KR20230142784A - 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

이 무방향성 전자 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에 0.20≤S_tyl/S_tot≤0.85, 0.05≤S₁₀₀/S_tot≤0.80, S₁₀₀/S_tra≥0.50, K₁₀₀/K_tyl≤0.990을 충족한다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2021년 03월 19일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-045986호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

무방향성 전자 강판은, 예를 들어 모터의 철심에 사용되며, 무방향성 전자 강판에는, 그 판면에 평행한 방향에 있어서 우수한 자기 특성, 예를 들어 저철손 및 고자속 밀도가 요구된다.

이것을 위해서는, 결정의 자화 용이축(<100> 방위)이 판면내 방향과 일치하도록 강판의 집합 조직을 제어하는 것이 유리하다. 이러한 집합 조직 제어에 관해서는, 예를 들어 특허문헌 1 내지 5에 기재된 기술과 같이, {100} 방위, {110} 방위, {111} 방위 등을 제어하는 기술이 많이 개시되어 있다.

집합 조직을 제어하는 방법으로서는, 다양한 방법이 고안되어 있지만, 그 중에 「변형 유기 입성장」을 활용하는 기술이 있다. 특정 조건에서의 변형 유기 입성장에 있어서는, 판면내 방향으로 자화 용이축을 갖지 않는 {111} 방위의 집적을 억제할 수 있으므로, 무방향성 전자 강판에서는 유효하게 활용되고 있다. 이들 기술에 대해서는, 특허문헌 6 내지 10 등에 개시되어 있다.

그러나 종래의 방법에서는, {111} 방위의 집적을 억제할 수 있지만, {110} <001> 방위(이하, Goss 방위)가 성장해 버린다. Goss 방위는 {111}보다 일방향은 자기 특성이 우수하지만, 전체 둘레 평균에서는 자기 특성이 거의 개선되지 않는다. 그 때문에, 종래의 방법에서는 전체 둘레 평균에서 우수한 자기 특성이 얻어지지 않는다는 문제점이 있다.

일본 특허 공개 제2017-193754호 공보 일본 특허 공개 제2011-111658호 공보 국제 공개 제2016/148010호 일본 특허 공개 제2018-3049호 공보 국제 공개 제2015/199211호 일본 특허 공개 평8-143960호 공보 일본 특허 공개 제2002-363713호 공보 일본 특허 공개 제2011-162821호 공보 일본 특허 공개 제2013-112853호 공보 일본 특허 제4029430호 공보

본 발명은 상술한 문제점을 감안하여, 전체 둘레 평균에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 변형 유기 입성장을 활용하여 무방향성 전자 강판에 있어서 바람직한 집합 조직을 형성하기 위한 기술에 대해 검토하였다. 그 중에서, {100} <001> 방위(이하, Cube 방위)의 결정립도 Goss 방위와 동일한 정도의 변형률이 발생하기 어려운 결정립인 것에 착안하였다. 즉, 변형 유기 입성장이 일어나기 전의 단계에서, Goss 방위의 결정립보다 Cube 방위의 결정립을 많게 함으로써, 변형 유기 입성장에 의해 주로 Cube 방위의 결정립이 {111} 방위의 결정립을 잠식하여, Cube 방위가 주 방위인 무방향성 전자 강판이 제조된다. 이와 같이, Cube 방위를 주 방위로 하면 전체 둘레 평균(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 및 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균)의 자기 특성이 개선되는 것을 알았다.

그래서 본 발명자들은, 더욱 검토를 행한 결과, 변형 유기 입성장이 일어나기 전의 단계에서, Goss 방위의 결정립보다 Cube 방위의 결정립을 많게 하기 위해서는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 산화물에서 직경이 0.5㎛ 초과인, 조대한 석출물을 생성하는 것이 중요한 것을 알아냈다. 이들 조대한 석출물이 존재함으로써, 변형 유기 입성장 시에 보다 Cube 방위가 강화된다. 이것은 변형 유기 입성장의 요인이 되는 스킨 패스 압연 시에 조대한 석출물의 둘레에 불균일 변형 영역이 발생하여, 변형률이 발생하기 쉬워지기 때문이라고 생각된다. 또한, 이 조대한 석출물은, 산 황화물(황도 포함한 산화물)이 되는 경우도 있어, 입성장을 저해하는 MnS의 생성을 억제하는 효과도 있다고 생각된다.

본 발명자들은, 이러한 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.

[1]

본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판은, 질량％로,

C: 0.0100％ 이하,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,

sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,

S: 0.0003％ 내지 0.0100％,

N: 0.0100％ 이하,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및

O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,

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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,

또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에, 이하의 (3) 내지 (6)식을 충족한다.

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

M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)

0.20≤S_tyl/S_tot≤0.85 … (3)

0.05≤S₁₀₀/S_tot≤0.80 … (4)

S₁₀₀/S_tra≥0.50 … (5)

K₁₀₀/K_tyl≤0.990 … (6)

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.

[2]

상기 [1]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우, 이하의 (7)식을 충족해도 된다.

K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (7)

[3]

상기 [1] 또는 [2]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (8)식을 충족해도 된다.

S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (8)

여기서, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.

[4]

상기 [1] 내지 [3] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (9)식을 충족해도 된다.

K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (9)

[5]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

C: 0.0100％ 이하,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,

sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,

S: 0.0003％ 내지 0.0100％,

N: 0.0100％ 이하,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및

O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,

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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,

또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (10) 내지 (15)식을 충족한다.

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

M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)

S_tyl/S_tot≤0.70 … (10)

0.20≤S₁₀₀/S_tot … (11)

S₁₀₀/S_tra≥0.55 … (12)

K₁₀₀/K_tyl≤1.010 … (13)

d₁₀₀/d_ave>1.00 … (14)

d₁₀₀/d_tyl>1.00 … (15)

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.

[6]

상기 [5]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우에, 이하의 (16)식을 충족해도 된다.

K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (16)

[7]

상기 [5] 또는 [6]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (17) 식을 충족해도 된다.

d₁₀₀/d_tra＞1.00 … (17)

[8]

상기 [5] 내지 [7] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (18)식을 충족해도 된다.

S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (18)

여기서, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.

[9]

상기 [5] 내지 [7] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (19)식을 충족해도 된다.

K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (19)

[10]

상기 [1] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,

Sn: 0.02％ 내지 0.40％,

Sb: 0.02％ 내지 0.40％, 및

P: 0.02％ 내지 0.40％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.

[11]

본 발명의 일 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은,

상기 [5] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,

상기 [1] 내지 [4] 중 어느 것에 기재된 무방향성 전자 강판에 대해, 700 내지 950℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건에서 열처리를 행한다.

[12]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판은,

질량％로,

C: 0.0100％ 이하,

Si: 1.50％ 내지 4.00％,

Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,

sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,

S: 0.0003％ 내지 0.0100％,

N: 0.0100％ 이하,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,

Cr: 0.001％ 내지 0.100％,

Sn: 0.00％ 내지 0.40％,

Sb: 0.00％ 내지 0.40％,

P: 0.00％ 내지 0.40％,

B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및

O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,

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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,

또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (20) 내지 (24)식을 충족한다.

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

M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)

S_tyl/S_tot＜0.55 … (20)

S₁₀₀/S_tot＞0.30 … (21)

S₁₀₀/S_tra≥0.60 … (22)

d₁₀₀/d_ave≥0.95 … (23)

d₁₀₀/d_tyl≥0.95 … (24)

여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.

[13]

상기 [12]에 기재된 무방향성 전자 강판은, 또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (25)식을 충족해도 된다.

d₁₀₀/d_tra≥0.95 … (25)

[14]

본 발명의 다른 양태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은,

상기 [1] 내지 [10] 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 대해, 950℃ 내지 1050℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건, 혹은 700℃ 내지 900℃의 온도에서 1000초 초과의 조건에서 열처리를 행한다.

본 발명의 상기 양태에 따르면, 전체 둘레 평균에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에 대해 설명한다.

본 발명의 일 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 후술하는 화학 조성을 갖는 용강으로부터 소정의 두께의 주편이 제조되고, 그 후, 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정을 거쳐서 제조된다.

본 발명의 다른 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 또한 그 후, 제1 열처리 공정을 거쳐서 제조된다.

본 발명의 다른 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 열간 압연 공정, 열간 압연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 중간 어닐링 공정, 스킨 패스 압연 공정 후, 필요에 따라서 제1 열처리 공정을 거친 후, 제2 열처리 공정을 거쳐서 제조된다.

스킨 패스 압연 후의 열처리에 의해, 강판은 변형 유기 입성장을 하고, 그 후 정상 입성장을 한다. 정상 입성장은 제1 열처리 공정에서 일어나도 되고, 제2 열처리 공정에서 일어나도 된다. 스킨 패스 압연 후의 강판은, 변형 유기 입성장 후의 강판의 원판 및 정상 입성장 후의 강판의 원판이라고 하는 관계에 있다. 또한, 변형 유기 입성장 후의 강판은 정상 입성장 후의 강판의 원판이라고 하는 관계에 있다.

이하, 열처리 전후를 막론하고, 스킨 패스 압연 후의 강판, 변형 유기 입성장 후의 강판, 및 정상 입성장 후의 강판은, 모두 무방향성 전자 강판으로서 설명한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 스킨 패스 압연 전의 강판의 금속 조직에 있어서, Goss 방위를 중심으로 한 결정립(이하, {110} 방위 입자)보다 Cube 방위를 중심으로 한 결정립(이하, {100} 방위 입자)을 많게 함으로써, 그 후의 열처리 공정에서 {100} 방위 입자를 보다 증가시켜, 전체 둘레의 자기 특성을 향상시킨다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에서 사용되는 용강의 화학 조성에 대해 설명한다. 압연이나 열처리 등의 공정에 있어서, 화학 조성은 변화되지 않으므로, 이하에서 설명하는 화학 조성은, 용강의 화학 조성이며, 무방향성 전자 강판의 화학 조성이기도 하다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 무방향성 전자 강판 또는 용강에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판 및 용강은, C: 0.0100％ 이하, Si: 1.50％ 내지 4.00％, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만, sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％, S: 0.0003％ 내지 0.0100％, N: 0.0100％ 이하, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％, Cr: 0.001％ 내지 0.100％, Sn: 0.00％ 내지 0.40％, Sb: 0.00％ 내지 0.40％, P: 0.00％ 내지 0.40％, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및 O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.0100％ 이하)

C는, 철손을 높이거나, 자기 시효를 야기하거나 한다. 따라서, C 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 이러한 현상은, C 함유량이 0.0100％ 초과에서 현저하다. 이 때문에, C 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. C 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 정련 시의 탈탄 처리의 비용을 근거로 하여, C 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Si: 1.50％ 내지 4.00％)

Si는, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 철손을 저감하거나, 항복비를 증대시켜, 철심에의 펀칭 가공성을 향상시키거나 한다. Si 함유량이 1.50％ 미만이면, 이들 작용 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, Si 함유량은 1.50％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이상, 보다 바람직하게는 2.10％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.30％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 4.00％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 경도의 과도한 상승에 의해 펀칭 가공성이 저하되거나, 냉간 압연이 곤란해지거나 한다. 따라서, Si 함유량은 4.00％ 이하로 한다.

(Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만)

이들 원소는, 오스테나이트상(γ상) 안정화 원소이며, 다량으로 함유하면 강판의 열처리 중에 페라이트-오스테나이트 변태(이하, α-γ 변태)가 발생하게 된다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 효과는, 강판면(강판 표면)에 평행한 단면에서의 특정 결정 방위의 면적 및 면적비를 제어함으로써 발휘되는 것이라고 생각하고 있지만, 열처리 중에 α-γ 변태가 발생하면, 변태에 의해 상기 면적 및 면적비가 크게 변화되어, 소정의 금속 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 함유량의 총계를 2.50％ 미만으로 한정한다. 함유량의 총계는, 바람직하게는 2.00％ 미만, 보다 바람직하게는 1.50％ 미만이다. 이들 원소의 함유량의 총계의 하한은 특별히 한정하지 않지만(0.00％여도 됨), Mn에 관해서는 자기 특성을 나쁘게 하는 MnS의 미세 석출 억제라고 하는 이유로부터, 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.20％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, α-γ 변태가 발생하지 않는 조건으로서, 또한 이하의 조건을 충족하고 있는 것으로 한다. 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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하는 것으로 한다.

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

(sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％)

sol.Al은, 전기 저항을 증대시켜, 와전류손을 감소시키고, 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％ 미만이면, 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 0.3000％ 이상으로 한다.

한편, sol.Al 함유량이 3.0000％ 초과이면, 자속 밀도가 저하되거나, 항복비가 저하되어, 펀칭 가공성이 저하되거나 한다. 이 때문에, sol.Al 함유량은 3.0000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 2.5000％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.5000％ 이하이다.

(S: 0.0003％ 내지 0.0100％)

S는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물을 형성하는 원소이다. 소정의 황화물 또는 산 황화물을 얻기 위해, S 함유량을 0.0003％ 이상으로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

한편, S는, 미세한 MnS의 석출에 의해, 어닐링에 있어서의 재결정 및 결정립의 성장을 저해한다. 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 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하로 한다.

(N: 0.0100％ 이하)

N은 C와 마찬가지로, 자기 특성을 열화시키므로, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 정련 시의 탈질소 처리의 비용을 근거로 하여, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Cr: 0.001％ 내지 0.100％)

Cr은, 강 중의 산소와 결합하여, Cr₂O₃을 생성한다. 이 Cr₂O₃은 집합 조직의 개선에 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 0.001％ 이상으로 한다.

한편, Cr 함유량이 0.100％를 초과하면, Cr₂O₃이 어닐링 시의 입성장을 저해하고, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.100％ 이하로 한다.

(Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％)

Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd는, 용강의 주조 시에 용강 중의 S와 반응하여 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물을 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 0.5㎛ 초과(예를 들어 1 내지 2㎛ 정도)로, MnS, TiN, AlN 등의 미세 석출물의 입경(100nm 정도)보다 훨씬 크다. 이 때문에, 이들 미세 석출물은 조대 석출물 생성 원소의 석출물에 부착되어, 변형 유기 입성장에서의 결정립의 성장을 저해하기 어려워진다. 또한, 조대한 석출물이 존재함으로써, 변형 유기 입성장 시에 보다 Cube 방위가 강화된다. 이들 작용 효과를 충분히 얻기 위해, 이들 조대 석출물 생성 원소의 함유량의 총계를 0.0003％ 이상으로 한다. 함유량의 총계는, 바람직하게는 0.0015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이상이다. 단, 이들 원소의 함유량의 총계가 0.0100％를 초과하면, 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 총량이 과잉이 되어, 변형 유기 입성장에서의 결정립의 성장이 저해된다. 따라서, 조대 석출물 생성 원소의 함유량은 총계로 0.0100％ 이하로 한다. 함유량의 총계는, 바람직하게는 0.0080％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.

(Sn: 0.00％ 내지 0.40％ 이하, Sb: 0.00％ 내지 0.40％, P: 0.00％ 내지 0.40％)

Sn이나 Sb는 과잉으로 포함되면 강을 취화시킨다. 따라서, Sn 함유량, Sb 함유량은 모두 0.40％ 이하로 한다. 또한, P는 과잉으로 포함되면 강의 취화를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.40％ 이하로 한다.

한편, Sn, Sb는, 냉간 압연, 재결정 후의 집합 조직을 개선하여, 그 자속 밀도를 향상시키는 효과를 갖는다. 또한, P는, 재결정 후의 강판의 경도를 확보하기 위해 유효한 원소이다. 그 때문에, 이들 원소를 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그 경우에는, 0.02％ 내지 0.40％의 Sn, 0.02％ 내지 0.40％의 Sb, 및 0.02％ 내지 0.40％의 P로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

(B: 0.0000％ 내지 0.0050％)

B는, 소량으로 집합 조직의 개선에 기여한다. 그 때문에, B를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, B 함유량이 0.0050％를 초과하면, B의 화합물이 어닐링 시의 입성장을 저해하여, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050％ 이하로 한다.

(O: 0.0000％ 내지 0.0200％)

O는, 강 중의 Cr과 결합하여, Cr₂O₃을 생성한다. 이 Cr₂O₃은 집합 조직의 개선에 기여한다. 그 때문에, O를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, O 함유량을 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, O 함유량이 0.0200％를 초과하면, Cr₂O₃이 어닐링 시의 입성장을 저해하여, 결정 입경이 미세해져, 철손 증가의 요인이 된다. 그 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 판 두께에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 두께(판 두께)는, 0.10mm 내지 0.50mm인 것이 바람직하다. 두께가 0.50mm 초과이면, 우수한 고주파 철손을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 두께는 0.50mm 이하로 하는 것이 바람직하다. 두께가 0.10mm 미만이면, 무방향성 전자 강판 표면으로부터의 자속 누설 등의 영향이 커져 자기 특성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 두께가 0.10mm 미만이면, 어닐링 라인의 통판이 곤란해지거나, 일정 크기의 철심에 필요해지는 무방향성 전자 강판의 수가 증가하여, 공정수의 증가에 수반되는 생산성의 저하 및 제조 비용의 상승이 야기되거나 할 가능성이 있다. 따라서, 두께는 0.10mm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 두께가 0.20mm 내지 0.35mm이다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 이하, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직, 제1 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직, 및 제2 열처리 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직 각각에 의해, 각 실시 형태의 무방향성 전자 강판을 특정한다.

먼저, 특정하는 금속 조직 및 그 특정 방법에 대해 설명한다. 본 실시 형태에서 특정하는 금속 조직은, 강판의 판면에 평행한 단면에서 특정되는 것으로, 이하의 수순에 의해 특정한다.

먼저, 판 두께 중심이 표출되도록 연마하고, 그 연마면(강판 표면에 평행한 면)을 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)로 2500㎛² 이상의 영역에 대해 관찰을 행한다. 관찰은 합계 면적이 2500㎛² 이상이면, 몇 개의 소구획으로 나눈 수 개소에서 행해도 된다. 측정 시의 step 간격은 50 내지 100㎚가 바람직하다. EBSD의 관찰 데이터로부터 일반적인 방법에 의해, 이하의 종류의 면적, KAM(Kernel Average Misorientation)값 및 평균 결정 입경을 얻는다.

S_tot: 전체 면적(관찰 면적)

S_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 합계 면적

S_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적

S₁₀₀: {100} 방위 입자의 합계 면적

S₁₁₀: {110} 방위 입자의 합계 면적

K_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값

K_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값

K₁₀₀: {100} 방위 입자의 평균 KAM값

K₁₁₀: {110} 방위 입자의 평균 KAM값

d_ave: 관찰 영역의 평균 결정 입경

d₁₀₀: {100} 방위 입자의 평균 결정 입경

d_tyl: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경

d_tra: 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경

여기서, 결정립의 방위 여유도에 관해서는 15°로 한다. 또한, 이후 방위 입자가 나올 때도, 방위 여유도는 15°로 한다.

여기서, 테일러 인자 M은, 이하의 (2)식에 따르는 것으로 한다.

M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)

φ: 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각

λ: 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각

상기한 테일러 인자 M은, 결정의 미끄럼 변형이 미끄럼면 {110}, 미끄럼 방향 <111>에서 일어난다고 가정하고, 판 두께 방향과 압연 방향에 평행한 면 내에서의 면내 변형률에 있어서 판 두께 방향으로의 압축 변형을 행하는 경우의 테일러 인자이다. 이후, 특별히 언급하지 않는 경우는, (2)식에 따르는 테일러 인자에서, 결정학적으로 등가인 모든 결정에 관하여 구한 평균값을 단순히 「테일러 인자」라고 호칭한다.

다음으로, 이하의 실시 형태 1 내지 3에 있어서, 상기한 면적, KAM값, 평균 결정 입경에 의해 특징을 규정한다.

또한, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 전술한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn 및 Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재한다. 전술한 바와 같이, 변형 유기 입성장 시에 보다 Cube 방위가 강화되도록 하기 위해서이다. 이들 산화물은, 판 두께 중심이 표출되도록 연마하고, 그 연마면을 EBSD로 10000㎛²의 영역에 대해 관찰을 행함으로써 특정할 수 있다.

상기한 황화물, 산 황화물은, 열처리에 의해 변화되지 않으므로, 후술하는 실시 형태 1 내지 3 중 어느 무방향성 전자 강판에 있어서도, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재한다. 직경이 0.5㎛ 초과인 입자는, 10000㎛²의 시야 중에 4개 이상 존재해도 되고, 또한 6개 이상 존재해도 된다.

