KR100973627B1

KR100973627B1 - 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100973627B1
Application number: KR1020087002741A
Authority: KR
Inventors: 이치로우 다나카; 히로시 후지무라; 히로카츠 니토미; 히로요시 야시키; 고우지 니시다; 히로키 다카마루
Original assignee: 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Priority date: 2005-07-07
Filing date: 2005-12-06
Publication date: 2010-08-02
Also published as: CN101218362A; WO2007007423A1; CN101218362B; US20110042625A1; KR20080027913A; US20090202383A1; US7922834B2; US8157928B2

Abstract

본 발명은, 표면의 성질 및 상태가 우수하고, 또한 고속 회전하는 회전기의 회전자로서 필요한 우수한 기계 특성과 자기 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 주목적으로 한다.

본 발명은, 질량%로, C : 0.06% 이하, Si : 3.5% 이하, Mn : 0.05% 이상 3.0% 이하, Al : 2.5% 이하, P : 0.30% 이하, S: 0.04% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, Nb, Ti, Zr 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 소정의 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 재결정 부분의 면적 비율이 90% 미만인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판을 제공함으로써, 상기 목적을 달성한다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법{NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 발전기, 전동기(모터) 등의 회전기의 회전자, 특히 전기 자동차, 하이브리드 자동차의 구동 모터, 로봇, 공작 기계 등의 서보 모터와 같은 높은 효율이 요구되는 회전기의 회전자에 이용되는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 고속 회전하는 영구자석 매립식 모터의 회전자로서 적합한 우수한 기계 특성과 자기 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근의 지구 환경 문제의 고조로부터, 많은 분야에서 에너지 절약, 환경 대책 기술이 진전되고 있다. 자동차 분야도 예외는 아니고, 배기가스 저감, 연비 향상 기술이 급속히 진보되고 있다. 전기 자동차 및 하이브리드 자동차는 이러한 기술의 집대성이라고 해도 과언이 아니고, 자동차 구동 모터(이하, 간단히 「구동 모터」라고도 한다)의 성능이 자동차 성능을 크게 좌우한다.

구동 모터의 상당수는 영구자석을 이용하고, 권선을 감은 고정자(스테이터) 부분과 영구자석을 배치한 회전자(로터) 부분으로 구성된다. 최근에는 영구자석을 회전자 내부에 매립한 형상(영구자석 매립형 모터 ; IPM 모터)이 주류가 되고 있 다. 또, 파워 일렉트로닉스 기술의 진전에 의해 회전수는 임의로 제어 가능하고, 고속화 경향에 있다. 따라서, 철심 소재는 상용 주파수(50∼60Hz) 이상의 고주파수역에서 여자되는 비율이 높아지고 있고, 상용 주파수에서의 자기 특성뿐만 아니라, 400Hz∼수kHz에서의 자기 특성 개선이 요구되게 되었다. 또, 회전자는 고속 회전시의 원심력뿐만 아니라 회전수 변동에 따른 응력 변동을 항상 받기 때문에, 회전자의 철심 소재에는 기계 특성도 요구되고 있다. 특히, IPM 모터의 경우에는 복잡한 회전자 형상을 가지므로, 회전자용 철심 재료에는 응력 집중을 고려하여 원심력 및 응력 변동에 견딜 수 있는 기계 특성이 필요해진다. 또, 로봇, 공작 기계용 서보 모터 분야에서도, 구동 모터와 동일하게 회전수의 고속화가 향후 진행되어 갈 것으로 예측된다.

종래, 구동 모터의 고정자는 주로 펀칭 가공한 무방향성 전자 강판의 적층에 의해 제조되어 있었지만, 회전자는 로스트 왁스 주조법 혹은 소결법 등에 의해 제조되는 경우도 있었다. 이것은 고정자에는 우수한 자기 특성이, 회전자에는 견고한 기계 특성이 요구되는 것에 의한다. 그러나, 모터 성능은 회전자-고정자 사이의 에어 갭에 크게 영향을 받기 때문에, 상술한 회전자에서는 정밀 가공의 필요성이 생겨 철심 제조 비용이 대폭으로 증가한다는 문제가 있었다. 비용 삭감의 관점에서는, 펀칭 가공한 전자 강판을 사용하면 되지만, 회전자에 필요한 자기 특성과 기계 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판은 알려져 있지 않은 것이 현재 상태였다.

우수한 기계 특성을 갖는 전자 강판으로서는, 예를 들면 특허 문헌 1에, 3.5∼7%의 Si에 더해, Ti, W, Mo, Mn, Ni, Co 및 Al 중 1종 또는 2종 이상을 20%를 넘 지 않는 범위에서 함유하는 강판이 제안되어 있다. 이 방법에서는 강의 강화 기구로서 고용 강화를 이용하고 있다. 그러나, 고용 강화의 경우에는 냉간 압연 모재도 동시에 고강도화되기 때문에 냉간 압연이 곤란하고, 또 이 방법에 있어서는 온간 압연이라는 특수 공정이 필수이므로, 생산성 향상이나 수율 향상 등 개선의 여지가 있다.

또, 특허 문헌 2에는, 2.0∼3.5%의 Si, 0.1∼6.0%의 Mn에 더해 B 및 다량의 Ni을 함유하고, 결정 입경이 30μm 이하인 강판이 제안되어 있다. 이 방법에서는 강의 강화 기구로서 고용 강화와 결정 입경 미세화에 의한 강화를 이용한다. 그러나, 결정립 미세화에 의한 강화는 비교적 효과가 작기 때문에, 특허 문헌 2의 실시예에 나타나 있는 바와 같이, Si를 3.0% 정도 함유시킨 후에 고가의 Ni을 다량으로 함유시키는 것이 필수이고, 냉간 압연시에 깨짐이 많이 발생한다는 문제나, 합금 비용 증가와 같은 과제가 남아 있다.

또한, 특허 문헌 3 및 특허 문헌 4에는, 2.0∼4.0%의 Si에 더해 Nb, Zr, B, Ti 또는 V 등을 함유하는 강판이 제안되어 있다. 이러한 방법에서는 Si에 의한 고용 강화에 더해 Nb, Zr, Ti 또는 V의 석출물에 의한 석출 강화를 이용하고 있다. 그러나, 이러한 석출물에 의한 강화는 비교적 효과가 작기 때문에, 특허 문헌 3 및 특허 문헌 4의 실시예에 나타나 있는 바와 같이, Si를 3.0% 정도 함유시킬 필요가 있고, 특히 특허 문헌 3의 방법에서는 고가의 Ni을 다량으로 함유시키는 것도 필요하다. 그 때문에 냉간 압연시에 깨짐이 많이 발생한다는 문제나, 합금 비용 증가와 같은 과제가 남아 있다.

또, 특허 문헌 5 및 특허 문헌 6에는, Si 및 Al을 0.03∼0.5%로 제한한 다음 Ti, Nb 및 V, 혹은 P 및 Ni을 함유하는 강판이 각각 제안되어 있다. 이러한 방법에서는, Si에 의한 고용 강화보다도 탄화물의 석출 강화 및 P의 고용 강화를 이용하고 있다. 그러나, 이러한 방법에서는, 후술하는 구동 모터의 회전자로서 필요한 강도 레벨을 확보할 수 없다는 문제나, 특허 문헌 5 및 특허 문헌 6의 실시예에 나타나 있는 바와 같이 2.0% 이상의 Ni 함유가 필수이고, 합금 비용이 비싸다는 문제가 있다.

또한, 특허 문헌 7에는, Si : 1.6∼2.8%이고, 결정 입경, 내부 산화층 두께, 및 항복점을 한정한 영구자석 매립형 모터용 무방향성 전자 강판이 제안되어 있다. 그러나, 이 방법에 의한 강판의 항복점에서는, 고속 회전하는 구동 모터의 회전자로서는 강도 부족하다.

또, 특허 문헌 8에는, 자기 특성이 우수한 고강도 전자 강판이 제안되어 있다. 그러나, Ti, Nb의 함유량을 불가피적 불순물 레벨로 하거나, 혹은 저감하는 것을 기본으로 하기 때문에, 높은 강도를 안정적으로 얻을 수는 없다.

또한, JIS C 2552에 규정된 무방향성 전자 강판으로서는, 이른바 하이 그레이드 무방향성 전자 강판(35A210, 35A230 등)이 가장 합금 함유량이 높고 고강도이지만, 기계 특성 레벨은 상술한 고장력 전자 강판을 밑돌고 있어 고속 회전하는 구동 모터의 회전자로서는 강도 부족하다.

[특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 소60-238421호 공보]

[특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 평1-162748호 공보]

[특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 평2-8346호 공보]

[특허 문헌 4 : 일본 공개특허공보 평6-330255호 공보]

[특허 문헌 5 : 일본 공개특허공보 2001-234302호 공보]

[특허 문헌 6 : 일본 공개특허공보 2002-146493호 공보]

[특허 문헌 7 : 일본 공개특허공보 2001-172752호 공보]

[특허 문헌 8 : 일본 공개특허공보 2005-113185호 공보]

[발명이 해결하고자 하는 과제]

상술한 바와 같이, 무방향성 전자 강판의 고강도화 수법으로서 종래로부터 제안되어 있는 고용 강화 및 석출 강화에서는, 냉간 압연의 모재도 강화되어 버리므로, 냉간 압연시에 깨짐이 많이 발생한다. 또, 결정립 미세화에 의한 고강도화에서는, 그 강화량이 불충분하기 때문에, 회전자 용도로서 실용에 견디는 강도를 실현할 수 없다. 또한, 본 발명자들은 변태 강화에 대하여도 검토를 행하였지만, 변태 강화에서는 마텐자이트 등의 변태 조직이 철손을 현저하게 증대시키는 것이 판명되어, 회전자 용도로서 실용에 견디는 자기 특성을 실현할 수 없다.

또, 표면의 성질 및 상태를 향상시킬 수 있으면, 철심으로서 사용할 때, 점적율의 향상에 의해 모터 효율을 향상시킬 수 있으므로 바람직하다.

본 발명은, 상기 문제점을 감안하여 이루어진 것으로서, 표면의 성질 및 상태가 우수하고, 또한 고속 회전하는 전동기(모터), 발전기 등의 회전기의 회전자로서 필요한 우수한 기계 특성과 자기 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 주목적으로 한다.

[과제를 해결하기 위한 수단]

본 발명자들은, 회전자에 적합한 자기 특성과 기계 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판이 가져야 할 강 조직에 대하여 여러 가지 검토를 행하고, 종래 거의 검토되어 있지 않은 가공 경화에 의한 고강도화에 주목하였다. 그리고, 회복 상태에서 잔존하는 전위(轉位)는 철손에 미치는 영향이 비교적 작다는 새로운 지견을 얻어, 종래의 무방향성 전자 강판의 기술 인식인 완전한 재결정 페라이트 조직과는 전혀 반대의 기술 사상에 입각하여, 강판의 조직을 다량의 전위가 잔존한 가공 조직 및 회복 상태의 조직(이하, 「회복 조직」이라고 칭한다)으로 함으로써, 회전자에 요구되는 자기 특성 및 기계 특성이 얻어지는 것을 알아내었다.

또한, 회복 조직을 안정적으로 얻기 위해서는, Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량을 소정의 범위로 하는 것이 필요한 것 ; 열간 압연에서의 누적 압하율이나, 강괴(鋼塊) 또는 강편(鋼片)의 등축정율(等軸晶率) 등을 제어함으로써, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시킨 무방향성 전자 강판의 표면의 성질 및 상태를 보다 안정적으로 개선할 수 있는 것 ; Nb, Zr, Ti 및 V을 적극적으로 함유시킨 강을 이용하여 원하는 기계 특성을 안정적으로 얻기 위해서는, 균열(均熱) 처리 공정에 이용하기 전 단계에 있어서의 강판의 인장 강도를 제어하면 되는 것과 같은 새로운 지견을 얻어, 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명은, 질량%로, C : 0.06% 이하, Si : 3.5% 이하, Mn : 0.05% 이상 3.0% 이하, Al : 2.5% 이하, P : 0.30% 이하, S : 0.04% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, Nb, Ti, Zr 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 하기 식 (1)을 만족하는 범위에서 함유하고, 또한 임의 첨가 원소로서 Cu : 0% 이상 8.0% 이하, Ni : 0% 이상 2.0% 이하, Cr : 0% 이상 15.0% 이하, Mo : 0% 이상 4.0% 이하, Co : 0% 이상 4.0% 이하, W : 0% 이상 4.0% 이하, Sn : 0% 이상 0.5% 이하, Sb : 0% 이상 0.5% 이하, Se : 0% 이상 0.3% 이하, Bi : 0% 이상 0.2% 이하, Ge : 0% 이상 0.5% 이하, Te : 0% 이상 0.3% 이하, B : 0% 이상 0.01% 이하, Ca : 0% 이상 0.03% 이하, Mg : 0% 이상 0.02% 이하, REM : 0% 이상 0.1% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 재결정 부분의 면적 비율이 90% 미만인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판을 제공한다.

