JP2015061941A - 優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板 - Google Patents

Abstract

【課題】表面から異種金属を拡散させて電気抵抗を増加させたＦｅ系金属板において、表層部の異種金属濃度を高く維持したままでより鉄損が低減され、かつ磁束密度にも優れたＦｅ系金属板を得る。
【解決手段】α−γ変態を生じ得る組成を有するＦｅまたはＦｅ合金からなり、Ｆｅ以外の異種金属元素が濃化された表層部領域とその内部の異種金属元素が濃化されていない内部領域とを有するＦｅ系金属板であって、異種金属元素が濃化された表層部領域の深さを１μｍ以上２００μｍ以下の範囲とし、異種金属元素の合計の濃化量が１質量％以上６質量％以下とすることで、板面内方向において、残留応力σの絶対値を５０ＭＰａ以下とし、好ましくは表層部領域におけるα相の｛２００｝面集積度を３０％以上９９％以下とし、さらに好ましくはＦｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、電動機、発電機、変圧器等の磁心の用途に好適であり、これらの磁心の小型化やエネルギー損失低減に貢献できる優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板に関する。

従来から電動機、発電機、変圧器等の磁心にはケイ素（Ｓｉ）などを合金化した電磁鋼板が用いられている。Ｓｉなどを固溶させると鋼板の電気抵抗が増加して、交番磁界中における鉄損が低減できる。一方、交番磁界が高周波数化するにつれて、渦電流の流れる領域が、表皮効果によって鋼板の表層部に偏ってくる。
このため、従来から、鋼板の表面からＳｉを拡散させて表層に濃化させ、表層の電気抵抗が特に高くなるような構造にした鋼板が、例えば特許文献１〜３で提案されている。

特許文献１には、Ｓｉの拡散時間の短縮化を図るために、鉄損値がほぼ飽和する段階、すなわち鋼板表層部のＳｉ含有量が６．５ｗｔ％程度となった段階で板厚方向Ｓｉ濃度勾配を残したまま拡散熱処理を打ち切り、全体の処理時間を短くした高珪素鋼板の製造法が提案されている。

特許文献２には、板厚方向の平均Ｓｉ濃度を所定範囲に規定するとともに、板表層部のＳｉ濃度と板厚中心部のＳｉ濃度との偏差と板厚との比を所定の範囲に規定した高珪素鋼板において、板厚方向の平均Ｓｉ濃度が６．２〜７．２ｗｔ％であり、且つ、板表層部のＳｉ濃度と板厚中心部のＳｉ濃度との偏差△〔％Ｓｉ〕が、０．２≦△〔％Ｓｉ〕／ｔ≦１０を満足するようにした軟磁気特性に優れた高珪素鋼板が提案されている。

特許文献３には、浸珪処理法により製造される高珪素鋼板であって、板厚方向での平均Ｓｉ含有量が５．０〜６．８％、板厚中心部におけるＳｉ含有量が５．０％以上、板表層部におけるＳｉ含有量が８％以下、板厚中心部と板表層部とのＳｉ含有量の偏差△［％Ｓｉ］が板厚ｔ（ｍｍ）に対して０．２≦△［％Ｓｉ］／ｔの関係を満足し、消磁状態において各結晶粒が有する＜１００＞方向の磁区の中で、圧延方向とのなす角度が最も小さい方向を有する磁区の割合が磁区全体積の５０％以上となるようにコントロールすることにより、極めて低い磁歪を達成することができる製造方法が開示されている。
以上のような、表面からＳｉなどの異種金属を拡散させ、表層付近の電気抵抗を増加させて鉄損を低減する方法では、鉄損の低減は必ずしも十分とはいえなかった。また、磁束密度の向上についても十分とはいえないものであった。

一方、本発明者らによる特許文献４では、表面からＡｌなどの異種金属を拡散させ、鋼板表面層の｛２００｝面集積度を高くして、磁束密度に優れたＦｅ系金属板を得る技術が開示されているが、鉄損の低減については、特許文献１〜３と同様に表層付近の異種金属の拡散では必ずしも十分とはいえないものであった。