(실시 형태 1)

먼저, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 이 금속 조직은, 변형 유기 입성장을 일으키는 데 충분한 변형률을 축적하고 있고, 변형 유기 입성장이 일어나기 전의 초기 단계의 상태로 위치 부여할 수 있다. 스킨 패스 압연 후의 강판의 금속 조직의 특징은, 대략은, 목적으로 하는 방위의 결정립이 발달하기 위한 방위와, 변형 유기 입성장을 일으키기 위해 충분히 축적된 변형률에 관한 조건으로 규정된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는 소정의 방위 입자의 면적이, 이하의 (3) 내지 (5)식을 충족한다.

0.20≤S_tyl/S_tot≤0.85 … (3)

0.05≤S₁₀₀/S_tot≤0.80 … (4)

S₁₀₀/S_tra≥0.50 … (5)

S_tyl은, 테일러 인자가 충분히 큰 방위의 존재량이다. 변형 유기 입성장 과정에서는, 테일러 인자가 작아 가공에 의한 변형률이 축적되기 어려운 방위가, 테일러 인자가 커 가공에 의한 변형률이 축적된 방위를 잠식하면서 우선적으로 성장한다. 이 때문에, 변형 유기 입성장에 의해 특수한 방위를 발달시키려면, S_tyl은 어느 정도의 양이 존재할 필요가 있다. 본 실시 형태에 있어서는, 전체 면적에 대한 면적비 S_tyl/S_tot로서 규정하고, 본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.20 이상으로 한다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.20 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 목적으로 하는 결정 방위가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.30 이상, 보다 바람직하게는 0.50 이상이다.

면적비 S_tyl/S_tot의 상한은, 이하에서 설명하는 변형 유기 입성장 과정에서 발달시켜야 할 결정 방위 입자의 존재량과 관련되는데, 그 조건은 단순히 우선 성장하는 방위와 잠식되는 방위의 비율로만 결정되는 것은 아니다. 먼저, 후술하는 바와 같이, 변형 유기 입성장에서 발달시켜야 할 {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.05 이상인 점에서, 필연적으로 면적비 S_tyl/S_tot는 0.95 이하가 된다. 그러나 면적비 S_tyl/S_tot의 존재량이 과다가 되면, 후술하는 변형률과의 관련에서, {100} 방위 입자의 우선 성장이 일어나지 않게 된다. 변형률량과의 관련은 뒤에서 상세히 서술하는데, 본 실시 형태에 있어서는, 면적비 S_tyl/S_tot는 0.85 이하가 된다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.75 이하, 보다 바람직하게는 0.70 이하이다.

그 후의 변형 유기 입성장 과정에서는, {100} 방위 입자를 우선적으로 성장시킨다. {100} 방위는 테일러 인자가 충분히 작아 가공에 의한 변형률이 축적되기 어려운 방위 중 하나이며, 변형 유기 입성장 과정에 있어서 우선적으로 성장할 수 있는 방위이다. 본 실시 형태에서는, {100} 방위 입자의 존재는 필수이며, 본 실시 형태에서는, {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.05 이상으로 한다. {100} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.05 미만이면, 그 후의 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.10 이상, 보다 바람직하게는 0.20 이상이다.

면적비 S₁₀₀/S_tot의 상한은, 변형 유기 입성장에서 잠식되어야 할 결정 방위 입자의 존재량에 따라서 결정된다. 본 실시 형태에서는 변형 유기 입성장에서 잠식되어야 할 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위의 면적비 S_tyl/S_tot가 0.20 이상인 점에서, 면적비 S₁₀₀/S_tot는 0.80 이하가 된다. 단, 변형 유기 입성장 전의 {100} 방위 입자의 존재량이 낮은 쪽이, 효과가 현저해져, {100} 방위 입자를 보다 발달시키는 것이 가능해진다. 이것을 고려하면, 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot는 0.60 이하, 보다 바람직하게는 0.50 이하, 더욱 바람직하게는 0.40 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 방위 입자로서 {100} 방위 입자를 중심으로 하여 설명하였지만, {100} 방위 입자와 마찬가지로 테일러 인자가 충분히 작아 가공에 의한 변형률이 축적되기 어려운 방위이며, 변형 유기 입성장에 있어서 우선적으로 성장할 수 있는 방위 입자는 그 밖에도 많이 존재한다. 이러한 방위 입자는, 우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와는 경합한다. 한편 이들 방위 입자는, 강판면 내의 자화 용이축 방향(<100> 방향)이 {100} 방위 입자만큼은 많지 않으므로, 변형 유기 입성장에서 이들 방위가 발달해 버리면 자기 특성이 열화되어 문제가 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서는, 테일러 인자가 충분히 작아 가공에 의한 변형률이 축적되기 어려운 방위 중에서의 {100} 방위 입자의 존재비가 확보되도록 규정한다.

본 발명에 있어서는, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합한다고 생각되는 방위 입자를 포함하는, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자의 면적을 S_tra로 한다. 그리고 (5)식에 나타내는 바와 같이, 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.50 이상으로 하고, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보한다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.50 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않게 된다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.80 이상, 보다 바람직하게는 0.90 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자(즉 S₁₀₀/S_tra＝1.00)여도 상관없다.

또한 본 실시 형태에서는, 특히 변형 유기 입성장에서 성장하기 쉬운 방위로서 알려져 있는 {110} 방위 입자와의 관계를 규정한다. {110} 방위는, 열간 압연 강판에서의 결정 입경을 크게 하여 냉간 압연에서 재결정시키거나, 비교적 낮은 압하율로 냉간 압연하여 재결정시키거나 하는 등 범용적인 방법에 있어서도 비교적 용이하게 발달하기 쉬워, 우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서는 특히 배려해야 할 방위이다. 변형 유기 입성장에서 {110} 방위 입자가 발달해 버리면, 특성의 강판면 내 이방성이 매우 커져 문제가 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 (8)식을 만족하도록 제어하여, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보하는 것이 바람직하다.

S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (8)

변형 유기 입성장에 의해 {110} 방위 입자가 부주의하게 발달해 버리는 것을 보다 확실하게 회피하기 위해서는, 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 2.00 이상, 더욱 바람직하게는 4.00 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, {110} 방위 입자의 면적률은 제로여도 상관없다. 즉, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.

본 실시 형태는, 상술한 결정 방위에 더하여, 이하에 설명하는 변형률을 조합함으로써 보다 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다. 본 실시 형태에 있어서, 변형률에 관한 규정으로서, 이하의 (6)식을 충족할 필요가 있다.

K₁₀₀/K_tyl≤0.990 … (6)

변형률에 관한 요건은 (6)식에 의해 규정된다. (6)식은 {100} 방위 입자에 축적되는 변형률(평균 KAM값)과 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자에 축적되는 변형률(평균 KAM값)의 비이다. 여기서, KAM값은 동일 입자 내에서 인접하는 측정점과의 방위 차이며, 변형률이 많은 개소에서는 KAM값은 높아진다. 결정학적인 관점에 있어서, 예를 들어 판 두께 방향과 압연 방향에 평행한 면내에서의 평면 변형 상태에서 판 두께 방향으로의 압축 변형을 행하는 경우, 즉 강판을 단순히 압연하는 경우에는, 일반적으로는 K₁₀₀과 K_tyl의 비 K₁₀₀/K_tyl은 1보다도 작아진다. 그러나 현실적으로는 인접하는 결정립에 의한 구속, 결정립 내에 존재하는 석출물, 나아가 변형 시의 공구(압연 롤 등)와의 접촉을 포함한 매크로적인 변형 변동 등의 영향으로 인해, 마이크로적으로 관찰되는 결정 방위에 따른 변형률은 다양한 형태가 된다. 이 때문에, 테일러 인자에 의한 순수하게 기하학적인 방위의 영향이 나타나기 어려워진다. 또한, 예를 들어 동일한 방위의 입자여도, 입경, 입자의 형태, 인접 입자의 방위나 입경, 석출물의 상태, 판 두께 방향에서의 위치 등에 따라 매우 큰 변동이 형성된다. 또한, 하나의 결정립에서조차, 입계 근방과 입자 내, 변형대 등의 형성에 의해 변형률 분포는 크게 변동한다.

이러한 변동을 고려한 후, 본 실시 형태에 있어서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, K₁₀₀/K_tyl을 0.990 이하로 한다. K₁₀₀/K_tyl이 0.990 초과가 되면, 잠식되어야 할 영역의 특수성이 상실된다. 그 때문에, 변형 유기 입성장이 일어나기 어려워진다. 바람직하게는 K₁₀₀/K_tyl이 0.970 이하, 보다 바람직하게는 0.950 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자와의 관계에 대해서는, (7)식을 충족하는 것이 바람직하다.

K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (7)

{100} 방위 입자가 우선적으로 성장하려면 K₁₀₀/K_tra를 1.010 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 K₁₀₀/K_tra는, 변형률이 축적되기 어렵고 우선 성장할 가능성이 있는 방위간의 경합에 관한 지표이기도 하며, K₁₀₀/K_tra가 1.010 이상이면, 변형 유기 입성장에 있어서의 {100} 방위의 우선성이 발휘되지 않아 목적으로 하는 결정 방위가 발달하지 않는다. K₁₀₀/K_tra는, 보다 바람직하게는 0.970 이하, 더욱 바람직하게는 0.950 이하이다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, {110} 방위 입자와의 관계에 대해서는, 면적과 마찬가지로 변형률에 있어서도 배려하는 것이 바람직하다. 이 관계에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 평균 KAM값의 K₁₀₀/K₁₁₀이 (9)식을 만족하도록 제어하여, {100} 방위 입자의 성장의 우위성을 확보하는 것이 바람직하다.

K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (9)

변형 유기 입성장에 의해 {110} 방위 입자가 부주의하게 발달해 버리는 것을 보다 확실하게 회피하기 위해서는, K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 미만인 것이 바람직하다. K₁₀₀/K₁₁₀은, 보다 바람직하게는 0.970 이하, 더욱 바람직하게는 0.950 이하이다.

(9)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

본 실시 형태의 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 있어서는, 결정 입경에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 이것은, 그 후의 제1 열처리에 의해 적절한 변형 유기 입성장이 일어나는 상태에 있어서, 결정 입경과의 관계는 그만큼 강하지 않기 때문이다. 즉, 목적으로 하는 적절한 변형 유기 입성장이 일어날지 여부는, 강판의 화학 조성에 더하여, 결정 방위마다의 존재량(면적)의 관계와, 각각의 방위마다의 변형률량의 관계에 의해, 거의 결정할 수 있다.

단, 결정 입경이 지나치게 조대해지면, 변형률에 의해 유기되어 있기는 하지만, 실용적인 온도역에서의 충분한 입성장은 발생하기 어려워진다. 또한 결정 입경이 지나치게 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에 실용적인 평균 결정 입경은 300㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 100㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 50㎛ 이하, 특히 바람직하게는 30㎛ 이하이다. 결정 입경이 미세할수록, 결정 방위 및 변형률의 분포가 적절하게 제어되었을 때의 변형 유기 입성장에 의한 목적으로 하는 결정 방위의 발달은 인식되기 쉽다. 단, 지나치게 미세해지면, 상술한 바와 같이 변형률을 부여하는 가공에 있어서 인접 입자와의 구속으로 인해, 결정 방위마다의 변형률량의 차이를 형성하기 어려워진다. 이 관점에서는 평균 결정 입경은 3㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 15㎛ 이상이다.

(실시 형태 2)

다음으로, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 또한, 제1 열처리를 행함으로써, 변형 유기 입성장이 일어난 후(또한 변형 유기 입성장이 완료되기 전)의, 무방향성 전자 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은 변형 유기 입성장에 의해 변형률의 적어도 일부가 해방되어 있고, 변형 유기 입성장 후의 강판의 금속 조직의 특징은, 결정 방위, 변형률 및 결정 입경에 의해 규정된다.

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서는, 소정의 방위 입자의 면적이, 이하의 (10) 내지 (12)식을 충족하고 있다. 이들의 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 관한 (3) 내지 (5)식과 비교하여 수치 범위가 다르다. 변형 유기 입성장에 수반하여, {100} 방위 입자가 우선 성장하여 그 면적이 증가함과 함께, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 주로 {100} 방위 입자에 잠식되어, 그 면적이 감소되어 있기 때문이다.

S_tyl/S_tot≤0.70 … (10)

0.20≤S₁₀₀/S_tot … (11)

S₁₀₀/S_tra≥0.55 … (12)

면적비 S_tyl/S_tot의 상한은, 변형 유기 입성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터의 하나로서 결정된다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.70 초과인 것은, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자의 결정립이 충분히 잠식되어 있지 않고, 변형 유기 입성장이 충분히 일어나 있지 않은 것을 나타내고 있다. 즉, 발달시켜야 할 {100} 방위 입자의 발달이 불충분하기 때문에, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.70 이하로 한다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.60 이하, 보다 바람직하게는 0.50 이하이다. 면적비 S_tyl/S_tot는 작은 편이 바람직하므로 하한은 규정할 필요가 없고, 0.00이어도 된다.

또한, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.20 이상으로 한다. 면적비 S₁₀₀/S_tot의 하한은, 변형 유기 입성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터의 하나로서 결정되며, 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.20 미만이면, {100} 방위 입자의 발달이 불충분하기 때문에, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.40 이상, 보다 바람직하게는 0.60 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S_tot는 높은 편이 바람직하므로 상한은 규정할 필요는 없고, 1.00이어도 된다.

실시 형태 1과 마찬가지로, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합한다고 생각되는 방위 입자와 {100} 방위 입자의 관계도 중요하다. 면적비 S₁₀₀/S_tra가 큰 경우는 {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있어, 자기 특성이 양호해진다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.55 미만인 것은, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않고, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 {100} 방위 입자 이외의 테일러 인자가 작은 방위에 의해 잠식된 상태인 것을 나타내고 있다. 이 경우, 자기 특성의 면내 이방성도 커진다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.55 이상으로 한다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.65 이상, 보다 바람직하게는 0.75 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하인 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자여도 상관없다.

또한 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1과 마찬가지로, {110} 방위 입자와의 관계도 규정한다. 본 실시 형태에 있어서는, {100} 방위 입자와 {110} 방위 입자의 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 이하의 (18)식을 충족하고 있고, {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있는 것이 바람직하다.

S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (18)

(18)식에 나타내는 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서는, 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 이상인 것이 바람직하다. 변형 유기 입성장에서 {110} 방위 입자가 발달하고, 이 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 1.00 미만이 되면, 강판면 내의 이방성이 매우 커져 특성상 문제가 되기 쉽다. 보다 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 2.00 이상, 더욱 바람직하게는 4.00 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, {110} 방위 입자의 면적률은 제로여도 상관없다. 즉, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에서 충족해야 할 변형률에 관한 규정에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판에서의 변형률량은, 실시 형태 1에서 설명한 스킨 패스 압연 후의 상태에서의 변형률량과 비교하면 대폭 감소하고, 그 중에서 결정 방위마다의 변형률량에 있어서 특징을 갖는 상태로 되어 있다.

본 실시 형태에 있어서의 변형률에 관한 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 강판에 관한 (6)식과 비교하여 수치 범위가 다르며, 이하의 (13)식을 충족하고 있다.

K₁₀₀/K_tyl≤1.010 … (13)

변형 유기 입성장이 충분히 진행되면, 강판의 변형률이 큰 부분은 해방된 상황이 되어, 결정 방위마다의 변형률은 균일화되고 변형률의 변동은 충분히 작아져, (13)식에 나타내는 비는 1에 가까운 값이 된다.

이러한 변동을 고려한 후, 본 실시 형태에 있어서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, K₁₀₀/K_tyl을 1.010 이하로 한다. K₁₀₀/K_tyl이 1.010 초과이면, 변형률의 해방이 충분하지 않은 점에서, 특히 철손의 저감이 불충분해진다. 바람직하게는 K₁₀₀/K_tyl이 0.990 이하, 보다 바람직하게는 0.970 이하이다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판이, 전술한 (6)식을 충족하는 강판에 대해 제1 열처리가 이루어져 얻어진 것이라고 해도, 측정의 오차 등에 의해 (13)식의 값은 1.000을 초과하는 경우도 생각할 수 있다.

우선적으로 성장시켜야 할 {100} 방위 입자와의 경합에 있어서, 테일러 인자가 2.8 이하가 되는 방위 입자와의 관계에 대해서는, (16)식을 충족하는 것이 바람직하다.

K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (16)

{100} 방위 입자가 우선적으로 성장하려면 K₁₀₀/K_tra를 1.010 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 K₁₀₀/K_tra가 1.010 이상이면, 변형률의 해방이 충분하지 않고 특히 철손의 저감이 불충분해진다. 전술한 (7)식을 충족하는 무방향성 전자 강판에 대해 제1 열처리가 이루어짐으로써, (16)식을 충족하는 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

실시 형태 1에서는, {110} 방위 입자의 변형률과의 관계에 대해 배려하는 것이 바람직한 것을 설명하였다. 한편, 본 실시 형태에 있어서는, 변형 유기 입성장이 충분히 진행되어 강판의 변형률이 큰 부분은 해방된 상황이다. 따라서, {110} 방위 입자에 축적되는 변형률에 상당하는 K₁₁₀의 값은, K₁₀₀과 동일 정도로까지 변형률이 해방된 값으로 되어 있고, (9)식과 마찬가지로, (19)식을 충족하는 것이 바람직하다.

K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (19)

즉, (9)식과 마찬가지로, K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 미만인 것이 바람직하다. K₁₀₀/K₁₁₀이 1.010 이상이면, 변형률의 해방이 충분하지 않고 특히 철손의 저감이 불충분해지는 경우가 있다. 전술한 (9)식을 충족하는 무방향성 전자 강판에 대해 제1 열처리가 이루어짐으로써, (19)식을 충족하는 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(13)식 및 (19)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

다음으로, 본 실시 형태에서 충족해야 할 결정 입경에 관한 규정에 대해 설명한다. 변형 유기 입성장이 충분히 진행되어 변형률이 큰 부분이 해방된 상황에서의 금속 조직에 있어서는, 결정 방위마다의 결정 입경이 자기 특성에 큰 영향을 미친다. 변형 유기 입성장에 의해 우선적으로 성장한 방위의 결정립은 조대해지고, 이것에 잠식되는 방위의 결정립은 미세해진다. 본 실시 형태에서는, 평균 결정 입경의 관계가 (14)식 및 (15)식을 충족하는 것으로 한다.

d₁₀₀/d_ave＞1.00 … (14)

d₁₀₀/d_tyl＞1.00 … (15)

이들 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (14)식 및 (15)식에 있어서의 이들의 비는, 바람직하게는 1.30 이상, 보다 바람직하게는 1.50 이상, 더욱 바람직하게는 2.00 이상이다. 이들의 비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 잠식되는 방위의 결정립도 {100} 방위 입자에 비해 성장 속도가 느리지만 제1 열처리 중에 입성장하기 때문에, 상기한 비는 과도하게 커지기 어렵고, 실용적인 상한은 10.00 정도이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, (17)식을 충족하는 것이 바람직하다.

d₁₀₀/d_tra>1.00 … (17)

이 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (17)식에 있어서의 비는, 보다 바람직하게는 1.30 이상, 더욱 바람직하게는 1.50 이상, 특히 바람직하게는 2.00 이상이다. 이 비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 잠식되는 방위의 결정립도 {100} 방위 입자에 비해 성장 속도가 느리지만 제1 열처리 중에 입성장하기 때문에, 상기한 비는 과도하게 커지기 어렵고, 실용적인 상한은 10.00 정도이다.

또한, 평균 결정 입경의 범위에 대해서는 특별히 한정은 하지 않지만, 평균 결정 입경이 지나치게 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에, 본 실시 형태에 있어서 상대적으로 조대한 입자인 {100} 방위 입자의 실용적인 평균 결정 입경은, 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 400㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 300㎛ 이하, 특히 바람직하게는 200㎛ 이하이다. 한편, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경의 하한은, {100} 방위의 충분한 우선 성장을 확보하고 있는 상태를 상정하면, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 40㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 80㎛ 이상이다.

(15)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우에는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

(실시 형태 3)

상술한 실시 형태 1 및 2에서는, 강판의 변형률을 KAM값으로 특정함으로써 강판으로서의 특징을 규정하였다. 이에 비해, 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1 또는 2에 기재된 강판을 충분히 장시간 어닐링하고, 또한 입성장시킨 강판에 대해 규정한다. 이러한 강판은, 변형 유기 입성장이 거의 완료되고, 그 결과, 변형률이 거의 완전히 해방되기 때문에, 특성으로서는 매우 바람직한 것이 된다. 즉, 변형 유기 입성장에서 {100} 방위 입자를 성장시키고, 또한 변형률이 거의 완전히 해방될 때까지 제2 열처리에서 정상 입성장시킨 강판은, {100} 방위로의 집적이 보다 강한 강판이 된다. 본 실시 형태에서는, 실시 형태 1 또는 2에 기재된 강판을 소재로 하여, 제2 열처리를 행하여 얻어지는 강판(즉, 스킨 패스 압연 후의 무방향성 전자 강판에 대해, 제1 열처리를 행하고 나서 제2 열처리를 행한 무방향성 전자 강판, 또는 제1 열처리는 생략하고, 제2 열처리를 행한 무방향성 전자 강판)의 결정 방위 및 결정 입경에 대해 설명한다.

제2 열처리를 행하여 얻어지는 강판(무방향성 전자 강판)은, 각 방위 입자의 면적이, 이하의 (20) 내지 (22)식을 충족한다. 이들 규정은, 전술한 스킨 패스 압연 후의 강판에 관한 (3) 내지 (5)식, 및 제1 열처리에 의한 변형 유기 입성장 후의 강판에 관한 (10) 내지 (12)식과 비교하여 수치 범위가 다르다. 변형 유기 입성장 및 그 후의 제2 열처리에 수반하여, {100} 방위 입자가 더 성장하여 그 면적이 증가함과 함께, 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 주로 {100} 방위 입자에 잠식되어, 그 면적이 더욱 감소되어 있다.

S_tyl/S_tot＜0.55 … (20)

S₁₀₀/S_tot＞0.30 … (21)

S₁₀₀/S_tra≥0.60 … (22)

본 실시 형태에서는 면적비 S_tyl/S_tot를 0.55 미만으로 한다. S_tyl은 제로여도 상관없다. 면적비 S_tyl/S_tot의 상한은 {100} 방위 입자의 성장의 진행의 정도를 나타내는 파라미터 중 하나로서 결정된다. 면적비 S_tyl/S_tot가 0.55 이상인 것은, 변형 유기 입성장의 단계에서 잠식되어야 할 테일러 인자가 2.8 초과가 되는 방위 입자가 충분히 잠식되어 있지 않은 것을 나타내고 있다. 이 경우, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S_tyl/S_tot가 0.40 이하, 보다 바람직하게는 0.30 이하이다. 면적비 S_tyl/S_tot는 적은 편이 바람직하므로, 하한은 규정되지 않고, 0.00이어도 된다.

또한, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tot를 0.30 초과로 한다. 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.30 이하이면, 자기 특성이 충분히 향상되지 않는다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tot가 0.40 이상, 보다 바람직하게는 0.50 이상이다. 면적비 S₁₀₀/S_tot가 1.00인 상황이란, 결정 조직이 모두 {100} 방위 입자이며, 그 밖의 방위 입자가 존재하지 않는 상황인데, 본 실시 형태는 이 상황도 대상으로 하는 것이다.

실시 형태 1 및 2와 마찬가지로, 변형 유기 입성장에 있어서 {100} 방위 입자와 경합하고 있었다고 생각되는 방위 입자와 {100} 방위 입자의 관계도 중요하다. 면적비 S₁₀₀/S_tra가 충분히 큰 경우에는, 변형 유기 입성장 후의 정상 입성장의 상황에 있어서도 {100} 방위 입자의 성장의 우위성이 확보되어 있어, 자기 특성이 양호해진다. 이 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.60 미만이면, 변형 유기 입성장에 의해 {100} 방위 입자가 충분히 발달하지 않고, 변형 유기 입성장 후의 정상 입성장의 상황에 있어서 {100} 방위 입자 이외의 테일러 인자가 작은 방위 입자가 상당 정도로 성장한 것이 되어, 자기 특성의 면내 이방성도 커진다. 따라서, 본 실시 형태에서는 면적비 S₁₀₀/S_tra를 0.60 이상으로 한다. 바람직하게는 면적비 S₁₀₀/S_tra가 0.70 이상, 보다 바람직하게는 0.80 이상이다. 한편, 면적비 S₁₀₀/S_tra의 상한은 특별히 한정할 필요가 없고, 테일러 인자가 2.8 이하인 방위 입자가 모두 {100} 방위 입자여도 상관없다.

변형 유기 입성장 및 그 후의 정상 입성장이 충분히 진행되어, 강판의 변형률이 거의 해방된 상황에서의 금속 조직에 있어서도, 결정 방위마다의 결정 입경이 자기 특성에 큰 영향을 미친다. 변형 유기 입성장의 시점에서 우선적으로 성장한 {100} 방위 입자는, 정상 입성장의 후에도 조대한 결정립이 된다. 본 실시 형태에서는, 평균 결정 입경의 관계가 (23)식 및 (24)식을 충족하는 것으로 한다.

d₁₀₀/d_ave≥0.95 … (23)

d₁₀₀/d_tyl≥0.95 … (24)

이들 식은, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 다른 입자의 평균 결정 입경의 0.95배 이상인 것을 나타내고 있다. (23)식 및 (24)식에 있어서의 이들의 비는, 바람직하게는 1.00 이상, 보다 바람직하게는 1.10 이상, 더욱 바람직하게는 1.20 이상이다. 이들의 비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 정상 입성장 중에는 {100} 방위 입자 이외의 결정립도 성장하는데, 정상 입성장으로 들어가는 시점, 즉 변형 유기 입성장이 종료되는 시점에서 {100} 방위 입자는 조대해져, 소위 사이즈 어드밴티지를 갖고 있다. {100} 방위 입자는 정상 입성장 과정에서도 조대화가 유리해지기 때문에, 상기한 비는 충분히 특징적인 범위를 유지한다. 따라서, 실용적인 상한은 10.00 정도이다. 이들의 비 중 어느 것이 10.00을 초과하면 혼립이 되어 펀칭성 등 가공에 관련된 문제를 발생시키는 경우가 있다.

또한, 평균 결정 입경의 관계에서, 이하의 (25)식도 충족하고 있는 것이 바람직하다.

d₁₀₀/d_tra≥0.95 … (25)

이 식은, 우선 성장한 방위인 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경 d₁₀₀이 상대적으로 큰 것을 나타내고 있다. (25)식에 있어서의 비는, 보다 바람직하게는 1.00 이상, 더욱 바람직하게는 1.10 이상, 특히 바람직하게는 1.20 이상이다. 이 비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 정상 입성장 중에는 {100} 방위 입자 이외의 결정립도 성장하는데, 정상 입성장으로 들어가는 시점, 즉 변형 유기 입성장이 종료되는 시점에서 {100} 방위 입자는 조대해져, 소위 사이즈 어드밴티지를 갖고 있다. {100} 방위 입자는 정상 입성장 과정에서도 조대화가 유리해지기 때문에, 상기한 비는 충분히 특징적인 범위를 유지한다. 따라서, 실용적인 상한은 10.00 정도이다. 이들의 비 중 어느 것이 10.00을 초과하면 혼립이 되어 펀칭성 등 가공에 관련된 문제를 발생시키는 경우가 있다.

또한, 평균 결정 입경의 범위에 대해서는 특별히 한정은 하지 않지만, 평균 결정 입경이 지나치게 조대해지면 자기 특성의 열화도 회피하기 어려워진다. 이 때문에, 실시 형태 2와 마찬가지로, 본 실시 형태에 있어서 상대적으로 조대한 입자인 {100} 방위 입자의 실용적인 평균 결정 입경은, 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 400㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 300㎛ 이하, 특히 바람직하게는 200㎛ 이하이다. 한편, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경의 하한은, {100} 방위의 충분한 우선 성장을 확보하고 있는 상태를 상정하면, {100} 방위 입자의 평균 결정 입경이 40㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 80㎛ 이상이다.

(24)식에 있어서, 분모에 상당하는 방위를 갖는 결정립이 존재하지 않는 경우는, 그 식에 대해서는 수치에 의한 평가는 행하지 않고, 그 식을 충족하는 것으로 한다.

[특성]

본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 상기한 바와 같이 화학 조성, 금속 조직을 제어하고 있으므로, 압연 방향과 폭 방향의 평균뿐만 아니라, 전체 둘레 평균(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 및 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균)에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다.

또한, 모터에의 적용을 고려한 경우, 철손의 이방성이 작은 것이 바람직하다. 그 때문에 C 방향(폭 방향)의 W15/50과, L 방향(압연 방향)의 W15/50의 비인, W15/50(C)/W15/50(L)이 1.3 미만인 것이 바람직하다.

자기 측정은 JIS C 2550-1(2011) 및 JIS C 2550-3(2019)에 기재된 측정 방법으로 행해도 되고, JIS C 2556(2015)에 기재된 측정 방법으로 행해도 된다. 또한, 시료가 미소하여, 상기 JIS에 기재된 측정을 할 수 없는 경우, 전자 회로는 JIS C 2556(2015)에 준한 한 변이 55mm인 정사각형의 시험편이나 더욱 미소한 시험편을 측정할 수 있는 장치를 사용하여 측정해도 된다.

<제조 방법>

다음으로, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, (A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법, (B) 박슬래브 연속 주조법, (C) 윤활 열연법, 및 (D) 스트립캐스팅법 등을 들 수 있다.

어느 방법에 있어서도, 슬래브 등의 개시 재료의 화학 조성에 대해서는, 상기에 기재된 화학 조성이다.

각각의 제조 방법에 대해 설명한다.

(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법

먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 용강으로부터, 제강 공정에서 슬래브를 제조한다. 그리고 슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하여, 열간 압연 강판을 얻는다(열간 압연 공정). 열간 압연 공정에서의 조건은 특별히 제한하지 않지만, 일반적인 제조 방법으로서, 먼저, 슬래브를 1000 내지 1200℃로 가열하고, 그 후, 열간 압연 공정에서, 조압연을 행하여, 700 내지 900℃에서 마무리 압연을 완료시키고, 500 내지 700℃에서 권취하는 방법이어도 된다.

다음으로, 열간 압연 강판에 대해 열간 압연판 어닐링을 실시한다(열간 압연판 어닐링 공정). 열간 압연판 어닐링에 의해, 재결정시켜, 결정립을, 결정 입경이 300 내지 500㎛가 될 때까지 조대하게 성장시킨다.

