 0.0250％ 이하, Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라고 정의하고 식1로 표현되는 파라미터 Q: 2.00 이하, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cu: 0.00％ 내지 1.00％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표현되는 화학 조성을 갖고, 판 두께 중심부에 있어서의 {100} 결정 방위 강도, {310} 결정 방위 강도, {411} 결정 방위 강도, {521} 결정 방위 강도, {111} 결정 방위 강도, {211} 결정 방위 강도, {332} 결정 방위 강도, {221} 결정 방위 강도가 각각 I₁₀₀, I₃₁₀, I₄₁₁, I₅₂₁, I₁₁₁, I₂₁₁, I₃₃₂, I₂₂₁이라고 정의되고, 식2로 표현되는 파라미터 R이 0.80 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 무방향성 전자 강판에서는, 상기 화학 조성에 있어서, Sn: 0.02％ 내지 0.40％, 혹은 Cu: 0.10％ 내지 1.00％, 또는 이들 양쪽이 만족되어도 된다.

(3) 본 발명의 다른 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며, 용강의 연속 주조 공정과, 상기 연속 주조 공정에 의해 얻어진 강괴의 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 강대의 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판의 마무리 어닐링 공정을 구비하고, 상기 용강은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖고, 상기 강대는, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상이고, 상기 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율을 90％ 이하로 한다.

(4) 상기 (3)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 연속 주조 공정에 있어서, 응고 시의 상기 강괴의 한쪽의 표면과 다른 쪽의 표면의 온도 차를 40℃ 이상으로 해도 된다.

(5) 상기 (3) 또는 (4)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 열간 압연 공정에 있어서, 열간 압연의 개시 온도를 900℃ 이하로 하고, 또한 상기 강대의 권취 온도를 650℃ 이하로 해도 된다.

(6) 상기 (3) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 마무리 어닐링 공정에 있어서의 통판 장력을 3㎫ 이하로 하고, 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 해도 된다.

(7) 본 발명의 다른 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며, 용강의 급속 응고 공정과, 상기 급속 응고 공정에 의해 얻어진 강대의 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판의 마무리 어닐링 공정을 구비하고, 상기 용강은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖고, 상기 강대는, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상이고, 상기 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율을 90％ 이하로 한다.

(8) 상기 (7)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 급속 응고 공정에서는, 이동 갱신하는 냉각체를 사용하여 상기 용강을 응고시키고, 상기 이동 갱신하는 냉각체에 주입되는 상기 용강의 온도를, 상기 용강의 응고 온도보다 25℃ 이상 높게 해도 된다.

(9) 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 급속 응고 공정에서는, 이동 갱신하는 냉각체를 사용하여 상기 용강을 응고시키고, 상기 용강의 응고 완료부터 상기 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도를 1,000 내지 3,000℃/분으로 해도 된다.

(10) 상기 (7) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 마무리 어닐링 공정에서의 통판 장력을 3㎫ 이하로 하고, 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 해도 된다.

본 발명에 따르면, 화학 조성, 결정 방위의 관계가 적절하기 때문에, 철손을 열화시키지 않고, 높은 자속 밀도를 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 그 제조에 사용하는 용강의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상세는 후술하지만, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 용강의 주조 및 열간 압연 또는 용강의 급속 응고, 냉간 압연, 그리고 마무리 어닐링 등을 거쳐서 제조된다. 따라서, 무방향성 전자 강판 및 용강의 화학 조성은, 무방향성 전자 강판의 특성뿐만 아니라, 이것들의 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 무방향성 전자 강판 또는 용강에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 정하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, C: 0.0030％ 이하, Si: 2.00％ 이하, Al: 1.00％ 이하, Mn: 0.10％ 내지 2.00％, S: 0.0030％ 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계 0.0100％ 초과 0.0250％ 미만, Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라고 정의하고 식1로 표현되는 파라미터 Q: 2.00 이하, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cu: 0.00％ 내지 1.00％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표현되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.0030％ 이하)

C는, 철손을 높이거나, 자기 시효를 야기하거나 한다. 따라서, C 함유량은 낮으면 낮을수록 좋고, 그 하한값을 정할 필요는 없다. C 함유량의 하한값을 0％, 0.0001％, 0.0002％, 0.0005％, 또는 0.0010％로 해도 된다. 이러한 현상은, C 함유량이 0.0030％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, C 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. C 함유량의 상한값을 0.0028％, 0.0025％, 0.0022％, 또는 0.0020％로 해도 된다.

(Si: 0.30％ 이상, 2.00％ 이하)

Si는, 이미 알고 있는 바와 같이 철손을 저하시키는 작용이 있는 성분이고, 이 작용을 발휘하기 위해 함유시킨다. Si의 함유량이 0.30％ 미만이면, 철손 저감 효과가 충분히 발휘되지 않기 때문에, Si양의 하한값을 0.30％로 한다. 예를 들어, Si 함유량의 하한값을 0.90％, 0.95％, 0.98％, 또는 1.00％로 해도 된다. 한편, Si의 함유량이 증가하면 자속 밀도가 저하되고, 또한 압연 작업성이 열화되고, 나아가 고비용으로 되므로, 2.0％ 이하로 한다. Si 함유량의 상한값을 1.80％, 1.60％, 1.40％, 또는 1.10％로 해도 된다.

(Al: 1.00％ 이하)

Al은, Si와 마찬가지로 전기 저항을 높여 철손을 낮추는 효과가 있다. 또한, 무방향성 전자 강판에 Al이 포함되는 경우, 1차 재결정에서 얻어지는 집합 조직이, 판면에 평행한 면이 {100}면의 결정(이하, 「{100} 결정」이라고 하는 경우가 있음)이 발달된 것으로 되기 쉽다. 이 작용을 발휘하기 위해 Al을 함유시킨다. 예를 들어, Al 함유량의 하한값을 0％, 0.01％, 0.02％, 또는 0.03％로 해도 된다. 한편, Al 함유량이 1.00％를 초과하면, Si의 경우와 마찬가지로 자속 밀도가 저하되므로, 1.00％ 이하로 한다. Al 함유량의 상한값을 0.50％, 0.20％, 0.10％, 또는 0.05％로 해도 된다.

