JP2015010241A - Ｆｅ系金属板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性、機械的特性に優れたＦｅ系金属板、及びその製造方法を提供する。【解決手段】片面もしくは両面にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素が合金化してα−Ｆｅ単相となった領域を有し、少なくとも板厚中心部がα−γ変態成分系であり、板面における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、及び、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下であるＦｅ系金属板。その製法は、（ａ）α−γ変態成分系のＦｅ系金属鋳片を熱間圧延及び圧下率９７％以上９９．９９％以下の範囲で冷間圧延し、（ｂ）フェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を、最表層がα—Ｆｅ単相となるように付着させ、（ｃ）母材金属板のＡ３点まで加熱し、（ｄ）さらにＡ３点以上１３００℃以下に加熱、保持し、（ｅ）Ａ３点未満の温度へ冷却する工程を有する。【選択図】なし

Description

本発明は発電機、電動機、変圧器の磁心等、特に高速回転機のロータ等の大きな応力が付加される部品に好適な、高強度、かつ優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板及びその製造方法に関するものである。

従来から電動機、発電機、変圧器等の磁心にはケイ素鋼板が用いられている。ケイ素鋼板は小さな励磁磁場において飽和磁束密度Ｂｓに対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓが得られること、及び交流励磁磁場において低鉄損であることが求められる。さらに近年のモータの小型化、ハイパワー化に伴い、可変速運転や商用周波数以上での高速で回転するモータが増加している。このような回転体に作用する遠心力は回転速度の２乗に比例して大きくなるため、ロータ等に使用される材料は高強度が必要となる。

圧延面内に｛２００｝面を高集積化させ、飽和磁束密度Ｂｓに対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを高めたＦｅ系金属板については、本発明者らは、先に特許文献１によって次のような技術を提案している。
（ａ）α−γ変態系のＦｅ系金属よりなる母材金属板の片面あるいは両面にフェライト生成元素を付着させる工程と、
（ｂ）該母材金属板を室温から母材金属板のＡ３点まで加熱して母材金属板内にフェライト生成元素を拡散させ、一部を母材に合金化させるとともに、合金化された領域でのα‐Ｆｅ相の｛２００｝面集積度を２５％以上５０％以下とし、かつ、｛２２２｝面集積度を４０％以下とする工程と、
（ｃ）母材金属板をＡ３点以上の温度に加熱、保持して、フェライト生成元素と合金化されたα‐Ｆｅ相の面集積度について、｛２００｝面集積度を増加させるとともに、｛２２２｝面集積度を低下させる工程と、
（ｄ）母材金属板をＡ３点未満の温度へ冷却し、合金化していない領域のγ‐Ｆｅ相がα‐Ｆｅ相へ変態する際に、該α‐Ｆｅ相の｛２００｝面集積度を高めて、｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下となり、かつ、｛２２２｝面集積度が３０％以下となるようにする工程とを有することを特徴とする高い｛２００｝面集積度を有するＦｅ系金属板の製造方法。

また、機械的性質を高めるためには固溶強化や析出強化などが一般的であるが、これらの強化方法の多くは、磁気特性を劣化させるため、強度と磁気特性の両立は非常に困難である。これに対して特許文献２には、Ｓｉ量を３．５〜７．０％と高め、Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌなどの元素を添加して固溶強化を利用する技術が記載されている。

さらに、特許文献３には鋼板に未再結晶組織を残留させた高強度電磁鋼板が提案されている。
しかしながら特許文献２に記載の技術を工場生産に適用した場合、圧延工程などにおいて板破断などのトラブルが生じやすいという問題があった。また特許文献３では製造性は良いものの、圧延直角方向での鋼板強度のばらつきが大きくなりやすいという問題点があった。

国際公開第２０１１／０５２６５４号 特開昭６０−２３８４２１号公報 特開２００５−１１３１８５号公報

本発明はかかる事情に鑑みなされたもので、磁気特性が優れ、かつ機械的特性に優れたＦｅ系金属板、及びそのような金属板を安定的に製造する方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、様々な異種元素を付与したＦｅ系金属板の機械的特性について、鋭意研究、検討を行った。その結果、本発明者らはフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を付与したＦｅ系金属板が、低温でも集合組織が高集積化すると同時に、低温での熱処理のため結晶粒が細かくなり機械的特性が向上することを見出した。