特開昭６２−２２７０３３号公報 特開平４−２４６１５７号公報 特開平８−３０２４４９号公報 特許第５１３６６８７号公報

Ｓｉなどの異種金属を板表面から拡散させる方法でも、表層部と中心部の異種金属の濃度偏差を小さくすれば鉄損をより低減することができるが、濃度偏差を小さくするには拡散時間を極めて長くする必要があるため、設備コストや製造コストが高くなるという欠点があった。
そこで、本発明の課題は、表面から異種金属元素を拡散させて電気抵抗を増加させたＦｅ系金属板において、表層部と中心部の異種金属の濃度差を小さくすることなく、表層部の異種金属濃度を高く維持したままでより鉄損が低減されたＦｅ系金属板を得ることである。
さらに、本発明の課題は、異種金属の拡散の際に、同時に、鋼板表面層の｛２００｝面集積度を高くして、磁束密度にも優れたＦｅ系金属板を得ることである。

本発明者らは、上記課題を解決するために、Ｆｅ系金属板の表面からＳｎやＡｌなどのＦｅとは異なるさまざまな異種金属元素を拡散させ、異種金属元素を表層部領域に濃化させる実験を繰り返した結果、表層部に濃化させる異種金属元素によっては、板面内の任意の方向へ測定する残留応力σが大きくなり、鉄損の向上に限界があることを見出した。これは特に金属板に外部応力がかかる場合に顕著になる。

すなわち、異種金属元素を表層部領域に濃化させた金属板は、金属板を積層して固定することで磁心を形成し使用されるが、残留応力は、モータコアや変圧器コアに使用された際に重大な問題を生じることになる。また、ロータコアでは、回転運動などによりコアに局部的に外部応力が負荷される場合もあるが、このような状況での磁気特性劣化も問題である。そして現象を詳細に検討し、異種金属元素を表層部領域に濃化させた金属板およびそれを加工した磁心で認められた外部応力下での顕著な鉄損劣化は、単板での板厚方向の元素濃度変化に起因する残留応力に起因する鉄損劣化を回避することにより、劇的に改善できることを確認した。

そしてさらに検討することにより、拡散させる異種金属元素の種類を選択することにより、板面内の表面で測定する残留応力σの絶対値を一定値以下に制御できるようになり、その結果として、内部まで異種金属を拡散させなくても外部応力負荷時の鉄損劣化を劇的に改善した、鉄損特性の優れたＦｅ系金属板が得られることを見出した。
さらに、表層部の｛２００｝面集積度が高いα−γ変態を生じ得る組成を有するＦｅ系金属板を母材として用いれば、異種金属の拡散により、表層部の｛１００｝集合組織を保存・高集積化でき、磁束密度にも優れたＦｅ系金属板が得られことを見出した。

そして、拡散させる異種金属元素の種類を選択、および、拡散距離を制御することにより、異種金属元素を拡散させた表面付近の飽和磁歪を一定値に制御できるようになり、その結果として、内部まで異種金属を拡散させなくても中心部付近の飽和磁歪との差を一定値以下に制御できるようになるため、さらに鉄損特性の優れたＦｅ系金属板が得られることを見出した。
その知見をもとにさらに検討してなされた本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１） 板厚方向の領域について少なくとも一部の領域においてα−γ変態を生じ得る組成を有するとともに、Ｆｅ以外の異種金属元素が濃化された表層部領域と濃化されていない内部領域とを有するＦｅ系金属板であって、異種金属元素の合計の濃化量が１質量％以上６質量％以下であり、前記異種金属元素が濃化された前記表層部領域の厚さが１μｍ以上２００μｍ以下であり、
Ｆｅ系金属板の面内方向における鋼板表面での残留応力σの絶対値が５０ＭＰａ以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。

（２） 前記Ｆｅ系金属板の表層部領域におけるα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であることを特徴とする（１）に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
ここで前記｛２００｝面集積度は下記式で表わされる。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈ
ｋｌ）｝］×１００
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記母材金属板の表面における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度であり、Ｉ（ｈｋｌ）は、ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度であり、｛ｈｋｌ｝面としては、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、及び｛４４２｝の１１種の面が用いられる。

（３） 前記Ｆｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。

（４） 前記異種金属が、Ｆｅに固溶することで表面の残留応力が高くなる元素群Ａと残留応力が低くなる元素群Ｂのそれぞれから少なくとも１種以上の元素を含む２種以上の元素からなることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
ここで元素群Ａは、Ｓｉ、Ａｌ、元素群Ｂは、Ｔｉ、Ｓｎである。