(Mn: 0.10％ 내지 2.00％)

Mn은, 전기 저항을 증대시키고, 와전류손을 감소시켜, 철손을 저감시킨다. Mn이 포함되면, 1차 재결정에서 얻어지는 집합 조직이, 판면에 평행한 면이 {100} 결정이 발달된 것으로 되기 쉽다. {100} 결정은, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 결정이다. 또한, Mn 함유량이 높을수록, MnS의 석출 온도가 높아져, 석출되어 오는 MnS이 큰 것으로 된다. 이 때문에, Mn 함유량이 높을수록, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해시키는 입경이 100㎚ 정도인 미세한 MnS이 석출되기 어렵다. Mn 함유량이 0.10％ 미만이면, 이것들의 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량의 하한값을 0.12％, 0.15％, 0.18％, 또는 0.20％로 해도 된다. 한편, Mn 함유량이 2.00％ 초과에서는, 마무리 어닐링에 있어서 결정립이 충분히 성장되지 않아, 철손이 증대된다. 따라서, Mn 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Mn 함유량의 상한값을 1.00％, 0.50％, 0.30％, 또는 0.25％로 해도 된다.

(S: 0.0030％ 이하)

S은, 필수 원소는 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S은, 미세한 MnS의 석출에 의해, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해한다. 따라서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이러한 철손의 증가는, S 함유량이 0.0030％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. S 함유량의 하한값은 특별히 규정할 필요는 없고, 예를 들어 0％, 0.0005％, 0.0010％, 또는 0.0015％로 해도 된다.

(Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계 0.0100％ 초과 0.0250％ 이하)

Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd는, 용강의 주조 또는 급속 응고 시에 용강 중의 S과 반응하여 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물을 생성한다. 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, 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, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해하기 어려워진다. 조대 석출물 생성 원소의 함유량이 총계 0.0100％ 이하에서는, 이것들의 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계 0.0100％ 초과로 한다. 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 하한값을 총계 0.0110％, 0.0120％, 0.0150％, 또는 0.0170％로 해도 된다. 한편, 조대 석출물 생성 원소의 함유량이 총계 0.0250％ 초과에서는, 황화물 혹은 산 황화물 이외의 석출물이 발생되기 쉬워져, 오히려, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장이 저해되게 된다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계 0.0250％ 이하로 한다. 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 상한값을 총계 0.0240％, 0.0230％, 0.0220％, 또는 0.0210％로 해도 된다.

또한, 본 발명자들의 실험 결과에 의하면, 조대 석출물 생성 원소의 함유량을 상기 범위 내로 하는 한, 조대 석출물에 의한 효과가 확실하게 발현되어, 무방향성 전자 강판의 결정립은 충분히 성장하고 있었다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소에 의해 생성된 조대 석출물의 형태 및 성분을 특별히 한정할 필요는 없다. 한편, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 조대 석출물 생성 원소의 황화물 또는 산 황화물에 포함되는 S의 총 질량이, 무방향성 전자 강판에 포함되는 S의 총 질량의 40％ 이상인 것이 바람직하다. 상기와 같이 조대 석출물 생성 원소는, 용강의 주조 또는 급속 응고 시에 용강 중의 S과 반응하여 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물을 생성한다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 황화물 또는 산 황화물에 포함되는 S의 총 질량의, 무방향성 전자 강판에 포함되는 S의 총 질량에 대한 비율이 높은 것은, 충분한 양의 조대 석출물 생성 원소가 무방향성 전자 강판에 포함되고, 이 석출물에 MnS 등의 미세 석출물이 효과적으로 부착되어 있는 것을 의미한다. 이 때문에, 상기 비율이 높을수록, 마무리 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장이 촉진되어 있고, 우수한 자기 특성이 얻어진다. 상기 비율은, 예를 들어 용강의 주조 또는 급속 응고 시의 제조 조건을 후술하는 바와 같이 제어함으로써 달성된다.

(파라미터 Q: 2.00 이하)

파라미터 Q는, Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라고 정의하고 식1로 표현되는 값이다.

파라미터 Q를 2.00 이하로 함으로써, 용강의 연속 주조 후 또는 급속 응고 후의 냉각 시에 있어서 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태(γ→α 변태)가 발생하기 쉬워져, 주상정의 {100}<0vw> 집합 조직이 더 첨예화된다. 파라미터 Q의 상한값을, 1.50％, 1.20％, 1.00％, 0.90％, 또는 0.88％로 해도 된다. 또한, 파라미터 Q의 하한값은 특별히 한정할 필요는 없지만, 예를 들어 0.20％, 0.40％, 0.80％, 0.82％, 또는 0.85％로 해도 된다.

Sn 및 Cu는, 필수 원소는 아니고, 그 함유량의 하한값은 0％이지만, 무방향성 전자 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Cu: 0.00％ 내지 1.00％)

Sn 및 Cu는, 자기 특성의 향상에 적합한 결정을 1차 재결정에서 발달시킨다. 이 때문에, Sn 혹은 Cu 또는 이들 양쪽이 포함되면, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 {100} 결정이 발달된 집합 조직이 1차 재결정에서 얻어지기 쉽다. Sn은, 마무리 어닐링 시의 강판의 표면의 산화 및 질화를 억제하거나, 결정립의 크기의 변동을 억제하거나 한다. 따라서, Sn 혹은 Cu 또는 이들 양쪽이 함유되어 있어도 된다. 이것들의 작용 효과를 충분히 얻기 위해, 바람직하게는 Sn: 0.02％ 이상 혹은 Cu: 0.10％ 이상 또는 이들 양쪽으로 한다. Sn 함유량의 하한값을 0.05％, 0.08％, 또는 0.10％로 해도 된다. Cu 함유량의 하한값을 0.12％, 0.15％, 또는 0.20％로 해도 된다. 한편, Sn이 0.40％ 초과에서는, 상기 작용 효과가 포화되어 불필요하게 비용이 높아지거나, 마무리 어닐링에 있어서 결정립의 성장이 억제되거나 한다. 따라서, Sn 함유량은 0.40％ 이하로 한다. Sn 함유량의 상한값을 0.35％, 0.30％, 또는 0.20％로 해도 된다. Cu 함유량이 1.00％ 초과에서는, 강판이 취화되어, 열간 압연 및 냉간 압연이 곤란해지거나, 마무리 어닐링의 어닐링 라인의 통판이 곤란해지거나 한다. 따라서, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Cu 함유량의 상한값을 0.80％, 0.60％, 또는 0.40％로 해도 된다.

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 집합 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 {100} 결정 방위 강도, {310} 결정 방위 강도, {411} 결정 방위 강도, {521} 결정 방위 강도, {111} 결정 방위 강도, {211} 결정 방위 강도, {332} 결정 방위 강도, {221} 결정 방위 강도가 각각 I₁₀₀, I₃₁₀, I₄₁₁, I₅₂₁, I₁₁₁, I₂₁₁, I₃₃₂, I₂₂₁이라고 정의되고, 식2로 표현되는 파라미터 R이 0.80 이상이다. 또한, 판 두께 중심부(통상, 1/2T부라고 칭해지는 경우가 있음)란, 무방향성 전자 강판의 압연면으로부터, 무방향성 전자 강판의 판 두께 T의 약 1/2의 깊이의 영역을 의미한다. 환언하면, 판 두께 중심부란, 무방향성 전자 강판의 양 압연면의 중간면 및 그 근방을 의미한다.