열간 압연판 어닐링은, 연속 어닐링이어도, 배치 어닐링이어도 되지만, 비용의 관점에서, 열간 압연판 어닐링은 연속 어닐링으로 실시하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링을 실시하려면, 고온 단시간에 결정립 성장시킬 필요가 있다. 연속 어닐링의 경우, 열간 압연판 어닐링의 온도는 예를 들어 1000℃ 내지 1100℃로 하고, 어닐링 시간은 20초 내지 2분으로 한다. 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 화학 조성에 있어서, (1)식을 충족하므로, 상기와 같은 고온에서 열간 압연판 어닐링을 행해도, 페라이트-오스테나이트 변태가 발생하지 않는다.

다음으로, 열간 압연판 어닐링을 행한 강판에 대해 냉간 압연 전의 산세를 실시한다(산세 공정).

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

다음으로, 스케일을 제거한 강판에 대해 냉간 압연을 실시한다(냉간 압연 공정).

여기서, Si 함유량이 높은 고급 무방향성 전자 강판에서는, 결정 입경을 지나치게 조대하게 하면 강판이 취화되어, 냉간 압연에서의 취성 파단 우려가 발생한다. 그 때문에, 통상의 경우는, 냉간 압연 전의 강판의 평균 결정 입경을 200㎛ 이하로 제한한다. 한편, 본 실시 형태에서는, 고온의 열간 압연판 어닐링을 행하여, 냉간 압연 전의 평균 결정 입경을 300 내지 500㎛로 하고 있다. 본 실시 형태의 냉간 압연 공정에서는, 이러한 평균 결정 입경을 갖는 강판에, 냉간 압연을 압하율 88 내지 97％로 실시한다.

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

그 후, 후술하는 조건에서 중간 어닐링을 실시하면, ND//<100> 재결정립이 성장한다. 그것에 의해, {100}면 강도가 증가하여, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다.

냉간 압연이 종료되면, 계속해서 중간 어닐링을 행한다(중간 어닐링 공정). 본 실시 형태에서는, 중간 어닐링을 650℃ 이상의 온도에서 행한다. 중간 어닐링의 온도가 650℃ 미만이면, 재결정이 발생하지 않고, {100} 방위 입자가 충분히 성장하지 않아, 자속 밀도가 높아지지 않는 경우가 있다. 따라서, 중간 어닐링의 온도는 650℃ 이상으로 한다. 중간 어닐링의 온도의 상한은 한정되지 않지만, 결정립 미세화의 점에서, 800℃ 이하여도 된다.

또한, 어닐링 시간은 1초 내지 60초로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 시간이 1초 미만이면, 재결정을 발생시키기 위한 시간이 지나치게 적은 점에서, {100} 방위 입자가 충분히 성장하지 않을 가능성이 있다. 또한, 어닐링 시간이 60초를 초과하면, 불필요하게 비용이 들기 때문에 바람직하지 않다.

중간 어닐링이 종료되면, 다음으로 스킨 패스 압연을 행한다(스킨 패스 압연 공정). 상술한 바와 같이 {100} 방위 입자가 많은 상태에서 압연을 행하면, {100} 방위 입자가 더 성장한다. 스킨 패스 압연의 압하율은 5％ 내지 30％로 한다. 압하율이 5％ 미만이나 30％ 초과이면, 변형 유기 입성장이 충분히 발생하지 않는다.

무방향성 전자 강판에 있어서, 전술한 변형률의 분포를 갖도록 하는 경우에는, 스킨 패스 압연 시의 압하율(％)을 Rs로 한 경우에, 5＜Rs＜20을 충족하도록 스킨 패스 압연의 압하율을 조정하는 것이 바람직하다.

스킨 패스 압연 공정 후, 상술한 실시 형태 1에 관한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

계속해서, 변형 유기 입성장을 촉진하기 위한 제1 열처리를 행한다(제1 열처리 공정). 제1 열처리는 700 내지 950℃에서 1초 내지 100초 행하는 것이 바람직하다.

열처리 온도가 700℃ 미만이면, 변형 유기 입성장이 발생하지 않는다. 한편, 950℃ 초과이면, 변형 유기 입성장뿐만 아니라 정상 입성장이 일어나, 상술한 실시 형태 2에 기재된 금속 조직을 얻을 수 없게 된다.

또한, 열처리 시간(유지 시간)이 100초 초과이면, 생산 효율이 현저하게 떨어지기 때문에, 현실적이지 않다. 유지 시간을 1초 미만으로 하는 것은 공업적으로 용이하지 않기 때문에, 유지 시간을 1초 이상으로 한다.

제1 열처리 공정 후, 상술한 실시 형태 2에 관한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

스킨 패스 압연 공정 후, 또는 제1 열처리 후공정 후의 강판에, 제2 열처리를 행한다(제2 열처리 공정). 제2 열처리는 950 내지 1050℃의 온도 범위로 하는 경우에는 1초 내지 100초, 혹은 700 내지 900℃의 온도 범위로 하는 경우에는 1000초 초과 행하는 것이 바람직하다.

스킨 패스 압연 공정 후, 제1 열처리를 행한 강판에 제2 열처리를 행해도 되고, 스킨 패스 압연 공정 후, 제1 열처리를 생략하고, 제2 열처리를 행해도 된다.

상기 온도 범위 및 시간으로 열처리를 행함으로써, 제1 열처리를 생략한 경우는, 변형 유기 입성장 후에 정상 입성장하고, 제1 열처리를 실시한 경우는, 정상 입성장한다. 또한, 제1 열처리의 조건에 따라서는 그 후의 제2 열처리에서 변형 유기 입성장을 하는 경우도 있다.

제2 열처리 공정 후, 상술한 실시 형태 3에 관한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(B) 박슬래브 연속 주조법

박슬래브 연속 주조법에서는, 상술한 화학 조성을 갖는 용강으로부터, 제강 공정에서 30 내지 60㎜ 두께의 박슬래브를 제조하고, 열간 압연 공정의 조압연을 생략한다. 이 제조 방법에서는 박슬래브에서 충분히 주상정을 발달시켜, 열간 압연에서 주상정을 가공하여 얻어지는 {100} <011> 방위 입자를 열간 압연판에 남기도록 하는 것이 바람직하다. 이 과정에서, {100}면이 강판면에 평행해지도록 주상정이 성장한다. 이 목적을 위해서는 연속 주조에서의 전자 교반을 실시하지 않도록 하는 것이 바람직하다. 또한, 응고 핵 생성을 촉진시키는 용강 중의 미세 개재물은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다.

그리고 박슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 마무리 압연하여, 약 2㎜ 두께의 열간 압연 강판을 얻는다. 조압연은 행해지지 않지만, 박슬래브를 가열하는 경우에는, 가열 온도는 예를 들어 1000 내지 1200℃로 하고, 그 후, 700 내지 900℃에서 마무리 압연을 완료시키고, 500 내지 700℃에서 권취한다.

그 후, 열간 압연 강판에 대해, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 마찬가지로 하여, 열간 압연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 중간 어닐링, 스킨 패스 압연, 제1 열처리, 및 제2 열처리를 실시한다. 단, 제1 열처리는 생략해도 된다. 또한, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 상이한 점으로서, 냉간 압연의 압하율은 65 내지 80％로 하는 것이 바람직하다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(C) 윤활 열간 압연법

윤활 열간 압연법에서는, 먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 용강으로부터, 제강 공정에서 슬래브를 제조한다. 그리고 슬래브를 재가열로에서 가열한 후, 열간 압연 공정에서 연속적으로 조압연 및 마무리 압연하여, 열간 압연 강판을 얻는다.

여기서, 열간 압연은, 통상 무윤활로 실시하지만, 윤활 열간 압연법에서는, 적절한 윤활 조건에서 열간 압연한다. 적절한 윤활 조건에서 열간 압연을 실시하면, 강판 표층 근방에 도입되는 전단 변형이 저감된다. 그것에 의해, 통상 강판 중앙에서 발달하는 α 파이버라고 불리는 RD//<011> 방위 입자를 갖는 가공 조직을 강판 표층 근방까지 발달시킬 수 있다. 예를 들어, 일본 특허 공개 평10－36912호 공보에 기재된 바와 같이, 열간 압연 시에 윤활제로서 열간 압연 롤 냉각수에 0.5 내지 20％의 유지를 혼입하여, 마무리 열간 압연 롤과 강판의 평균 마찰 계수를0.25 이하로 함으로써, α 파이버를 발달시킬 수 있다. 이때의 온도 조건은 특별히 지정하지 않지만, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 마찬가지의 온도여도 된다.

그 후, 얻어진 열간 압연 강판에 대해, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉연 강압하법」과 마찬가지로 하여, 열간 압연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 중간 어닐링, 스킨 패스 압연, 제1 열처리, 및 제2 열처리를 실시한다. 단, 제1 열처리는 생략해도 된다. 또한, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 상이한 점으로서, 냉간 압연의 압하율은 65 내지 80％로 하는 것이 바람직하다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

(D) 스트립캐스팅법

먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 용강으로부터, 제강 공정에서, 스트립캐스팅법에 의해 직접 1 내지 3㎜ 두께의 열간 압연 강판 상당 두께의 강판을 제조한다.

스트립캐스팅법에서는, 용강을 수랭한 한 쌍의 롤 사이에서 급속하게 냉각함으로써, 상기한 두께의 강판을 얻을 수 있다. 그때, 수랭 롤에 접촉하고 있는 강판 최표면과 용강의 온도차를 충분히 높임으로써, 표면에서 응고한 결정립이 강판 수직 방향으로 성장하여, 주상정을 형성한다.

BCC 구조를 갖는 강에서는, 주상정은 {100}면이 강판면에 평행해지도록 성장한다. 이에 의해 {100}면 강도가 증가하여, {100} 방위 입자의 존재 확률이 높아진다. 그리고 변태, 가공 또는 재결정에 의해, {100}면으로부터 가능한 한 변화시키지 않는 것이 중요하다. 구체적으로는, 페라이트 촉진 원소인 Si를 함유시키고, 오스테나이트 촉진 원소인 Mn의 함유량을 제한함으로써, 고온에서 오스테나이트상을 생성시키지 않고, 응고 직후부터 실온까지를 페라이트 단상으로 하는 것이 중요하다.

α-γ 변태가 발생해도 일부 {100}면은 유지되지만, (1)식을 충족함으로써, 고온에서 α-γ 변태를 일으키지 않는 성분으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 스트립캐스팅법에 의해 얻어진 강판을 열간 압연한다. 그 후, 얻어진 열간 압연 강판을 어닐링(열간 압연판 어닐링)한다. 열간 압연 및 열간 압연판 어닐링은 실시하지 않고, 그대로 후공정을 실시해도 된다. 또한, 열간 압연을 행한 경우에도 열간 압연판 어닐링을 실시하지 않고, 그대로 후공정을 실시해도 된다. 여기서, 열간 압연에서 강판에 30％ 이상의 변형률을 도입한 경우, 550℃ 이상의 온도에서 열간 압연판 어닐링을 실시하면 변형률 도입부로부터 재결정이 발생하여, 결정 방위가 변화되는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연에서 30％ 이상의 변형률을 도입한 경우, 열간 압연판 어닐링은, 실시하지 않거나, 재결정되지 않는 온도(550℃ 미만)에서 실시한다.

그 후, 열간 압연 강판에 대해, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 마찬가지로 하여, 산세, 냉간 압연, 중간 어닐링, 스킨 패스 압연, 제1 열처리, 및 제2 열처리를 실시한다. 단, 제1 열처리는 생략해도 된다. 또한, 상기 「(A) 고온 열간 압연판 어닐링＋냉간 압연 강압하법」과 상이한 점으로서, 냉간 압연의 압하율은 65 내지 80％로 하는 것이 바람직하다.

이상의 공정을 거쳐, 상술한 무방향성 전자 강판이 얻어진다.

이상과 같이 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 제조할 수 있다. 단, 이 제조 방법은, 본 실시 형태에 관한 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법의 일례이며, 제조 방법을 한정하는 것은 아니다.

실시예

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 대해, 실시예를 나타내면서 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 어디까지나 일례에 지나지 않으며, 본 발명의 무방향성 전자 강판이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

(제1 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 1A에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다. 여기서, (1)식 좌변이란, 전술한 (1)식의 좌변의 값을 나타내고 있다.

이어서, 상기 슬래브에 대해, 열간 압연을 실시하여 표 1B에 기재된 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1050℃에서 1분간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 1B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 1B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 1B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면(강판 표면에 평행한 면)에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 2에 나타내는 종류의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃에서 2시간의 어닐링을 행하였다.

제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 자기 특성의 철손 W10/400(최대 자속 밀도 1.0T, 주파수 400Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(최대 자속 밀도 1.0T, 주파수 400Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C)(최대 자속 밀도 1.5T, 주파수 50Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 폭 방향의 값), W15/50(L)(최대 자속 밀도 1.5T, 주파수 50Hz로 여자 시에 시험편에서 발생한 에너지 손실의 압연 방향의 값)을 JISC2556(2015)에 준하여 측정하였다. 또한, W15/50(C)을 W15/50(L)로 나누어, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다.

측정 결과를 표 2에 나타낸다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2]

표 1A, 표 1B 및 표 2 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.101 내지 No.107, No.109 내지 No.112, No.119 내지 No.136, No.149 내지 No.151은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.108 및 No.113 내지 No.117은, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (3)식 내지 (6)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.118은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

비교예인 No.137 내지 148에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (3)식, (4)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제2 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 3A에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 박슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 박슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여 표 3B에 기재된 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1분간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 3B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 3B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 3B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 상술한 요령으로 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 4에 나타내는 종류의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 3A]

[표 3B]

[표 4]

표 3A, 표 3B 및 표 4 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.201 내지 No.207, No.209 내지 No.210, No.217 내지 No.235, No.248 내지 No.250은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.208 및 No.211 내지 No.215는, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (3)식 내지 (6)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.216은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

비교예인 No.236 내지 247에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (3)식, (4)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제3 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 5A에 나타내는 화학 조성을 갖는 250㎜ 두께의 슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여, 표 5B에 2.0mm 두께의 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃였다. 또한, 열간 압연 시는 롤과의 윤활성을 높이기 위해, 윤활제로서 열연 롤 냉각수에 10％의 유지를 혼입하여, 마무리 열간 압연 롤과 강판의 평균 마찰 계수를 0.25 이하로 하였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1분간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 5B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 5B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 5B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 6에 나타내는 종류의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 5A]

[표 5B]

[표 6]

표 5A, 표 5B 및 표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.301 내지 No.307, No.309 내지 No.310, No.317 내지 No.335, No.348 내지 No.350은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.308 및 No.311 내지 No.315는, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (3)식 내지 (6)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.316은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

비교예인 No.336 내지 347에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (3)식, (4)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제4 실시예)

용강을 스트립캐스팅법(쌍롤법)에 의해 급랭 응고시켜 주조하여, 이하의 표 7A에 나타내는 화학 조성을 갖는 주편을 제작하였다. 그리고 일부의 주편에 있어서는 응고 후 800℃가 된 시점에서 표 7B의 압하율로 열간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 전의 판 두께(급랭 응고 후의 주편 두께, 혹은 열간 압연한 재료는 압연 후의 재료 두께)를 표 7B에 나타낸다.

다음으로, 상기 주편에 있어서, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 7B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 단, No.411만 산세 전에 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1분간의 어닐링을 행하였다. 그리고 표 7B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 7B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 8에 나타내는 종류의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 8에 나타낸다.

[표 7A]

[표 7B]

[표 8]

표 7A, 표 7B 및 표 8 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.401 내지 No.407, No.409 내지 No.413, No.420 내지 438, No.451 내지 No.453은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.408 및 No.414 내지 No.418은, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (3)식 내지 (6)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.419는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

비교예인 No.439 내지 450에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (3)식, (4)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제5 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 9A에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 박슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 박슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여 표 9B에 기재된 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1분간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 9B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 9B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 9B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

스킨 패스 압연 후의 강판의 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl을 구하였다. 결과를 표 9B에 나타낸다.

다음으로, 제1 열처리를 표 9B에 나타내는 조건에서 행하였다.

제1 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 10A에 나타내는 종류의 방위 입자의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃의 온도에서 2시간의 어닐링을 행한 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 10B에 나타낸다.

[표 9A]

[표 9B]

[표 10A]

[표 10B]

표 9A, 표 9B 및 표 10A, 표 10B 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.501 내지 No.507, No.509 내지 No.510, No.518 내지 No.536, No.549 내지 No.552는, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.508 및 No.511 내지 No.516은, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율, 제1 열처리에서의 온도 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (10)식 내지 (15)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.517은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

또한, 비교예인 No.537 내지 548에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (10)식, (11)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제6 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 11A에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 박슬래브를 준비하였다.

이어서, 상기 박슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여 표 11B에 기재된 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1분간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 11B에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 11B에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 11B에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

스킨 패스 압연 후의 강판의 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl을 구하였다. 결과를 표 11B에 나타낸다.

다음으로, 제1 열처리를 행하지 않고 제2 열처리를 표 11B에 나타내는 조건에서 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 12에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 상기한 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 12에 나타낸다.

[표 11A]

[표 11B]

[표 12]

표 11A, 표 11B 및 표 12 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.601 내지 No.607, No.609 내지 No.610, No.617 내지 No.635, 648은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.608 및 No.611 내지 No.615는, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (20)식 내지 (24)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.616은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

또한, 비교예인 No.636 내지 647에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (20)식, (21)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제7 실시예)

용강의 연속 주조를 행하여, 하기 표 13A, 표 13B에 나타내는 화학 조성을 갖는 30㎜ 두께의 박슬래브를 준비하였다. 이어서, 상기 박슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여 표 13C에 기재된 열간 압연판을 제작하였다. 그때의 슬래브 재가열 온도는 1200℃, 마무리 압연에서의 마무리 온도는 850℃, 권취 시의 권취 온도는 650℃에서 행하였다. 1.0mm 미만의 판 두께의 재료는 1.0mm의 판 두께의 재료를 제작 후, 양측 연삭에 의해 목표의 판 두께로 하였다.

다음으로, 상기 열간 압연판에 있어서, 열간 압연판 어닐링으로서, 1000℃에서 1시간의 어닐링을 행하여, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 13C에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 13C에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 13C에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 제1 열처리를 800℃에서 30초의 조건에서 행하였다.

제1 열처리 후의 강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 제1 열처리 후의 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl, d₁₀₀/d_ave, d₁₀₀/d_tyl을 구하였다. 결과를 표 13C에 나타낸다.

또한, 제1 열처리 후의 강판에, 제2 열처리를 표 13C에 나타내는 조건에서 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 14에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 상기한 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 14에 나타낸다.

[표 13A]

[표 13B]

[표 13C]

[표 14]

표 13A 내지 표 13C 및 표 14 중의 밑줄은, 본 발명의 범위로부터 벗어난 조건을 나타내고 있다. 발명예인 No.701 내지 No.707, No.709 내지 No.710, No.717 내지 No.735, No.748은, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.708 및 No.711 내지 No.715는, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (20)식 내지 (24)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.716은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

또한, 비교예인 No.736 내지 747에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (20)식, (21)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제8 실시예)

용강을 스트립캐스팅법(쌍롤법)에 의해 급랭 응고시켜 주조하고, 이하의 표 15A, 표 15B에 나타내는 화학 조성을 갖는 주편을 제작하고, 응고 후 800℃가 된 시점에서 표 15C의 압하율로 열간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 전의 주편 두께(열간 압연 후의 재료 두께)을 표 15C에 나타낸다.

다음으로, 상기 주편에 있어서, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 15C에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 15C에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 15C에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

스킨 패스 압연 후의 강판의 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl을 구하였다. 결과를 표 15C에 나타낸다.

다음으로, 제1 열처리를 행하지 않고 제2 열처리를 표 15C에 나타내는 조건에서 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 16에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 상기한 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 16에 나타낸다.

[표 15A]

[표 15B]

[표 15C]

[표 16]

발명예인 No.801 내지 No.831, No.844는, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.832 내지 843에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, (20)식, (21)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제9 실시예)

용강을 스트립캐스팅법(쌍롤법)에 의해 급랭 응고시켜 주조하고, 이하의 표 17A, 표 17B에 나타내는 화학 조성을 갖는 주편을 제작하고, 응고 후 800℃가 된 시점에서 표 17C의 압하율로 열간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 전의 주편 두께(열간 압연 후의 재료 두께)를 표 17C에 나타낸다.

다음으로, 상기 주편에 있어서, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 17C에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 17C에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 17C에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

스킨 패스 압연 후의 강판의 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적 및 평균 KAM값을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl을 구하였다. 결과를 표 17C에 나타낸다.

다음으로, 표 17C의 조건에서 제1 열처리를 행하였다.