0<Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)<5×10^-3 (1)

(여기에서, 식 (1) 중, Nb, Zr, Ti, V, C 및 N는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)

본 발명에 있어서는, 재결정 부분의 면적 비율을 적정하게 제어하고, 많은 전위가 잔존한 강 조직으로 함으로써 강도를 높일 수 있으므로, 기계 특성 및 자기 특성이 양호한 무방향성 전자 강판으로 할 수 있다. 또, 상기 식 (1)에 의해 Nb, Ti, Zr 및 V의 함유량의 상한을 규정함으로써, 양호한 표면의 성질 및 상태를 확보할 수 있다. 즉, 상술한 강 조성으로 함으로써, 상기의 강 조직을 안정적으로 얻을 수 있는 것과 함께 우수한 표면의 성질 및 상태를 얻을 수 있다.

또, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, 질량%로, Nb : 0.02% 초과를 함유하는 것이 바람직하다. 회복 조직을 얻기 위해서는, Nb, Zr, Ti, V 중에서도 특히 Nb를 중심으로 함유시키는 것이 가장 효과적이기 때문이다. 즉, Nb, Zr, Ti, V 중에서도 특히 Nb의 재결정 억제 효과가 크기 때문에, 안정적으로 상기의 강 조직을 얻을 수 있기 때문이다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, Cu, Ni, Cr, Mo, Co 및 W으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.01% 이상 8.0% 이하 Ni : 0.01% 이상 2.0% 이하

Cr : 0.01% 이상 15.0% 이하 Mo : 0.005% 이상 4.0% 이하

Co : 0.01% 이상 4.0% 이하 W : 0.01% 이상 4.0% 이하

상기 원소의 고강도화 작용에 의해, 강판의 강도를 보다 높이는 것이 가능해지기 때문이다.

또, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te 및 B로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것이 바람직하다.

Sn : 0.001% 이상 0.5% 이하 Sb : 0.0005% 이상 0.5% 이하

Se : 0.0005% 이상 0.3% 이하 Bi : 0.0005% 이상 0.2% 이하

Ge : 0.001% 이상 0.5% 이하 Te : 0.0005% 이상 0.3% 이하

B : 0.0002% 이상 0.01% 이하

상기 원소의 입계 편석에 의해, 효과적으로 재결정을 억제할 수 있기 때문이다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판은, Ca, Mg 및 REM으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0001% 이상 0.03% 이하 Mg : 0.0001% 이상 0.02% 이하

REM : 0.0001% 이상 0.1% 이하

상기 원소의 황화물 형태 제어 작용에 의해, 자기 특성을 더욱 개선할 수 있기 때문이다.

본 발명은, 또, 상술한 강 조성을 구비한 강괴 또는 강편에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉간 압연 강판을 820℃ 이하로 균열하는 균열 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량을 적정하게 제어하여, 재결정 및 결정립 성장을 목적으로 하여 실시되는 균열 처리 공정에서의 균열 온도를 소정의 범위로 함으로써, 재결정을 억제하고, 소정의 판두께로의 가공시에 도입된 전위의 소멸을 억제하여, 다량의 전위를 잔존시킨 가공 조직 및 회복 조직을 주체로 하는 강판을 얻을 수 있다. 이에 의해 고강도의 무방향성 전자 강판을 제조하는 것이 가능하다. 또한, 소정의 강 조성을 구비한 강괴 또는 강편을 이용함으로써, 기계 특성뿐만 아니라 자기 특성도 양호한 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있다. 또, 소정의 강 조성으로 제어하기 때문에 강판의 표면의 성질 및 상태도 양호해져, 회전자를 구성했을 때의 점적율이 향상해 모터 효율을 향상시킬 수 있다. 이와 같이 본 발명에 의하면, 종래와 같이 고가의 강 성분을 이용하는 일도, 특수한 공정을 거치는 일도 없이, 예를 들면 구동 모터의 회전자로서 필요한 자기 특성 및 기계 특성을 만족하고, 표면의 성질 및 상태가 양호한 무방향성 전자 강판을 안정하게 제조할 수 있다.

상기 발명에 있어서는, 상기 열간 압연 공정이, 상기 강괴 또는 강편을 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한 후에, 누적 압하율이 80% 이상인 조열간(粗熱間) 압연을 실시하여 조(粗) 바를 얻는 거친 열간 압연 공정과, 상기 조 바에 마무리 열간 압연을 실시하는 마무리 열간 압연 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 마무리 열간 압연 공정 전의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 공정을 소정의 조건으로 행함으로써, 구체적으로는 거친 열간 압연에 이용할 때의 슬래브의 온도, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율, 및, 거친 열간 압연 후에 마무리 열간 압연 전에 있어서의 조 바의 온도를 소정의 범위로 함으로써, 양호한 표면의 성질 및 상태를 안정하게 확보할 수 있기 때문이다. 그 결과, 높은 점적율을 실현할 수 있다.

이때, 상기 강괴 또는 강편의 단면 조직에 있어서의 평균 등축정율이 25% 이상인 것이 바람직하다. 이에 의해, 표면의 성질 및 상태를 안정적으로 개선할 수 있기 때문이다.

또, 본 발명에 있어서는, 상기 냉간 압연 공정에서, 판두께가 0.15mm 이상 0.80mm 이하이고, 인장 강도가 850MPa 이상인 냉간 압연 강판을 제작하는 것이 바람직하다. 본 발명은, 상술한 바와 같이 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위의 소멸을 억제하여 고강도화를 도모하는 것이므로, 균열 처리 공정의 전까지 전위를 충분히 도입하는 것이 필요하다. 냉간 압연 강판의 판두께를 소정의 범위로 함으로써, 냉간 압연 공정시에 충분히 전위를 도입하는 것이 가능하다. 또, 강이 Nb, Zr, Ti 및 V을 함유하는 경우, 상술한 바와 같이 균열 처리 공정에서의 전위의 소멸이 억제되므로, 균열 처리 공정의 전까지 도입되는 전위의 양이 많을수록, 균열 처리 공정 후에 잔존하는 전위의 양은 많아져, 강도가 향상한다. 균열 처리 공정에 이용하기 전 단계에서의 전위의 양은, 균열 처리 공정에 이용하기 전 단계에서의 강도, 즉 냉간 압연인 채로의 강판의 강도, 예를 들면 인장 강도를 지표로 할 수 있다. 그 때문에, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유하는 강에서는, 균열 처리 공정에 이용하기 전 단계에 있어서의 강판의 인장 강도, 즉 냉간 압연 강판의 인장 강도를 소정의 범위로 함으로써, 고강도화에 필요한 도입해야 할 전위의 양을 확보할 수 있어, 보다 확실하게 고강도화를 도모할 수 있다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 열간 압연 강판에 열연판 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정을 갖고 있어도 된다. 열연판 소둔을 실시함으로써, 강판의 연성(延性)이 향상하여 냉간 압연 공정에서의 파단을 억제할 수 있고, 또한 우수한 표면의 성질 및 상태를 얻을 수 있기 때문이다.

또 본 발명은, 상술한 무방향성 전자 강판을 적층하여 이루어진 것을 특징으로 하는 회전자 철심을 제공한다. 본 발명의 회전자 철심은, 상술한 무방향성 전자 강판을 적층하여 구성되므로, 예를 들면 전동기에 적용한 경우에는, 모터 효율을 향상시키는 것과 함께, 안정하게 사용할 수 있다. 또 발전기에 적용한 경우에는, 고속 회전이 가능하고, 발전 효율의 향상으로 이어진다.

또한 본 발명은, 상기 회전자 철심을 이용한 것을 특징으로 하는 회전기를 제공한다. 본 발명에 있어서는, 상기 회전자 철심을 이용하므로, 예를 들면 전동기로서는 모터 효율 향상 및 장기에 걸친 사용 안정성을 도모할 수 있다. 또, 발전기로서는 발전 효율 향상을 도모할 수 있다.

[발명의 효과]

본 발명에 의하면, 고속 회전하는 회전기의 회전자로서 필요한 우수한 기계 특성과 자기 특성을 겸비하고, 표면의 성질 및 상태도 우수한 무방향성 전자 강판을, 막대한 비용 증가를 초래하지 않고 안정하게 제조하는 것이 가능하다. 그 때문에, 전기 자동차나 하이브리드 자동차의 구동 모터 분야 등에 있어서의 회전수의 고속화에 충분히 대응할 수 있어, 그 공업적 가치는 대단히 높다.

도 1은 700℃로 20초간 유지의 균열 처리를 행한 강판에 대한, Nb^*(=Nb/93-C/12-N/14) 및 Ti^*(=Ti/48-C/12-N/14)과 인장 강도의 관계를 도시한 도면이다.

도 2는 750℃로 20초간 유지의 균열 처리를 행한 강판에 대한, Nb^*(=Nb/93-C/12-N/14) 및 Ti^*(=Ti/48-C/12-N/14)과 인장 강도의 관계를 도시한 도면이다.

도 3은 균열 처리 공정 전후의 인장 강도의 관계를 도시한 도면이다.

도 4는 균열 처리 공정 전의 인장 강도와 균열 처리 공정 후의 항복점의 관계를 도시한 도면이다.

도 5는 재결정 부분의 면적 비율과 항복점 및 인장 강도의 관계를 도시한 도면이다.

본 발명에서 언급한 회전자에 이용하는 전자 강판으로서 필요한 특성이란, 첫 번째로 기계 특성이고, 항복점 및 인장 강도를 가리킨다. 이것은 고속 회전시의 회전자의 변형 억제뿐만 아니라, 응력 변동에 기인하는 피로 파괴 억제를 목적으로 한다. 최근의 전기 자동차, 하이브리드 자동차의 구동 모터에서는, 회전자는 250MPa 정도의 평균 응력 하에서 150MPa 정도의 응력 진폭을 받는다. 따라서, 변형 억제의 관점에서 항복점은 400MPa 이상, 안전율을 고려하면 500MPa 이상을 만족할 필요가 있다. 바람직하게는 550MPa 이상이다. 또, 상술한 응력 상태에서의 피로 파괴를 억제하는 관점에서 인장 강도는 550MPa 이상, 안전율을 고려하면 600MPa 이상, 바람직하게는 700MPa 이상 필요하다.

또, 회전자에 이용하는 전자 강판으로서 필요한 제2 특성은 자속 밀도이다. IPM 모터와 같이 릴럭턴스 토크를 활용하는 모터에서는 회전자에 이용되는 재질의 자속 밀도도 토크에 영향을 미쳐, 자속 밀도가 낮으면 원하는 토크를 얻을 수 없다.

또한, 회전자에 이용하는 전자 강판으로서 필요한 제3 특성은 철손이다. 철 손은 불가역인 자벽 이동에 기인하는 히스테리시스 손실과, 자화 변화에 기인하여 발생하는 와전류에 의한 줄열(와전류 손실)로 구성되고, 전자 강판의 철손은 이들의 총합인 토탈의 철손으로 평가된다. 회전자에서 발생하는 손실은 모터 효율 그 자체를 지배하는 것은 아니지만, 회전자의 손실, 즉 발열에 의해 영구자석이 감자(減磁)하기 때문에, 간접적으로 모터 성능을 열화시킨다. 따라서, 회전자에 사용되는 재질의 철손치의 상한은 영구자석의 내열 온도의 관점에서 결정되고, 고정자에 사용되는 재질보다 철손치가 높아도 허용된다고 상기된다.

또, 회전자에 이용하는 전자 강판으로서 필요한 제4 특성은 표면의 성질 및 상태이다. 표면의 성질 및 상태가 떨어지는 경우에는, 적층한 경우의 강판의 점적율이 저하하기 때문에, 모터 효율이 저하한다. 즉, 표면의 성질 및 상태가 떨어지는 경우에는, 철심으로서 사용할 때에 점적율의 저하에 의해 유효한 단면적당의 자속 밀도가 저하하여, 모터 효율이 저하한다. 특히, 릴럭턴스 토크를 활용하는 IPM 모터에 있어서 저하가 현저해진다. 여기에서, 점적율이란, 무방향성 전자 강판을 적층하여 철심을 제작했을 때의, 철심 두께 전체에 차지하는 강판의 비율이다.

본 발명자들은 이러한 특성을 만족하는 무방향성 전자 강판에 대하여 예의 검토를 행하였다. 우선, 상술한 착상을 기초로 회전자에 적합한 자기 특성과 기계 특성을 겸비한 무방향성 전자 강판이 가져야 할 강 조직에 대하여 여러 가지 검토를 행하였다. 그 결과, 고용 강화 및 석출 강화에서는 냉간 압연 모재도 고강도화되므로 냉간 압연시의 파단을 피할 수 없는 것, 결정립 미세화만으로는 요구 레벨의 기계 특성을 달성할 수 없는 것, 및, 마텐자이트 등의 변태 조직에서는 철손이 현저하게 증대하는 것이 판명되었다. 또한, 강화 기구로서 가공 경화에 대하여 검토한 결과, 회복 상태에서 잔존하고 있는 전위는 철손에 미치는 영향이 비교적 작은 것이 판명되었다. 이러한 결과로부터, 종래의 무방향성 전자 강판의 기술 인식인 완전한 재결정 페라이트 조직과는 전혀 반대로, 다량이 전위가 잔존한 가공 조직 및 회복 조직으로 함으로써, 회전자에 요구되는 자기 특성과 기계 특성이 달성된다는 지견을 얻었다.

가공 조직 및 회복 조직은, 소정의 판두께로의 가공시에 도입된 전위를 균열 처리시에 소멸시키지 않고 잔존시킴으로써 얻어진다. 그 때문에, 고용 강화 혹은 석출 강화 주체의 종래 기술과는 달리, 냉간 압연 모재의 고강도화를 수반하지 않고 고강도화가 가능하고, 냉간 압연시의 파단을 억제할 수 있다. 이러한 가공 조직 및 회복 조직을 얻기 위해서는, 재결정 및 결정립 성장을 목적으로 하여 통상 냉간 압연 후에 행해지는 균열 처리에서의 전위의 소멸 및 재결정을 억제하는 것이 필요하다. 또, 균열 처리시에 전위의 소멸 및 재결정을 억제하기 위해서는, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시키는 것이 필요하고, 특히 Nb의 기여가 크기 때문에 Nb를 중심으로 하여 적정량 함유시키는 것이 바람직하다. 단, Nb, Zr, Ti 및 V을 과도하게 함유시키면 표면의 성질 및 상태가 열화하므로, Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량의 적정화가 중요해진다.

또한, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시킨 무방향성 전자 강판에서 염려되는 표면의 성질 및 상태를 안정적으로 개선하기 위해서는, 열간 압연 조건 등을 적정화하는 것이 바람직하다. 또, 원하는 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는, 냉간 압연 조건 등을 적정화하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 완성시키기에 이른 지견에 대하여 설명한다.

우선, 본 발명의 특징인 Nb, Zr, Ti 및 V에 관한 지견에 대하여 서술한다.

주요 성분이 질량%로, Si : 2.0%, Mn : 0.2%, Al : 0.3%, N : 0.002%, P : 0.01%이고, C, S 및 Nb의 함유량을 각각 C : 0.001∼0.04%, S : 0.0002∼0.03%, Nb : 0.001∼0.6%로 변화시킨 강과, 주요 성분이 질량%로, Si : 2.0%, Mn : 0.2%, Al : 0.3%, N : 0.002%, P : 0.01%이고, C, S 및 Ti의 함유량을 각각 C : 0.001∼0.04%, S : 0.0002∼0.03%, Ti : 0.001∼0.3%로 변화시킨 강에 열간 압연을 실시하여 2.3mm로 한 후, 800℃로 10시간의 열연판 소둔을 행하고, 또한 0.35mm까지 냉간 압연하여, 700℃로 20초간 유지 혹은 750℃로 20초간 유지의 2가지의 조건으로 균열 처리를 실시하였다. 이와 같이 하여 얻어진 강판의 인장 강도를 측정하였다.

도 1 및 도 2에, 700℃ 또는 750℃로 20초간 유지의 균열 처리를 실시한 각각의 강판에 대하여, Nb, C, N, 및 Ti, C, N의 함유량에 의해 규정되는 하기 식 (2) 및 (3)으로 나타내어지는 Nb^* 및 Ti^*과 강판의 인장 강도의 관계를 나타낸다.

Nb^*=Nb/93-C/12-N/14 (2)

Ti^*=Ti/48-C/12-N/14 (3)

(여기에서, 식 (2) 및 (3) 중, Nb, Ti, C 및 N는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)

도 1 및 도 2로부터, Nb^*>0, Ti^*>0인 경우에만 우수한 기계 특성이 얻어지는 것을 알 수 있었다. 또, 강 조직을 조사한 결과, Nb^*>0, Ti^*>0인 경우에만 재결정이 억제되어 있고, 강 조직은 가공 조직 및 회복 조직이었다. Nb^*, Ti^*은 고용 Nb, 고용 Ti 함유량과 대응하고 있고, 재결정 억제에는 고용 Nb, 고용 Ti 함유량의 확보가 중요하다고 판명되었다. 또한, Nb와 Ti을 비교하면, Nb의 재결정 억제 효과의 쪽이 Ti의 그것보다 크기 때문에 고강도화에는 보다 유효하고, 균열 처리에서의 균열 온도가 고온화한 경우일수록 그 효과의 차가 커지는 것도 판명되었다.

또, Zr 및 V에 대하여도, 상기와 동일한 검토를 행하고, 그러한 지견을 합쳐 재결정 억제에는 하기 식 (1)을 만족시킬 필요가 있다고 판명되었다.

0<Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)<5×10^-3 (1)

다음으로, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시킨 무방향성 전자 강판에서 염려되는 표면의 성질 및 상태를 개선하는 수단에 대한 지견을 서술한다.

전로에서 탈탄 탈황한 용강(溶鋼) 230ton을 레이들 내에 출강(出鋼)하고, 레이들을 RH식 진공 탈가스 장치로 이동하였다. RH식 진공 탈가스 장치로 감압 탈탄을 행하고, 표 1에 나타낸 조성의 용강을 연속 주조기로 슬래브로 하였다. 제조한 슬래브의 평균 등축정율은 0∼30%였다.

[표 1]

이러한 슬래브를 가열로에서 1150℃까지 가열하고, 누적 압하율을 77∼86%로 하여 거친 열간 압연을 행하고, 마무리 온도 800∼850℃, 권취(卷取) 온도 500℃로 마무리 열간 압연하여, 두께 2.0mm로 하였다. 그 후, 750℃로 10시간의 열연판 소둔을 행하고, 또한 0.35mm까지 냉간 압연하였다. 또한, 냉간 압연에 의해 얻어진 강판에 760℃로 20초간 유지하는 균열 처리를 실시하고, 강판 표면에 평균 두께 0.5μm의 절연 피막을 형성하였다. 얻어진 강판으로부터 JIS C 2550에 준하여 시험편을 채취해, 점적율, 자기 특성(철손 W₁₀ _/400) 및 기계 특성(항복점 YP, 인장 강도 TS)을 조사하였다. 결과를 표 2에 나타낸다.

또한, 표 2에 있어서, 평균 등축정율은, 주입(鑄入) 방향 수직 단면의 매크로 조직으로부터, 슬래브폭 3개소(1/4, 2/4, 3/4)에 있어서의 등축정율을 평균한 값이다.

또, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율(조압연(粗壓延) 누적 압하율)은, 거친 열간 압연기 입구측의 슬래브 두께 A와 출구측의 강대(鋼帶) 두께 B로부터, 다음 식에 의해 산출한 값이다.

(1-B/A)×100[%]

또한, 점적율 평가는, 98% 이상을 A, 95% 이상 98% 미만을 B, 95% 미만을 C로 하고, A 및 B는 회전자의 철심으로서 사용 가능 레벨로 판단하였다.

[표 2]

Nb를 거의 함유하지 않는 통상의 무방향성 전자 강판(강 1)은 열간 압연 조건에 상관없이 높은 점적율을 갖는 것에 반해, Nb를 소정량 함유하는 무방향성 전자 강판(강 2 및 강 3)은, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율이 80% 이상, 거친 열간 압연 출구측의 온도가 950℃ 이상인 경우에 높은 점적율을 갖는 것이 판명되었다. 또, 슬래브의 평균 등축정율이 높은 제품은 더욱 점적율이 개선되는 것, 및, 열간 압연 조건이 기계 특성이나 자기 특성에 미치는 영향은 점적율에 미치는 영향에 비해 작은 것이 판명되었다.

Ti, Zr 및 V에 대하여도 상기와 동일한 검토를 행하고, 그것들을 합쳐, Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시킨 무방향성 전자 강판의 점적율을 높이기 위해서는 열간 압연 조건이나 슬래브의 평균 등축정율을 적절하게 제어하는 것이 유효하다는 지견을 얻었다. 그 기구에 대하여는 분명하지 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 추정한다.

점적율의 개선은, 즉 표면의 성질 및 상태의 개선에 의한 것이다. Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시킨 강은, 균열 처리시에 재결정이 억제되지만, 열간 압연시 및 열연판 소둔시에도 재결정이 억제되어 버리는 경우가 있기 때문에, 주조 조직의 거대 기둥형 입자에 기인하는 표면의 요철 결함이 냉간 압연 후에 발생하고, 이 표면의 성질 및 상태의 열화가 점적율의 저하로 이어진다고 생각된다. 이것에 대하여 본 발명에 있어서는, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율 및 거친 열간 압연 출구측의 온도의 쌍방을 높임으로써, 억제되어 있었던 재결정이 촉진되어, 주조 조직의 거대 기둥형 입자에 기인하는 압연 방향의 줄무늬 모양의 밴드 조직이 소실되는 것이라고 생각된다. 이에 의해, 냉간 압연 후의 표면 결함이 억제되어, 점적율의 개선으로 이어졌다고 추측된다.

다음으로, Nb, Zr, Ti 및 V에 함유시킨 강을 이용하여 원하는 기계 특성을 보다 안정하게 확보하는 수단에 대한 지견을 서술한다.

질량%로, C : 0.003%, Si : 2.9%, Mn : 0.2%, Al : 1.1%, S : 0.001%, N : 0.002%, P : 0.01%, Nb : 0.001%를 함유하고, 잔부 및 Fe 및 불순물로 이루어진 강(상술한 Nb^*<0의 강)과, C : 0.002%, Si : 2.8%, Mn : 0.2%, Al : 1.2%, S : 0.006%, N : 0.002%, P : 0.01%, Nb : 0.09%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진 강(상술한 Nb^*>0의 강)에 열간 압연을 실시하여 2.0mm로 한 후, 750℃로 10시간의 열연판 소둔을 행하여, 1회의 냉간 압연으로 0.35∼1.2mm의 여러 가지의 판두께까지 마무리하고, 700℃로 20초간 유지하는 균열 처리를 실시하였다. 일부의 열연판에 대하여는, 열연판 소둔 후에 중간 판두께를 0.4∼1.8mm, 중간 소둔 조건을 750℃로 10시간 유지로 한 2회의 냉간 압연으로 0.35mm까지 마무리하고, 동일하게 700℃로 20초간 유지하는 균열 처리를 실시하였다. 이들 강판에 대하여 균열 처리 전후에서 압연 방향을 길이 방향으로 하여 인장 시험을 실시하였다.

도 3에 균열 처리 공정 전후의 인장 강도의 관계, 도 4에 균열 처리 공정 전의 인장 강도와 균열 처리 공정 후의 항복점의 관계를 각각 나타낸다. 도 3으로부터, Nb^*>0의 강에 한하여, 냉간 압연의 회수에 상관없이, 균열 처리 공정 전의 인장 강도, 즉 냉간 압연인 채로의 인장 강도가 커지는 것과 함께 균열 처리 공정 후의 인장 강도도 커지는 것을 알 수 있다. 또, 도 4로부터, 상기의 경우와 동일하게, Nb^*>0의 강에 한하여, 냉간 압연의 회수에 상관없이, 균열 처리 공정 전의 인장 강도, 즉 냉간 압연인 채로의 인장 강도가 커지는 것과 함께 균열 처리 공정 후의 항복점도 커지는 것을 알 수 있다.

여기에서, 냉간 압연인 채로의 인장 강도은, 냉간 압연의 전까지 도입된 전 위와 냉간 압연에 의해 도입된 전위의 합계량의 지표, 즉, 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위의 양의 지표가 된다. 본 발명은, 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위가 균열 처리시에 소멸되는 것을 억제함으로써 강판의 고강도화를 도모하는 것이다. 따라서, 균열 처리 후에 충분히 전위를 잔류시키기 위해서는, 균열 처리 공정의 전까지 다량의 전위를 도입하는 것이 필요하고, 냉간 압연시에 다량의 전위를 도입하는 것이 중요하다.

그러나, 고용 Nb를 함유하지 않는 강(Nb^*<0의 강)에서는, 균열 처리시의 전위의 소멸을 억제할 수 없기 때문에, 균열 처리 공정의 전까지 다량의 전위를 도입하는, 즉 균열 처리 공정 전의 인장 강도를 크게 해도, 균열 처리 후에 잔존하는 전위의 양이 적어져, 균열 처리 후에 있어서 충분한 강도를 확보할 수는 없다. 이것에 대하여, 고용 Nb를 함유하는 강(Nb^*>0의 강)에서는 균열 처리시의 전위의 소멸이 억제되므로, 균열 처리 공정의 전까지 도입되는 전위의 양이 많으면, 즉 균열 처리 공정 전의 인장 강도가 크면, 균열 처리 후에 잔존하는 전위의 양도 많아져, 균열 처리 후에 있어서 강도를 안정하게 확보할 수 있는 것이다. 따라서, 고용 Nb를 함유하는 강(Nb^*>0의 강)에서는, 균열 처리 후의 강판의 인장 강도, 항복점과 같은 강도를 확보하기 위해 필요한 도입해야 할 전위의 양의 목표로서, 균열 처리 전의 인장 강도를 채용할 수 있다.

Ti, Zr 및 V에 대하여도 상기와 동일한 검토를 행하여, 본 발명의 강 조성을 구비하고 있으면, 균열 처리 공정에서의 전위의 소멸이 억제되므로, 균열 처리 공 정 후의 인장 강도 및 항복점 등의 강도의 지표로서, 균열 처리 공정 전의 인장 강도를 채용할 수 있다는 지견을 얻었다.

그리고, 균열 처리 공정 후에 인장 강도 및 항복점 등의 강도를 충분히 확보하기 위해 필요한 조건으로서, 균열 처리 공정의 전 단계에서 850MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 중요하다고 판명되었다.

이상의 지견으로부터, 본 발명을 완성시킨 것이다.

이하, 본 발명의 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법, 및 회전자 철심, 회전기에 대하여 상세하게 설명한다.

A. 무방향성 전자 강판

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 질량%로, C : 0.06% 이하, Si : 3.5% 이하, Mn : 0.05% 이상 3.0% 이하, Al : 2.5% 이하, P : 0.30% 이하, S : 0.04% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, Nb, Ti, Zr 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 하기 식 (1)을 만족하는 범위에서 함유하고, 또한 임의 첨가 원소로서 Cu : 0% 이상 8.0% 이하, Ni : 0% 이상 2.0% 이하, Cr : 0% 이상 15.0% 이하, Mo : 0% 이상 4.0% 이하, Co : 0% 이상 4.0% 이하, W : 0% 이상 4.0% 이하, Sn : 0% 이상 0.5% 이하, Sb : 0% 이상 0.5% 이하, Se : 0% 이상 0.3% 이하, Bi : 0% 이상 0.2% 이하, Ge : 0% 이상 0.5% 이하, Te : 0% 이상 0.3% 이하, B : 0% 이상 0.01% 이하, Ca : 0% 이상 0.03% 이하, Mg : 0% 이상 0.02% 이하, REM : 0% 이상 0.1% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 재결정 부분의 면적 비율이 90% 미만인 것을 특징으로 한다.

0<Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)<5×10^-3 (1)

또한, 각 원소의 함유량을 나타낸 「%」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미하는 것이다. 또, 본 발명에 있어서, 「잔부가 실질적으로 Fe 및 불순물로 이루어진다」는 것은, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위에서 다른 원소를 함유하는 경우를 포함하는 것을 의미한다.

이하, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 있어서의 강 조성 및 재결정 부분의 면적 비율에 대하여 설명한다.

1. 강 조성

(1) C

C는 Nb, Zr, Ti 또는 V과 연결되어 석출물을 형성하기 때문에, 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량의 감소로 이어진다. 따라서, 고용 Nb, Zr, Ti 및 V에 의해, 냉간 압연 후의 균열 처리에 있어서 진행되는 전위의 소멸 및 재결정을 억제하기 위해서는, C 함유량은 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도한 C 함유량의 저감은 제강(製鋼) 비용이 증가하는 점이나, C 함유량이 많아도 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량을 그것에 따라 증가시키면 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량은 확보되는 점을 감안하여, C 함유량의 상한치는 0.06%로 한다. 바람직하게는 0.04% 이하, 더욱 바람직하게는 0.02% 이하이다. 특히, C 함유량이 0.01% 이하이면, Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)>0인 조건을 만족하는데 필요한 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 적어도 되므로 제조 비용의 관점에서 바람직하다.

(2) Si

Si는 전기 저항을 높여, 와전류 손실을 저감하는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, 다량의 Si를 함유시킨 경우에는 냉간 압연시의 깨짐을 유발하여, 강판의 수율 저하에 의해 제조 비용이 증가한다. 그 때문에 Si 함유량은 3.5% 이하로 한다. 또, 깨짐 억제의 관점에서는 3.0% 이하가 바람직하다. 또한, Si를 탈산제로서 사용하는 경우는 0.01% 이상 함유시키는 것이 필요하지만, Al을 탈산제로서 사용하는 경우도 있기 때문에, Si 함유량의 하한치는 특별히 한정되지 않는다. 고용 강화에 의한 강판의 고강도화라는 관점에서는, 바람직한 하한치는 1.0%이다.

(3) Mn

Mn은 Si와 동일하게 전기 저항을 높여, 와전류 손실을 저감하는 효과가 있다. 그러나, Mn을 다량으로 함유시키면 합금 비용이 증가하기 때문에, Mn 함유량의 상한은 3.0%로 한다. 한편, Mn 함유량의 하한은 S을 고정하는 관점에서 정해지는 것으로, 0.05%로 한다.

(4) Al

Al은 전기 저항을 높이기 때문에 Si와 동일하게 와전류 손실을 저감한다. 그러나, 다량으로 Al을 함유시키면 합금 비용이 증가하는 것과 함께, 포화 자속 밀도 저하에 의해 자속의 누설이 발생하므로 모터 효율이 저하한다. 이러한 관점에서 Al 함유량의 상한은 2.5%로 한다. 또, Al을 탈산제로서 사용하는 경우는 0.01% 이상 함유시키는 것이 필요하지만, Si를 탈산제로서 사용하는 경우가 있기 때문에, Al 함유량의 하한치는 특별히 한정되지 않는다. 고용 강화에 의한 강판의 고강도화라는 관점에서는, 바람직한 하한치는 0.2%이다.

(5) P

P은 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높이는 효과가 있지만, 다량으로 P을 함유하는 경우에는 냉간 압연시의 깨짐을 유발한다. 그 때문에 P 함유량은 0.30% 이하로 한다.

(6) S

S은 강 중에 불가피적으로 혼입되는 불순물이지만, 제강 단계에서 저감하기 위해서는 비용이 증가하므로 S 함유량으로서는 0.04%를 상한으로 한다.

(7) N

N는 Nb, Zr, Ti 또는 V과 연결되어 석출물을 형성하기 때문에, 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량의 감소로 이어진다. 따라서, 고용 Nb, Zr, Ti 및 V에 의해 재결정을 억제하기 위해서는, N 함유량은 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, N 함유량이 많아도 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량을 그것에 따라 증가시키면 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량은 확보할 수 있는 점을 감안하여, N 함유량의 상한은 0.02%로 한다. 바람직하게는 0.01% 이하, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다. N 함유량이 0.005% 이하이면, Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)>0인 조건을 만족하는데 필요한 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 적어도 되므로 제조 비용의 관점에서 바람직하다.

(8) Nb, Zr, Ti 및 V

균열 처리 중인 전위의 소멸 및 재결정을 억제하여, 가공 조직 및 회복 조직을 얻음으로써 회전자에 필요한 기계 특성과 자기 특성을 얻기 위해서는, 석출물을 형성하고 있지 않은 고용한 상태의 Nb, Zr, Ti 또는 V을 함유시키는 것이 필요하다. 따라서, Nb, Zr, Ti 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 하기 식 (4)를 만족하는 범위에서 함유시키는 것이 필요하다.

Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)>0 (4)

(여기에서, 식 (4) 중, Nb, Zr, Ti, V, C 및 N는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)

상기 식 (4)의 좌변은, Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량과 C 및 N의 함유량의 차를 나타내고 있고, 이 값이 양인 것은 탄화물, 질화물 또는 탄질화물과 같은 석출물을 형성하고 있지 않은 고용한 상태의 Nb, Zr, Ti 또는 V을 함유하고 있는 것에 대응한다.

이들 원소 중에서도 고용 Nb와 고용 Ti의 재결정 억제 효과가 크기 때문에, Nb 혹은 Ti을 적극적으로 함유시키는 것이 바람직하다. 특히, 고용 Nb의 기여가 크기 때문에, Nb를 적극적으로 함유시키는 것이 바람직하다. Nb를 적극적으로 함유시키는 것은 후술하는 바와 같이 생산성 향상에도 크게 기여한다. Nb 함유량은 0.02%를 넘는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상, 더욱 바람직하게는 0.04% 이상이다. Ti 함유량은 0.01%를 넘는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.02% 이상이다. 한편, Nb 함유량, Ti 함유량의 상한은, 후술하는 식 (1)의 상한 을 넘지 않는 범위로 한다.

도 1 및 도 2에 나타낸 바와 같이, 균열 처리시의 균열 온도가 고온인 경우, 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 많으면 많을수록 전위의 소멸 및 재결정을 억제하는 효과는 커져, 가공 조직 또는 회복 조직을 얻기 위해서는 유효하다.

그러나, 과도하게 고용 Nb, Zr, Ti 및 V을 함유하는 경우에는 열간 압연시 및 열연판 소둔시에도 전위의 소멸 및 재결정이 억제되므로, 냉간 압연 전의 조직이 미재결정 상태가 되는 경우가 있다. 그 결과로서 리징이라고 불리는 표면 결함이 생기고, 철심에 적층한 경우의 점적율이 저하하여 모터 효율이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 또, 냉간 압연시에 깨짐이 생기는 경우도 있다. 고용 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량의 상한치는 이러한 표면의 성질 및 상태 열화의 억제와 냉간 압연시의 깨짐 억제의 관점에서 정해지고, Nb, Zr, Ti 및 V은 하기 식 (1)로 나타내어지는 범위에서 함유시킬 필요가 있다.

0<Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)>5×10^-3 (1)

또, 황화물을 고려하면 고용 상태의 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량은 S 함유량에도 영향을 받는다. 그러나, 상술한 S 함유량의 범위 내에서는 재결정 억제 효과에 미치는 S에 의한 영향은 인정되지 않았기 때문에, 본 발명에 있어서는 S의 항을 생략한 상기 식 (1)을 채용하였다. S의 영향이 인정되지 않은 이유는 명확하지 않지 만, 응고 말기의 S가 농화된 영역으로부터 MnS가 되어 결정을 생성하는 등으로 해서 Mn에 의해 S가 고정되었기 때문이라고 생각된다.

(9) Cu, Ni, Cr, Mo, Co 및 W

본 발명에 있어서는, 재결정 입경의 세립화가 아니라 재결정 그 자체를 억제함으로써 자기 특성과 기계 특성의 양립을 도모하기 때문에, 이 재결정 억제 효과를 손상시키지 않는 범위에서 Cu, Ni, Cr, Mo, Co 및 W으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유시킬 수 있다. 이들 원소는 강판을 고강도화하는 작용을 가지므로, 강판의 강도를 더욱 높이는데 유효하여 바람직하다.

Cu는 강판의 고유 저항을 증가하고, 철손을 저감하는 효과가 있다. 그러나 과도하게 Cu를 함유시키면 표면 흠이나 냉간 압연시의 깨짐의 발생으로 이어지기 때문에, Cu 함유량은 0.01% 이상 8.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 표면 흠을 억제하는 관점에서는, 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni 및 Mo은 과도하게 함유시키면 냉간 압연시의 깨짐의 발생이나 비용 증가로 이어지기 때문에, Ni 함유량은 0.01% 이상 2.0% 이하, Mo 함유량은 0.005% 이상 4.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 강판의 고유 저항을 증가하고, 철손을 저감하는 효과가 있다. 또, 내식성을 개선하는 효과도 갖는다. 그러나, 과도하게 Cr을 함유시키면 비용이 증가하므로, Cr 함유량은 0.01% 이상 15.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Co 및 W은, 과도하게 함유시키면 비용이 증가하기 때문에, Co 함유량은 0.01% 이상 4.0% 이하, W 함유량은 0.01% 이상 4.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.

(10) Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te 및 B

본 발명은 재결정을 억제함으로써 자기 특성과 기계 특성의 양립을 도모하기 때문에, 입계 편석에 의해 재결정을 억제하는 효과를 갖는 Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te 및 B로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유시키는 것이 바람직하다. 이들 원소를 함유시키는 경우에는, 열간 압연 공정에서의 깨짐의 발생 및 비용 증가를 억제하는 관점에서, 각 원소의 함유량을 Sn : 0.5% 이하, Sb : 0.5% 이하, Se : 0.3% 이하, Bi : 0.2% 이하, Ge : 0.5% 이하, Te : 0.3% 이하, B : 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소에 의한 재결정 억제 효과를 확실하게 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량을 Sn : 0.001% 이상, Sb : 0.0005% 이상, Se : 0.0005% 이상, Bi : 0.0005% 이상, Ge : 0.001% 이상, Te : 0.0005% 이상, B : 0.0002% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(11) Ca, Mg 및 REM

본 발명에서 규정하는 S 함유량의 범위 내에서는 재결정 억제 효과에 미치는 S의 영향은 인정되지 않았기 때문에, 본 발명에 있어서는 황화물의 형태 제어에 의한 자기 특성 개선을 목적으로 하여 Ca, Mg 및 REM으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유시킬 수 있다.

여기에서, REM이란, 원자 번호 57∼71의 15원소, 및, Sc 및 Y의 2원소의 합계 17원소를 가리킨다.

이들 원소를 함유시키는 경우에는, 각 원소의 함유량은 Ca : 0.03% 이하, Mg : 0.02% 이하, REM : 0.1% 이하가 바람직하다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위 해서는, 각 원소의 함유량을 Ca : 0.0001% 이상, Mg : 0.0001% 이상, REM : 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(12) 그 밖의 원소

본 발명에 있어서는, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 상술한 원소 이외의 원소를 함유시키는 것이 가능하다. 본 발명은, 재결정 조직을 전제로 한 종래 기술과는 달리, 많은 전위가 잔존하는 가공 조직 및 회복 조직으로 함으로써 강도를 높이는 것이므로, 재결정 조직을 전제로 한 종래 기술에 있어서 제한되었던 원소의 함유를 보다 높은 레벨까지 허용할 수 있다. 예를 들면, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg 및 Po를 총합으로 0.1% 이하 함유할 수 있다.

2. 재결정 부분의 면적 비율

다음으로, 본 발명에 있어서의 재결정 부분의 면적 비율의 한정 이유에 대하여 실험 결과와 함께 설명한다.

질량%로, C : 0.002%, Si : 2.8%, Mn : 0.2%, Al : 1.2%, S : 0.006%, N : 0.002%, P: 0.01%, Nb : 0.09%의 강에 열간 압연을 실시하여 2.3mm로 한 후, 800℃로 10시간의 열연판 소둔을 행하고, 또한 0.35mm까지 냉간 압연하여, 680∼1050℃의 여러 가지의 온도로 10초간 유지하는 균열 처리를 실시하였다. 이와 같이 하여 얻어진 강판의 인장 강도를 측정하였다.

도 5에 재결정 부분의 면적 비율과 항복점 및 인장 강도의 관계를 나타낸다. 재결정의 전 단계인 회복의 진행과 함께, 재결정 부분의 면적 비율은 0인 채로 항 복점 및 인장 강도는 저하한다. 재결정 개시 후는, 재결정 부분의 면적 비율의 증가와 함께 항복점 및 인장 강도는 더욱 저하한다. 여기에서, 재결정 부분의 면적 비율은 회전자용에 필요한 기계 특성을 확보하는 관점에서 정해진 것이다. 안전율을 고려하면, 고속 회전시의 변형 억제의 관점에서, 재결정 부분의 면적 비율은 90% 미만이 된다. 바람직하게는 70% 이하이다. 피로 파괴를 억제하는 관점에서는 40% 이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 25% 미만이다. 기계 특성의 관점에서는 재결정 부분의 면적 비율은 낮을수록 바람직하고, 재결정 부분의 면적 비율을 0으로 하여, 완전하게 미재결정 상태(가공 조직 및 회복 조직)로 하는 것이 바람직하다.

재결정 부분의 면적 비율 제어에는, 균열 처리시의 균열 온도나 균열 시간 등을 조정하는 것이 중요하다. Nb, Ti, Zr 및 V 중에서도, 재결정 억제 효과가 큰 Nb를 적극적으로 함유시킨 경우에는, 재결정 부분의 면적 비율 제어가 보다 용이하고, 생산성 향상으로도 이어진다.

여기에서, 재결정 부분의 면적 비율이란, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 종단면 조직 사진에 있어서 시야 중에 차지하는 재결정 입자의 비율을 나타낸 것이고, 이 종단면 조직 사진을 기초로 측정할 수 있다. 종단면 조직 사진으로서는, 광학 현미경 사진을 이용할 수 있고, 예를 들면 100배의 배율로 촬영한 사진을 이용하면 된다.

B. 본 발명의 무방향성 전자 강판의 제조 방법

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

본 발명의 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상술한 강 조성을 구비한 강괴 또는 강편에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉간 압연 강판을 820℃ 이하로 균열하는 균열 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.

이하, 이러한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서의 각 공정에 대하여 설명한다.

1. 열간 압연 공정

본 발명에 있어서의 열간 압연 공정은, 상술한 강 조성을 구비한 강괴 또는 강편(이하, 「슬래브」라고도 한다)에 열간 압연을 실시하는 공정이다.

또한, 강괴 또는 강편의 강 조성에 대하여는, 상술한 「A. 무방향성 전자 강판」의 항에 기재한 것과 동일하므로, 여기에서의 설명은 생략한다.

본 발명에 있어서의 열간 압연 공정으로서는, 상기 강괴 또는 강편에 열간 압연을 실시하는 공정이면 특별히 한정되는 것이 아니고, 일반적인 열간 압연을 행할 수 있지만, 상기 강괴 또는 강편을 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한 후에, 누적 압하율이 80% 이상인 거친 열간 압연을 실시하여 조 바를 얻는 거친 열간 압연 공정과, 상기 조 바에 마무리 열간 압연을 실시하는 마무리 열간 압연 공정을 갖고, 열간 압연 공정에서, 상기 마무리 열간 압연 공정 전의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정으로서 일반적인 열간 압연을 행하는 경우는, 상술한 강 조성 을 갖는 강을, 연속 주조법 혹은 강괴를 분괴(分塊) 압연하는 방법 등 일반적인 방법에 의해 슬래브로 하여, 가열로에 장입(裝入)해 열간 압연을 실시한다. 이때, 슬래브 온도가 높은 경우에는 가열로에 장입하지 않고 열간 압연을 행해도 된다.

이 경우, 슬래브 온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 비용 및 열간 압연성의 관점에서 1000∼1300℃로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1050∼1250℃이다.

또, 열간 압연의 각종 조건은 특별히 한정되는 것이 아니라, 예를 들면 마무리 온도가 700∼950℃, 권취 온도가 750℃ 이하 등, 일반적인 조건에 따라 행하면 된다.

한편, 상술한 바와 같이, 열간 압연 공정이 거친 열간 압연 공정 및 마무리 열간 압연 공정을 갖고, 열간 압연 공정에서 마무리 열간 압연 공정 전의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 경우에는, 다음과 같은 조건으로 하는 것이 바람직하다. 이하, 열간 압연 공정의 적합한 양태에 대하여 설명한다.

(1) 거친 열간 압연 공정

본 발명에 있어서의 거친 열간 압연 공정은, 상술한 강 조성을 갖는 강괴 또는 강편을, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한 후에, 누적 압하율이 80% 이상인 거친 열간 압연을 실시하는 공정이다.

본 공정에 있어서는, 상술한 강 조성을 갖는 강을, 연속 주조법 혹은 강괴를 분괴 압연하는 방법 등 일반적인 방법에 의해 슬래브로 하여, 소정의 온도로 한 후에 거친 열간 압연을 실시한다. 거친 열간 압연에 이용하는 슬래브 온도를 소정의 온도로 할 수 있는 것이면, 슬래브를 가열로에 장입하여 소정의 온도까지 가열하는 경우 외에, 연속 주조 후나 분괴 압연 후의 고온 상태에 있는 슬래브를 가열로에 장입하지 않고 직접 거친 열간 압연을 행해도 된다.

거친 열간 압연에 이용할 때의 슬래브 온도는 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 온도가 상기 범위 미만인 경우에는, 거친 열간 압연 중의 강판 온도가 너무 낮아 열간 압연 공정에 있어서의 재결정이 불충분해져, 냉간 압연 후의 강판에 상술한 표면 결함이 생기는 경우가 있다. 또, 슬래브 온도가 상기 범위를 넘으면 슬래브가 변형되기 때문에, 열간 압연에 의해 소정의 형상으로 만드는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 더욱 바람직한 슬래브 온도는 1100∼1250℃이다.

또, 거친 열간 압연에 이용하는 슬래브의 단면 조직에 있어서의 평균 등축정율은 25% 이상인 것이 바람직하다. 이에 의해, 표면의 성질 및 상태를 더욱 개선할 수 있기 때문이다. 이 평균 등축정율은, 연속 주조시에 전자 교반을 실시하는 등, 일반적인 방법을 이용함으로써 제어할 수 있다.

여기에서, 등축정율이란 슬래브 두께에 차지하는 등축정 부분의 두께의 비율이고, 슬래브 단면을 에칭하여 얻어지는 응고 조직의 매크로 조직으로부터 등축정인지 기둥형 결정인지를 판별하여, 각 부분의 두께를 측정해 산출하면 된다. 평균 등축정율로서는, 슬래브의 폭방향의 1/4, 2/4, 3/4 위치에 있어서의 등축정율을 평균한 값을 채용하면 된다.

본 발명에 있어서는, 냉간 압연 후의 표면 결함을 억제하기 위해, 상기 슬래 브에 누적 압하율이 80% 이상인 거친 열간 압연을 실시하여 조 바로 하는 것이 바람직하다. 거친 열간 압연에서의 누적 압하율이 상기 범위 미만이면, 본 발명에서 규정하는 강 조성을 갖는 강판에서는, 슬래브 주조 조직의 거대 기둥형 입자에 기인하는 압연 방향의 줄무늬 모양의 밴드 조직이 냉간 압연 후도 잔류해 버려, 표면 결함이 발생하는 경우가 있다. 더욱 바람직한 누적 압하율은 83% 이상이다. 한편, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율이 높을수록 표면 결함이 억제되므로, 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않는다.

여기에서, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율은, 거친 열간 압연기 입구측의 슬래브의 두께 A와 출구측의 조 바의 두께 B를 이용하여, 다음 식으로 나타내어지는 수치이다.

(1-B/A)×100[%]

또한, 거친 열간 압연을 실시하기 전에 슬래브의 폭방향으로 압하 혹은 압연을 실시하여 슬래브 두께를 증가시켜도 본 발명의 효과는 전혀 소실되지 않는다. 이 경우에 있어서의 거친 열간 압연에서의 누적 압하율은, 슬래브의 폭방향으로의 압하 혹은 압연 후의 슬래브의 두께를 이용하여 산출한 수치로 한다.

거친 열간 압연에 있어서의 다른 조건은 특별히 한정되는 것이 아니고, 일반적인 조건에 따라 행하면 된다.

또, 본 발명에 있어서는, 냉간 압연 후의 표면 결함을 억제하기 위해, 거친 열간 압연 공정 후에 마무리 열간 압연 공정 전에 있어서의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 조 바의 온도가 상기 범위 미만이면, 본 발명에 서 규정하는 강 조성을 갖는 강판에서는 열간 압연 공정에서 재결정이 촉진되지 않고, 상기 누적 압하율이 상술한 범위 미만인 경우와 동일하게, 표면 결함이 발생하는 경우가 있다. 거친 열간 압연 공정 후에 마무리 열간 압연 공정 전에 있어서의 조 바의 온도는 970℃ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 조 바의 온도의 상한에 대하여는 특별히 한정되는 것은 아니다.

상기 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 수단으로서는, 거친 열간 압연에 이용하는 슬래브 온도를 고온으로 함으로써 거친 열간 압연 출구측에 있어서의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 방법 외에, 거친 열간 압연에 의해 얻어진 조 바를 가열함으로써 950℃ 이상으로 하는 방법도 이용할 수 있다.

(2) 마무리 열간 압연 공정

본 발명에 있어서의 마무리 열간 압연 공정은, 상기 조 바에 마무리 열간 압연을 실시하는 공정이다.

마무리 열간 압연의 각종 조건은 특별히 한정되는 것이 아니라, 예를 들면 마무리 온도가 700∼950℃, 권취 온도가 750℃ 이하 등, 일반적인 조건에 따라 행하면 된다.

2. 냉간 압연 공정

본 발명에 있어서의 냉간 압연 공정은, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 공정이다. 본 공정에 있어서는, 강판을 소정의 판두께로 마무리한다. 이때, 1회의 냉간 압연으로 소정의 판두께까지 마무리해도 되고, 중간 소둔을 포함한 2회 이상의 냉간 압연에 의해 마무리해도 된다.

본 발명에 있어서는, 냉간 압연 공정이, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시함으로써, 판두께가 0.15mm 이상 0.80mm 이하이고, 인장 강도가 850MPa 이상인 냉간 압연 강판을 제작하는 공정인 것이 바람직하다.

판두께는, 0.15mm 이상 0.80mm 이하로 하는 것이 바람직하다. 판두께가 상기 범위 미만에서는, 과도한 가공이 필요해져 냉간 압연시에 파단할 우려가 있다. 또, 후술하는 균열 처리 공정에서의 생산성이 나빠질 뿐만 아니라, 점적율이나 맞물림 강도가 저하할 가능성도 있다. 한편, 판두께가 상기 범위를 넘으면, 와전류 손실이 증가하므로, 모터 효율이 저하할 우려가 있다. 또, 냉간 압연시에 도입되는 전위의 양이 저하하기 때문에, 균열 처리에 이용하기 전의 강판, 즉 냉간 압연 강판의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해져, 제품의 기계 특성이 열화할 우려도 있다. 이러한 관점에서, 더욱 바람직한 판두께는 0.20mm 이상 0.70mm 이하이다.

본 발명에 있어서는, 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위의 균열 처리 공정에 있어서의 소멸을 억제하고, 균열 처리 후에 전위를 충분히 잔존시킴으로써 고강도화를 달성하기 때문에, 도입된 전위의 양이 적은 경우에는 균열 처리 후에 충분한 강도를 확보할 수 없다. 상술한 바와 같이, 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위의 양은 균열 처리 공정에 이용되기 전의 강판, 즉 냉간 압연 강판의 인장 강도로 판별할 수 있다. Nb, Zr, Ti 및 V을 적정량 함유시킴으로써 균열 처리 공정에 있어서의 전위의 소멸이 억제되는 강의 경우, 냉간 압연 강판의 인장 강도가 소 정의 범위이면, 균열 처리 공정의 전까지 충분한 전위가 도입되어 있기 때문에 균열 처리 공정 후에 전위를 충분히 잔존시킬 수 있어, 균열 처리 공정 후에 높은 강도를 안정하게 확보할 수 있다. 그 때문에, 냉간 압연 강판의 인장 강도는, 압연 방향을 길이 방향으로 한 측정치로 850MPa 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 900MPa 이상이다.

여기에서, 냉간 압연 강판의 인장 강도는 압연 방향을 길이 방향으로 하여 채취한 인장 시험편으로 측정할 수 있다.

이와 같이 본 공정에 있어서는, 원하는 철손 레벨에 따라 판두께를 적절히 선정하여, 균열 처리 공정의 전 단계에 있어서의 인장 강도를 충분히 확보할 수 있도록, 즉 균열 처리 공정의 전에 충분한 양의 전위를 도입할 수 있도록 냉간 압연을 실시하면 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

후술하는 바와 같이, 균열 처리 공정 전에 강판의 평탄도를 교정하는 목적으로 경가공을 행하는, 즉 교정 공정을 행하는 경우는, 교정 공정 후의 강판이 상술한 인장 강도를 만족하고 있으면 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

상술한 바와 같이, 전위가 충분히 도입되면 본 발명의 효과를 얻을 수 있기 때문에, 냉간 압연시의 강판 온도, 압하율, 압연 롤 직경 등, 냉간 압연의 각종 조건은 특별히 한정되는 것이 아니라, 피압연재의 강 조성, 목적으로 하는 강판의 판두께 등에 따라 적절히 선택하는 것으로 한다.

상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판은, 통상, 열간 압연시에 강판 표면에 생성된 스케일을 산 세척에 의해 제거한 후 냉간 압연에 이용된다. 열간 압연 강판에 후술하는 열연판 소둔을 실시하는 경우에는, 열연판 소둔 전 혹은 열연판 소둔 후 중 어느 한 쪽에 있어서 산 세척하면 된다.

3. 균열 처리 공정

본 발명에 있어서의 균열 처리 공정은, 상술한 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉간 압연 강판을 820℃ 이하로 균열하는 공정이다.

본 발명은, 균열 처리 공정에서 진행되는 전위의 소멸 및 재결정을 억제하고, 전위를 잔존시키는 것을 골자로 한다. 따라서, 재결정 억제 효과가 작은 경우에는, 균열 온도를 통상의 무방향성 전자 강판의 균열 온도보다 현저하게 저온화할 필요가 있다. 통상의 무방향성 전자 강판의 연속 소둔 라인에서의 균열 처리를 전제로 하면, 노의 온도가 내려가고, 또한 안정화될 때까지는 균열 처리에 이용할 수는 없다. 또한, 일단 노의 온도를 내린 후는, 통상의 무방향성 전자 강판의 균열 온도까지 노의 온도가 올라가고, 또한 안정화할 때까지는, 통상의 무방향성 전자 강판을 균열 처리에 이용할 수도 없다. 이러한 것으로부터, 재결정 억제 효과가 작은 경우에는, 생산성을 현저하게 저하시키는 것을 용이하게 상상할 수 있다.

본 발명에서는 Nb, Zr, Ti 및 V을 함유시키는 것을 특징으로 하여, 재결정을 억제하는 것으로, 특히 Nb를 적극적으로 함유시킨 경우에는, 재결정을 억제하는 효과가 크다. 따라서, 균열 처리 공정에서의 균열 온도가 높아도 가공 조직 및 회복 조직을 얻을 수 있고, 특수한 균열 온도의 기회를 마련할 필요가 없으므로 생산성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로는, 균열 처리 공정의 균열 온도가 820℃ 이하이면, 원하는 기계 특성을 얻을 수 있다. 기계 특성의 관점에서 바람직하게는 780℃ 이하, 더욱 바람직하게는 750℃ 이하이다. 이 균열 온도는 통상의 무방향성 전자 강판으로 실시하는 범위 내이고, 생산성을 저해하는 일은 없다. 균열 온도가 낮으면 낮을수록 재결정 진행이 억제되지만, 균열 온도가 낮으면 강판의 평탄이 교정되지 않고 회전자에 적층한 경우의 점적율이 저하하는 경우가 있다. 또, 균열 처리에 의해 냉간 압연한 채로의 상태보다 철손을 개선하는 효과도 있으므로, 균열 온도가 낮은 경우에는 철손 증가로 이어진다. 또한, 균열 온도가 낮은 경우에는, 상술한 바와 같이 생산성이 현저하게 저하된다. 그래서, 평탄 교정 및 철손 개선의 관점에서, 바람직한 균열 온도의 하한치를 500℃로 한다. 더욱 바람직하게는 600℃ 이상이다.

균열 처리는, 상자 소둔 및 연속 소둔의 어느 방법으로 실시해도 되지만, 생산성의 관점에서는 연속 소둔 라인으로 실시하는 것이 바람직하다. 상자 소둔에서는, 코일 상태로 소둔에 이용되는 것에 기인하여 코일의 감은 자국(코일 세팅이라고도 한다)에 의해 강판의 평탄도가 저하하거나, 형상이 열화하거나 하는 일이 있기 때문에, 균열 처리 공정 후에 강판의 평탄도나 형상을 교정하는 교정 공정을 행하는 것이 바람직하다.

또한, 고온에서의 균열 처리에 의해 재결정이 진행되고, 그것에 기인하여 기계 특성이 저하한 경우에는, 공정 증가는 어쩔 수 없지만 균열 처리 공정 후에 가공하여 강도를 확보해도 된다.

4. 열연판 소둔 공정

본 발명에 있어서는, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 열연판 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정을 행해도 된다. 이 열연판 소둔 공정은, 열간 압연 공정과 냉간 압연 공정의 사이에 행해지는 공정이다.

열연판 소둔 공정은 반드시 필수 공정은 아니지만, 열연판 소둔 공정을 행함으로써, 강판의 연성이 향상하여 냉간 압연 공정에서의 파단을 억제할 수 있다. 또, 제품 표면에 있어서의 요철 결함의 생성을 경감하는 효과도 갖는다.

열연판 소둔은, 상자 소둔 및 연속 소둔의 어느 방법으로 실시해도 된다. 또, 열연판 소둔의 각종 조건은 특별히 한정되는 것이 아니라, 열간 압연 강판의 강 조성 등에 따라 적절히 선택하는 것으로 한다.

5. 그 밖의 공정

본 발명에 있어서는, 상기 균열 처리 공정 후에, 일반적인 방법에 따라, 유기 성분만, 무기 성분만, 혹은 유기 무기 복합물로 이루어진 절연 피막을 강판 표면에 도포하는 코팅 공정을 행하는 것이 바람직하다. 환경 부하 경감의 관점에서, 크롬을 함유하지 않는 절연 피막을 도포해도 상관없다. 또, 코팅 공정은, 가열·가압함으로써 접착능을 발휘하는 절연 코팅을 실시하는 공정이어도 된다. 접착능을 발휘하는 코팅 재료로서는, 아크릴 수지, 페놀 수지, 에폭시 수지 또는 멜라민 수지 등을 이용할 수 있다.

또한, 본 발명에 의해 제조되는 무방향성 전자 강판에 대하여는, 상술한 「A. 무방향성 전자 강판」의 항에 기재한 것과 동일하므로, 여기에서의 설명은 생략한다.

C. 회전자 철심

다음으로, 본 발명의 회전자 철심에 대하여 설명한다. 본 발명의 회전자 철심은, 상술한 무방향성 전자 강판을 적층하여 이루어진 것을 특징으로 한다. 통상, 회전자 철심은, 상기 무방향성 전자 강판을 소정의 형상으로 가공해, 적층하여 구성된다. 소정의 형상으로의 가공은, 펀칭 가공이 일반적이지만, 특별히 한정되는 것은 아니다.

회전자 철심을 구성하는 무방향성 전자 강판은, 상술한 바와 같이 자기 특성 및 기계 특성이 우수한 것이므로, 본 발명의 회전자 철심을 예를 들면 전동기의 회전자에 적용한 경우에는, 모터 효율을 향상시킬 수 있고, 또 운전 중에 변형이나 파괴되는 일 없이 장기간에 걸쳐 안정하게 사용할 수 있다. 특히, IPM 모터와 같이 응력 집중에 의한 변형이나 파괴가 생기기 쉬운 모터에서 효과가 크다. 또, 발전기의 회전자에 적용한 경우에는, 운전 중에 변형이나 파괴가 생기는 일이 없기 때문에 고속 회전이 가능하고, 발전 효율의 향상으로 이어진다.

D. 회전기

다음으로, 본 발명의 회전기에 대하여 설명한다. 본 발명의 회전기는, 상술한 회전자를 갖는 것을 특징으로 한다. 회전기로서는, 전동기 및 발전기가 예시된다. 전력을 받아 기계 동력을 발생하는 회전기가 전동기이고, 기계 동력을 받아 전력을 발생하는 회전기가 발전기이다. 본 발명에서는 양자를 상정하여, 모두 회전기로 한다. 양자의 구조는 기본적으로는 동일하므로, 이하의 설명에서는 전동기의 예를 중심으로 설명한다.

전동기(모터)는, 예를 들면 고정자 권선이 감겨져 구성된 고정자(스테이터) 와, 이 고정자의 중앙에서 고정자 권선의 통전에 의한 여자에 의해 회전하는 회전자(로터)를 갖는 것이다. 회전자는, 상술한 회전자 철심과, 그 내부에 매립된 영구자석을 갖고 있다. 또, 고정자는, 슬롯을 가진 고정자 철심에 고정자 권선을 감은 것이다. 고정자 철심은, 상기 회전자 철심과 동일하게, 무방향성 전자 강판을 소정의 형상으로 가공해 적층하여 구성되는 것 외에, 1방향성 전자 강판 및 2방향성 전자 강판을 소정의 형상으로 가공해 적층하여 구성되어 있어도 된다. 또, 고정자 철심은, 무방향성 전자 강판, 1방향성 전자 강판, 2방향성 전자 강판을 소정의 형상으로 가공해 적층한 분할 철심으로 구성되어 있어도 된다. 소정의 형상으로의 가공은, 펀칭 가공이 일반적이지만, 특별히 한정되는 것은 아니다. 그 밖에, 고정자 철심은 자성 분말로 구성되어 있어도 된다.

회전자 철심에 이용되는 무방향성 전자 강판은, 상기 「A. 무방향성 전자 강판」의 항에 기재한 것이다 또, 고정자 철심에 이용되는 무방향성 전자 강판, 1방향성 전자 강판, 2방향성 전자 강판 및 자성 분말로서는, 특별히 한정되는 것은 아니다. 이상, IPM 모터를 예로 들어 설명하였지만, 응력 집중에 의한 변형이나 파괴를 억제하는 관점에서, 전동기로서는 릴럭턴스 모터에도 적용할 수 있다. 그 밖의 전동기여도, 상술한 회전자 철심을 갖고 있으면 응력 집중에 의한 변형이나 파괴를 억제할 수 있다.

본 발명에 의하면, 자기 특성 및 기계 특성이 우수한 무방향성 전자 강판을 적층하여 이루어진 회전자 철심을 이용하므로, 전동기로서는 모터 효율 향상 및 장기간에 걸친 사용 안정성을 도모할 수 있다. 또, 발전기로서는 발전 효율 향상을 도모할 수 있다.

또한, 본 발명은, 상기 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 상기 실시 형태는 예시이고, 본 발명의 특허 청구의 범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 가지며, 동일한 작용 효과를 발휘하는 것은, 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

이하, 실시예를 예시하여, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

하기의 표 3에 나타낸 강 조성을 갖는 강을 진공 용제(溶製)하여, 이들 강을 1150℃로 가열하고, 마무리 온도 820℃로 열간 압연을 행하여 580℃로 권취해, 두께가 2.0mm인 열간 압연 강판을 얻었다. 이들 열간 압연 강판 중 일부를 제외하고 수소 분위기 중에서 10시간 유지하는 상자 소둔, 혹은 1000℃로 60초간 유지하는 연속 소둔에 의한 열연판 소둔을 실시하여, 1회의 냉간 압연으로 판두께 0.35mm까지 마무리하였다. 또, 일부의 열간 압연 강판에 대하여는, 상기의 열연판 소둔 후, 중간 판두께까지 냉간 압연한 후, 수소 분위기 중에서 750℃ 또는 800℃로 10시간 유지하는 상자 소둔, 혹은 1000℃로 60초간 유지하는 연속 소둔에 의한 중간 소둔을 실시하여, 2회째의 냉간 압연으로 0.35mm로 마무리하였다. 또한, 일부의 열간 압연 강판에 대하여는 열연판 소둔을 실시하지 않고, 1회 혹은 중간 소둔을 포함한 2회의 냉간 압연으로 0.35mm로 마무리하였다. 그 후, 실시예 1-1∼1-9 및 1-11∼1-26에서는 여러 가지의 온도로 30초간 유지하는 연속 소둔에 의한 균열 처 리를 실시하였다. 실시예 1-10에서는 500℃로 10시간 유지하는 상자 소둔에 의한 균열 처리를 실시하였다. 이와 같이 하여, 강판을 제작하였다.

[표 3]

[비교예 1]

상기 표 3에 나타낸 강 조성을 갖는 강을 이용하여, 실시예 1과 동일하게 하 여 강판을 제작하였다.

[평가]

실시예 1-1∼1-26 및 비교예 1-1∼1-8의 강판에 대하여, 균열 처리의 전 단계에 있어서의 강판의 기계 특성, 및, 균열 처리 후의 재결정 부분의 면적 비율, 기계 특성, 자기 특성 및 피로 특성을 평가하였다.

재결정 부분의 면적 비율은, 100배의 배율로 촬영한 강판의 종단면의 광학 현미경 사진을 이용하여, 시야 중에 차지하는 재결정 입자의 비율을 산출하였다.

기계 특성은, 압연 방향을 길이 방향으로 한 JIS5호 시험편을 이용한 인장 시험을 행하여 평가하였다. 균열 처리의 전 단계의 강판에 대하여는 인장 강도 : TS로, 균열 처리 후의 강판에 대하여는 항복점 : YP 및 인장 강도 : TS로 평가하였다.

자기 특성에 대하여는, 55mm각의 단판 시험편으로, 최대 자속 밀도 : 1.0T, 여자 주파수 : 400Hz에서의 철손 W_10/400과, 자화력 5000A/m에서의 자속 밀도 B₅₀을 측정하였다. 측정은 압연 방향과 압연 직각 방향에 대하여 실시하고, 그것들의 평균치를 채용하였다.

피로 시험으로서는, 펀칭 가공에 의해 시험편을 채취하여, 가장자리 면에 연삭 가공을 실시하지 않고 펀칭한 채로 진동수 60Hz의 맥동 전자 공진 시험에 이용하였다. 이 피로 시험에서는, 구동 모터의 응력 상태에 대하여 안전율을 고려하여, 평균 응력 : 300MPa, 응력 진폭 : 180MPa의 조건으로 피로 파괴되지 않은 것을 양호하다고 판단하였다. 또, 반복수는 10⁷까지 실시하고, 이 반복수에서의 파괴의 유무로 판단하였다. 표 4에 있어서 피로 파괴가 없는 것을 「○」 표시, 피로 파괴가 있는 것을 「×」 표시로 나타내었다.

표 4에, 실시예 1-1∼1-26 및 비교예 1-1∼1-8의 강판에 대한 열연판 소둔 조건, 냉간 압연 조건, 균열 처리 조건 및 평가 결과를 각각 나타낸다.

[표 4]

비교예 1-1의 강판은 Si 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또, 비교예 1-2의 강판은 Al 함유량이 높기 때문에 자속 밀도가 낮았다. 비교예 1-3의 강판은 P 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또한, 비교예 1-4의 강판은 C 및 Mn의 함유량이 높고, 강 조직이 마텐자이트 조직이기 때문에 철손이 현저하게 증대하며, 자속 밀도도 낮았다. 비교예 1-5의 강판은 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위 외이므로 재결정이 억제되지 않고, 재결정 부분의 면적 비율이 높아져 항복점 및 인장 강도 모두 떨어졌다. 비교예 1-6의 강판은 냉간 압연에 의해 도입되는 전위의 양이 충분하지 않았기 때문에, 항복점 및 인장 강도 모두 떨어졌다. 비교예 1-7의 강판은 재결정 부분의 면적 비율이 높기 때문에 항복점 및 인장 강도 모두 떨어지고 있었다. 비교예 1-8의 강판은 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위의 상한을 넘기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다.

이에 대하여, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실시예 1-1∼1-26의 강판에서는, 열연판 소둔의 방법, 냉간 압연의 회수에 상관없이, 자기 특성·기계 특성 모두 우수한 값을 나타내고 있고, 상술한 응력 조건에서도 피로 파괴를 일으키는 일은 없었다.

또, 균열 온도가 비교적 높은 조건이어도, 재결정 억제 효과가 크기 때문에 우수한 자기 특성, 기계 특성을 갖고 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 실시예 1-13 및 1-14를 비교함으로써, S 함유량이 변화해도 기계 특성은 변화하지 않는 것을 알 수 있었다.

[실시예 2]

하기 표 5에 나타낸 강 조성을 갖는 연속 주조 슬래브를, 하기 표 6에 나타낸 조건으로 가열하여, 거친 열간 압연을 실시하고, 마무리 온도 850℃, 권취 온도 550℃로 마무리 열간 압연을 행하여, 두께가 2.0mm인 열간 압연 강판을 얻었다. 이들 열간 압연 강판에 대하여 750℃로 10시간 유지하는 상자 소둔에 의한 열연판 소둔을 실시하여, 1회의 냉간 압연으로 판두께 0.35mm까지 마무리하였다. 그 후, 균열 온도 700℃의 연속 소둔에 의한 균열 처리를 실시하여, 강판의 표면에 평균 두께 0.4μm의 절연 피막을 코팅하였다.

얻어진 강판에 대하여, 자기 특성, 기계 특성 및 점적율을 평가하였다.

기계 특성은, 압연 방향을 길이 방향으로 한 JIS5호 시험편을 이용한 인장 시험을 행하여, 항복점 : YP, 인장 강도 : TS로 평가하였다.

자기 특성 및 점적율에 대하여는, JIS C 2550에 준하여 시험편을 채취해 평가하였다. 자기 특성으로서는, 최대 자속 밀도 : 1.0T, 여자 주파수 : 400Hz에서의 철손 W_10/400과 자화력 5000A/m에서의 자속 밀도 B₅₀을 측정하였다. 또, 점적율의 평가에 대하여는, 98% 이상을 A, 95% 이상 98% 미만을 B, 95% 미만을 C로 하고, A 및 B는 회전자의 철심으로서 사용 가능 레벨로 판단하였다.

또한, 슬래브의 평균 등축정율은, 상술한 방법에 의해 측정하였다.

평가 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 5]

[표 6]

강 a를 이용한 No.2-1, 2-6, 2-11, 2-16의 강판은, Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위 외이므로, 어느 조건에 있어서나 기계 특성이 떨어져, 회전자에 요구되는 강도를 확보할 수는 없었다. 또, 강 조성이 본 발명 범위인 강 b, c, d 및 e를 이용한 No.2-2∼2-5, 2-7∼2-10, 2-12∼2-15, 2-17∼2-20의 강판은, 기계 특성은 양호하지만, 슬래브 가열 조건 및 거친 열간 압연 조건이 적합 범위를 벗어나는 경우(No.2-7∼2-10, 2-12∼2-15)에는 점적율이 저하하였다. 한편, 강 조성이 본 발명 범위 내이고, 제조 조건이 적합 범위인 No.2-2∼2-5, 2-17∼2-20의 강판은, 자기 특성, 기계 특성 및 점적율이 모두 양호하였다.

[실시예 3]

하기의 표 7에 나타낸 강 조성을 갖는 연속 주조 슬래브를 1150℃로 가열하 고, 거친 열간 압연에서의 누적 압하율을 86%로 하여, 거친 열간 압연 출구측 온도가 980℃가 되도록 거친 열간 압연을 실시하고, 마무리 온도 820℃, 권취 온도 580℃로 마무리 열간 압연을 행하여, 두께가 2.0mm의 열간 압연 강판을 얻었다. 이들 열간 압연 강판에 대하여 750℃ 또는 800℃로 10시간 유지하는 상자 소둔, 혹은 1000℃로 60초간 유지하는 연속 소둔에 의한 열연판 소둔을 실시하여, 1회의 냉간 압연으로 판두께 0.35mm까지 마무리하였다. 그 후, 하기의 표 8에 나타낸 여러 가지의 균열 온도로 연속 소둔에 의한 균열 처리를 실시하고, 강판의 표면에 평균 두께 0.4μm의 절연 피막을 코팅하였다.

얻어진 강판에 대하여, 자기 특성, 기계 특성 및 점적율을 평가하였다. 또한, 어느 강판이나 슬래브의 평균 등축정율은 25∼30%의 범위였다.

자기 특성 및 점적율에 대하여는, JIS C 2550에 준하여 시험편을 채취해 평가하였다. 자기 특성으로서는, 최대 자속 밀도 : 1.0T, 여자 주파수 : 400Hz에서의 철손 W_10/400과 자화력 5000A/m에서의 자속 밀도 B₅₀을 측정하였다. 점적율의 평가는, 98% 이상을 A, 95% 이상 98% 미만을 B, 95% 미만을 C로 하고, A 및 B는 회전자의 철심으로서 사용 가능 레벨로 판단하였다.

평가 결과를 표 8에 나타낸다.

[표 7]

[표 8]

No.3-12의 강판은 Si 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또, No.3-13의 강판은 Al 함유량이 높기 때문에 자속 밀도가 낮았다. No.3-14의 강판은 P 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또한, No.3-15의 강판은 C 및 Mn의 함유량이 높고, 강 조직이 마텐자이트 조직이기 때문에 철손이 현저하게 증대하며, 자속 밀도도 낮았다. No.3-16의 강판은 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위의 상한을 넘고 있기 때문에 냉간 압연시에 파단되었다.

이에 대하여, 본 발명에서 규정하는 강 조성을 만족하는 No.3-1∼3-11의 강판에서는, 자기 특성, 기계 특성 및 점적율의 모두 우수하였다. 또, No.3-2∼3-11에 나타나는 바와 같이, Cu, Ni, Cr, Mo, Co, W, Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te, B, Ca, Mg 및 REM을 적정량 함유하는 경우에는 본 발명의 효과가 얻어지는 것을 알 수 있었다. 또한, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg 및 Po의 함유량이 적정인 경우에도 본 발명의 효과가 얻어지는 것을 알 수 있었다.

[실시예 4]

하기 표 9에 나타낸 강 조성을 갖는 강을 진공 용제하여, 이들 강을 1150℃로 가열하고, 마무리 온도 820℃로 열간 압연을 행하여 580℃로 권취해, 두께가 2.0mm인 열간 압연 강판을 얻었다. 이들 열간 압연 강판 중 일부를 제외하고 수소 분위기 중에서 10시간 유지하는 상자 소둔, 혹은 1000℃로 60초간 유지하는 연속 소둔에 의한 열연판 소둔을 실시하여, 1회의 냉간 압연으로 여러 가지의 판두께로 마무리하였다. 또, 일부의 열간 압연 강판에 대하여는, 상기의 열연판 소둔 후, 중간 판두께까지 냉간 압연한 후, 수소 분위기 중에서 750℃ 또는 800℃로 10시간 유지하는 상자 소둔, 혹은 1000℃로 60초간 유지하는 연속 소둔에 의한 중간 소둔을 실시하여, 2회째의 냉간 압연으로 여러 가지의 판두께로 마무리하였다. 또한, 일부의 열간 압연 강판에 대하여는 열연판 소둔을 실시하지 않고, 1회 혹은 중간 소둔을 포함한 2회의 냉간 압연으로 여러 가지의 판두께로 마무리하였다. 그 후, No.4-1∼4-9 및 4-11∼4-27에서는 여러 가지의 온도로 30초간 유지하는 연속 소둔에 의한 균열 처리를 실시하였다. No.4-10에서는 500℃로 10시간 유지하는 상자 소둔에 의해 균열 처리를 실시하였다.

하기의 표 10에, 각 강판의 열연판 소둔 조건, 냉간 압연 조건, 및 균열 처리 조건을 각각 나타낸다.

[표 9]

[비교예 2]

상기 표 9에 나타낸 강 조성을 갖는 강을 이용하여, 실시예 4와 동일하게 하여 강판을 제작하였다.

[평가]

No.4-1∼4-27 및 5-1∼5-11의 강판에 대하여, 균열 처리의 전 단계에 있어서의 기계 특성, 및 균열 처리 후의 기계 특성 및 자기 특성을 평가하였다.

기계 특성은, 압연 방향을 길이 방향으로 한 JIS5호 시험편을 이용한 인장 시험을 행하여 평가하였다. 균열 처리의 전 단계에 대하여는 인장 강도 : TS로, 균열 처리 후에 대하여는 항복점 : YP 및 인장 강도 : TS로 평가하였다.

자기 특성은, 55mm각의 단판 시험편으로, 최대 자속 밀도 : 1.0T, 여자 주파수 : 400Hz에서의 철손 W_10/400과 자화력 5000A/m에서의 자속 밀도 B₅₀을 측정하였다. 측정은 압연 방향과 압연 직각 방향에 대하여 실시하고, 그것들의 평균치를 채용하였다.

표 10에, 평가 결과를 각각 나타낸다.

[표 10]

No.5-1의 강판은 Si 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또, No.5-2의 강판은 Al 함유량이 높기 때문에 자속 밀도가 낮았다. No.5-3의 강판은 P 함유량이 높기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. 또한, No.5-4의 강판은 C 및 Mn의 함유량이 높고, 강 조직이 마텐자이트 조직이기 때문에 철손이 현저하게 증대하며, 자속 밀도도 낮았다. No.5-5의 강판은 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위 외이므로 균열 처리로 전위의 소멸이 충분히 억제되지 않고, 균열 처리 공정의 전까지 도입된 전위의 양이 충분해도, 균열 처리 후의 항복점 및 인장 강도 모 두 떨어졌다. No.5-6의 강판은 균열 처리 공정의 전까지 도입되는 전위의 양이 충분하지 않았기 때문에, 항복점 및 인장 강도 모두 떨어졌다. No.5-7의 강판은 균열 온도가 너무 높기 때문에 항복점 및 인장 강도 모두 떨어지고 있었다. No.5-8의 강판은 균열 처리 공정의 전까지 도입되는 전위의 양이 충분하지 않고, 또한 균열 온도가 너무 높기 때문에 항복점 및 인장 강도 모두 떨어졌다. No.5-9의 강판은 Nb, Zr, Ti 및 V의 함유량이 본 발명 범위의 상한을 넘고 있기 때문에 냉간 압연시에 파단하였다. No.5-10의 강판은 냉간 압연 후의 판두께가 0.80mm를 넘고 있었기 때문에 철손이 증가하였다. No.5-11의 강판은, 냉간 압연 후의 판두께가 0.15mm를 밑돌고 있었기 때문에, 냉간 압연시에 모서리 깨짐이 발생하였다. 이때문에 균열 처리에 이용할 수 없었다.

이에 대하여, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 No.4-1∼4-27의 강판에서는, 열연판 소둔의 방법, 냉간 압연의 회수에 상관없이, 자기 특성·기계 특성 모두 우수한 값을 나타내었다.

또, 균열 온도가 비교적 높은 조건이어도 재결정 억제 효과가 크기 때문에 우수한 자기 특성 및 기계 특성을 갖고 있는 것을 알 수 있었다. 또한, No.4-13 및 4-14를 비교함으로써, S 함유량이 변화해도 기계 특성은 변화하지 않는 것을 알 수 있었다. 또, No.4-17∼4-26에 나타나 있는 바와 같이, Cu, Ni, Cr, Mo, Co, W, Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te, B, Ca, Mg, REM을 적정량 함유하는 경우도 본 발명의 효과가 얻어지는 것을 알 수 있었다. 또한, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg, Po의 함유량이 적정인 경우에도 본 발명의 효과가 얻어지는 것을 알 수 있었다.

Claims

삭제
질량%로, C : 0.06% 이하, Si : 0.01% 이상 3.5% 이하, Mn : 0.05% 이상 3.0% 이하, Al : 2.5% 이하, P : 0.30% 이하, S : 0.04% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, Nb : 0.02% 초과를 함유함과 함께, Nb, Ti, Zr 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 하기 식 (1)을 만족하는 범위에서 함유하고, 또한 임의 첨가 원소로서 Cu : 0% 이상 8.0% 이하, Ni : 0% 이상 2.0% 이하, Cr : 0% 이상 15.0% 이하, Mo : 0% 이상 4.0% 이하, Co : 0% 이상 4.0% 이하, W : 0% 이상 4.0% 이하, Sn : 0% 이상 0.5% 이하, Sb : 0% 이상 0.5% 이하, Se : 0% 이상 0.3% 이하, Bi : 0% 이상 0.2% 이하, Ge : 0% 이상 0.5% 이하, Te : 0% 이상 0.3% 이하, B : 0% 이상 0.01% 이하, Ca : 0% 이상 0.03% 이하, Mg : 0% 이상 0.02% 이하, REM : 0% 이상 0.1% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 재결정 부분의 면적 비율이 0% 이상 90% 미만인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

0.0001≤Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)<5×10^-3 (1)

(여기에서, 식 (1) 중, Nb, Zr, Ti, V, C 및 N는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)
청구항 2에 있어서,

Cu, Ni, Cr, Mo, Co 및 W으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

Cu : 0.01% 이상 8.0% 이하 Ni : 0.01% 이상 2.0% 이하

Cr : 0.01% 이상 15.0% 이하 Mo : 0.005% 이상 4.0% 이하

Co : 0.01% 이상 4.0% 이하 W : 0.01% 이상 4.0% 이하
청구항 2 또는 청구항 3에 있어서,

Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te 및 B로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

Sn : 0.001% 이상 0.5% 이하 Sb : 0.0005% 이상 0.5% 이하

Se : 0.0005% 이상 0.3% 이하 Bi : 0.0005% 이상 0.2% 이하

Ge : 0.001% 이상 0.5% 이하 Te : 0.0005% 이상 0.3% 이하

B : 0.0002% 이상 0.01% 이하
청구항 2 또는 청구항 3에 있어서,

Ca, Mg 및 REM으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 하기의 질량%로 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

Ca : 0.0001% 이상 0.03% 이하 Mg : 0.0001% 이상 0.02% 이하

REM : 0.0001% 이상 0.1% 이하
청구항 2 또는 청구항 3에 기재된 강 조성을 구비한 강괴 또는 강편에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉간 압연 강판을 500℃ 이상 820℃ 이하로 균열(均熱)하는 균열 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 6에 있어서,

상기 열간 압연 공정이, 상기 강괴 또는 강편을 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한 후에, 누적 압하율(壓下率)이 80% 이상인 거친 열간 압연을 실시하여 조(粗) 바를 얻는 거친 열간 압연 공정과, 상기 조 바에 마무리 열간 압연을 실시하는 마무리 열간 압연 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 마무리 열간 압연 공정 전의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,

상기 강괴 또는 강편의 단면 조직에서 평균 등축정율(等軸晶率)이 25% 이상 인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 6에 있어서,

상기 냉간 압연 공정에서, 판두께가 0.15mm 이상 0.80mm 이하이고, 인장 강도가 850MPa 이상인 냉간 압연 강판을 제작하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 6에 있어서,

상기 열간 압연 강판에 열연판 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 2 또는 청구항 3에 기재된 무방향성 전자 강판을 적층하여 이루어진 것을 특징으로 하는 회전자 철심.
청구항 11에 기재된 회전자 철심을 이용한 것을 특징으로 하는 회전기.
질량%로, C : 0.06% 이하, Si : 0.01% 이상 3.5% 이하, Mn : 0.05% 이상 3.0% 이하, Al : 2.5% 이하, P : 0.30% 이하, S : 0.04% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, Nb, Ti, Zr 및 V으로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 하기 식 (1)을 만족하는 범위에서 함유하고, 또한 임의 첨가 원소로서 Cu : 0% 이상 8.0% 이하, Ni : 0% 이상 2.0% 이하, Cr : 0% 이상 15.0% 이하, Mo : 0% 이상 4.0% 이하, Co : 0% 이상 4.0% 이하, W : 0% 이상 4.0% 이하, Sn : 0% 이상 0.5% 이하, Sb : 0% 이상 0.5% 이하, Se : 0% 이상 0.3% 이하, Bi : 0% 이상 0.2% 이하, Ge : 0% 이상 0.5% 이하, Te : 0% 이상 0.3% 이하, B : 0% 이상 0.01% 이하, Ca : 0% 이상 0.03% 이하, Mg : 0% 이상 0.02% 이하, REM : 0% 이상 0.1% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강괴 또는 강편에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열간 압연 강판에 1회 또는 중간 소둔을 끼워 넣은 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,

상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉간 압연 강판을 500℃ 이상 820℃ 이하로 균열(均熱)하는 균열 처리 공정을 가지는 무방향성 전자 강판의 제조 방법으로서,

상기 열간 압연 공정이, 상기 강괴 또는 강편을 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한 후에, 누적 압하율(壓下率)이 80% 이상인 거친 열간 압연을 실시하여 조(粗) 바를 얻는 거친 열간 압연 공정과, 상기 조 바에 마무리 열간 압연을 실시하는 마무리 열간 압연 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 마무리 열간 압연 공정 전의 조 바의 온도를 950℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

0<Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)<5×10^-3 (1)

(여기에서, 식 (1) 중, Nb, Zr, Ti, V, C 및 N는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)
청구항 13에 있어서,

상기 강괴 또는 강편의 단면 조직에서 평균 등축정율이 25% 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 13 또는 청구항 14에 있어서,

상기 냉간 압연 공정에서, 판두께가 0.15mm 이상 0.80mm 이하이고, 인장 강도가 850MPa 이상인 냉간 압연 강판을 제작하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
청구항 13 또는 청구항 14에 있어서,

상기 열간 압연 강판에 열연판 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.