KR102731573B1 - 무방향성 전자 강판의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

이 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 소정의 화학 조성을 갖는 강재에 대하여 열간 압연을 행하여, 열간 압연 강판을 얻는 공정과, 상기 열간 압연 강판에 대하여 제1 냉간 압연을 행하는 공정과, 상기 제1 냉간 압연 후에 제1 어닐링을 행하는 공정을 갖고, 마무리 압연의 최종 패스를 Ar1 온도 이상의 온도 영역에서 행하고, 상기 마무리 압연의 상기 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각을 개시하고, 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한다.

Description

무방향성 전자 강판의 제조 방법

본 발명은 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은 2019년 11월 15일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2019-206708호에 기초하여 우선권을 주장하며, 그 내용을 여기에 원용한다.

무방향성 전자 강판은, 예를 들어 모터의 철심에 사용된다. 무방향성 전자 강판에는, 그 판면에 평행인 모든 방향의 평균(이하, 「판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)」이라고 하는 경우가 있음)에 있어서 우수한 자기 특성을 갖는 것, 예를 들어 저철손 및 고자속 밀도를 갖는 것이 요구된다. 지금까지 여러 가지 기술이 제안되어 있지만, 판면 내의 전체 둘레 평균에 있어서 충분한 자기 특성을 얻는 것은 곤란하다. 예를 들어, 판면 내의 어떤 특정 방향에서 충분한 자기 특성이 얻어진다고 해도, 다른 방향에서는 충분한 자기 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다.

일본 특허 제4029430호 공보 일본 특허 제6319465호 공보

본 발명은 전술한 문제점을 감안하여, 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 본 발명자들은 판면 내의 전체 둘레 평균에서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, α-γ 변태계의 화학 조성을 전제로 하는 것, 열간 압연 시에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시킴으로써 결정 조직을 미세화하는 것, 및 열간 압연에서의 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에 냉각을 개시함으로써 보다 미세한 결정 조직으로 하는 것이 중요한 것을 지견하였다.

또한, 본 발명자들은 냉간 압연을 원하는 누적 압하율로 행하는 것, 및 원하는 조건에서 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행함으로써 벌징 재결정(이하, 벌징)을 발생시킴으로써, 통상은 발달하기 어려운 {100} 결정립을 발달시키기 쉽게 하는 것이 중요한 것도 지견하였다.

상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 질량％로,

C: 0 초과 0.0100％ 이하,

Si: 1.50 내지 4.00％,

sol.Al: 0.0001 내지 1.000％,

S: 0 초과 0.0100％ 이하,

N: 0 초과 0.0100％ 이하,

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au: 총계로 2.50 내지 5.00％,

Sn: 0.000 내지 0.400％,

Sb: 0.000 내지 0.400％,

P: 0.000 내지 0.400％, 그리고

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0000 내지 0.0100％를 함유하고,

질량％로, Mn 함유량을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Co 함유량을 [Co], Pt 함유량을 [Pt], Pb 함유량을 [Pb], Cu 함유량을 [Cu], Au 함유량을 [Au], Si 함유량을 [Si], sol.Al 함유량을 [sol.Al]이라고 나타냈을 때, 이하의 식 (1)을 충족하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강재에 대하여 열간 압연을 행하여, 열간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연 강판에 대하여 제1 냉간 압연을 행하는 공정과,

상기 제1 냉간 압연 후에 제1 어닐링을 행하는 공정을 갖고,

상기 열간 압연 시의 마무리 압연의 최종 패스를 Ar1 온도 이상의 온도 영역에서 행하고, 상기 마무리 압연의 상기 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각을 개시하고, 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한다.

([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])>0.00％ … (1)

(2) 상기 (1)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 강재가, 질량％로,

Sn: 0.020 내지 0.400％,

Sb: 0.020 내지 0.400％,

P: 0.020 내지 0.400％, 그리고

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0005 내지 0.0100％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 어닐링은, Ac1 온도 미만의 온도 영역에서 행해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는,

상기 제1 어닐링 후에 제2 냉간 압연을 행하는 공정을 갖고,

상기 제1 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 80 내지 92％로 냉간 압연을 행하고,

상기 제2 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 5 내지 25％로 냉간 압연을 행해도 된다.

(5) 상기 (4)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 냉간 압연 후에 제2 어닐링을 행하는 공정을 갖고,

상기 제2 어닐링에서는, 어닐링 온도를 Ac1 온도 미만으로 해도 된다.

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

우선, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서 사용되는 강재(단순히, 본 실시 형태에 관한 강재라고 기재하는 경우가 있음), 및 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 의해 제조되는, 무방향성 전자 강판(단순히, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판이라고 기재하는 경우가 있음)의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 무방향성 전자 강판 또는 강재에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 이하에 「내지」를 사이에 두고 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재는, 페라이트-오스테나이트 변태(이하, α-γ 변태)가 발생할 수 있는 화학 조성이다. 구체적으로는, 질량％로, C: 0.0100％ 이하, Si: 1.50 내지 4.00％, sol.Al: 0.0001 내지 1.000％, S: 0.0100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au: 총계로 2.50 내지 5.00％, Sn: 0.000 내지 0.400％, Sb: 0.000 내지 0.400％, P: 0.000 내지 0.400％, 그리고 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0000 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다. 또한, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au, Si 및 sol.Al의 함유량이 후술하는 소정의 조건을 충족한다.