제1 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 18A에 나타내는 종류의 방위 입자의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 강판에 제2 열처리로서, 800℃의 온도에서 2시간의 어닐링을 행하였다. 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 18B에 나타낸다.

[표 17A]

[표 17B]

[표 17C]

[표 18A]

[표 18B]

발명예인 No.901 내지 No.913, No.915 내지 No.916, No.924 내지 No.941, No.954 내지 No.957에서는, 어느 예에서도, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.914 및 No.917 내지 No.922는, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링에서의 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율, 제1 열처리에서의 온도 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (10)식 내지 (15)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.923은, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

또한, 비교예인 No.942 내지 953에서는, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (10)식, (11)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

(제10 실시예)

용강을 스트립캐스팅법(쌍롤법)에 의해 급랭 응고시켜 주조하고, 이하의 표 19A, 표 19B에 나타내는 화학 조성을 갖는 주편을 제작하고, 응고 후 800℃가 된 시점에서 표 19C의 압하율로 열간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 전의 주편 두께(열간 압연 후의 재료 두께)를 표 19C에 나타낸다.

다음으로, 상기 주편에 있어서, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 표 19C에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하였다. 그리고 표 19C에 나타내는 온도의 무산화 분위기 중에서 중간 어닐링을 30초 행하고, 이어서 표 19C에 나타내는 압하율로 2회째의 냉간 압연(스킨 패스 압연)을 행하였다.

다음으로, 제1 열처리를 800℃에서 30초의 조건에서 행하였다.

제1 열처리 후의 강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 제1 열처리 후의 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰(step 간격: 100nm)을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 소정의 방위 입자의 면적, 평균 KAM값 및 평균 결정 입경을 구하고, S_tyl/S_tot, S₁₀₀/S_tot, S₁₀₀/S_tra, K₁₀₀/K_tyl, d₁₀₀/d_ave, d₁₀₀/d_tyl을 구하였다. 결과를 표 19C에 나타낸다.

또한, 제1 열처리 후의 강판에, 제2 열처리를 표 19C에 나타내는 조건에서 행하였다. 제2 열처리 후, 집합 조직을 조사하기 위해, 강판의 일부를 절제하고, 그 절제한 시험편을 1/2의 두께로 두께 감소 가공하고, 그 가공면에 대해 EBSD 관찰을 행하였다. EBSD 관찰에 의해, 표 20에 나타내는 종류의 면적 및 평균 결정 입경을 구하고, 또한 Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물 중, 직경이 0.5㎛ 초과인 입자의 10000㎛²당 개수도 특정하였다.

또한, 상기한 제2 열처리 후에, 제2 열처리 후의 강판으로부터, 측정 시료로서, 한 변이 55mm인 정사각형의 시료편을 채취하였다. 이때, 시료편의 한 변이 압연 방향과 평행이 되는 시료와, 압연 방향에 대해 45도 기울기를 갖는 시료를 채취하였다. 또한, 시료 채취는 전단기를 사용하여 실시하였다. 그리고 제1 실시예와 마찬가지로 자기 특성의 철손 W10/400(압연 방향과 폭 방향의 평균값), W10/400(전체 둘레)(압연 방향, 폭 방향, 압연 방향에 대해 45도의 방향, 압연 방향에 대해 135도의 방향의 평균값), W15/50(C), W15/50(L)을 측정하고, W15/50(C)/W15/50(L)을 구하였다. 측정 결과를 표 20에 나타낸다.

[표 19A]

[표 19B]

[표 19C]

[표 20]

발명예인 No.1001 내지 1013, No.1015 내지 No.1016, No.1023 내지 No.1041, No.1054는, 모두 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

한편, 비교예인 No.1014 및 No.1017 내지 No.1021은, (1)식을 충족하지 않거나, 중간 어닐링 온도, 냉간 압연에서의 압하율, 스킨 패스 압연에서의 압하율 중 어느 것이 최적이 아니었기 때문에, (20)식 내지 (24)식 중 적어도 하나를 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다. 또한, 비교예인 No.1022는, Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd 모두 포함되어 있지 않았기 때문에, 이들 원소의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물은 확인할 수 없고, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

또한, 비교예인 No.1042 내지 1053은, 화학 조성이 본 발명 범위를 벗어남으로써, 냉간 압연 시에 균열이 발생하거나, (20)식, (21)식을 충족하지 않고, 그 결과, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)이 높았다.

어느 예에서도, 철손 W10/400, W10/400(전체 둘레)은 양호한 값이었다.

본 발명에 따르면, 전체 둘레 평균에서 우수한 자기 특성을 얻을 수 있는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 그 때문에, 본 발명은 산업상 이용 가능성이 높다.

Claims (14)

1. 질량％로,
   C: 0.0100％ 이하,
   Si: 1.50％ 내지 4.00％,
   Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
   sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,
   S: 0.0003％ 내지 0.0100％,
   N: 0.0100％ 이하,
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,
   Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
   Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
   Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
   P: 0.00％ 내지 0.40％,
   B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및
   O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,
   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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,
   또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl로 한 경우에, 이하의 (3) 내지 (6)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   ([Mn]＋[Ni]＋[Co]＋[Pt]＋[Pb]＋[Cu]＋[Au])－([Si]＋[sol.Al])≤0.00％ … (1)
   M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)
   0.20≤S_tyl/S_tot≤0.85 … (3)
   0.05≤S₁₀₀/S_tot≤0.80 … (4)
   S₁₀₀/S_tra≥0.50 … (5)
   K₁₀₀/K_tyl≤0.990 … (6)
   여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
2. 제1항에 있어서,
   또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우, 이하의 (7)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (7)
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   또한, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (8)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (8)
   여기서, (8)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   또한, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (9)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (9)
5. 질량％로,
   C: 0.0100％ 이하,
   Si: 1.50％ 내지 4.00％,
   Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
   sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,
   S: 0.0003％ 내지 0.0100％,
   N: 0.0100％ 이하,
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,
   Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
   Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
   Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
   P: 0.00％ 내지 0.40％,
   B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및
   O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,
   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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
   Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,
   또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 상기 {100} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tyl, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (10) 내지 (15)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   ([Mn]＋[Ni]＋[Co]＋[Pt]＋[Pb]＋[Cu]＋[Au])－([Si]＋[sol.Al])≤0.00％ … (1)
   M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)
   S_tyl/S_tot≤0.70 … (10)
   0.20≤S₁₀₀/S_tot … (11)
   S₁₀₀/S_tra≥0.55 … (12)
   K₁₀₀/K_tyl≤1.010 … (13)
   d₁₀₀/d_ave＞1.00 … (14)
   d₁₀₀/d_tyl＞1.00 … (15)
   여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
6. 제5항에 있어서,
   또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 KAM값을 K_tra로 한 경우에, 이하의 (16)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   K₁₀₀/K_tra＜1.010 … (16)
7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
   또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (17)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   d₁₀₀/d_tra＞1.00 … (17)
8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
   또한, {110} 방위 입자의 면적을 S₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (18)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   S₁₀₀/S₁₁₀≥1.00 … (18)
   여기서, (18)식은 면적비 S₁₀₀/S₁₁₀이 무한대로 발산해도 성립하는 것으로 한다.
9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
   또한, {110} 방위 입자의 평균 KAM값을 K₁₁₀으로 한 경우에, 이하의 (19)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
   K₁₀₀/K₁₁₀＜1.010 … (19)
10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Sn: 0.02％ 내지 0.40％,
    Sb: 0.02％ 내지 0.40％, 및
    P: 0.02％ 내지 0.40％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
11. 제5항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법이며,
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 대해, 700 내지 950℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건에서 열처리를 행하는,
    것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
12. 질량％로,
    C: 0.0100％ 이하,
    Si: 1.50％ 내지 4.00％,
    Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 2.50％ 미만,
    sol.Al: 0.0001％ 내지 3.0000％,
    S: 0.0003％ 내지 0.0100％,
    N: 0.0100％ 이하,
    Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상: 총계로 0.0003％ 내지 0.0100％,
    Cr: 0.001％ 내지 0.100％,
    Sn: 0.00％ 내지 0.40％,
    Sb: 0.00％ 내지 0.40％,
    P: 0.00％ 내지 0.40％,
    B: 0.0000％ 내지 0.0050％, 및
    O: 0.0000％ 내지 0.0200％를 함유하고,
    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]로 하였을 때, 이하의 (1)식을 충족하고,
    잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 황화물 혹은 산 황화물 또는 이들 양쪽의 석출물에서 직경이 0.5㎛ 초과인 입자가 10000㎛²의 시야 중에 1개 이상 존재하고,
    또한, 강판 표면에 평행한 면에서 EBSD에 의해 관찰하였을 때에 있어서, 전체 면적을 S_tot, {100} 방위 입자의 면적을 S₁₀₀, 이하의 (2)식에 따르는 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 면적을 S_tyl, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 합계 면적을 S_tra, 관찰 영역의 평균 결정 입경을 d_ave, 상기 {100} 방위 입자의 평균 결정 입경을 d₁₀₀, 상기 테일러 인자 M이 2.8 초과가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tyl로 한 경우에, 이하의 (20) 내지 (24)식을 충족하는,
    것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
    ([Mn]＋[Ni]＋[Co]＋[Pt]＋[Pb]＋[Cu]＋[Au])－([Si]＋[sol.Al])≤0.00％ … (1)
    M＝(cosφ×cosλ)^－1 … (2)
    S_tyl/S_tot＜0.55 … (20)
    S₁₀₀/S_tot＞0.30 … (21)
    S₁₀₀/S_tra≥0.60 … (22)
    d₁₀₀/d_ave≥0.95 … (23)
    d₁₀₀/d_tyl≥0.95 … (24)
    여기서, (2)식 중의 φ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼 방향 벡터가 이루는 각을 나타내고, λ는 응력 벡터와 결정의 미끄럼면의 법선 벡터가 이루는 각을 나타낸다.
13. 제12항에 있어서,
    또한, 상기 테일러 인자 M이 2.8 이하가 되는 방위 입자의 평균 결정 입경을 d_tra로 한 경우에, 이하의 (25)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
    d₁₀₀/d_tra≥0.95 … (25)
14. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 기재된 무방향성 전자 강판에 대해, 950℃ 내지 1050℃의 온도에서 1초 내지 100초의 조건, 혹은 700℃ 내지 900℃의 온도에서 1000초 초과의 조건에서 열처리를 행하는,
    것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.