（５） Ｆｅ系金属板の成分が、
Ｃ ：０．０００１〜０．２質量％、
Ｓｉ：０．０００１〜８．５質量％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
あるいはさらに、
Ｍｎ：２．０質量％以下、
Ｎｉ：１５質量％以下、
Ｃｒ：２０質量％以下、
Ａｌ：７．０質量％以下、
Ｍｏ：２．０質量％以下、
Ｗ ：１．０質量％以下、
Ｖ ：１．０質量％以下、
Ｔｉ：７．０質量％以下、
Ｎｂ：１．０質量％以下、
Ｂ ：０．１質量％以下、
Ｃｕ：２０質量％以下、
Ｃｏ：１．０質量％以下、
Ｚｒ：１．０質量％以下、
Ｙ ：１．０質量％以下、
Ｈｆ：１．０質量％以下、
Ｌａ：１．０質量％以下、
Ｃｅ：１．０質量％以下、
Ｎ ：０．１質量％以下、
Ｏ ：０．１質量％以下、
Ｐ ：０．１質量％以下、
Ｓ ：０．１質量％以下、
Ｚｎ：２．０質量％以下、
Ｓｎ：８．０質量％以下、
Ｇｅ：２．０質量％以下、
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、（１）〜（４）のいずれかに記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。

本発明によれば、表層にＳｉなどの異種金属元素が拡散・合金化されて高い電気抵抗を有するＦｅ系金属板において、異種金属元素が濃化された領域を制御し、表面で測定した残留応力σの絶対値を一定範囲に制御することによって、鉄損特性に優れたＦｅ系金属板が提供でき、かつ、母材として表層部の｛２００｝面集積度が高いα−γ変態を生じ得る組成を有するＦｅ系金属板を用いることにより、磁束密度にも優れたＦｅ系金属板が提供できるようになる。
このような本発明のＦｅ系金属板は、ケイ素鋼板が使用されるようなモータや変圧器などの磁心等へ好適であり、金属板の積層固定などで生じる外部応力負荷による磁気特性劣化を回避し、これらの磁心の小型化やエネルギー損失低減に貢献できる。

以下断りのない限り、元素の含有量は質量％である。
発明の基本原理
最初に、本発明の基本原理について説明する。
本発明は、Ｆｅ系金属板において、Ｆｅとは異なる金属であって、α−Ｆｅ相に固溶してＦｅの電気抵抗を高める異種金属を、めっきなどの手段で母材金属板の表面に第二層として付着させておき、これを拡散熱処理して、異種金属を母材金属板の表面から内部に拡散させて、母材金属板の表層部に異種金属の濃化した領域を形成することにより、Ｆｅ系金属板の磁気特性を向上させる。本発明では、異種金属元素の合計の濃化量は質量比で１％以上６％以下とする。この濃化量は、金属板全体での異種金属元素含有量から、金属板中心での異種金属元素含有量を引いたものである。１％未満であると電気抵抗を十分に高めることができず、鉄損を十分に低減できない。６％を超えると、飽和磁化が低減してしまうので磁束密度が低下するとともに、α‐Ｆｅへ固溶せず金属間化合物が析出して鉄損が増加してしまう。したがって、１％以上６％以下とする。

その際、異種金属として、残留応力に対する作用の異なる二種以上の元素、例えば、α−Ｆｅ相に固溶して残留応力を増加させる元素（例えば、Ａｌ）と残留応力を減少させる元素（例えば、Ｓｎ）を用い、これらの元素を二種以上組み合わせて複合して濃化させる。
そのようにすると、鋼板表層部に二種以上の異種金属が拡散し、母材と合金化して高い電気抵抗を有する領域が形成されると同時に、磁場を印加していない状態で、表面で測定した残留応力σの絶対値が５０ＭＰａ以下の範囲を示すようにできる。

さらに、先に示した二種以上の異種金属は飽和磁歪に対して異なる作用を有し、例えば、α−Ｆｅ相に固溶して飽和磁歪を増加させる元素（例えば、Ａｌ）と飽和磁歪を減少させる元素（例えば、Ｓｎ）ともなる。
そのため、上記のように鋼板表層部に二種以上の異種金属を拡散拡散させると、母材と合金化して高い電気抵抗を有する領域が形成されると同時に、異種金属元素の拡散した表面に近い領域と拡散していない中心部に近い領域の飽和磁歪の差が一定値以下に制御できる。そのようにして、Ｆｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下の範囲に小さくできると、鉄損を大きく低減できる効果を得ることも可能となる。