(C: 0.0100％ 이하)

C는, 무방향성 전자 강판의 철손을 높이거나, 자기 시효를 야기하거나 한다. 따라서, C 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 이러한 현상은, C 함유량이 0.0100％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, C 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. C 함유량의 저감은, 판면 내의 전방향에 있어서의 자기 특성의 균일한 향상(전체 둘레 방향의 자기 특성의 향상)에도 기여한다. 그 때문에, C 함유량은, 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

또한, C 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 정련 시의 탈탄 처리의 비용을 근거로 하여, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Si: 1.50 내지 4.00％)

Si는, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 무방향성 전자 강판의 철손을 저감하거나, 항복비를 증대시켜, 철심에 대한 펀칭 가공성을 향상시키거나 한다. Si 함유량이 1.50％ 미만에서는, 이들 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, Si 함유량은 1.50％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.50％ 이상이다.

한편, Si 함유량이 4.00％ 초과에서는, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도가 저하되거나, 경도의 과도한 상승에 의해 펀칭 가공성이 저하되거나, 냉간 압연이 곤란해지거나 한다. 따라서, Si 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 3.50％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.30％ 이하이다.

(sol.Al: 0.0001 내지 1.000％)

sol.Al은, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 무방향성 전자 강판의 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％ 미만에서는, 이들 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, Al에는 제강에서의 탈황 촉진 효과도 있다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.300％ 이상이다.

한편, sol.Al 함유량이 1.000％ 초과에서는, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도가 저하되거나, 항복비가 저하되어, 펀칭 가공성이 저하되거나 한다. 따라서, sol.Al 함유량은 1.000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.900％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.800％ 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.700％ 이하이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 sol.Al이란, 산 가용성 Al을 의미하며, 고용 상태에서 강 내에 존재하는 고용 Al을 나타낸다.

(S: 0.0100％ 이하)

S는, 함유시키는 것이 필수적인 원소는 아니며, 예를 들어 강 내에 불순물로서 함유되는 원소이다. S는, 미세한 MnS의 석출에 의해, 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해한다. 재결정 및 결정립의 성장이 저해되면, 무방향성 전자 강판의 철손이 증가하며, 또한 자속 밀도가 저하된다. 따라서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 이러한 재결정 및 결정립 성장의 저해에 의한 철손의 증가 및 자속 밀도의 저하는, S 함유량이 0.0100％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.

또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 정련 시의 탈황 처리의 비용을 근거로 하여, 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(N: 0.0100％ 이하)

N은 C와 마찬가지로, 무방향성 전자 강판의 자기 특성을 열화시키므로, N 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 정련 시의 탈질소 처리의 비용을 근거로 하여, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au: 총계로 2.50 내지 5.00％)

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au는, α-γ 변태를 발생시키기 위해 필요한 원소이다. 그 때문에, 이들 원소 중 적어도 1종을 2.50％ 이상 함유시킨다. 이들 원소의 전부를 함유시킬 필요는 없고, 어느 1종이라도 그 함유량이 2.50％ 이상이면 된다. 이들 원소의 함유량의 총계는, 바람직하게는 3.00％ 이상이다.

한편, 이들 원소의 함유량의 총계가 5.00％를 초과하면, 고비용이 되는 경우가 있으며, 또한 무방향성 전자 강판의 자속 밀도가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소의 함유량의 총계는 5.00％ 이하로 한다. 이들 원소의 함유량의 총계는, 바람직하게는 4.50％ 이하이다.

또한, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au의 총계는, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au의 함유량의 합계값을 산출함으로써 얻어진다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재는, α-γ 변태가 발생할 수 있는 조건으로서, 이하의 조건을 충족하는 화학 조성을 갖는다. 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]이라고 나타냈을 때, 이하의 식 (1)을 충족한다.

([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])>0.00％ … (1)

전술한 식 (1)을 충족하지 않는 경우에는, α-γ 변태가 발생하지 않기 때문에, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도가 낮아진다. 그 때문에, 식 (1)의 좌변은 0.00％ 초과로 한다. 식 (1)의 좌변은, 바람직하게는 0.30％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상이다.

식 (1)의 좌변의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 2.00％ 이하, 또는 1.00％ 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것, 혹은 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 의해 제조된, 무방향성 전자 강판의 특성에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것이 예시된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재는, Fe의 일부에 추가하여, 이하의 원소를 임의 원소로서 함유해도 된다. 하기 임의 원소를 함유시키지 않는 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 각 임의 원소에 대하여 상세하게 설명한다.

(Sn: 0.000 내지 0.400％, Sb: 0.000 내지 0.400％, P: 0.000 내지 0.400％)

Sn 및 Sb는, 냉간 압연 및 재결정 후의 집합 조직을 개선함으로써, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 향상시킨다. 그 때문에, 이들 원소를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Sn 및 Sb 중 1종이라도 그 함유량을 0.020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Sn 및 Sb가 과잉으로 포함되면 강이 취화된다. 따라서, Sn 함유량 및 Sb 함유량은 모두 0.400％ 이하로 한다.

또한, P는 재결정 후의 강판의 경도를 확보하기 위해 함유시켜도 된다. 이 효과를 확실하게 얻기 위해서는, P 함유량을 0.020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, P가 과잉으로 포함되면 강의 취화를 야기한다. 따라서, P 함유량은 0.400％ 이하로 한다.

(Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0000 내지 0.0100％)

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd는, 용강의 주조 시에 용강 내의 S와 반응하여 황화물 및/또는 산 황화물을 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㎛ 정도이며, MnS, TiN, AlN 등의 미세 석출물의 입경(100nm 정도)보다 훨씬 크다. 이들 미세 석출물은 조대 석출물 생성 원소의 석출물에 부착되어, 제1 어닐링(중간 어닐링) 등의 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해하기 어렵게 된다. 이들 작용 효과를 충분히 얻기 위해서는, 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 총계는 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 상기 작용을 충분히 얻기 위해서는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd 중 전부를 함유할 필요는 없으며, 어느 1종이라도 그 함유량이 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다.

한편, 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 총계가 0.0100％를 초과하면, 황화물 및/또는 산 황화물의 총량이 과잉이 되어, 제1 어닐링(중간 어닐링) 등의 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장이 저해된다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 총계는 0.0100％ 이하로 한다.

또한, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd의 함유량의 총계는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd의 함유량의 합계값을 산출함으로써 얻어진다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 강재의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)나 발광 분광 분석(OES: Optical Emission Spectroscopy)을 사용하여 측정하면 된다. 또한, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다. sol.Al은, 시료를 산으로 가열 분해한 후의 여액을 사용하여 ICP-AES에 의해 측정하면 된다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 집합 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, α-γ 변태가 발생할 수 있는 화학 조성을 갖고, 열간 압연에서의 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료 직후의 급랭에 의해 결정 조직이 미세화됨으로써, {100} 결정립이 성장한 집합 조직을 갖는다. 이에 의해, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 예를 들어 {100}<011> 방위의 집적 강도가 5 이상으로 되어, 압연 방향에 대하여 45°방향의 자속 밀도 B50이 특히 높아진다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 이와 같이 특정 방향에서 자속 밀도가 높아지지만, 전체적으로 판면 내의 전체 둘레 평균에서 높은 자속 밀도가 얻어진다. {100}<011> 방위의 집적 강도가 5 미만으로 되면, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 저하시키는 {111}<112> 방위의 집적 강도가 높아져, 전체적으로 자속 밀도가 저하되어 버린다.

{100}<011> 방위의 집적 강도는, X선 회절법 또는 전자선 후방 산란 회절(electron backscatter diffraction: EBSD)법에 의해 측정할 수 있다. X선 및 전자선의 시료로부터의 반사각 등이 결정 방위마다 다르기 때문에, 랜덤 방위 시료를 기준으로 하여 이 반사 강도 등으로 결정 방위 강도를 구할 수 있다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 자기 특성에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 압연 방향과 이루는 각도 중 작은 쪽의 각도가 45°로 되는 2개의 방향에 있어서, 자기 특성이 가장 우수하다. 한편, 압연 방향과 이루는 각도가 0°, 90°인 2개의 방향에 있어서, 자기 특성이 가장 떨어진다. 여기서, 당해 45°는 이론적인 값이며, 실제의 제조 시에는 45°에 일치시키는 것이 용이하지 않은 경우가 있다. 따라서, 이론적으로는, 자기 특성이 가장 우수한 방향이, 압연 방향과 이루는 각도 중 작은 쪽의 각도가 45°로 되는 2개의 방향이면, 실제의 무방향성 전자 강판에 있어서는, 당해 45°는, (엄밀하게) 45°에 일치하고 있지 않은 것도 포함하는 것으로 한다. 이것은, 당해 0°, 90°에 있어서도 동일하다.

또한, 이론적으로는, 자기 특성이 가장 우수한 2개의 방향의 자기 특성은 동일하게 되지만, 실제의 제조 시에는 당해 2개의 방향의 자기 특성을 동일하게 하는 것이 용이하지 않은 경우가 있다. 따라서, 이론적으로는, 자기 특성이 가장 우수한 2개의 방향의 자기 특성이 동일하면, 당해 동일함은, (엄밀하게) 동일하지 않은 것도 포함하는 것으로 한다. 이것은, 자기 특성이 가장 떨어지는 2개의 방향에 있어서도 동일하다.

또한, 상술한 각도는, 시계 방향 및 반시계 방향의 어느 방향의 각도도 양의 값을 갖는 것으로서 표기한 것이다. 시계 방향의 방향을 음의 방향으로 하고, 반시계 방향의 방향을 양의 방향으로 하는 경우, 전술한 압연 방향과 이루는 각도 중 작은 쪽의 각도가 45°로 되는 2개의 방향은, 전술한 압연 방향과 이루는 각도 중 절댓값이 작은 쪽의 각도가 45°, -45°로 되는 2개의 방향으로 된다.

전술한 압연 방향과 이루는 각도 중 작은 쪽의 각도가 45°로 되는 2개의 방향은, 압연 방향과 이루는 각도가 45°, 135°로 되는 2개의 방향이라고도 표기할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 측정하면, 압연 방향에 대하여 45°방향의 자속 밀도 B50이 1.660T 이상, 또한 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)의 자속 밀도 B50이 1.605T 이상으로 된다.

또한, 후술하는 스킨 패스 압연 및 변형 제거 어닐링을 실시하면 더 자기 특성이 향상되고, 압연 방향에 대하여 45°방향의 자속 밀도 B50이 1.800T 이상, 또한 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)의 자속 밀도 B50이 1.650T 이상으로 된다. 스킨 패스 압연 및 변형 제거 어닐링을 실시한 경우의 바람직한 자기 특성은, 압연 방향에 대하여 45°방향의 자속 밀도 B50이 1.815T 이상, 또한 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)의 자속 밀도 B50이 1.685T 이상이다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 압연 방향에 대하여 45°방향의 자속 밀도가 높기는 하지만, 판면 내의 전체 둘레 평균(전방향 평균)에서도 높은 자속 밀도가 얻어진다.

자속 밀도 B50은, 무방향성 전자 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 45°, 0°방향 등으로부터 한 변이 55mm인 정사각형의 시료를 잘라내고, 단판 자기 측정 장치를 사용하여, 5000A/m의 자장에 있어서의 자속 밀도를 측정함으로써 얻어진다. 전체 둘레 평균(전방향 평균)에서의 자속 밀도 B50은, 압연 방향에 대하여 0°, 45°, 90°및 135°의 자속 밀도의 평균값을 산출함으로써 얻어진다.

철손 W10/400은, 무방향성 전자 강판의 판 두께에 따라 변화한다. 무방향성 전자 강판의 판 두께가 감소할수록, 철손 W10/40은 낮아진다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 판 두께가 0.350 내지 0.400mm인 경우, 철손 W10/400은 19.00W/kg 이하로 된다. 후술하는 스킨 패스 압연 및 변형 제거 어닐링을 실시한 경우에는, 판 두께가 0.350 내지 0.400mm인 경우, 철손 W10/400은 16.00W/kg 이하로 된다.

철손 W10/400은, 무방향성 전자 강판으로부터 채집한 시료에 대하여, 단판 자기 측정 장치를 사용하여, 최대 자속 밀도가 1.0T로 되도록 400Hz의 교류 자장을 걸었을 때 생기는, 전체 둘레 평균의 에너지 손실(W/kg)을 측정함으로써 얻어진다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연, 제1 냉간 압연 및 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행한다. 또한, 제1 어닐링 후에, 필요에 따라, 제2 냉간 압연(스킨 패스 압연) 및/또는 제2 어닐링(변형 제거 어닐링)을 행해도 된다.

구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상술한 화학 조성을 갖는 강재에 대하여 열간 압연을 행하여, 열간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연 강판에 대하여 제1 냉간 압연을 행하는 공정과,

상기 제1 냉간 압연 후에 제1 어닐링을 행하는 공정을 갖고,

상기 열간 압연 시의 마무리 압연의 최종 패스를 Ar1 온도 이상의 온도 영역에서 행하고, 상기 마무리 압연의 상기 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각을 개시하고, 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 어닐링은, Ac1 온도 미만의 온도 영역에서 행해도 된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 어닐링 후에 제2 냉간 압연을 행하는 공정을 갖고, 상기 제1 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 80 내지 92％로 냉간 압연을 행하고, 상기 제2 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 5 내지 25％로 냉간 압연을 행해도 된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 냉간 압연 후에 제2 어닐링을 행하는 공정을 갖고, 상기 제2 어닐링에서는 어닐링 온도를 Ac1 온도 미만으로 해도 된다.

이하, 각 공정에 대하여 상세하게 설명한다.

우선, 상술한 화학 조성을 갖는 강재를 가열하여, 열간 압연을 실시한다. 강재는, 예를 들어 통상의 연속 주조에 의해 제조되는 슬래브이면 된다. 열간 압연의 조압연 및 마무리 압연은 γ 영역(Ar1 온도 이상)의 온도 영역에서 행한다. 즉, 마무리 압연의 마무리 온도(최종 패스의 출측 온도)가 Ar1 온도 이상으로 되도록 열간 압연을 행한다. 이에 의해, 그 후의 냉각에 의해 오스테나이트가 페라이트로 변태되어, 결정 조직이 미세화된다. 결정 조직이 미세화된 상태에서 냉간 압연을 실시하면, 벌징 재결정(벌징)이 발생하기 쉬워, 통상은 성장하기 어려운 {100} 결정립을 성장시키기 쉽게 할 수 있다. 마무리 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 950℃ 이하로 하면 된다.

마무리 압연의 마무리 온도가 Ar1 온도 이상으로 되도록, 강재의 가열 온도는, 예를 들어 1100 내지 1250℃로 하면 된다.

본 실시 형태에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각을 개시한다. 또한, 이 냉각을 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 행한다.

냉각 방법으로서는 주로 수랭을 들 수 있는데, 슬러리 등을 혼입시켜 냉각해도 되며, 상술한 냉각 속도로 냉각할 수 있으면 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, 평균 냉각 속도란, 냉각(공랭을 포함하지 않음) 개시 시와 냉각 종료 시의 온도차를, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 경과 시간으로 나눈 값이다.

오스테나이트가 페라이트로 변태됨으로써 결정 조직은 미세화되지만, 본 실시 형태에서는, 열간 압연(마무리 압연)을 완료하고 나서 0.1초 이내에 급랭함으로써, 결정 조직을 보다 미세화한다. 이와 같이 결정 조직을 보다 미세화함으로써, 그 후의 냉간 압연 및 중간 어닐링을 거쳐 벌징을 발생시키기 쉽게 할 수 있다.

마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료 후에는 0.0초에 상술한 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료로부터 0.0초에 상술한 냉각을 행하는 방법으로서는, 예를 들어 마무리 압연기의 최종 패스로부터 나오는 강판에 분출하는 냉각수를, 마무리 압연기의 최종 패스의 출측에 뿌려지도록 분출하는 방법을 들 수 있다.

본 실시 형태에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시까지의 시간은, 마무리 압연기로부터 수랭 개시할 때까지의 거리와, 그 구간의 통판 속도를 측정하여, 통판 거리/통판 속도를 산출함으로써 얻는다.

마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 결정 조직이 충분히 미세화되지 않기 때문에, 그 후의 벌징도 충분히 발생하지 않는다. 그 결과, {100} 결정립이 충분히 성장하지 않아, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도가 충분히 높아지지 않는다. 그 때문에, 마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 평균 냉각 속도는 50℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 70℃/초 이상, 90℃/초 이상이다.

한편, 열간 압연 설비를 고려하면, 마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 평균 냉각 속도를 500℃/초보다 크게 하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 평균 냉각 속도는 500℃/초 이하로 한다. 바람직하게는 400℃/초 이하, 300℃/초 이하이다.

마무리 압연 후의, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각은, 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 행한다. 바람직하게는 600℃ 이하이다. 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하면, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태는 완료된다.

마무리 압연 후의, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각의 정지 온도가 250℃ 이하이면, 마무리 압연 완료 후에 재결정되지 않고, 가공립이 잔존하기 때문에, 결정 조직을 충분히 미세화할 수 없다. 그 때문에, 상술한 냉각은 250℃ 초과의 온도 영역까지 행한다. 바람직하게는 300℃ 이상, 400℃ 이상이다.

250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한 후에는, 방랭, 완냉각 및 열간 압연판 어닐링을 행하지 않고 코일상으로 권취한다. 냉각을 정지하는 온도는, 실질적으로 코일의 권취 온도가 된다. 코일상으로 권취한 후, 코일을 되감고, 필요에 따라 산세를 행해도 된다. 코일을 되감은 후, 또는 산세한 후에는, 열간 압연 강판에 대하여 제1 냉간 압연을 행한다.

제1 냉간 압연에서는, 누적 압하율을 80 내지 92％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 누적 압하율이 높을수록 그 후의 벌징에 의해 {100} 결정립이 성장하기 쉬워지지만, 열간 압연 강판의 권취가 곤란해져, 조업이 곤란해지기 쉬워진다. 제1 냉간 압연에 있어서의 누적 압하율을 상술한 범위 내로 함으로써, 그 후의 벌징에 의한 {100} 결정립의 성장을 바람직하게 제어할 수 있다.

또한, 여기서 말하는 누적 압하율은, 제1 냉간 압연 전의 열간 압연 강판의 판 두께 t₀과, 제1 냉간 압연 후의 강판(냉간 압연 강판)의 판 두께 t₁을 사용하여, (1-t₁/t₀)×100(％)로 표시된다.

제1 냉간 압연을 행한 후에는, 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행한다. 본 실시 형태에서는, 페라이트로부터 오스테나이트로 변태되지 않는 온도 영역에서 중간 어닐링을 행하는 것이 바람직하다. 즉, 제1 어닐링의 온도를 Ac1 온도 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 조건에서 제1 어닐링을 행함으로써 벌징이 발생하여, {100} 결정립이 성장하기 쉬워진다. 또한, 제1 어닐링의 어닐링 시간(Ac1 온도 미만의 온도 영역에서의 유지 시간)은 5 내지 60초로 하는 것이 바람직하다. 또한, 제1 어닐링은 600℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하고, 또한 무산화 분위기에서 행하는 것이 바람직하다.

이상 설명한 방법에 의해, 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있다.

제1 어닐링을 행한 후에는, 제2 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하는 것이 바람직하다. 상술한 바와 같이 벌징이 발생한 상태에서 냉간 압연을 행하면, 벌징이 발생한 부분을 기점으로 {100} 결정립이 더 성장한다. 제2 냉간 압연의 누적 압하율은 5 내지 25％로 하는 것이 바람직하다. 제2 냉간 압연의 누적 압하율을 5 내지 25％로 함으로써, {100} 결정립을 바람직하게 성장시킬 수 있다.

또한, 여기서 말하는 누적 압하율은, 제2 냉간 압연 전의 무방향성 전자 강판의 판 두께 t₀과, 제2 냉간 압연 후의 무방향성 전자 강판의 판 두께 t₁을 사용하여, (1-t₁/t₀)×100(％)로 표시된다.

제2 냉간 압연을 행한 후에는, 제2 어닐링을 행하는 것이 바람직하다. 제2 어닐링에서는, 어닐링 온도를 Ac1 온도 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 조건에서 제2 어닐링을 행함으로써, {100} 결정립을 선택적으로 조대화시킬 수 있다. 이에 의해, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 보다 높일 수 있다.

자기 특성이 우수한 {100} 결정립에는 변형이 축적되기 어렵고, 자기 특성이 떨어지는 {111} 결정립에는 변형이 축적되기 쉬운 성질이 있다. 제2 냉간 압연을 행한 후, 어닐링을 행함으로써, 변형이 적은 {100} 결정립이 변형의 차를 구동력으로 하여 {111} 결정립을 잠식한다. 이에 의해, {100} 결정립이 더 성장한다. 변형의 차를 구동력으로 하여 발생하는 이 잠식 현상은 변형 유기 입계 이동(SIBM)이라고 불린다.

또한, 제2 어닐링으로서는, 단시간 어닐링(마무리 어닐링)을 행해도 되고, 장시간 어닐링(변형 제거 어닐링)을 행해도 되며, 그 양쪽을 행해도 된다. 단시간 어닐링을 행하는 경우에는, Ac1 온도 미만의 온도 영역에서 1시간 이하의 어닐링을 행하는 것이 바람직하다. 장시간 어닐링을 행하는 경우에는, Ac1 온도 미만의 온도에서 1시간 이상 어닐링을 행하는 것이 바람직하다. 장시간 어닐링을 행함으로써, 펀칭 가공에 의해 도입된 변형을 제거하는 효과, 및 {100} 결정립을 선택적으로 조대화시키는 효과를 얻을 수 있다.

단시간 어닐링 및 장시간 어닐링의 양쪽을 행하는 경우에는, 단시간 어닐링 후에 장시간 어닐링을 행하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서 Ar1 온도는, 1℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각 중인 강재(강판)의 열팽창 변화로부터 구한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서 Ac1 온도는, 1℃/초의 평균 가열 속도로 가열 중인 강재(강판)의 열팽창 변화로부터 구한다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대하여, 실시예를 나타내면서 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법의 어디까지나 일례에 지나지 않으며, 본 발명에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법이 하기의 예로 한정되는 것은 아니다.

(제1 실시예)

용강을 주조함으로써, 이하의 표 1에 나타내는 화학 조성의 슬래브를 제작하였다. 표 중의 식 좌변이란, 전술한 식 (1)의 좌변의 값을 나타내고 있다. 그 후, 제작한 슬래브를 1150℃까지 가열하고, 표 2 중에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행함으로써, 판 두께 2.5mm의 열간 압연 강판을 얻었다. 마무리 압연 후에는 수랭하고, 표 중의 권취 온도에서 수랭을 정지한 후, 권취를 행하였다.

마무리 압연의 최종 패스의 출측 온도(마무리 온도), 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시(수랭 개시)까지의 시간, 평균 냉각 속도, 및 권취 온도를 표 2에 나타낸다. 또한, 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시까지의 시간은, 마무리 압연기로부터 수랭 개시할 때까지의 거리와, 그 구간의 통판 속도를 측정하여, 통판 거리/통판 속도를 산출함으로써 얻었다. 여기서, 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시까지의 시간이 0.0초란, 마무리 압연기의 최종 패스의 출측에 냉각수가 뿌려지도록 냉각을 행한 것을 나타낸다.

다음에, 얻어진 열간 압연 강판에 대하여, 산세를 행함으로써 스케일을 제거하였다. 그 후, 85％의 누적 압하율로 판 두께 0.385mm가 될 때까지 냉간 압연을 행함으로써 강판(냉간 압연 강판)을 얻었다. 얻어진 강판을 가열하고, 무산화 분위기 중에서, 모든 강판의 Ac1 온도보다 낮은 온도인, 700℃에서 5 내지 60초 유지하는 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행하였다. 이어서, 9％의 누적 압하율로, 판 두께가 0.35mm가 될 때까지 제2 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

또한, Ar1 온도는, 1℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각 중인 강판의 열팽창 변화로부터 구하고, Ac1 온도는, 1℃/초의 평균 가열 속도로 가열 중인 강판의 열팽창 변화로부터 구하였다.

제2 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행한 후, 800℃에서 2시간 가열하는, 제2 어닐링(변형 제거 어닐링)을 행하였다. 또한, 800℃는, 모든 강판의 Ac1 온도보다 낮은 온도였다.

제2 어닐링을 행한 후, 단판 자기 측정 장치를 사용하여 자속 밀도 B50을 측정하였다. 한 변이 55mm인 정사각형의 시료를 강판의 압연 방향에 대하여 0°및 45°의 2종류의 방향으로 채취하고, 자속 밀도 B50을 측정하였다. 압연 방향에 대하여, 45°방향의 자속 밀도를 45°방향의 자속 밀도 B50으로 하였다. 압연 방향에 대하여, 0°, 45°, 90°및 135°의 자속 밀도의 평균값을 산출함으로써, 자속 밀도 B50의 전체 둘레 평균을 얻었다.

또한, 무방향성 전자 강판으로부터 채집한 시료에 대하여, 최대 자속 밀도가 1.0T로 되도록 400Hz의 교류 자장을 걸었을 때 생기는, 전체 둘레 평균의 에너지 손실(W/kg)을 측정함으로써 철손 W10/400을 얻었다.

표 2 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 본 발명예인 No.101 내지 No.108, No.112, No.114, No.116 내지 No.119는, 45°방향 및 전체 둘레 평균에 있어서 우수한 자기 특성(높은 자속 밀도 B50 및 낮은 철손 W10/400)이 얻어졌다.

한편, 비교예인 No.109 내지 No.111은 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시까지의 시간(표 중에서는 「마무리~냉각 개시 시간」)이 길었기 때문에, 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 본 발명예보다 떨어졌다. 비교예인 No.113은 평균 냉각 속도가 작았기 때문에, 본 발명예보다 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 떨어졌다. 비교예인 No.115는 권취 온도(냉각을 정지하는 온도)가 낮았기 때문에, 본 발명예보다 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 떨어졌다.

(제2 실시예)

용강을 주조함으로써, 이하의 표 3에 나타내는 화학 조성의 슬래브를 제작하였다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하고, 표 4 중에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행함으로써, 판 두께 2.5mm의 열간 압연 강판을 얻었다. 마무리 압연 후에는 수랭하고, 표 중의 권취 온도에서 수랭을 정지한 후, 권취를 행하였다.

표 4 중의 항목에 대해서는, 실시예 1과 마찬가지이기 때문에 설명을 생략한다.

다음에, 얻어진 열간 압연 강판에 대하여, 산세를 행함으로써 스케일을 제거하였다. 그 후, 85％의 누적 압하율로 판 두께가 0.385mm가 될 때까지 냉간 압연을 행함으로써 강판(냉간 압연 강판)을 얻었다. 얻어진 강판을 가열하고, 무산화 분위기 중에서, 모든 강판의 Ac1 온도보다 낮은 온도인, 700℃에서 5 내지 60초 유지하는 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행하였다. 이어서, 9％의 누적 압하율로, 판 두께가 0.35mm가 될 때까지 제2 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

제2 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행한 후, 800℃에서 2시간 가열하는, 제2 어닐링(변형 제거 어닐링)을 행하였다. 또한, 800℃는, 모든 강판의 Ac1 온도보다 낮은 온도였다.

제2 어닐링을 행한 후, 단판 자기 측정 장치를 사용하여 자속 밀도 B50 및 철손 W10/400을 측정하였다. 측정은 제1 실시예와 마찬가지의 수순으로 행하였다. 또한, Ar1 온도 및 Ac1 온도는 제1 실시예와 마찬가지의 방법에 의해 측정하였다.

No.201 내지 No.216은 본 발명예이며, 모두 자기 특성이 양호하였다. 특히, No.202 내지 No.204는 No.201, No.205 내지 No.214보다 자속 밀도 B50이 높고, No.205 내지 No.214는 No.201 내지 No.204보다 철손 W10/400이 낮았다. sol.Al 함유량이 높은 No.215 및 No.216은, No.201보다 철손 W10/400이 낮고, 자속 밀도 B50은 낮았다.

(제3 실시예)

용강을 주조함으로써, 이하의 표 5에 나타내는 화학 조성의 슬래브를 제작하였다. 그 후, 제작한 잉곳을 1150℃까지 가열하고, 표 6 중에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행함으로써, 판 두께 2.5mm의 열간 압연 강판을 얻었다. 마무리 압연 후에는 수랭하고, 표 중의 권취 온도에서 수랭을 정지한 후, 권취를 행하였다.

표 6 중의 항목에 대해서는, 실시예 1과 마찬가지이기 때문에 설명을 생략한다.

다음에, 얻어진 열간 압연 강판에 대하여, 산세를 행함으로써 스케일을 제거하였다. 그 후, 85％의 누적 압하율로 판 두께가 0.385mm가 될 때까지 냉간 압연을 행함으로써 강판(냉간 압연 강판)을 얻었다. 얻어진 강판을 가열하고, 무산화 분위기 중에서, 모든 강판의 Ac1 온도보다 낮은 온도인, 700℃에서 5 내지 60초 유지하는 제1 어닐링(중간 어닐링)을 행하였다.

제1 어닐링을 행한 후, 단판 자기 측정 장치를 사용하여 자속 밀도 B50 및 철손 W10/400을 측정하였다. 측정은 제1 실시예와 마찬가지의 수순으로 행하였다. 또한, Ar1 온도 및 Ac1 온도는 제1 실시예와 마찬가지의 방법에 의해 측정하였다.

표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 본 발명예인 No.301 내지 No.308, No.312, No.314, No.316 내지 No.326은, 45°방향 및 전체 둘레 평균에 있어서 우수한 자기 특성(높은 자속 밀도 B50 및 낮은 철손 W10/400)이 얻어졌다.

한편, 비교예인 No.309 내지 No.311은 마무리 압연의 최종 패스의 압연 완료~냉각 개시까지의 시간이 길었기 때문에, 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 본 발명예보다 떨어졌다. 비교예인 No.313은 평균 냉각 속도가 작았기 때문에, 본 발명예보다 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 떨어졌다. 비교예인 No.315는 권취 온도가 낮았기 때문에, 본 발명예보다 자속 밀도 B50이 낮고, 철손 W10/400이 높아, 자기 특성이 떨어졌다.

Claims (7)

1. 질량％로,
   C: 0 초과 0.0100％ 이하,
   Si: 1.50 내지 4.00％,
   sol.Al: 0.0001 내지 1.000％,
   S: 0 초과 0.0100％ 이하,
   N: 0 초과 0.0100％ 이하,
   Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu 및 Au: 총계로 2.50 내지 5.00％,
   Sn: 0.000 내지 0.400％,
   Sb: 0.000 내지 0.400％,
   P: 0.000 내지 0.400％, 그리고
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0000 내지 0.0100％를 함유하고,
   질량％로, Mn 함유량을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Co 함유량을 [Co], Pt 함유량을 [Pt], Pb 함유량을 [Pb], Cu 함유량을 [Cu], Au 함유량을 [Au], Si 함유량을 [Si], sol.Al 함유량을 [sol.Al]이라고 나타냈을 때, 이하의 식 (1)을 충족하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강재에 대하여 열간 압연을 행하여, 열간 압연 강판을 얻는 공정과,
   상기 열간 압연 강판에 대하여 제1 냉간 압연을 행하는 공정과,
   상기 제1 냉간 압연 후에 제1 어닐링을 행하는 공정을 갖고,
   상기 열간 압연 시의 마무리 압연의 최종 패스를 Ar1 온도 이상의 온도 영역에서 행하고, 상기 마무리 압연의 상기 최종 패스의 압연 완료로부터 0.1초 이내에, 평균 냉각 속도가 50 내지 500℃/초인 냉각을 개시하고, 250℃ 초과 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 250℃ 초과 700℃ 이하의 상기 온도 영역에서 코일상으로 권취하고,
   상기 제1 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 80 내지 92％로 냉간 압연을 행하고,
   상기 제1 어닐링은, Ac1 온도 미만의 온도 영역에서 행하고, 상기 제1 어닐링의 어닐링 시간(Ac1 온도 미만의 온도 영역에서의 유지 시간)은 5 내지 60초인
   것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
   ([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])>0.00％ … (1)
2. 제1항에 있어서, 상기 강재가, 질량％로,
   Sn: 0.020 내지 0.400％,
   Sb: 0.020 내지 0.400％,
   P: 0.020 내지 0.400％, 그리고
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd: 총계로 0.0005 내지 0.0100％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
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4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 제1 어닐링 후에 제2 냉간 압연을 행하는 공정을 갖고,
   상기 제2 냉간 압연을 행하는 공정에 있어서는, 누적 압하율 5 내지 25％로 냉간 압연을 행하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
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6. 제4항에 있어서, 상기 제2 냉간 압연 후에 제2 어닐링을 행하는 공정을 갖고,
   상기 제2 어닐링에서는, 어닐링 온도를 Ac1 온도 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
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