本発明のＦｅ系金属板は、
（１）片面もしくは両面にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素が合金化してα−Ｆｅ単相となった領域を有し、
少なくとも板厚中心部がα−γ変態成分系であり、
板面における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、及び、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下である
ことを特徴とするＦｅ系金属板。
ここで｛２００｝面集積度とは、試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝強度の比率を百分率で求めたものである。

（２）合金化した異種元素のオーステナイト生成元素がＣ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｐｄのうち１種以上であり、フェライト生成元素がＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎのうち１種以上であることを特徴とする（１）に記載のＦｅ系金属板。

（３）Ｆｅ系金属板の板厚が１０μｍ以上６ｍｍ以下であることを特徴とする（１）、（２）の何れかに記載のＦｅ系金属板。

（４）前記合金化領域の異種元素のフェライト生成元素の濃度をｘ％、オーステナイト生成元素の濃度をｙ％とすると、０＜ｙ／ｘ＜５であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。

（５）Ｆｅ系金属よりなる母材金属板上に異種元素を付着させ、熱処理して拡散させたＦｅ系金属板を製造する方法であって、
（ａ）α−γ変態成分系のＦｅ系金属よりなる鋳片から熱間圧延及び圧下率９７％以上９９．９９％以下の冷間圧延によって厚みを減少させて母材金属板を得る工程と、
（ｂ）前記母材金属板の片面もしくは両面に、フェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を、Ｆｅ系金属板の最表層がα―Ｆｅ単相となるように付着させる工程と、
（ｃ）異種元素が付着した前記母材金属板を、母材金属板のＡ３点まで加熱して、異種元素を母材金属板に拡散させる工程と、
（ｄ）前記金属板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持して異種元素を拡散させる工程と、
（ｅ）前記金属板をＡ３点未満の温度へ冷却する工程を有することを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。

（６）異種元素となるオーステナイト生成元素がＣ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｐｄのうち１種以上であり、フェライト生成元素がＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎのうち１種以上であることを特徴とする（５）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。

（７）付着させる異種元素層の厚みが０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることを特徴とする（５）または（６）の何れかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。

（８）該金属板の厚みが１０μｍ以上６ｍｍ未満であることを特徴とする（５）〜（７）の何れかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。

本発明によれば、Ｆｅ系金属板にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を拡散させて熱処理すると、集合組織を制御でき、かつ従来よりも高い機械的特性が得られることがわかった。
また、本発明によれば、既存設備を利用して、集合組織が制御され、かつ高い機械的特性を両立したＦｅ系金属板を短時間で安定して製造することができ、経済性に優れる。

本発明者らは、特許文献１に示した方法についてさらに検討を加えた結果、金属板表面に拡散させる異種元素としてフェライト生成元素に加えてオーステナイト生成元素を加えることにより、金属板の集合組織を制御して、機械的特性が向上する現象を見出した。

（本発明の基本原理の説明）
まず、フェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を拡散させた時に、従来技術よりも機械的特性が向上する基本原理を説明する。

本発明では母材となるＦｅ系金属板にα−γ変態系の組成のものを用い、その片面もしくは両面にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を付着させ、異種元素を拡散させて集合組織を制御し、かつ機械的特性に優れたＦｅ系金属板を得る。

母材金属板には、強加工や脱炭などによって、板の片面もしくは両面の全面に｛２００｝に近い方位に配向した組織を付与する。

工程（ａ）ではα−γ変態系成分のＦｅ系金属を、例えば圧下率９７％以上９９．９９％以下で冷間圧延して母材金属板を得る。

工程（ｂ）では、母材金属板にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を付着させる。

工程（ｃ）で、異種元素の付着した金属板を、母材金属板のＡ３点以上まで加熱して、母材金属板内の｛２００｝に近い方位が配向した領域の一部または全体に異種元素を拡散させ、母材に合金化させ、合金化した領域でα−Ｆｅ相を保存する。あるいは｛２００｝に近い方位が配向した領域を超えて内部にフェライト生成元素を拡散させて、γ−Ｆｅ相であった領域をα−Ｆｅ相へ変態させる。その時、保存されたα−Ｆｅ相の配向を引き継いで変態するため、合金化した領域でも｛２００｝に近い方位に配向した組織が形成される。また、先にα相化した粒においても、さらに｛２００｝に近い方位への配向が高まる。