さらに、母材金属板として、α−γ変態を生じ得る組成を有し、少なくとも表層の｛２００｝面集積度を高めたＦｅ系金属板を用いるとともに、異種金属の少なくとも一種にフェライト生成元素（α生成元素）を用い、異種金属の拡散熱処理の際に、Ａｒ３点を超えて加熱して冷却することにより、異種金属の拡散領域の｛２００｝面集積度をさらに高めたＦｅ系金属板を得ることができる。

例えば、Ａｌの付着したα−γ変態を生じ得る組成を有する鋼板を拡散熱処理すると、Ａｌが拡散して合金化した領域ではγ変態しないα単相の組織となる。その際に、元の｛１００｝配向を引き継いだまま変態するので、｛１００｝結晶粒はそのまま保存され、加熱により粒成長して、｛２００｝面集積度が増加する。次いで、加熱温度がＡｒ３点を超えると、合金化されていない領域では結晶粒はγ変態する。保持時間を長くすると、｛１００｝結晶粒は粒の食い合いによって優先的に粒成長する。この結果、｛２００｝面集積度はさらに増加する。また、Ａｌの拡散に伴い、Ｆｅ−Ａｌ合金化した領域ではγ相からα相に変態して行く。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに｛１００｝に配向したα粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これらにより、保持時間が長くなるとともに｛２００｝面集積度が増加する。

続いて、鋼板を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｛１００｝に配向したα粒となっている領域に隣接しており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα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｝面集積度が増加する。
この現象によって、異種金属が合金化していない領域でも｛２００｝面集積度が３０〜９９％の高い｛１００｝配合の組織が得られるようになる。

以上のように、表層部の｛２００｝面集積度を高めたα−γ変態成分系のＦｅ系金属板を用い、少なくともフェライト形成元素を含む、α−Ｆｅ相に固溶してＦｅの電気抵抗を高める複数の種類の異種金属元素を、母材金属板表面に第二層として付着させておき、これを拡散熱処理して、母材金属板の表面から内部に拡散させて、母材金属板の表層部に異種金属の濃化（合金化）した領域を形成し、その後冷却することにより、鉄損が低減され、高い磁束密度を有するＦｅ系金属板を得ることができる。

次に、以上のような本発明を構成する個々の要件や好ましい要件についてさらに説明する。
Ｆｅ系金属板
第二層を付着する母材となるＦｅ系金属板の材料には、α−γ変態を生じ得る組成を有するＦｅ系金属、すなわちＦｅまたはＦｅ合金を用いる。Ｆｅ合金は、例えば７０質量％以上のＦｅを含有し、６００℃〜１０００℃の範囲内にＡ３点を有する合金である。
母材となるＦｅ系金属の例としては、例えば、Ｃ：１ｐｐｍ〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる鋼を基本とし、適宜、添加元素を含有させたものが例示できる。
その他、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５％を基本成分とするケイ素鋼でもよい。
添加元素や不純物としては、微量のＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｓなどが含まれる。

後述する異種金属を含めたＦｅ系金属板の全体の成分は、Ｃ：０．０００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０００１〜８．５％、を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、あるいはさらに、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：１５％以下、Ｃｒ：２０％以下、Ａｌ：７．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：７．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃｕ：２０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｙ：１．０％以下、Ｈｆ：１．０％以下、Ｌａ：１．０％以下、Ｃｅ：１．０％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｏ：０．１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｚｎ：２．０％以下、Ｓｎ：８．０％以下、Ｇｅ：２．０％以下、の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、α−γ変態系となるように配合を調節されたものである。

母材金属板の厚みは、異種金属の拡散処理後に得られる製品金属板の厚みを１０μｍ超、６ｍｍ以下とするために、異種金属が表面に残留する場合も考慮して１０μｍ以上、５ｍｍ未満とするのが好ましい。

母材金属板の集合組織
鋼板などを磁化させる場合、励磁周波数が高くなるに従い、表皮効果によって、磁束は鋼板の表面のみに流れ、板厚中心までは入らなくなる。少なくとも磁束が入り込む領域において｛１００｝面が高集積化していれば、鋼板の磁束密度を高めることができる。
このため、母材として表層における｛２００｝面集積度を高めたＦｅ系金属板を用い、拡散処理後のＦｅ系金属板の｛２００｝面集積度をさらに高めて、鉄損と磁束密度の両方の磁気特性に優れたＦｅ系金属板を得るようにする。