{310}, {411} 및 {521}은 {100}의 근방에 있고, I₁₀₀, I₃₁₀, I₄₁₁ 및 I₅₂₁의 합은, {100} 자신을 포함하는, {100} 근방의 결정 방위의 강도의 합을 나타낸다. {211}, {332} 및 {221}은 {111}의 근방에 있고, I₁₁₁, I₂₁₁, I₃₃₂ 및 I₂₂₁의 합은, {111} 자신을 포함하는, {111} 근방의 결정 방위의 강도의 합을 나타낸다. 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 0.80 미만이면, 자속 밀도의 저하나 철손의 증가 등, 자기 특성의 열화가 발생한다. 이 때문에, 본 성분계에 있어서, 예를 들어 두께가 0.50㎜인 경우, 압연 방향(L방향)에 있어서의 자속 밀도 B50_L: 1.79T 이상, 압연 방향 및 폭 방향(C방향)에 있어서의 자속 밀도 B50의 평균값 B50_L＋C: 1.75T 이상, 압연 방향에 있어서의 철손 W15/50_L: 4.5W/㎏ 이하, 압연 방향 및 폭 방향에 있어서의 철손 W15/50의 평균값 W15/50_L＋C: 5.0W/㎏ 이하로 표현되는 자기 특성을 나타낼 수 없게 된다. 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R은, 예를 들어 용강을 이동 갱신하는 냉각체의 표면에 주입하는 온도와 용강의 응고 온도의 차, 응고 시의 주조편의 한쪽의 표면과 다른 쪽의 표면의 온도 차, 황화물 또는 산 황화물의 생성량, 냉간 압연율 등을 조절함으로써, 원하는 값으로 할 수 있다. 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R의 하한값을 0.82, 0.85, 0.90, 또는 0.95로 해도 된다. 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R은 높은 쪽이 좋으므로, 그 상한값을 규정할 필요는 없지만, 예를 들어 2.00, 1.90, 1.80, 또는 1.70으로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 결정 방위는, 판 전체에 있어서 상술한 바와 같이 제어되어 있을 필요가 있다. 그러나, 압연 강판에 있어서의 집합 조직의 등방성은, 압연면에 가까운 영역에서는 높고, 압연면으로부터 이격될수록 저하되는 것이 통상이다. 예를 들어, 「극저탄소 냉연 강판의 r값에 끼치는 냉연 조건의 영향」, 하시모토 외, 철과 강, Vol.76, No.1(1990), P.50에서는, 0.0035％ C-0.12％ Mn-0.001％ P-0.0084％ S-0.03％ Al-0.11％ Ti강을, 압하율 73％로 냉연 후, 750℃에서 3시간 어닐링하여 얻어진 강판에서는, 판 두께 중심은 표층에 비해, (222)가 높고, (200)이 낮고, (110)이 낮은 것이 나타나 있다.

따라서, 압연면으로부터 가장 이격된 영역인 판 두께 중심부에 있어서 파라미터 R이 0.8 이상이면, 기타의 영역에 있어서도 동등 이상의 등방성이 달성된다. 이상의 이유로부터, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 결정 방위는, 판 두께 중심부에 있어서 규정된다.

판 두께 중심부에 있어서의 {100} 결정 방위 강도, {310} 결정 방위 강도, {411} 결정 방위 강도, {521} 결정 방위 강도, {111} 결정 방위 강도, {211} 결정 방위 강도, {332} 결정 방위 강도, {221} 결정 방위 강도는, X선 회절법(XRD) 또는 전자선 후방 산란 회절(electron backscatter diffraction: EBSD)법에 의해 측정할 수 있다. 구체적으로는, 무방향성 전자 강판의 압연면에 평행이며, 이 압연면으로부터 판 두께 T의 약 1/2의 깊이의 면을 통상의 방법으로 현출시켜, 이 면에 대하여 XRD 분석 또는 EBSD 분석을 행함으로써, 각 결정 방위 강도를 측정하고, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출할 수 있다. X선 및 전자선의 시료로부터의 회절 강도가 결정 방위마다 다르기 때문에, 랜덤 방위 시료를 기준으로 하여, 이것과의 상대비에 기초하여 결정 방위 강도를 구할 수 있다.

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 자기 특성에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 예를 들어 두께가 0.50㎜인 경우, 압연 방향(L방향)에 있어서의 자속 밀도 B50_L: 1.79T 이상, 압연 방향 및 폭 방향(C방향)에 있어서의 자속 밀도 B50의 평균값 B50_L＋C: 1.75T 이상, 압연 방향에 있어서의 철손 W15/50_L: 4.5W/㎏ 이하, 압연 방향 및 폭 방향에 있어서의 철손 W15/50의 평균값 W15/50_L＋C: 5.0W/㎏ 이하로 표현되는 자기 특성을 나타낼 수 있다. 자속 밀도 B50이란, 5000A/m의 자장에 있어서의 자속 밀도이고, 철손 W15/50이란, 1.5T의 자속 밀도, 50㎐의 주파수에 있어서의 철손이다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법의 예에 대하여 이하에 설명한다. 단, 당연히, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 상술한 요건을 만족시키는 무방향성 전자 강판은, 가령 이하에 예시되는 제조 방법 이외의 방법에 의해 얻어진 것이라도, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 해당한다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제1 제조 방법에 대하여 예시적으로 설명한다. 제1 제조 방법에서는, 용강의 연속 주조, 열간 압연, 냉간 압연, 마무리 어닐링 등을 행한다.

용강의 주조 및 열간 압연에서는, 상기 화학 조성을 갖는 용강의 주조를 행하여 슬래브 등의 강괴를 제작하고, 이 열간 압연을 행하여, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 강대를 얻는다. 응고 시에, 강괴의 최표면과 내부의 온도 차, 혹은 강괴의 한쪽의 표면과 다른 쪽의 표면의 온도 차가 충분히 높은 경우, 강괴의 표면에서 응고된 결정립이 표면 수직 방향으로 성장하여, 주상정을 형성한다. BCC 구조를 갖는 강에서는, 주상정은, {100}면이 강괴의 표면에 평행이 되도록 성장한다. 주상정이, 강괴의 표면으로부터 중앙까지 발달하기 전, 혹은 강괴의 한쪽의 표면으로부터 다른 쪽의 표면까지 발달하기 전에, 강괴의 내부의 온도, 또는 강괴의 다른 쪽의 표면의 온도가 저하되어, 응고 온도에 도달하면, 강괴 내부, 또는 강괴의 다른 쪽의 표면에서 정출이 개시된다. 강괴 내부, 혹은 강괴의 다른 쪽의 표면에서 정출된 결정은, 등축립적으로 성장하고, 주상정과는 다른 결정 방위를 갖는다.

주상정률은, 예를 들어 이하의 수순으로 측정 가능하다. 먼저, 강대 단면을 연마하고, 피크르산계의 부식액으로 단면을 에칭하여 응고 조직을 현출시킨다. 여기서, 강대 단면은, 강대 길이 방향에 평행한 L단면이어도 되고, 강대 길이 방향에 수직인 C단면이어도 되지만, L단면으로 하는 것이 일반적이다. 이 단면에 있어서, 판 두께 방향으로 덴드라이트가 발달되고, 판 두께 전체 두께를 관통하고 있는 경우, 주상정률 100％라고 판단한다. 단면에 있어서, 덴드라이트 이외에 입상의 검은 조직(등축립)이 보이는 경우는, 이 입상 조직의 두께를 강판의 전체 두께로부터 뺀 값을, 강판의 전체 두께로 나눈 값을, 강판의 주상정률이라고 한다.

제1 제조 방법에서는, 용강의 연속 주조 후의 냉각 중에 γ→α 변태가 발생하기 쉽지만, 주상정으로부터 γ→α 변태를 거친 결정 조직도 마찬가지로 주상정이라고 간주한다. γ→α 변태를 거침으로써, 주상정의 {100}<0vw> 집합 조직이 더 첨예화된다.

주상정은, 무방향성 전자 강판의 자기 특성, 특히 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 바람직한 {100}<0vw> 집합 조직을 갖는다. {100}<0vw> 집합 조직이란, 판면에 평행한 면이 {100}면이고 압연 방향이 <0vw>방위인 결정이 발달된 집합 조직이다(v 및 w는 임의의 실수임(v 및 w가 모두 0인 경우를 제외함)). 주상정의 비율이 80％ 미만이면, 무방향성 전자 강판의 판 두께 방향 전체에 걸쳐서, 마무리 어닐링에 의해 {100} 결정이 발달된 집합 조직을 얻을 수 없다. 그 경우, 상술한 바와 같이, 강판의 판 두께 중심부에서는 {100} 결정이 발달되지 않고, 자기 특성에 있어서 바람직하지 않은 {111} 결정이 발달된다. 강판의 판 두께 중심부까지 {100} 결정이 발달된 집합 조직으로 하기 위해, 강대의 주상정의 비율은 80％ 이상으로 한다. 강대의 주상정의 비율은, 상술한 바와 같이, 강대의 단면을 현미경으로 관찰함으로써 특정할 수 있다. 단, 강대의 주상정률은, 후술하는 냉간 압연, 또는 열처리가 강대에 실시된 후에는 정확하게 측정할 수 없다. 이 때문에, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 주상정률은 특별히 규정되지 않는다.

제1 제조 방법에 있어서, 주상정의 비율을 80％ 이상으로 하기 위해서는, 예를 들어 응고 시의 주조편 등의 강괴의 한쪽의 표면과 다른 쪽의 표면 사이의 온도 차를 40℃ 이상으로 한다. 이 온도 차는, 주형의 냉각 구조, 재질, 몰드 테이퍼, 몰드 플럭스 등에 의해 제어할 수 있다. 이러한 주상정의 비율이 80％ 이상으로 되는 조건에서 용강을 주조한 경우, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 또는 Cd의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽이 용이하게 생성되고, MnS 등의 미세 황화물의 생성이 억제된다.

강대의 평균 결정 입경이 작을수록, 결정립의 수가 많아, 결정립계의 면적이 넓다. 마무리 어닐링의 재결정에서는, 결정립 내 및 결정립계로부터 결정이 성장되는바, 결정립 내로부터 성장되는 결정은 자기 특성이 바람직한 {100} 결정인 것에 비해, 결정립계로부터 성장되는 결정은 {111}<112> 결정 등의 자기 특성이 바람직하지 않은 결정이다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경이 클수록, 마무리 어닐링에 의해 자기 특성이 바람직한 {100} 결정이 발달되기 쉽고, 특히 강대의 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 경우에, 우수한 자기 특성을 얻기 쉽다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경은 0.10㎜ 이상으로 한다. 강대의 평균 결정 입경은, 주조 시의 주조편의 2표면 사이의 온도 차, 700℃ 이상의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도, 열간 압연의 개시 온도 및 권취 온도 등에 의해 조정할 수 있다. 주조 시의 주조편의 2표면 사이의 온도 차를 40℃ 이상으로 하고, 또한 700℃ 이상에서의 평균 냉각 속도를 10℃/분 이하로 한 경우, 강대에 포함되는 주상정의 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 강대가 얻어진다. 또한, 열간 압연의 개시 온도를 900℃ 이하, 또한 권취 온도를 650℃ 이하로 한 경우, 강대에 포함되는 결정립은 미재결정 연신 입자로 되기 때문에, 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 강대가 얻어진다. 또한, 700℃ 이상의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도란, 주조 개시 온도부터 700℃까지의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도이고, 주조 개시 온도와 700℃의 차를, 주조 개시 온도부터 700℃까지 냉각하는 데 필요한 시간으로 나눈 값이다.

조대 석출물 생성 원소는, 제강 공정에 있어서의 주조 전의 최후의 냄비의 바닥에 투입해 두고, 당해 냄비에 조대 석출물 생성 원소 이외의 원소를 포함한 용강을 주입하고, 용강 중에 조대 석출물 생성 원소를 용해시키는 것이 바람직하다. 이로써, 조대 석출물 생성 원소를 용강으로부터 비산되기 어렵게 할 수 있고, 또한 조대 석출물 생성 원소와 S의 반응을 촉진할 수 있다. 제강 공정에 있어서의 주조 전의 최후의 냄비는, 예를 들어 연속 주조기의 턴디쉬 바로 위의 냄비이다.

냉간 압연의 압하율을 90％ 초과로 하면, 마무리 어닐링 시에, 자기 특성의 향상을 저해하는 집합 조직, 예를 들어 {111}<112> 집합 조직이 발달되기 쉽다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 90％ 이하로 한다. 냉간 압연의 압하율을 40％ 미만으로 하면, 무방향성 전자 강판의 두께의 정밀도 및 평탄도의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 바람직하게는 40％ 이상으로 한다.

마무리 어닐링에 의해, 1차 재결정 및 결정립의 성장을 발생시켜, 평균 결정 입경을 50㎛ 내지 180㎛로 한다. 이 마무리 어닐링에 의해, 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 적합한 {100} 결정이 발달된 집합 조직이 얻어진다. 마무리 어닐링에서는, 예를 들어 유지 온도를 750℃ 이상 950℃ 이하로 하고, 유지 시간을 10초간 이상 60초간 이하로 한다.

마무리 어닐링의 통판 장력을 3㎫ 초과로 하면, 이방성을 갖는 탄성 변형이 무방향성 전자 강판 내에 잔존하기 쉬워지는 경우가 있다. 이방성을 갖는 탄성 변형은 집합 조직을 변형시키기 때문에, {100} 결정이 발달된 집합 조직이 얻어져 있어도, 이것이 변형되어, 판면 내에 있어서의 자기 특성의 균일성이 저하되어 버리는 경우가 있다. 따라서, 마무리 어닐링의 통판 장력은 3㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 어닐링의 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 초과로 한 경우도, 이방성을 갖는 탄성 변형이 무방향성 전자 강판 내에 잔존하기 쉬워진다. 따라서, 마무리 어닐링의 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도는 1℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 냉각 속도란, 평균 냉각 속도(냉각 개시 온도와 냉각 종료 온도의 차를, 냉각에 필요한 시간으로 나누어 얻어지는 값)와는 다르다. 항상 냉각 속도를 작게 유지할 필요성을 고려하여, 마무리 어닐링에서는, 950℃ 내지 700℃의 온도 범위에 있어서, 항상 냉각 속도가 1℃/초 이하로 되어 있을 필요가 있다.

이와 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있다. 마무리 어닐링 후에, 도포 및 베이킹에 의해 절연 피막을 형성해도 된다.

이어서, 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제2 제조 방법에 대하여 설명한다. 제2 제조 방법에서는, 용강의 급속 응고, 냉간 압연, 마무리 어닐링 등을 행한다.

용강의 급속 응고에서는, 상기 화학 조성을 갖는 용강을, 이동 갱신하는 냉각체의 표면에서 급속 응고시켜, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 강대를 얻는다. 제2 제조 방법에서는, 용강의 급속 응고 후의 냉각 중에 γ→α 변태가 발생되기 쉽지만, 주상정으로부터 γ→α 변태를 거친 결정 조직도 마찬가지로 주상정이라고 간주한다. γ→α 변태를 거침으로써, 주상정의 {100}<0vw> 집합 조직이 더 첨예화된다.

주상정은, 무방향성 전자 강판의 자기 특성, 특히 판면 내의 전체 방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상에 바람직한 {100}<0vw> 집합 조직을 갖는다. {100}<0vw> 집합 조직이란, 판면에 평행한 면이 {100}면이고 압연 방향이 <0vw> 방위인 결정이 발달된 집합 조직이다(v 및 w는 임의의 실수임(v 및 w가 모두 0인 경우를 제외함)). 주상정의 비율이 80％ 미만이면, 무방향성 전자 강판의 판 두께 방향 전체에 걸쳐서, 마무리 어닐링에 의해 {100} 결정이 발달된 집합 조직을 얻을 수 없다. 그 경우, 상술한 바와 같이, 강판의 판 두께 중심부에서는 {100} 결정이 발달되지 않고, 자기 특성에 있어서 바람직하지 않은 {111} 결정이 발달된다. 강판의 판 두께 중심부까지 {100} 결정이 발달된 집합 조직으로 하기 위해, 강대의 주상정의 비율은 80％ 이상으로 한다. 강대의 주상정의 비율은, 상술한 바와 같이 현미경 관찰로 특정할 수 있다.

제2 제조 방법에 있어서, 주상정의 비율을 80％ 이상으로 하기 위해서는, 예를 들어 용강의 이동 갱신하는 냉각체의 표면에 주입하는 온도를 응고 온도보다도 25℃ 이상 높인다. 특히 용강의 온도를 응고 온도보다도 40℃ 이상 높인 경우에는, 주상정의 비율을 거의 100％로 할 수 있다. 이러한 주상정의 비율이 80％ 이상으로 되는 조건에서 용강을 응고시킨 경우, Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 또는 Cd의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽이 용이하게 생성되고, 또한 이들 이외의 석출물이 과잉으로 발생되는 경우가 없어, MnS 등의 미세 황화물의 생성이 억제된다.

강대의 평균 결정 입경이 작을수록, 결정립의 수가 많아, 결정립계의 면적이 넓다. 마무리 어닐링의 재결정에서는, 결정립 내 및 결정립계로부터 결정이 성장되는바, 결정립 내로부터 성장되는 결정은 자기 특성이 바람직한 {100} 결정인 것에 비해, 결정립계로부터 성장되는 결정은 {111}<112> 결정 등의 자기 특성이 바람직하지 않은 결정이다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경이 클수록, 마무리 어닐링에 의해 자기 특성이 바람직한 {100} 결정이 발달되기 쉽고, 특히 강대의 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상인 경우에, 우수한 자기 특성이 얻기 쉽다. 따라서, 강대의 평균 결정 입경은 0.10㎜ 이상으로 한다. 강대의 평균 결정 입경은, 급속 응고 시에 있어서 응고 완료부터 권취까지의 평균 냉각 속도 등에 의해 조정할 수 있다. 구체적으로는, 용강의 응고 완료부터 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도를 1,000 내지 3,000℃/분으로 한다.

급속 응고 시에, 조대 석출물 생성 원소는, 제강 공정에 있어서의 주조 전의 최후의 냄비의 바닥에 투입해 두고, 당해 냄비에 조대 석출물 생성 원소 이외의 원소를 포함한 용강을 주입하고, 용강 중에 조대 석출물 생성 원소를 용해시키는 것이 바람직하다. 이로써, 조대 석출물 생성 원소를 용강으로부터 비산되기 어렵게 할 수 있고, 또한 조대 석출물 생성 원소와 S의 반응을 촉진할 수 있다. 제강 공정에 있어서의 주조 전의 최후의 냄비는, 예를 들어 급속 응고시키는 주조기의 턴디쉬 바로 위의 냄비이다.

마무리 어닐링의 통판 장력을 3㎫ 초과로 하면, 이방성을 갖는 탄성 변형이 무방향성 전자 강판 내에 잔존하기 쉬워지는 경우가 있다. 이방성을 갖는 탄성 변형은 집합 조직을 변형시키기 때문에, {100} 결정이 발달된 집합 조직이 얻어져 있어도, 이것이 변형되어, 판면 내에 있어서의 자기 특성의 균일성이 저하되어 버리는 경우가 있다. 따라서, 마무리 어닐링의 통판 장력은 3㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 어닐링의 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 초과로 한 경우도, 이방성을 갖는 탄성 변형이 무방향성 전자 강판 내에 잔존하기 쉬워지는 경우가 있다. 따라서, 마무리 어닐링의 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도는 1℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 냉각 속도란, 평균 냉각 속도(냉각 개시 온도와 냉각 종료 온도의 차를, 냉각에 필요한 시간으로 나누어 얻어지는 값)와는 다른 개념이다. 항상 냉각 속도를 작게 유지할 필요성을 고려하여, 마무리 어닐링에서는, 950℃ 내지 700℃의 온도 범위에 있어서, 항상 냉각 속도가 1℃/초 이하로 되어 있을 필요가 있다.

이러한 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 예를 들어 두께가 0.50㎜인 경우, 압연 방향(L방향)에 있어서의 자속 밀도 B50_L: 1.79T 이상, 압연 방향 및 폭 방향(C방향)에 있어서의 자속 밀도 B50의 평균값 B50_L＋C: 1.75T 이상, 압연 방향에 있어서의 철손 W15/50_L: 4.5W/㎏ 이하, 압연 방향 및 폭 방향에 있어서의 철손 W15/50의 평균값 W15/50_L＋C: 5.0W/㎏ 이하의 고자속 밀도이고 또한 저철손의 자기 특성을 갖는다.

이상, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명했지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술의 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자라면, 청구범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에 있어서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명확하고, 이것들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해된다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 대하여, 실시예를 나타내면서 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 어디까지나 일례에 지나지 않고, 본 발명에 관한 무방향성 전자 강판이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

(제1 시험)

제1 시험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여 강대를 얻었다. 표 1 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 이어서, 강대의 냉간 압연 및 마무리 어닐링을 행하여, 두께가 0.50㎜인 다양한 무방향성 전자 강판을 제작했다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 3]

표 3에 나타낸 바와 같이, 시료 No.11 내지 No.22 및 No.11' 내지 19'에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

시료 No.1 내지 No.6에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 너무 작았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.7에서는, S 함유량이 너무 높았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.8에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 낮았기 때문에, 조대 석출물 생성 원소의 황화물 또는 산 황화물에 포함되는 S의 총 질량의, 무방향성 전자 강판에 포함되는 S의 총 질량에 대한 비율이 40％ 미만이고, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.9에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 높았기 때문에, 조대 석출물 생성 원소의 황화물 또는 산 황화물에 포함되는 S의 총 질량의, 무방향성 전자 강판에 포함되는 S의 총 질량에 대한 비율은 40％ 이상이었지만, Ca이 CaO 등의 개재물을 다수 형성하여, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.10에서는, 파라미터 Q가 너무 컸기 때문에, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제2 시험)

제2 시험에서는, 질량％로, C: 0.0023％, Si: 0.81％, Al: 0.03％, Mn: 0.20％, S: 0.0003％ 및 Pr: 0.0138％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 4-1의 시료 No.31 내지 33에 대응)과, C: 0.0021％, Si: 0.83％, Al: 0.05％, Mn: 0.19％, S: 0.0025％ 및 Pr: 0.0165％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 4-1의 시료 No.31' 내지 33'에 대응)을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여, 두께가 2.1㎜인 강대를 얻었다. 주조 시에 주조편의 2표면 사이의 온도 차를 조정하여 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 표 4-2에, 2표면 사이의 온도 차, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 나타낸다. 이어서, 78.2％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 850℃에서 30초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 4-2에 나타낸다. 표 4-2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 4-1]

[표 4-2]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 5에 나타낸다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 5]

표 5에 나타낸 바와 같이, 주상정의 비율이 적절한 강대를 사용한 시료 No.33 및 No.33'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

주상정의 비율이 너무 낮은 강대를 사용한 시료 No.31, No.32, No.31' 및 No.32'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제3 시험)

제3 시험에서는, 표 6에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여, 두께가 2.4㎜인 강대를 얻었다. 잔부는 Fe 및 불순물이고, 표 6 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 주조 시에, 주조편의 2표면 사이의 온도 차와, 700℃ 이상에서의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 2표면 사이의 온도 차는 48℃ 내지 60℃로 했다. 시료 No.41, No.42, No.41' 및 No.42'의 700℃ 이상에서의 평균 냉각 속도를 20℃/분으로 하고, No.43 내지 No.45 및 No.43' 내지 No.45'의 700℃ 이상에서의 평균 냉각 속도를 10℃/분 이하로 했다. 표 7에, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 나타낸다. 이어서, 79.2％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 880℃에서 45초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 7에 나타낸다. 표 7 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 6]

[표 7]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 8에 나타낸다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 8]

표 8에 나타낸 바와 같이, 화학 조성, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경이 적절한 강대를 사용한 시료 No.44 및 No.44'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

평균 결정 입경이 너무 낮은 강대를 사용한 시료 No.41, No.42, No.41' 및 No.42'에서는, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.43 및 No.43'에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 낮았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.45 및 No.45'에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 높았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제4 시험)

제4 시험에서는, 표 9에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여, 표 10에 나타내는 두께의 강대를 얻었다. 표 9 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 주조 시에 주조편의 2표면 사이의 온도 차를 조정하여 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 2표면 사이의 온도 차는 51℃ 내지 68℃로 했다. 표 10에, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경도 나타낸다. 이어서, 표 10에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 830℃에서 40초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 10에 나타낸다. 표 10 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 9]

[표 10]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 11에 나타낸다. 표 11 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 11]

표 11에 나타낸 바와 같이, 화학 조성, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경이 적절한 강대를 사용하여, 적절한 압하량으로 냉간 압연을 행한 시료 No.51 내지 No.55 및 No.51' 내지 No.55'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다. 적량의 Sn 또는 Cu를 함유하는 시료 No.53, No.54, No.53' 및 No.54'에 있어서, 특히 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다. 적량의 Sn 및 Cu를 함유하는 시료 No.55 및 No.55'에서는, 더 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다.

냉간 압연의 압하율을 너무 높게 한 시료 No.56 및 No.56'에서는, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제5 시험)

제5 시험에서는, 질량％로, C: 0.0014％, Si: 0.34％, Al: 0.48％, Mn: 1.42％, S: 0.0017％ 및 Sr: 0.0179％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 12-1의 시료 No.61 내지 64에 대응)과, C: 0.0015％, Si: 0.35％, Al: 0.47％, Mn: 1.41％, S: 0.0025％ 및 Sr: 0.0183％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 12-1의 시료 No.61' 내지 64'에 대응)을 주조하여 슬래브를 제작하고, 이 슬래브의 열간 압연을 행하여, 두께가 2.3㎜인 강대를 얻었다. 주조 시에 주조편의 2표면 사이의 온도 차를 59℃로 하고 강대의 주상정의 비율을 90％, 평균 결정 입경을 0.17㎜로 했다. 이어서, 78.3％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 920℃에서 20초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 마무리 어닐링에서는, 통판 장력 및 950℃부터 700℃까지의 냉각 속도를 변화시켰다. 표 12-2에 통판 장력 및 냉각 속도를 나타낸다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 12-2에 나타낸다.

[표 12-1]

[표 12-2]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 13에 나타낸다.

[표 13]

표 13에 나타낸 바와 같이, 시료 No.61 내지 No.64 및 No.61' 내지 No.64'에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다. 통판 장력을 3㎫ 이하로 한 시료 No.62, No.63, No.62' 및 No.63'에 있어서, 탄성 변형 이방성이 낮고, 특히 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다. 920℃부터 700℃까지의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 한 시료 No.64 및 No.64'에 있어서, 탄성 변형 이방성이 더 낮고, 더 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다. 또한, 탄성 변형 이방성의 측정에서는, 각 변의 길이가 55㎜이고, 2변이 압연 방향에 평행하고, 2변이 압연 방향에 수직인 방향(판 폭 방향)에 평행한 평면 형상이 4각형의 시료를 각 무방향성 전자 강판으로부터 잘라내고, 탄성 변형의 영향으로 변형된 후의 각 변의 길이를 측정했다. 그리고, 압연 방향에 수직인 방향의 길이가 압연 방향의 길이보다 얼마나 큰지를 구했다.

(제6 시험)

제6 시험에서는, 표 14에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 쌍롤법에 의해 급속 응고시켜 강대를 얻었다. 표 14 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 14 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 이어서, 강대의 냉간 압연 및 마무리 어닐링을 행하여, 두께가 0.50㎜인 다양한 무방향성 전자 강판을 제작했다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과를 표 15에 나타낸다. 표 15 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 14]

[표 15]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 16에 나타낸다. 표 16 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W10/15_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 16]

표 16에 나타낸 바와 같이, 시료 No.111 내지 No.122 및 No.111' 내지 No.119'에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

시료 No.101 내지 No.106에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 너무 작았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.107에서는, S 함유량이 너무 높았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.108에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 낮았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.109에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 높았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.110에서는, 파라미터 Q가 너무 컸기 때문에, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제7 시험)

제7 시험에서는, 질량％로, C: 0.0023％, Si: 0.81％, Al: 0.03％, Mn: 0.20％, S: 0.0003％ 및 Nd: 0.0138％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 17-1의 시료 No.131 내지 133에 대응)과, C: 0.0021％, Si: 0.83％, Al: 0.05％, Mn: 0.19％, S: 0.0021％ 및 Nd: 0.0153％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 17-1의 시료 No.131' 내지 133'에 대응)을 쌍롤법에 의해 급속 응고시켜, 두께가 2.1㎜인 강대를 얻었다. 이때, 주입 온도를 조정하여 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 표 17에, 주입 온도와 응고 온도의 차, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 나타낸다. 이어서, 78.2％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 850℃에서 30초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 17에 나타낸다. 표 17 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 17-1]

[표 17-2]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 18에 나타낸다. 표 18 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 18]

표 18에 나타낸 바와 같이, 주상정의 비율이 적절한 강대를 사용한 시료 No.133 및 No.133'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

주상정의 비율이 너무 낮은 강대를 사용한 시료 No.131, No.132, No.131' 및 No.132'에서는, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제8 시험)

제8 시험에서는, 표 19에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 쌍롤법에 의해 급속 응고시켜, 두께가 2.4㎜인 강대를 얻었다. 잔부는 Fe 및 불순물이고, 표 19 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 이때, 주입 온도와, 용강의 응고 완료부터 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도를 조정하여 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 시료 No.143 내지 No.145 및 No.143' 내지 No.145'의 주입 온도는 응고 온도보다도 29℃ 내지 35℃ 높게 하고, 용강의 응고 완료부터 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도는 1,500 내지 2,000℃/분으로 했다. 시료 No.141, No.142, No.141' 및 No.142'의 주입 온도는 응고 온도보다 20 내지 24℃ 높게 하고, 용강의 응고 완료부터 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도는 3,000℃/분 초과로 했다. 표 20에, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 나타낸다. 이어서, 79.2％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 880℃에서 45초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 20에 나타낸다. 표 20 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 19]

[표 20]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 21에 나타낸다. 표 21 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 21]

표 21에 나타낸 바와 같이, 화학 조성, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경이 적절한 강대를 사용한 시료 No.144 및 No.144'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

평균 결정 입경이 너무 낮은 강대를 사용한 시료 No.141, No.142, No.141' 및 No.142'에서는, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.143 및 No.143'에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 낮았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다. 시료 No.145 및 No.145'에서는, 조대 석출물 생성 원소의 총 함유량이 너무 높았기 때문에, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제9 시험)

제9 시험에서는, 표 22에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 쌍롤법에 의해 급속 응고시켜, 표 23에 나타내는 두께의 강대를 얻었다. 표 22 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이때, 주입 온도를 조정하여 강대의 주상정의 비율 및 평균 결정 입경을 변화시켰다. 주입 온도는 응고 온도보다도 28℃ 내지 37℃ 높게 했다. 표 23에, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경도 나타낸다. 이어서, 표 23에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.20㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 830℃에서 40초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 8결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 23에 나타낸다. 표 23 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

[표 22]

[표 23]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 24에 나타낸다. 표 24 중의 밑줄은, 그 수치가 원하는 범위에 없는 것을 나타내고 있다. 즉, 자속 밀도 B50_L의 란의 밑줄은 1.79T 미만인 것을 나타내고, 평균값 B50_L＋C의 란의 밑줄은 1.75T 미만인 것을 나타내고, 철손 W15/50_L의 란의 밑줄은 4.5W/㎏ 초과인 것을 나타내고, 평균값 W15/50_L＋C의 란의 밑줄은 5.0W/㎏ 초과인 것을 나타낸다.

[표 24]

표 24에 나타낸 바와 같이, 화학 조성, 주상정의 비율 및 평균 결정 입경이 적절한 강대를 사용하여, 적절한 압하량으로 냉간 압연을 행한 시료 No.151 내지 No.154 및 No.151' 내지 No.154'에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다. 적량의 Sn 또는 Cu를 함유하는 시료 No.153, No.154, No.153' 및 No.154'에 있어서, 특히 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다.

냉간 압연의 압하율을 너무 높게 한 시료 No.155 및 No.155'에서는, 철손 W15/50_L 및 평균값 W15/50_L＋C가 크고, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 낮았다.

(제10 시험)

제10 시험에서는, 질량％로, C: 0.0014％, Si: 0.34％, Al: 0.48％, Mn: 1.42％, S: 0.0017％ 및 Sr: 0.0179％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 25-1의 시료 No.161 내지 164에 대응)과, C: 0.0015％, Si: 0.35％, Al: 0.47％, Mn: 1.41％, S: 0.0026％ 및 Sr: 0.0183％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 용강(표 25-1의 시료 No.161' 내지 164'에 대응)을 쌍롤법에 의해 급속 응고시켜, 두께가 2.3㎜인 강대를 얻었다. 이때, 주입 온도를 응고 온도보다도 32℃ 높게 하여 강대의 주상정의 비율을 90％, 평균 결정 입경을 0.17㎜로 했다. 이어서, 78.3％의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 두께가 0.50㎜인 강판을 얻었다. 그 후, 920℃에서 20초간의 연속 마무리 어닐링을 행하여, 무방향성 전자 강판을 얻었다. 마무리 어닐링에서는, 통판 장력 및 920℃부터 700℃까지의 냉각 속도를 변화시켰다. 표 25에 통판 장력 및 냉각 속도를 나타낸다. 그리고, 각 무방향성 전자 강판의 결정 방위의 강도를 측정하여, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R을 산출했다. 이 결과도 표 25에 나타낸다.

[표 25-1]

[표 25-2]

그리고, 각 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 측정했다. 이 결과를 표 26에 나타낸다.

[표 26]

표 26에 나타낸 바와 같이, 시료 No.161 내지 No.164 및 No.161' 내지 No.164'에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 판 두께 중심부에 있어서의 파라미터 R이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 양호한 자기 특성이 얻어졌다. 통판 장력을 3㎫ 이하로 한 시료 No.162, No.163, No.162' 및 No.163'에 있어서, 탄성 변형 이방성이 낮고, 특히 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다. 920℃부터 700℃까지의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 한 시료 No.164 및 No.164'에 있어서, 탄성 변형 이방성이 더 낮고, 더 우수한 철손 W15/50_L, 평균값 W15/50_L＋C, 자속 밀도 B50_L 및 평균값 B50_L＋C가 얻어졌다. 또한, 탄성 변형 이방성의 측정에서는, 각 변의 길이가 55㎜이고, 2변이 압연 방향에 평행하고, 2변이 압연 방향에 수직인 방향(판 폭 방향)에 평행한, 평면 형상이 4각형인 시료를 각 무방향성 전자 강판으로부터 잘라내고, 탄성 변형의 영향으로 변형된 후의 각 변의 길이를 측정했다. 그리고, 압연 방향에 수직인 방향의 길이가 압연 방향의 길이보다 얼마나 큰지를 구했다.

본 발명은, 예를 들어 무방향성 전자 강판의 제조 산업 및 무방향성 전자 강판의 이용 산업에 있어서 이용할 수 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.0030％ 이하,
Si: 2.00％ 이하,
Al: 1.00％ 이하,
Mn: 0.10％ 내지 2.00％,
S: 0.0030％ 이하,
Mg, Ca, Sr, Ba, Nd, Pr, La, Ce, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상: 총계 0.0100％ 초과 0.0250％ 이하,
Si 함유량(질량％)을 [Si], Al 함유량(질량％)을 [Al], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]이라고 정의하고 식1로 표현되는 파라미터 Q: 2.00 이하,
Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
Cu: 0.00％ 내지 1.00％, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 표현되는 화학 조성을 갖고,
판 두께 중심부에 있어서의 {100} 결정 방위 강도, {310} 결정 방위 강도, {411} 결정 방위 강도, {521} 결정 방위 강도, {111} 결정 방위 강도, {211} 결정 방위 강도, {332} 결정 방위 강도, {221} 결정 방위 강도가 각각 I₁₀₀, I₃₁₀, I₄₁₁, I₅₂₁, I₁₁₁, I₂₁₁, I₃₃₂, I₂₂₁이라고 정의되고, 식2로 표현되는 파라미터 R이 0.80 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
Sn: 0.02％ 내지 0.40％, 혹은
Cu: 0.10％ 내지 1.00％,
또는 이들 양쪽이 만족되는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
용강의 연속 주조 공정과,
상기 연속 주조 공정에 의해 얻어진 강괴의 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 강대의 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판의 마무리 어닐링 공정을 구비하고,
상기 용강은, 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖고,
상기 강대는, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상이고,
상기 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율을 90％ 이하로 하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 연속 주조 공정에 있어서, 응고 시의 상기 강괴의 한쪽의 표면과 다른 쪽의 표면의 온도 차를 40℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제3항 또는 제4항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에 있어서, 열간 압연의 개시 온도를 900℃ 이하로 하고, 또한 상기 강대의 권취 온도를 650℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제3항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 마무리 어닐링 공정에 있어서의 통판 장력을 3㎫ 이하로 하고, 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
용강의 급속 응고 공정과,
상기 급속 응고 공정에 의해 얻어진 강대의 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판의 마무리 어닐링 공정을 구비하고,
상기 용강은, 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖고,
상기 강대는, 주상정의 비율이 면적 분율로 80％ 이상, 또한 평균 결정 입경이 0.10㎜ 이상이고,
상기 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율을 90％ 이하로 하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 급속 응고 공정에서는, 이동 갱신하는 냉각체를 사용하여 상기 용강을 응고시키고,
상기 이동 갱신하는 냉각체에 주입되는 상기 용강의 온도를, 상기 용강의 응고 온도보다 25℃ 이상 높게 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 급속 응고 공정에서는, 이동 갱신하는 냉각체를 사용하여 상기 용강을 응고시키고,
상기 용강의 응고 완료부터 상기 강대의 권취까지의 평균 냉각 속도를 1,000 내지 3,000℃/분으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 마무리 어닐링 공정에 있어서의 통판 장력을 3㎫ 이하로 하고, 950℃ 내지 700℃에 있어서의 냉각 속도를 1℃/초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.