工程（ｄ）では前記金属板をＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持する。α−Ｆｅ単相成分の領域は、γ変態を起こさないため、｛２００｝に近い方位に配向した結晶粒はそのまま保存され、その領域の中で｛２００｝に近い方位の結晶粒が優先成長して｛２００｝面集積度が高まる。また、α−Ｆｅ単相成分でない領域はγ−Ｆｅ相へと変態する。保持時間を長くすると、｛２００｝結晶粒は食い合いによって優先的に成長し、その結果、｛２００｝面集積度はさらに高くなる。

工程（ｅ）では金属板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、合金化していない内部の領域のγ−Ｆｅ相はα−Ｆｅ相へ変態する。この内部の領域はＡ３点以上の温度域において、既に｛２００｝に近い方位へ配向したα−Ｆｅ粒となっている領域に隣接しており、γ−Ｆｅ相からα−Ｆｅ相へ変態する際に、隣接するα−Ｆｅ粒の結晶方位を引き継いで変態する。このため、その領域でも｛２００｝に近い方位が集積する。

異種元素としてフェライト生成元素とオーステナイト生成元素を適用すると、工程（ｃ）において金属板内でＡ３点が変化する。すなわち、最表層の異種元素が十分に合金化した領域はα−Ｆｅ単相となるが、内部では、最表層から拡散してきた異種元素が合金化するため、合金量が少ない。このためオーステナイト生成元素の影響が大きく現れ、この領域ではＡ３点が存在する。従ってフェライト生成元素のみを拡散させた場合よりも、工程（ｄ）でα−Ｆｅ相からγ−Ｆｅ相へと変態する領域を広くすることができ、この領域の配向をランダムにすることができる。工程（ｅ）で冷却すると、この領域はγ−Ｆｅ相からα−Ｆｅ相へと変態するが、変態の際にα−Ｆｅ相の核生成サイトとなるγ粒界が多く存在するため、冷却後のα−Ｆｅ粒が細かくなる。さらにこの領域のγ−Ｆｅ相のランダム粒は、最表層のα−Ｆｅ単相領域で保存、成長した｛２００｝結晶粒の方位を引き継いでα−Ｆｅ相へ変態するため、｛２００｝に近い方位に配向する。このため高い｛２００｝面集積度を有し、かつ、機械的性質に優れた金属板が得られる。

以上、本発明の基本的な構成について説明したが、さらに本発明の製造方法を規定する個々の条件の限定理由及び本発明を実施するに当たり、好ましい条件について説明する。

（母材金属板の成分）
母材金属板にはＡ３点を有するα−γ変態系の成分を有するＦｅ系金属を用いる。Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる純鉄や低炭素鋼を基本とし、適宜、添加元素を含有させたものである。Ｃ：０．１質量％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を基本成分とするα−γ変態系成分のケイ素鋼でもよい。ＭｎやＣｒは添加することでα−γ変態領域を拡大させることができる。また、その他の不純物としては微量のＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｙ，Ｈｆ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｓ等が含まれる。

（フェライト生成元素の種類）
母材金属板の表層から拡散させるフェライト生成元素は、特にＡｌ，Ｃｒ，Ｇａ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，及びＺｎのうち１種以上であると良い。

（オーステナイト生成元素の種類）
母材金属板の表層から拡散させるオーステナイト生成元素は、特にＣ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｐｄの１種以上であると良い。

（Ｆｅ系金属板の厚み）
Ｆｅ系金属板の厚みは１０μｍ以上、６ｍｍ以下とすることが好ましい。厚みが１０μｍ未満であると積層させて磁心として使用する際に、積層枚数が増加して隙間が多くなり高い磁束密度が得られない。また、厚みが６ｍｍ超であると、拡散処理後の冷却後に、十分に内部まで集合組織が制御できない。

（Ｆｅ系金属板の集合組織）
製品金属板の板面に対するα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度は、３０％以上９９％以下とする必要がある。この集積度が３０％未満であると、十分に高い磁束密度が得られない。また９９％を超えると、磁束密度は飽和し、製造も困難になる。望ましくは５０％以上９５％以下である。
なお、上記方位面の面集積度の測定は、ＭｏＫα線によるＸ線回折で行うことができる。

詳細に述べると、各試料について、試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝強度の比率を百分率で求める。

その際、｛２００｝強度比率では、以下の式（Ｉ）で表される。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・ （Ｉ）
ただし、記号は以下のとおりである。
ｉ（ｈｋｌ）： 測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）： ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ： α−Ｆｅ結晶の１１の方位面についての和
ここで、ランダム方位を持つ試料の積分強度は、試料を用意して実測して求めてもよい。

（フェライト生成元素とオーステナイト生成元素の割合）
濃化領域の異種元素のフェライト生成元素の濃度をｘ％、オーステナイト生成元素の濃度をｙ％とすると、０．００１＜ｙ／ｘ＜５を満たす割合で付着させる。ｙ／ｘが０．００１未満だと拡散領域のＡ３点を十分に下げることができず、強度が向上しない。また５超では冷却後にγ−Ｆｅ相が残ってしまうため、｛２００｝面集積度が低下する。より好ましくは０．００５≦ｙ／ｘ≦４である。

次に製造方法について述べる。（母材金属板の製造方法）
母材金属板はα−γ変態成分のＦｅ系金属を圧下率９７％以上９９．９９％以下で冷間圧延する。圧下率が９７％未満では高い｛２００｝面集積度が得られず、９９．９９％超では｛２００｝面集積度の増加は飽和し、製造コストが増加する。圧下率を高くすることに変えて、ブラストやＣＣＢなどＦｅ系金属板の表層に歪を付与する方法でも良い。さらに脱炭や脱Ｍｎを施しても良い。

（異種元素の付着）
異種元素層の厚さは、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることが好ましい。異種元素層の厚さが０．０５μｍ未満であると、合金領域を十分に形成することが困難になって、十分なα相の｛２００｝面集積度が得られないことがある。また、異種元素層の厚さが１０００μｍを超えていると、Ａ３点未満への冷却後に異種金属層が厚く残存することがあり、高い磁気特性が得られないことがある。異種元素の付着方法はＥＢ蒸着法、イオンプレーティング法、めっき法及びスパッタ法のいずれでも良い。フェライト生成元素とオーステナイト生成元素はこれらの方法によって同時に付着させても良いし、別々に付着させても良い。

（拡散熱処理）
フェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を付着させた母材金属板を、母材金属板のＡ３点まで加熱して、母材金属板内の一部または全体に異種元素を拡散させ、母材に合金化させ、合金化した領域でα相を保存する。そして、母材金属板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して、保持する。すでに合金化されている領域はγ変態しないα単相組織となり、その領域の結晶粒の配向はそのまま保存される。また、α単相でない領域はγ変態を起こす。さらに、異種元素の拡散に伴い、合金化した領域ではγ−α変態が進む。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに集合組織が保存されたα粒となっており、γ相からα相へ変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。保持時間が長くなると集合組織が揃う半面、結晶粒が粗大化してしまい強度が低下するので、保持時間は０．５ｓｅｃ以上３６０００ｓｅｃ以下が好ましい。

本発明を実施例でさらに説明する。実施例での条件は本発明の実施可能性及び効果を確かめるために行った一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用しうるものである。

（実施例１）
真空溶解炉で表１に示す鋼種Ａ〜Ｆの成分の鋼を溶解し、インゴットを鋳造した。インゴットをγ域で厚さ４５ｍｍまで熱間圧延し、続いて温間または冷間で加工し、母材金属板とした。表１に母材金属板の化学成分及びＡ３点を示した。次いで、母材金属板の両面にフェライト生成元素のＡｌとオーステナイト生成元素のＮｉを、合計の厚みで５μｍとなるように付着させた。

次いで、異種元素の付着した金属板に熱処理を行った。熱処理炉には赤外炉を用い、１０^-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理した。１０５０℃、保持時間を１２００ｓｅｃとした。

得られたＦｅ系金属板の評価は以下のように行った。まず、集合組織についてはＸ線回折法で評価した。
続いて、引張強度はＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。フェライト生成元素とオーステナイト生成元素の比率は、金属板表面の任意の位置においてφ１００μｍのエリアをＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）法を用いて面分布を測定し、その平均値から求めた。磁気特性についてはＳＳＴ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いて、５０００Ａ／ｍの磁化力に対する磁束密度Ｂ５０を求めた。この時、測定周波数は５０Ｈｚとした。次にＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて飽和磁束密度Ｂｓを求めた。この際、印加した磁化力は０．８×１０６Ａ／ｍとした。また鉄損はＪＩＳ Ｃ２２５６に準拠し、単板磁気試験機（ＳＳＴ）で求めた。

表２及び表３から明らかなように、母材成分がα−γ変態系成分であり、Ａ３点を有するものは高い｛２００｝面集積度を有しておりＢ５０／Ｂｓも０．８５を超え、かつ、引張強度も高くなった。一方、母材がα−γ変態系成分でない比較例１では、Ｂ５０／Ｂｓが０．８５を大きく下回り、また引張強度も低かった。

（実施例２）
本実施例では母材に表１に記載の鋼種Ａを用いた。この母材は真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延、温間または冷間圧延により様々な厚みに加工したものである。熱間圧延は１２００℃に加熱した厚さ２４５ｍｍのインゴットを厚さ５０ｍｍまで薄肉化した。この熱間圧延板から機械加工によって各種の板材を切り出し、温間または冷間で圧延を実施し、厚み０．１〜５．６ｍｍの母材金属板を製造した。得られた母材金属板の両面に種々のフェライト生成元素とオーステナイト生成元素を付着させた。フェライト生成元素としてＡｌ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｖ、オーステナイト生成元素としてＣｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｐｄを付着させた。比較例においてはフェライト生成元素またはオーステナイト生成元素を単独で付着させた場合、さらには異種元素を付着させなかった場合を検討した。

熱処理炉には赤外炉を用い、１０^-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理した。保持温度は９００℃〜１２００℃、保持時間を５〜１８０００ｓｅｃとした。評価は実施例１と同じ方法により行った。

表４及び表５から明らかなように、発明例はすべて３５０ＭＰａ以上の引張強度を有すると同時に、Ｂ５０／Ｂｓが０．８５以上となることがわかった。これに対し、本発明の条件を外れる場合や、異種元素を付着させなかった場合には、集合組織も制御できず、引張強度も低かった。また比較例２や３のようにｙ／ｘが５を超えた場合には、Ｂ５０／Ｂｓが低く、引張強度も低くなった。また比較例４のようにフェライト生成元素のみを付着させた場合、高い｛２００｝面集積度が得られたものの、引張強度は低かった。比較例６ではオーステナイト生成元素のみを付着させたが、この場合には｛２００｝面集積度も低く、引張強度も低い結果であった。

（実施例３）
本実施例では母材に表１に記載の鋼種Ｃを用いた。この母材は真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延、温間または冷間圧延により様々な厚みに加工したものである。熱間圧延は１２００℃に加熱した厚さ２４５ｍｍのインゴットを厚さ５０ｍｍまで薄肉化した。この熱間圧延板から機械加工によって各種の板材を切り出し、温間または冷間で圧延を実施し、厚み０．２〜４．７ｍｍの母材金属板を製造した。得られた母材金属板の両面に種々のフェライト生成元素とオーステナイト生成元素を付着させた。フェライト生成元素としてＣｒ，Ｇａ，Ｓｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｗ，Ｚｎ、オーステナイト生成元素としてＣｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｐｄを付着させた。比較例においてはフェライト生成元素またはオーステナイト生成元素を単独で付着させた場合を検討した。

熱処理炉には赤外炉を用い、１０^-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理した。保持温度は９６０℃〜１２７０℃、保持時間を０．５〜６０００ｓｅｃとした。評価は実施例１と同じ方法により行った。

表６及び表７から明らかなように、発明例はすべて３５０ＭＰａ以上の引張強度を有すると同時に、Ｂ５０／Ｂｓが０．８５以上となることがわかった。これに対し、本発明の条件を外れる場合や、異種元素を付着させなかった場合には、集合組織も制御できず、引張強度も低かった。また比較例１０のようにｙ／ｘが５を超えた場合には、Ｂ５０／Ｂｓが低く、引張強度も低くなった。また比較例１１のようにフェライト生成元素のみを付着させた場合、高い｛２００｝面集積度が得られたものの、引張強度は低かった。比較例１２ではオーステナイト生成元素のみを付着させたが、この場合には｛２００｝面集積度も低く、引張強度も低い結果であった。

（実施例４）
本実施例では母材に表１に記載の鋼種Ｄと鋼種Ｅを用いた。この母材は真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延、温間または冷間圧延により様々な厚みに加工したものである。熱間圧延は１２００℃に加熱した厚さ２２５ｍｍのインゴットを厚さ２５ｍｍまで薄肉化した。この熱間圧延板から機械加工によって各種の板材を切り出し、冷間で圧延を実施し、厚み０．００８〜６．２ｍｍの母材金属板を製造した。得られた母材金属板の両面にフェライト生成元素のＳｉやＺｎ、オーステナイト生成元素のＭｎ，Ｃｕを付着させた。熱処理は実施例２と同様に行った。保持温度は７００〜１３２５℃、保持時間を０．０５〜４００００ｓｅｃとした。評価は実施例１と同じ方法により行った。

表８及び表９から明らかなように、発明例はすべて４００ＭＰａ以上の引張強度を有すると同時に、Ｂ５０／Ｂｓが０．８５以上となることがわかった。これに対し、本発明の条件を外れる場合には、Ｂ５０／Ｂｓは低く、引張強度も低いレベルに留まった。

Claims (8)

1. 片面もしくは両面にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素が合金化してα−Ｆｅ単相となった領域を有し、
   少なくとも板厚中心部がα−γ変態成分系であり、
   板面における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、及び、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下である
   ことを特徴とするＦｅ系金属板。
   ここで｛２００｝面集積度とは、試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝強度の比率を百分率で求めたものである。
2. 合金化した異種元素のオーステナイト生成元素がＣ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｐｄのうち１種以上であり、フェライト生成元素がＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎのうち１種以上であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ系金属板。
3. Ｆｅ系金属板の板厚が１０μｍ以上６ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１、２の何れかに記載のＦｅ系金属板。
4. 前記合金化領域の異種元素のフェライト生成元素の濃度をｘ％、オーステナイト生成元素の濃度をｙ％とすると、０＜ｙ／ｘ＜５であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
5. Ｆｅ系金属よりなる母材金属板上に異種元素を付着させ、熱処理して拡散させたＦｅ系金属板を製造する方法であって、
   （ａ）α−γ変態成分系のＦｅ系金属よりなる鋳片から熱間圧延及び圧下率９７％以上９９．９９％以下の冷間圧延によって厚みを減少させて母材金属板を得る工程と、
   （ｂ）前記母材金属板の片面もしくは両面に、フェライト生成元素とオーステナイト生成元素からなる異種元素を、Ｆｅ系金属板の最表層がα―Ｆｅ単相となるように付着させる工程と、
   （ｃ）異種元素が付着した前記母材金属板を、母材金属板のＡ３点まで加熱して、異種元素を母材金属板に拡散させる工程と、
   （ｄ）前記金属板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持して異種元素を拡散させる工程と、
   （ｅ）前記金属板をＡ３点未満の温度へ冷却する工程を有することを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。
6. 異種元素となるオーステナイト生成元素がＣ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｐｄのうち１種以上であり、フェライト生成元素がＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎのうち１種以上であることを特徴とする請求項５に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
7. 付着させる異種元素層の厚みが０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項５または６の何れかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。
8. 該Ｆｅ金属板の厚みが１０μｍ以上６ｍｍ未満であることを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板の製造方法。