表層における｛２００｝面集積度を高めたＦｅ系金属板を得るための方法としては、様々な方法が知られているが、鋼板を例にとると、（ａ）少なくとも異種金属の拡散領域に高度に歪みを蓄積された領域が存在する鋼板を用いる方法、（ｂ）鋳片を熱間及び冷間で圧延して鋼板を製造する過程でα域圧延する方法、（ｃ）Ｃ：０．０２％以上含有する鋼板を、Ｃ：０．０２％未満まで脱炭する方法がある。

（ａ）高度に歪みを蓄積された領域が存在する鋼板を用いる方法
この方法では、鋼板に高度な歪、例えば、転位密度で１×１０^１５ｍ／ｍ^３以上１×１０^１７ｍ／ｍ^３以下であるような歪みが蓄積されている鋼板を用いる。そのような歪が蓄積されている鋼板の再結晶後の組織は｛１００｝に配向した組織となる。
そのような歪みを与える方法としては、鋼板を製造する際の冷間圧延を、９７％超９９．９９％以下のような高い圧下率で実施する方法がある。
また、歪みの蓄積範囲は、鋼板の全体である必要は無く、異種金属を拡散させて合金化させる領域にあればよい。そのための方法として、鋼板に、ショットブラスト処理を施す方法や冷間圧延とショットブラストを併用した処理を施す方法がある。

この歪みが蓄積されている鋼板を、加熱して再結晶することにより｛２００｝面集積度を２０％以上に高めた母材鋼板を得る。本発明の場合には、異種金属の加熱拡散熱処理を行うため、その際の加熱の途中で再結晶させることもできる。
（ｂ）α域圧延する方法
この方法は、鋳片から圧延によって厚みを減少させて鋼板を得る工程において、まずＡ３点以上の板温度で熱間圧延し、Ａ３点未満３００℃超の板温度でα域圧延し、さらに、所定板厚に冷間圧延する。この際さらに、α域圧延での全圧下率を真歪み換算で−１．０以下とし、α域圧延と冷間圧延での全圧下率の和を真歪み換算で−２．５以下とすることによって、表層部に｛１００｝集合組織を形成した鋼板を得ることができる。
この方法による場合は、その鋼板をそのまま異種金属を拡散させる母材金属板として利用する。

（ｃ）表層を脱炭する方法
Ｃ：０．０２％以上含有鋼板を、Ｃ：０．０２％未満まで脱炭した時にα単相となる温度で、かつ、γ単相あるいはγとαの２相領域の温度（すなわち、Ａ１点以上の温度）に加熱して、鋼板の表層部をＣ：０．０２％未満まで脱炭させると、脱炭の過程でγ−α変態が生じ、脱炭した表層部がα相化する。
この時、格子間の間隙が大きいγ相の＜１１０＞方向で最も脱炭が進行し、その部分からＣ濃度が０．０２％未満になりα相への変態が起こる。γ相の｛１１０｝面は、ＢＣＣ構造のα相になると｛１００｝面になるため、脱炭後のα相では、｛１００｝面が優先発生する。さらに、表面に形成されたα粒の板厚方向への成長は、脱炭速度に律速されて遅いため、表面に形成されたα粒は板面平行方向へと成長する。また、板表面では、表面エネルギーを駆動力として｛１００｝面が優先成長する。その結果、最終的には板表面の全面が｛１００｝に配向した組織となる。
この方法によって、脱炭した領域の｛２００｝面集積度を２０％以上にした鋼板を得ることができる。

異種金属
本発明では、Ｆｅ以外の異種金属を母材金属板の表面に配置し、その異種金属を熱処理によって母材内部に拡散させ、表層部に異種金属の濃化した領域が形成されたＦｅ系金属板を得る。
本発明者らの詳細な検討の結果、加熱拡散処理後のＦｅ系金属板の面内方向における鋼板表面での残留応力σの絶対値が５０ＭＰａ以下である場合に、鉄損を著しく低減できることが分かった。さらに、Ｆｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下である特性が得られる場合に、鉄損を著しく低減できるとともに磁心の騒音が小さくなることが分かった。

そのような特性を得るには、特に、α−Ｆｅに固溶して残留応力を増加させる元素と減少させる元素を組み合わせて複合して拡散させる手法が有効であることが分かった。さらにこれらの元素は、表面付近の飽和磁歪と中心部付近の飽和磁歪の差の絶対値を上記の一定範囲内に制御でき、その結果、鉄損を著しく低減できる。

α−Ｆｅに固溶して残留応力を増加させる異種金属元素群Ａには、Ｓｉ、Ａｌなどがあり、減少させる元素群Ｂとしては、Ｔｉ、Ｓｎなどがある。これらの元素の組み合わせの中で、鉄損の向上効果が大きい組み合わせとしては、例えばＳｉとＴｉの組み合わせやＡｌとＳｎの組み合わせが例示できる。これらの元素は、３種以上組み合わせてもよい。
さらに、これらの元素群Ａはα−Ｆｅに固溶して飽和磁歪を増加させ、元素群Ｂは飽和磁歪を減少させる効果も有する。その結果、Ｆｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下に制御でき、鉄損を著しく低減できる。

また、異種金属の拡散熱処理の際に、異種金属の拡散領域の｛２００｝面集積度をさらに高めたＦｅ系金属板を得るためには、異種金属の少なくとも一種にフェライト生成元素を用いる必要がある。フェライト生成元素には、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎなどの元素がありいずれの元素も利用できる。
Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｎはいずれもフェライト生成元素であるので、これらの元素を用いる場合には、別のフェライト生成元素を用いる必要はない。

Ｆｅ系金属板の母材表面に、異種金属を第二層として層状に付着させる。
付着させる方法としては、溶融めっきや電解めっきなどのめっき法、圧延クラッド法、ＰＶＤやＣＶＤなどのドライプロセス、さらには粉末塗布など種々の方法が採用可能であるが、工業的に実施するために効率的に異種金属を付着させる方法としては、めっき法あるいは圧延クラッド法が適している。
異種金属を付着させる表面はＦｅ系金属板の片面だけでも、あるいは両面であってもよい。

２種以上の異種金属を付着させる方法は、異種金属元素ごとに層を分けて積層する方法、異種金属元素を合金として積層する方法など、適宜な方法が採用できる。粉末の塗布の場合はそれぞれの金属粉を混合して塗布をすればよい。

第二層の加熱前の厚みは、０．０５μｍ以上、４００μｍ以下であることが望ましい。厚みが０．０５μｍ未満では拡散する異種金属の量が少なく、表層部の電気抵抗を十分に増加させることができず、その結果、鉄損を低減させる効果が得られない。また、４００μｍ超であると、残留させる場合でもその厚みが必要以上に厚くなる。

異種金属の拡散熱処理
本発明では、Ｆｅ系金属板を加熱して異種金属元素を拡散させ、表層部に異種金属が濃化した領域を形成するとともに、鋼のα−γ変態を利用してさらに、鋼板の｛２００｝面集積度を向上させる。
そのためには、拡散熱処理の際に、鋼のＡｒ３点以上の温度に加熱・保持する必要がある。そうすることにより、保持後の冷却の過程でγからαに変態するときに、隣接するα粒の結晶方位を引き継いで変態するため、その領域でも｛２００｝面集積度を増加させることができる。

異種金属を拡散させる熱処理温度１３００℃以下が望ましい。これは１３００℃超であると、拡散熱処理後に優れた鉄損特性を示す本発明の効果が得られ難くなるからである。
拡散熱処理時間は、表面に付着させた異種金属を、鋼板中の必要な深さまで拡散させるために適切な時間を選定する。ただし、表面に付着させた異種金属を必ずしも鋼板中にすべて拡散させる必要はない。表面の耐食性の向上などの目的で、０．０１〜１００μｍの厚みで残留させることもできる。
熱処理の雰囲気は、真空雰囲気、Ａｒ雰囲気、Ｈ₂雰囲気と言った非酸化性雰囲気のどの条件においても、本発明の効果を得ることができる。

表層部領域
異種金属元素を濃化させる領域（表層部領域）は、表面から厚さ方向への距離でＸまでであり、Ｘの範囲は１μｍ以上２００μｍ以下とする。
Ｘが１μｍ未満であると鉄損低減の効果が得られない。２００μｍ超であると異種金属元素の拡散に必要な時間が著しく長くなり、経済的ではない。

表層部領域は、異種金属の合計濃度（質量％）に関して鋼板中心の濃度より０．１％以上異種金属が濃化している領域と定義する。異種金属が二種以上濃化する場合には、その合計濃度で上記表層領域を規定する。
また、表層部領域は、金属板の両面に存在してもよいし、片面のみでもよい。なお片面の場合は、残留応力や表面から１／４ｔで測定する磁歪は、異種金属の濃化している側の表面層での値とすべきであることは言うまでもない。

これらの濃度は、鋼板のＬ断面を研磨等で露出させて、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）等の装置を用いて厚さ方向の異種金属元素の濃度分布を測定して求めることができる。ＥＰＭＡでの測定は、例えばスポット径が１μｍ程度の電子線を表面から照射してその領域の異種金属元素の濃度を検量線から求め、さらに、この測定を１μｍ間隔で板厚さ方向に、表面から板厚中心部に向けて行って濃度の分布を求めるものである。

次に、母材金属板に異種金属を拡散させて得られた製品板の特性及びその調整方法について説明する。

表面の残留応力σ
鋼板の任意の面内方向において、XRD法などを利用して表面の残留応力σを求めることができる。本発明では、この残留応力σの絶対値は、５０ＭＰａ以下とする。残留応力σの絶対値が５０ＭＰａを超えると、鉄損は十分に低減できない。残留応力σはゼロであっても構わない。絶対値が５ＭＰａ未満の低応力であれば特性への悪影響も許容できる範囲であり、極度な低応力を達成するには工業的に精細な調整が必要ともなる。

応力の面内方向は例えば次の３方向に規定し、それぞれの残留応力を発明範囲内に制御することによってより優れた磁気特性の鋼板を得ることができる。３方向とは、圧延方向に対して０°、４５°、９０°である。使用時の外部応力にもよるが、１方向だけでも残留応力が小さくなれば発明の効果を得ることができ、３つすべての方向において、５０ＭＰａ以下とすることは好ましいことである。

飽和磁歪λ１とλ２
本発明の効果をさらに得るために必要なＦｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値は、次のように規定する。
鋼板の任意の面内方向において、その狙いとする方向とその方向に垂直方向へ８００ｋＡ／ｍの磁場をそれぞれ印加し、磁場０を基準にした磁歪を歪みゲージなどで測定した後、狙い方向の磁歪と垂直方向の磁歪差を計算してこれを飽和磁歪λとして求めることができる。

本発明では、Ｆｅ系金属板を板厚方向で１／４ｔの位置と１／２ｔの位置で切断し、表面から１／４ｔの間の試験片１と１／４ｔから１／２ｔの間の試験片２を作製する。１／４ｔとは板厚の１／４の長さであり、１／２ｔとは１／２の長さである。それぞれの試験片において飽和磁歪λ１とλ２を測定する。狙いの測定方向は試験片１と試験片２で一致させる。測定された飽和磁歪λ１と飽和磁歪λ２の差の絶対値を本発明の評価値とする。
本発明では、λ１とλ２の差の絶対値は、５×１０^−６以下とする。飽和磁歪差の絶対値が５×１０^−６を超えると、鉄損は十分に低減できない。一方、０．１×１０^−６未満とするのは、２種以上の異種金属の拡散距離を詳細に一致させなければならず、工業的な実現には困難を伴う。

磁歪の面内方向は例えば次の３方向に規定し、それぞれの磁歪差を発明範囲内に制御することによってより優れた磁気特性の鋼板を得ることができる。３方向とは、圧延方向に対して０°、４５°、９０°である。それぞれの方向において、５×１０^−６以下とする。
使用時の磁化の方向にもよるが、１方向だけでも残留応力が小さくなれば発明の効果を得ることができ、３つすべての方向において、５０ＭＰａ以下とすることは好ましいことである。

飽和磁歪λ、表面の残留応力σの調整方法
異種金属を表層部に拡散させたときの飽和磁歪λと表面の残留応力σの調整は、表層部に拡散させる異種金属の組み合わせや、組み合わせる異種金属のそれぞれの量、異種金属を拡散させる領域の深さなどを調整することにより行うことができる。

そのためには、上記に例示した異種金属ごとに、それを表層部に拡散させたときの飽和磁歪に対する影響を、拡散量を変化させて調べる。その結果をもとに、飽和磁歪を増加させる元素と減少させる元素の組み合わせを選定するとともに、組み合わせるそれぞれの量を選定し、目標の表層と中心の飽和磁歪の差が、目標の範囲になるようにする。

他の含有元素の含有量や表層部領域の厚さ、さらに異種金属元素の濃度分布も含めた製造法にも影響を受けるが、元素群Ａの含有量と元素群Ｂの含有量の比率の制御は発明効果の重要な制御因子となる。この比率が過度に一方に偏ると効果が小さくなる。異種金属元素の合計含有量における含有量が多い一方の元素の比率は、９５％以下（もう一方の元素の比率は５％以上）とすることが好ましく、さらに好ましくは９０％以下、さらに好ましくは７０％以下である。

また、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の飽和磁歪差を、目標の範囲とするには、さらに結晶の方位、すなわち集合組織を制御して各方位の方位磁歪差を本発明の範囲にすることが重要である。例えば、α‐Ｆｅの結晶方位を鋼板面内でランダムにできると、０°、４５°、９０°の飽和磁歪差は同じ値になるので、異種金属の濃化を調整することのみで飽和磁歪の改善は容易に制御できるようになる。

製品板の集合組織
鋼板を磁化させる場合、励磁周波数が高くなるに従い、表皮効果によって、磁束は鋼板の表面のみに流れ、板厚中心までは入らなくなる。少なくとも磁束が入り込む領域において｛１００｝面が高集積化していれば、鋼板の磁束密度を高めることができる。このため、鉄損を低下させるための異種金属の拡散領域の｛２００｝面集積度が高い鋼板を用いることによって、鉄損と磁束密度の両方の磁気特性に優れた鋼板を得ることができる。

鋼板表層部に異種金属が拡散して高い電気抵抗を有する領域が形成され、かつ、表層部と内部における飽和磁歪との差を一定値以下に小さくした鋼板（製品板）が得られるとともに、少なくとも異種金属が拡散した表層部におけるα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下である鋼板が得られる。

また、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が増加するに伴い、｛２２２｝面集積度が低下する。その際、Ｆｅ系金属板の表面に対するα−Ｆｅ相の｛２２２｝面集積度は３０％以下とすることが望ましい。この｛２２２｝面集積度が３０％を超えていると、十分に高い磁束密度が得られない。より高い磁束密度を得るためには、｛２２２｝面集積度は１５％以下であることが好ましい。

なお、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｝あるいは｛２２２｝強度の比率を百分率で求める。

その際、例えば、｛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。

製品板の厚み
拡散処理後の製品板の厚みは、１０μｍ超、５ｍｍ以下が好ましい。厚みが１０μｍ超であれば、積層させて磁心として使用する際に十分な密度になり、高い磁束密度が得られるようになる。また、５ｍｍを超える厚みでは、鉄損を低減させるには拡散量が多くなって経済的でない。

以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
本実施例では成分Ａ〜Ｆからなる母材金属板を各種圧延条件で製造し、その後、第二層に各種異種金属を適用して、各種製造条件と磁歪λ、表面残留応力σ、さらに磁気特性との関係について調べた結果を示す。特に異種金属種類や複数元素の比率を変化させた効果について詳細に調べた。

表１に示したＡ〜Ｆの成分（残部の成分はＦｅ及び不可避不純物である）を有するインゴットを真空溶解によって溶製した。これを圧延素材として用い、表２に示した熱間圧延、α域圧延、冷間圧延の条件によって所定の厚みの冷延板に加工した。

成分Ａの場合には、まず１１５０℃に加熱した厚み２５０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ５０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を５５０℃の温度でα域圧延して厚さ３ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．２ｍｍの母材金属板を得た。
成分Ｂの場合には、１１７０℃に加熱した厚み２５０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ３０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を７００℃の温度でα域圧延して厚さ２ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．１５ｍｍの母材金属板を得た。

成分Ｃの場合には、１１００℃に加熱した厚み２３０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ４０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を８００℃の温度でα域圧延して厚さ２ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．３５ｍｍの母材金属板を得た。
成分Ｄの場合には、１２００℃に加熱した厚み２５０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ３０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を９００℃の温度でα域圧延して厚さ２ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．５ｍｍの母材金属板を得た。

成分Ｅの場合には、１２００℃に加熱した厚み２３０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ４０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を９００℃の温度でα域圧延して厚さ２ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．２ｍｍの母材金属板を得た。
成分Ｆの場合には、１０５０℃に加熱した厚み２５０ｍｍのインゴットを熱間圧延して厚さ５０ｍｍの熱延板を得た。さらに、この熱延板を６５０℃の温度でα域圧延して厚さ３ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延で厚さ０．３５ｍｍの母材金属板を得た。

得られた母材金属板の常温での主相はいずれもαＦｅ相であった。α−γ変態を起こすