KR20230132814A - 무방향성 전자 강판용 열연 강판, 무방향성 전자 강판용열연 강판의 제조 방법, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명의 무방향성 전자 강판용 열연 강판은, 화학 성분으로서, Si, Mn, Al, Ti, Nb, V, Zr을 소정의 양으로 함유하는 것이고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 절단면에서 보았을 때, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN이, 페라이트 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 것이고, 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도를, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하로 하고, 또한 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도를, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하로 하는 것이다.
Description
본 발명은, 자기 특성을 높일 수 있는 무방향성 전자 강판용의 열연 강판, 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
무방향성 전자 강판은, 주로, 회전기 등의 철심 재료로서 사용된다. 근년, 저급 그레이드의 무방향성 전자 강판이 사용되어 온 분야에서도, 기기의 고효율화의 요구가 높아지고 있다. 그 때문에, 저급 그레이드의 무방향성 전자 강판에서도, 비용을 억제하면서, 자속 밀도를 높이고, 또한 철손을 저감할 것이 요구된다.
또한, 근년에는 회전기의 인버터 제어화가 진행되고 있어, 고주파에 있어서의 철손의 개선이 요구된다. 그 때문에, 저급 그레이드의 무방향성 전자 강판에서도, 고주파에 있어서의 철손을 저감할 것이 요구된다.
저급 그레이드의 무방향성 전자 강판은, 일반적으로, Si 함유량이 낮고, 제조 과정에서 α-γ 변태(페라이트-오스테나이트 변태)가 발생하는 화학 성분을 갖는다. 지금까지, 이러한 저급 그레이드 무방향성 전자 강판에 관해서, 열연판 어닐링을 생략하고 자기 특성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 종료하고, Ar3 변태점으로부터 Ar1 변태점의 온도역을 5℃/sec 이하로 완냉하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 냉각 속도를 공업적인 제조 과정에서 실현하는 것은 곤란하다.
또한, 특허문헌 2에는, 강에 Sn을 첨가하고, Sn 농도에 따라서 열연의 마무리 온도를 제어하여, 높은 자속 밀도를 얻는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 방법은, Si 농도가 0.4％ 이하로 한정되어 있어, 낮은 철손을 얻기에는 불충분하다.
특허문헌 3에는, 열연 시의 가열 온도나 마무리 온도를 한정함으로써, 높은 자속 밀도와 응력 제거 어닐링 시의 입성장성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 그러나 이 방법은, 열연판 어닐링을 대신할 자기 어닐링 등의 공정이 없으므로, 높은 자속 밀도를 얻을 수는 없다.
특허문헌 4에는, 강의 화학 성분 및 열간 압연 조건을 제어함으로써 자속 밀도를 높이는 방법이 제안되어 있다. 이 특허문헌 4에서는, γ→α 변태 시의 α 입계에 AlN이 미세 석출되어, 열연판의 자기 어닐링 시에 결정립 성장이 저해되는 과제에 대해, 마무리 압연 온도를 800℃ 내지 (Ar1+20℃), 권취 온도를 780℃ 이상으로 제어하고 있다. 그러나 이 방법은, γ→α 변태 시에 AlN이 석출되어 버리는 근본적인 과제를 해결할 수 없다.
상술한 바와 같이, 저급 그레이드의 무방향성 전자 강판은, 일반적으로, 제조 과정에서 α-γ 변태가 발생하는 화학 성분을 갖는다. 이러한 저급 그레이드의 무방향성 전자 강판에 대해서, 종래 기술에서는, 열연판 어닐링 대신에 열연 후에 자기 어닐링을 행하여 자기 특성을 높이는 것을 시도하고 있다. 단, 종래 기술은, 상기한 바와 같이 자기 특성을 충분히 만족할 만한 것은 아니었다. 특히, 고주파에 있어서의 철손의 개선이 충분하지 않았다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어졌다. 본 발명에서는, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수한 무방향성 전자 강판용의 열연 강판, 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판은,
화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 절단면에서 보았을 때, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN이, 페라이트 입자의 입자 내 및 입계에 존재하고,
상기 입자 내 및 상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하이고, 또한
상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 무방향성 전자 강판용 열연 강판에서는,
화학 성분으로서, 질량％로,
Sn: 0.02 내지 0.20％,
Sb: 0.02 내지 0.20％
중 적어도 한쪽을 함유해도 된다.
(3) 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판용 열연 강판을 제조하는 방법이며,
화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 슬래브를 1050℃ 이상 1180℃ 이하의 온도 범위로 가열하고,
상기 가열 후의 슬래브를 조압연하고,
상기 조압연 후의 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지하고,
상기 유지 후의 조압연재를 Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열하고,
상기 가열 직후의 조압연재를, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃ 이상 Ar1점 이하로 하는 조건에서 마무리 압연하고,
상기 마무리 압연 후의 마무리 압연재를 750℃ 이상 850℃ 이하의 온도 범위에서 권취하면 된다.
(4) 본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판용 열연 강판을 사용하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
상기 무방향성 전자 강판용 열연 강판을 열연판 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하고,
상기 냉간 압연 후의 냉간 압연재를, 800℃ 이상 Ac1점 이하에서 마무리 어닐링하면 된다.
본 발명의 상기 양태에 따르면, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수한 무방향성 전자 강판용의 열연 강판, 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되는 것은 아니며, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 하기하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」 또는 「미만」으로 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 또한, 특별히 언급이 없는 한, 각 원소의 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판에서는, 화학 성분과 제조 조건을 복합적으로 또한 불가분하게 제어하여, 열연 강판에 포함되는 AlN의 형태를 제어한다.
예를 들어, 제조 과정에서 α-γ 변태가 발생하는 화학 성분을 갖고, 또한 열연판 어닐링 대신에 열연 후에 자기 어닐링을 행하여 제조되는 무방향성 전자 강판에서는, 자기 특성을 향상시키기 위해, 열연 후의 자기 어닐링 시나, 마무리 어닐링 시에, 결정립을 충분히 성장시키는 것이 바람직하다.
그러나 열연 강판에 포함되는 AlN은, 입계 이동을 피닝하여, 결정립이 성장하는 것을 저해한다. 그 때문에, 열연 강판에 포함되는 AlN은 적은 것이 바람직하다.
예를 들어, 상기한 특허문헌 4에서는, 강판에 포함되는 AlN을 저감하는 것을 시도하고 있다. 확실히, 특허문헌 4에 개시된 기술에 의해, 강판에 포함되는 AlN을, 어느 정도는 저감할 수 있을지도 모른다. 그러나, 특허문헌 4에 개시된 기술에서는, γ→α 변태 시에 석출되는 AlN을 근본적으로 억제할 수는 없으며, AlN이 특히 페라이트(α) 입자의 결정립계에 적지 않게 석출되어 있었다. 그 때문에, 열연 후의 자기 어닐링 시나, 마무리 어닐링 시에, 결정립이 충분히 성장할 수 없었다.
본 실시 형태에서는, 화학 성분과 제조 조건을 복합적으로 또한 불가분하게 제어하여, α상의 입자 내 및 입계에 존재하는 AlN의 개수를 적게 하고, 특히 α상의 입계에 존재하는 AlN의 개수를 적게 한다. 그 결과, 열연 후의 자기 어닐링 시나, 마무리 어닐링 시에, 결정립이 충분히 성장할 수 있으므로, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수한 무방향성 전자 강판을 얻는 것이 가능해진다.
또한, 특허문헌 4에서는, 마무리 어닐링 후의 강판에 있어서의 AlN 개수 밀도로 언급하고 있다. 그러나, 열간 압연 공정에 있어서 석출된 AlN은 마무리 어닐링 중에 오스트발트 성장하고, AlN 개수 밀도는 감소한다고 추정되는 점에서, 본 실시 형태에 있어서의 열연 강판에 있어서의 AlN 개수 밀도와 반드시 비교할 수는 없다. 또한, 열간 압연 후의 강판 결정 조직은, 계속되는 냉간 압연에 있어서 가공되어 변형하고, 마무리 어닐링에 있어서 재결정 및 입성장하는 점에서, 열간 압연 후의 페라이트 입계와 마무리 어닐링 후의 페라이트 입계는, 반드시 일치하지는 않는다.
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판은,
화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 절단면에서 보았을 때, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN이, 페라이트 입자의 입자 내 및 입계에 존재하고,
상기 입자 내 및 상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하이고, 또한
상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하이다.
<열연 강판의 화학 성분>
먼저, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판에 관하여, 강의 화학 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에서는, 열연 강판이, 화학 성분으로서, 기본 원소를 포함하고, 필요에 따라서 선택 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.
C: 0.005％ 이하
C는 철손을 열화시키고, 자기 시효의 원인이 되기도 하는 유해한 원소이다. C 함유량은 0.005％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이하이다. C 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한이 0％여도 된다. 단, 공업 생산성을 고려하면, C 함유량은 0％ 초과여도 되고, 0.0015％ 이상, 0.0020％ 이상, 또는 0.0025％ 이상으로 해도 된다.
Si: 0.10 내지 1.50％
Si는 강의 고유 저항을 증가시키고, 철손을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, Si 함유량의 하한은 0.10％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 자속 밀도를 저하시킨다. 그 때문에, Si 함유량의 상한은 1.50％로 한다. 바람직하게는, Si 함유량의 하한은 0.50％여도 되고, Si 함유량의 상한은 1.20％여도 된다.
Mn: 0.10 내지 0.60％
Mn은 강의 고유 저항을 높이고, 또한 황화물을 조대화하여 무해화한다. 그 때문에, Mn 함유량의 하한은 0.10％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 강을 취화하고, 또한 비용의 상승으로 이어진다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한은 0.60％로 한다.
P: 0.100％ 이하
P는 강판의 경도를 높이는 경우도 있지만, 강의 취화를 초래한다. P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.08％이다. P 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한이 0％여도 된다. 단, 공업 생산성을 고려하면, P 함유량은 0.001％ 이상이어도 된다.
Al: 0.20 내지 1.00％
Al은 탈산 원소인 동시에, 고유 저항을 높이고, α-γ 변태점을 상승시키고, 및 AlN을 생성하는 원소이다. 그 때문에, Al 함유량의 하한은 0.20％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 자속 밀도의 저하나 가공성의 저하를 일으킨다. 그 때문에, Al 함유량의 상한은 1.00％로 한다. Al 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.80％이다.
Ti: 0.0010 내지 0.0030％
Ti는 질화물을 생성하는 원소이지만, AlN과는 달리, γ상에서도 충분히 질화물로서 석출된다. 본 실시 형태에서는, γ→α 변태 시에 AlN이 α 입계에 미세 석출되는 것을 억제하기 위해, Ti가 질화물 생성 원소로서 중요하다. 그 때문에, Ti 함유량의 하한은 0.0010％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 탄화물을 생성하여, 마무리 어닐링 시의 결정립 성장을 악화시킨다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한은 0.0030％로 한다.
Nb: 0.0010 내지 0.0030％
Nb는 질화물을 생성하는 원소이지만, AlN과는 달리, γ상에서도 충분히 질화물로서 석출된다. 본 실시 형태에서는, γ→α 변태 시에 AlN이 α 입계에 미세 석출되는 것을 억제하기 위해, Nb가 질화물 생성 원소로서 중요하다. 그 때문에, Nb 함유량의 하한은 0.0010％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 탄화물을 생성하여, 마무리 어닐링 시의 결정립 성장을 악화시킨다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한은 0.0030％로 한다.
V: 0.0010 내지 0.0030％
V는 질화물을 생성하는 원소이지만, AlN과는 달리, γ상에서도 충분히 질화물로서 석출된다. 본 실시 형태에서는, γ→α 변태 시에 AlN이 α 입계에 미세 석출되는 것을 억제하기 위해, V가 질화물 생성 원소로서 중요하다. 그 때문에, V 함유량의 하한은 0.0010％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 탄화물을 생성하여, 마무리 어닐링 시의 결정립 성장을 악화시킨다. 그 때문에, V 함유량의 상한은 0.0030％로 한다.
Zr: 0.0010 내지 0.0030％
Zr은 질화물을 생성하는 원소이지만, AlN과는 달리, γ상에서도 충분히 질화물로서 석출된다. Zrγ→α 변태 시에 AlN이 α 입계에 미세 석출되는 것을 억제하기 위해, Zr이 질화물 생성 원소로서 중요하다. 그 때문에, Zr 함유량의 하한은 0.0010％로 한다. 한편, 과잉의 첨가는 탄화물을 생성하여, 마무리 어닐링 시의 결정립 성장을 악화시킨다. 그 때문에, Zr 함유량의 상한은 0.0030％로 한다.
N: 0.0030％ 이하
N은 AlN을 생성하는 원소이며, 결정립 성장에 바람직하지 않다. 본 실시 형태에서 N을 무해화할 수 있는 허용 상한으로서, N 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. N 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한이 0％여도 된다. 단, 공업 생산성을 고려하면, N 함유량은 0.0001％ 이상이어도 된다. 예를 들어, N 함유량이 0.0001％ 이상일 때, AlN이 생성되기 쉬워, 결정립 성장이 저해되기 쉽다.
Sn: 0 내지 0.20％
Sb: 0 내지 0.20％
Sn이나 Sb는 냉연 재결정 후의 집합 조직을 개선하여, 그 자속 밀도를 향상시킨다. 그 때문에, Sn이나 Sb를, 필요에 따라서 함유해도 된다. 예를 들어, Sn 함유량 및 Sb 함유량의 하한은 0.02％인 것이 바람직하고, 0.03％인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가는 강을 취화시킨다. 이 때문에, Sn 함유량 및 Sb 함유량의 상한은 0.20％로 한다. Sn 함유량 및 Sb 함유량의 상한은 0.10％인 것이 바람직하다.
Sn 및 Sb는 적어도 한쪽이 함유되면, 상기 효과를 얻을 수 있다. 그 때문에, 화학 성분으로서, 질량％로, Sn: 0.02 내지 0.20％, 또는 Sb: 0.02 내지 0.20％ 중 적어도 한쪽을 함유하는 것이 바람직하다.
상기한 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 성분은, 제조 과정에서 α-γ 변태가 발생하는 화학 성분에 대응한다.
또한, 본 실시 형태에서는, 화학 성분으로서, 불순물을 함유해도 된다. 또한, 「불순물」이란, 함유되어도 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 원소를 의미하며, 강판을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 원소를 가리킨다. 불순물의 합계 함유량의 상한은, 예를 들어 5％이면 된다.
상기의 화학 성분은, 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 화학 성분은 ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 구체적으로는, 강판으로부터 채취한 한 변이 35㎜인 정사각형의 시험편을, 시마즈 세이사쿠쇼제 ICPS-8100 등(측정 장치)에 의해, 미리 제작한 검량선에 기초한 조건에서 측정함으로써, 화학 성분이 특정된다. 또한, C는 연소-적외선 흡수법을 사용하여 측정하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다.
열연 강판이 상기에서 설명한 성분 조성이 되도록 조정된 용강을 주조함으로써, 슬래브가 형성된다. 또한, 슬래브의 주조 방법은, 특별히 한정되지는 않는다. 또한, 연구 개발에 있어서, 진공 용해로 등에서 강괴가 형성되어도, 상기 성분에 대해서, 슬래브가 형성된 경우와 마찬가지의 효과를 확인할 수 있다.
<열연 강판에 포함되는 AlN>
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판에 관해서, 열연 강판에 포함되는 AlN의 한정 이유에 대해서 설명한다.
상술한 바와 같이, 본 실시 형태에서는, 화학 성분과 제조 조건을 복합적으로 또한 불가분하게 제어하여, 열연 강판에 포함되는 AlN의 형태를 제어한다. 특히, 본 실시 형태에서는 AlN이 α 입자의 결정립계에 석출되는 것을 억제한다.
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판에서는, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 절단면에서 보았을 때, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN이, 페라이트 입자(α 입자)의 입자 내 및 입계에 존재하고,
입자 내 및 입계에 존재하는 AlN의 개수 밀도(합계의 개수 밀도)가, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하이고, 또한
입계에 존재하는 AlN의 개수 밀도(입계에서의 개수 밀도)가 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하이다.
본 실시 형태에서는, 결정립 성장에 가장 영향을 미치는 AlN의 사이즈로서, 원 상당 직경 10 내지 200㎚의 AlN을 제어한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판에서는, 상기의 사이즈의 AlN이, α 입자의 입자 내 및 입계에 포함된다.
α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도가, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2를 초과하면, 자기 어닐링 시나 마무리 어닐링 시의 결정립 성장이 불충분해진다. 그 결과, 무방향성 전자 강판으로서, 자속 밀도나 철손 특성의 저하로 이어진다. α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도는, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하로 한다. 한편, α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도는, 적을수록 바람직하고, 하한이 관찰 면적에 대하여 0개/㎛2여도 된다. 단, 이 개수 밀도를 0개/㎛2로 하는 것은 실제로는 어렵고, 공업적으로는 α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도가, 관찰 면적에 대하여 0.1개/㎛2 이상이 되는 경우가 있다.
또한, 고주파에 있어서의 철손 특성을 개선하기 위해서는, α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도(합계의 개수 밀도)를 제어하는 것만으로는 충분하지 않으며, α 입자의 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도(입계에서의 개수 밀도)를 제어하는 것이 바람직하다.
α 입자의 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도가, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2를 초과하면, 자기 어닐링 시나 마무리 어닐링 시의 결정립 성장이 불충분해진다. 그 결과, 무방향성 전자 강판으로서, 고주파에 있어서의 철손 특성의 저하로 이어진다. α 입자의 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도는, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하로 한다. 이 개수 밀도는 35개/㎛2 이하인 것이 바람직하다. 한편, α 입자의 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도는 적을수록 바람직하고, 하한이 입계 면적에 대하여 0개/㎛2여도 된다. 단, 이 개수 밀도를 0개/㎛2로 하는 것은 실제로는 어렵고, 공업적으로는 α 입자의 입계에 존재하는 상기 사이즈의 AlN의 개수 밀도가, 입계 면적에 대하여 0.5개/㎛2 이상이 되는 경우가 있다.
열연 강판에 포함되는 AlN은, TEM-EDS(Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)를 사용하여 특정하면 된다. 예를 들어, 열연 강판으로부터 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되는 박막 시료를 채취하고, TEM-EDS에 의한 관찰 및 정량 분석 결과에 기초하여, Al과 N의 원자비가 대략 1:1인 석출물을 관찰 시야 중에서 특정하면 된다. 특정된 AlN의 면적을 원으로 환산했을 때의 직경을, 원 상당 직경으로 정의한다. 관찰 시야(관찰 면적) 중에 존재하는 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN을 특정하여, α 입자의 입자 내 및 입계에 존재하는 AlN의 개수 밀도(합계의 개수 밀도)와, α 입자의 입계에 존재하는 AlN의 개수 밀도(입계에서의 개수 밀도)를 구하면 된다. 예를 들어, 관찰 시야는 적어도 10㎛×10㎛의 범위로 하면 된다. 입계에 존재하는 AlN의 개수는, 입계로부터 입계를 사이에 두는 각각의 입자 내로 0.2㎛까지의 거리에 존재하는 AlN의 개수로 하고, 입계 면적은 TEM-EDS 관찰에 의해 얻어진 상에 있어서의 입계의 총 거리에 0.4㎛를 곱한 값으로 하면 된다. 또한, 원 상당 직경을 도출하기 위해, TEM-EDS 관찰에 의해 얻어진 상을 스캐너 등으로 읽어들여, 시판 중인 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 해석해도 된다.
<열연 강판의 제조 방법>
다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법은, 상기한 열연 강판의 제조 방법이며,
화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 슬래브를 1050℃ 이상 1180℃ 이하의 온도 범위로 가열하고,
상기 가열 후의 슬래브를 조압연하고,
상기 조압연 후의 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지하고,
상기 유지 후의 조압연재를 Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열하고,
상기 가열 직후의 조압연재를, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃ 이상 Ar1점 이하로 하는 조건에서 마무리 압연하고,
상기 마무리 압연 후의 마무리 압연재를 750℃ 이상 850℃ 이하의 온도 범위에서 권취한다.
본 실시 형태에서는, 열간 압연의 마무리 압연 후에 코일을 자기 어닐링하여, 무방향성 전자 강판으로서의 자기 특성을 향상시키는 것을 지향한다. 예를 들어, 본 실시 형태에서는, 열간 압연 시에, 슬래브 가열 온도를 1050℃ 내지 1180℃로 하고, 조압연하고, 조압연재를 850 내지 Ar1점으로 유지하고, 유지 후의 조압연재를 Ar1점 초과 Ac1점 이하로 가열하고, 마무리 압연하고, 마무리 압연재를 750℃ 내지 850℃에서 권취한다. 이들의 제조 조건에 의해, AlN이 α상의 입계로 석출되는 것을 바람직하게 억제할 수 있다. 그 결과, 자기 어닐링 시나 마무리 어닐링 시에, 결정립이 바람직하게 성장하여, 무방향성 전자 강판으로서, 우수한 철손과 자속 밀도를 얻을 수 있다.
슬래브의 화학 성분은, 상기한 열연 강판의 화학 성분과 동일하다. 무방향성 전자 강판의 제조에서는, 슬래브로부터 열연 강판을 얻을 때까지의 과정에서 화학 성분은 거의 변화되지 않는다. 상기의 슬래브의 화학 성분은, 제조 과정에서 α-γ 변태가 발생하는 화학 성분에 대응한다.
슬래브 가열 온도는, 석출물이 재고용되어 미세 석출되는 것을 방지하여, 철손을 열화시키지 않기 위해, 1180℃ 이하로 한다. 단, 슬래브 가열 온도가 너무 낮으면, 변형 저항이 높아져 열간 압연의 부하가 증가하므로 1050℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도의 하한은 1080℃인 것이 바람직하다. 슬래브 가열 온도의 상한은 1150℃인 것이 바람직하고, 1130℃인 것이 더욱 바람직하다.
조압연의 조건은, 특별히 한정되지는 않는다. 공지된 조압연 조건을 적용하면 된다.
조압연 후의 조압연재는, Ar1점 이하로 유지하여 α상으로 변태시킨다. Ar1점이란, 냉각 시에 α상으로의 변태가 종료되는 온도이다. 조압연 직후의 조압연재는, α상 및 γ상의 2상 조직이다. 본 실시 형태에서는, 화학 성분으로서, Ti, Nb, V, 및 Zr을 필수적으로 함유하고 있으므로, γ상에, Ti, Nb, V, 및 Zr의 질화물이 생성되어, 강 중의 AlN의 존재 개수가 적어지고, 또한 강 중의 고용 N의 함유량이 감소하고 있다. 그러나, 일부의 N은 강 중에 고용된 상태 그대로이다. 그 때문에, 조압연 후의 조압연재를, Ar1점 이하로 유지하여, 강 조직을 N 용해도가 작은 α상의 단상 조직으로 변태시킨다. 그 결과, 강 중에 고용되어 있던 N이, 질화물(예를 들어 AlN)로서 많이 석출된다. 이러한 히트 사이클을 실시하여, 고용 N양을 억제함으로써, 마무리 압연 이후에, 질화물이 다량으로 석출되는 것을 억제하는 것이 가능해진다.
본 발명자들이 검토한 결과, 조압연 후이며 또한 마무리 압연 전에 석출된 AlN은, 최종적으로 α상의 입계에 존재하는 AlN이 되기 어려운 것을 알았다. 상세한 이유는 현시점에서 불분명하지만, 가령 조압연 후이며 또한 마무리 압연 전에 AlN이 입계에 석출되었다고 해도, 마무리 압연에 기인하는 동적 및 정적인 조직 변화에 의해, AlN의 존재 위치(입계 또는 입자 내)가 변화된다고 생각된다. 그 때문에, 최종적으로, α상의 입계에 존재하는 AlN의 개수가 적어진다고 생각된다. 즉, 본 실시 형태에서는 조압연 후이며 또한 마무리 압연 전에, 강 중에 고용되어 있던 N을 질화물(예를 들어 AlN)로서 많이 석출시키고, 마무리 압연 이후에는, 이 질화물을 재고용시키지 않는 것이 중요해진다. 예를 들어, 마무리 압연 이후에, 질화물이 재고용되면, 마무리 압연 후의 냉각 과정에서, 강 중에 재고용된 N이 우선적으로 α상의 입계에 AlN으로서 석출된다고 생각된다.
상기의 이유에서, 조압연 후의 조압연재는 Ar1점 이하로 유지한다. 한편, 유지 온도가 너무 낮으면, 질화물이 석출되기 어렵고 또한 성장하기 어려워진다. 그 때문에, 조압연 후의 조압연재는 850℃ 이상에서 유지한다.
조압연 후의 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위로 냉각하는 냉각 속도는, 특별히 제한되지 않는다. 단, 조압연 종료 후, 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위까지, 평균 냉각 속도 0.1 내지 2℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가, 0.1℃/sec 미만이면 생산 효율이 나쁘고, 2℃/sec 초과이면 질화물이 석출되기 어려워지거나, 성장하기 어려워지거나 하는 경우가 있다.
850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지한 조압연재는, Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열한다. 상기한 바와 같이, Ar1점이란, 냉각 시에 α상으로의 변태가 종료되는 온도이다. Ac1점이란, 승온 시에 γ상으로의 변태가 개시되는 온도이다. 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지한 조압연재는, α상의 단상 조직으로 변태되어 있지만, 조압연재가 이 온도에서는 마무리 압연 온도 및 권취 온도가 너무 낮아진다. 그 때문에, 마무리 압연 온도와 권취 온도를 상승시키고, 코일에 권취한 상태에서의 자기 어닐링 효과를 증대시키기 위해, 상기 유지 후의 조압연재를 재가열한다. 재가열 온도가 Ac1점 초과이면, α상으로부터 γ상으로의 변태가 발생하고, N이 강 중에 재고용되고, 재고용된 N이 마무리 압연 후의 냉각 과정에서 질화물(예를 들어 AlN)로서 석출된다. 특히, α상의 결정립계에 많이 석출되고, 그 결과, 자기 어닐링 시나 마무리 어닐링 시의 입성장을 저해한다. 그 때문에, 재가열 온도는 Ac1점 이하로 한다. 한편, 마무리 압연 온도와 권취 온도를 상승시켜서 충분한 자기 어닐링 효과를 얻기 위해, 재가열 온도는 Ar1점 초과로 한다. 또한, 이 온도 범위 내이면 몇 번 가열해도 된다. 또한, 재가열의 방법이나 방식은 특별히 제한되지 않고, 유도 가열 등을 사용하면 된다. 또한, Ar1 및 Ac1의 온도는, 실험적으로 구하면 된다.
Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열한 조압연재를, 마무리 압연한다. 마무리 압연의 종료 온도는, 800℃ 이상 Ar1점 이하로 한다. 상기한 바와 같이, Ar1점이란, 냉각 시에 α상으로의 변태가 종료되는 온도이다. 마무리 압연의 종료 온도가 800℃보다 낮으면, 충분한 권취 온도를 확보할 수 없다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도가 Ar1점을 초과하면, 마무리 압연재에 강 조직으로서 γ상이 일부 잔존하고, 마무리 압연 후의 권취 시에 γ→α 변태가 발생하고, γ상에 고용되어 있던 N이 α상의 결정립계로 석출되고, 그 결과, 자기 어닐링 시나 마무리 어닐링 시의 입성장을 저해한다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar1점 이하로 한다.
마무리 압연재의 권취 온도는, 750℃ 이상 850℃ 이하로 한다. 권취 온도가 750℃ 미만이면, 자기 어닐링에서 충분히 결정립이 성장하지 않는다. 그 때문에, 권취 온도는 750℃ 이상으로 한다. 한편, 권취 온도가 850℃를 초과하면, 마무리 압연재의 표층 스케일(표면 산화물)이 과다해져, 산세에서의 디스케일링성이 나빠진다. 그 때문에, 권취 온도는 850℃ 이하로 한다.
상기한 제조 조건을 충족하여 제조된 열연 강판은, α상의 입자 내 및 입계에 존재하는 AlN의 개수가 적어지고, 특히 α상의 입계에 존재하는 AlN의 개수가 적어진다. 그 결과, 열연 후의 자기 어닐링 시나, 마무리 어닐링 시에, 결정립이 충분히 성장할 수 있으므로, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수한 무방향성 전자 강판을 얻는 것이 가능해진다.
<무방향성 전자 강판의 제조 방법>
다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기한 열연 강판을 사용하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
상기한 제조 조건을 충족하여 제조된 열연 강판을, 열연판 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하고,
상기 냉간 압연 후의 냉간 압연재를, 800℃ 이상 Ac1점 이하에서 마무리 어닐링한다.
상기한 제조 조건을 충족하여 제조된 열연 강판은, 산세 후, 냉간 압연되고, 마무리 어닐링된다. 냉간 압연의 조건은, 특별히 한정되지는 않는다. 공지된 냉간 압연 조건을 적용하면 된다.
마무리 어닐링 온도는, 800℃ 이상 Ac1점 이하로 한다. 마무리 어닐링 온도가 800℃ 미만이면, 미재결정 조직이 잔존하여, 자기 특성이 나빠진다. 그 때문에, 마무리 어닐링 온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 어닐링 온도가 Ac1점을 초과하면, α→γ 변태가 발생하여, 자기 특성이 악화된다. 그 때문에, 마무리 어닐링 온도는 Ac1점 이하로 한다.
또한, 마무리 어닐링 시간은, 10초 이상 600초 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 어닐링 시간이 상기한 시간이면, 결정립을 충분히 성장시킬 수 있다.
상기한 제조 조건을 충족하여 제조된 무방향성 전자 강판은, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수하다.
무방향성 전자 강판의 철손은 낮을수록 바람직하고, 예를 들어 철손 W15/50은 5.2W/kg 미만인 것이 바람직하고, 철손 W10/200은 18.0W/kg 미만인 것이 바람직하다. 또한, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도는 높을수록 바람직하고, 예를 들어 자속 밀도 B50은 1.69T 이상인 것이 바람직하고, 자속 밀도 B25는 1.62T 이상인 것이 바람직하다.
또한, 자속 밀도 등의 전자 강판의 자기 특성은, 공지된 방법에 의해 측정할 수 있다. 예를 들어, 전자 강판의 자기 특성은, JIS C 2550:2011에 규정되는 엡스타인 시험에 기초하는 방법, 또는 JIS C 2556:2015에 규정되는 단판 자기 특성 시험법(Single Sheet Tester: SST) 등을 사용함으로써 측정할 수 있다. 또한, 연구 개발에 있어서, 진공 용해로 등에서 강괴가 형성된 경우에서는, 실기 제조와 동등 사이즈의 시험편을 채취하는 것이 곤란해진다. 이 경우, 예를 들어 폭 55㎜×길이 55㎜가 되도록 시험편을 채취하여, 단판 자기 특성 시험법에 준거한 측정을 행해도 상관없다. 또한, 엡스타인 시험에 기초하는 방법과 동등한 측정값이 얻어지도록, 얻어진 결과에 보정 계수를 곱해도 상관없다. 본 실시 형태에서는, 단판 자기 특성 시험법에 준거한 측정법에 의해 측정한다.
실시예 1
실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되지는 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
<실시예 1>
표 1A 내지 표 1B에 기재된 화학 성분을 갖는 슬래브를, 표 2A 내지 표 2B에 기재된 열연 부호의 제조 조건에서, 두께 2.5㎜까지 열간 압연하여 열연 강판을 권취하였다.
[표 1A]
[표 1B]
[표 2A]
[표 2B]
제조한 열연 강판의 화학 성분은, 슬래브의 화학 성분과 동등하였다. 제조한 열연 강판의 판 폭 방향 중앙부로부터 시험편을 잘라내고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰할 수 있도록 투과형 전자 현미경(TEM)용 시료를 제작하고, 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 시야 10㎛×10㎛의 범위를 관찰하고, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN의 개수 밀도를 상기와 같이 산출하였다. 그 결과를 표 3A 내지 표 3C에 나타낸다.
[표 3A]
[표 3B]
[표 3C]
또한, 열연 강판을 산세 후, 0.5㎜까지 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 표 4에 기재된 마무리 어닐링 부호의 조건에서 마무리 어닐링을 실시하여 무방향성 전자 강판을 얻었다.
[표 4]
마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판으로부터 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행하게 한 변이 55㎜인 정사각형의 시험편을 잘라내고, 단판 자기 특성 시험법(JIS C 2556:2015)에 준거한 측정법에 의해 철손 및 자속 밀도의 측정을 행하여, L 방향 및 C 방향의 평균값을 구하였다.
철손은, 종래의 일반적인 평가 지표인 W15/50 외에도, 고주파에서 사용했을 때의 철손인 W10/200도 측정하였다. 또한, W15/50이란, 무방향성 전자 강판을 50Hz에서 1.5T로 여기하여 얻어진 철손이고, W10/200이란, 무방향성 전자 강판을 200Hz에서 1.0T로 여기하여 얻어진 철손이다.
자속 밀도는, B50 및 B25를 측정하였다. 또한, B50이란, 무방향성 전자 강판을 50Hz에서 5000A/m의 자장을 부여했을 때의 자속 밀도이고, B25란, 무방향성 전자 강판을 50Hz에서 2500A/m의 자장을 부여했을 때의 자속 밀도이다.
W15/50이 5.2W/kg 미만이고, W10/200이 18.0W/kg 미만이고, B50이 1.69T 이상이고, 또한 B25가 1.62T 이상인 경우를 합격이라고 판단하였다. 그 결과를 표 3A 내지 표 3C에 아울러 나타낸다.
표 3A 내지 표 3C에 나타내는 바와 같이, 본 발명예는 화학 조성 및 AlN 개수 밀도를 만족하기 때문에, 자기 특성이 우수하였다. 이에 비해, 표 3A 내지 표 3C에 나타내는 바와 같이, 비교예는 화학 조성 또는 AlN 개수 밀도 중 어느 것을 만족하지 않기 때문에, 제조성 또는 자기 특성이 우수하지 않았다.
또한, 비교예 No.d30 및 No.d31에서는, 슬래브 성분에 있어서의 Ti, Nb, V 및 Zr의 함유량이, 바람직한 범위를 충족하고 있지 않고, 또한 조압연 후에 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지하지 않고, 또한 조압연 후에 조압연재를 Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열하지 않았다. 비교예 No.d30 및 No.d31에서는, 조압연 및 마무리 압연 시에 강판 온도가 저하되지 않도록 유의하여 압연을 실시했기 때문에, 조압연 후에 재가열하지 않아도 마무리 압연 종료 온도가 800℃ 이상으로 되었다. 비교예 No.d30 및 No.d31에서는, 마무리 압연 종료 온도가 800℃ 이상이기는 했지만, 조압연 후의 유지와 재가열을 실시하고 있지 않기 때문에, 열연 강판으로서 AlN 개수 밀도가 바람직하게 제어되지 않았다. 그 결과, 비교예 No.d30 및 No.d31에서는, 무방향성 전자 강판으로서, W15/50을 만족했지만, W10/200이 우수하지 않았다.
<실시예 2>
표 1A 내지 표 1B에 기재된 화학 성분을 갖는 슬래브를, 표 2A 내지 표 2B에 기재된 열연 부호의 제조 조건에서, 두께 2.5㎜까지 열간 압연하여 열연 강판을 권취하였다.
제조한 열연 강판의 화학 성분은, 슬래브의 화학 성분과 동등하였다. 제조한 열연 강판의 판 폭 방향 중앙부로부터 시험편을 잘라내고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰할 수 있도록 투과형 전자 현미경(TEM)용 시료를 제작하고, 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 시야 10㎛×10㎛의 범위를 관찰하고, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN의 개수 밀도를 상기와 같이 산출하였다. 그 결과를 표 5에 나타낸다.
[표 5]
또한, 열연 강판을 산세 후, 0.5㎜까지 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 표 4에 기재된 마무리 어닐링 부호의 조건에서 마무리 어닐링을 실시하여 무방향성 전자 강판을 얻었다.
마무리 어닐링 후의 무방향성 전자 강판으로부터 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행하게 한 변이 55㎜인 정사각형의 시험편을 잘라내고, 단판 자기 특성 시험법(JIS C 2556:2015)에 준거한 측정법에 의해 철손 및 자속 밀도의 측정을 행하여, L 방향 및 C 방향의 평균값을 구하였다.
철손은, 종래의 일반적인 평가 지표인 W15/50 외에도, 고주파에서 사용했을 때의 철손인 W10/200도 측정하였다. 자속 밀도는 B50 및 B25를 측정하였다.
실시예 1과 마찬가지로, W15/50이 5.2W/kg 미만이고, W10/200이 18.0W/kg 미만이고, B50이 1.69T 이상이고, 또한 B25가 1.62T 이상인 경우를 합격이라고 판단하였다. 그 결과를 표 5에 아울러 나타낸다.
표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명예는 화학 조성 및 AlN 개수 밀도를 만족하기 때문에, 자기 특성이 우수하였다.
본 발명의 상기 양태에 따르면, 일반적인 자기 특성에 더하여 고주파에서의 철손 특성도 우수한 무방향성 전자 강판용의 열연 강판, 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다. 그 때문에, 산업상 이용 가능성이 높다.
Claims (4)
- 화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 절단면에서 보았을 때, 원 상당 직경이 10 내지 200㎚인 AlN이, 페라이트 입자의 입자 내 및 입계에 존재하고,
상기 입자 내 및 상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 관찰 면적에 대하여 8.0개/㎛2 이하이고, 또한
상기 입계에 존재하는 상기 AlN의 개수 밀도가, 입계 면적에 대하여 40개/㎛2 이하인
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판용 열연 강판. - 제1항에 있어서,
화학 성분으로서, 질량％로,
Sn: 0.02 내지 0.20％,
Sb: 0.02 내지 0.20％
중 적어도 한쪽을 함유하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판용 열연 강판. - 제1항 또는 제2항에 기재된 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법이며,
화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.005％ 이하,
Si: 0.10 내지 1.50％,
Mn: 0.10 내지 0.60％,
P: 0.100％ 이하,
Al: 0.20 내지 1.00％,
Ti: 0.0010 내지 0.0030％,
Nb: 0.0010 내지 0.0030％,
V: 0.0010 내지 0.0030％,
Zr: 0.0010 내지 0.0030％,
N: 0.0030％ 이하,
Sn: 0 내지 0.20％,
Sb: 0 내지 0.20％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 슬래브를 1050℃ 이상 1180℃ 이하의 온도 범위로 가열하고,
상기 가열 후의 슬래브를 조압연하고,
상기 조압연 후의 조압연재를 850℃ 이상 Ar1점 이하의 온도 범위에서 유지하고,
상기 유지 후의 조압연재를 Ar1점 초과 Ac1점 이하의 온도 범위로 재가열하고,
상기 가열 직후의 조압연재를, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃ 이상 Ar1점 이하로 하는 조건에서 마무리 압연하고,
상기 마무리 압연 후의 마무리 압연재를 750℃ 이상 850℃ 이하의 온도 범위에서 권취하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판용 열연 강판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 기재된 무방향성 전자 강판용 열연 강판을 사용하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
상기 무방향성 전자 강판용 열연 강판을 열연판 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하고,
상기 냉간 압연 후의 냉간 압연재를, 800℃ 이상 Ac1점 이하에서 마무리 어닐링하는
것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
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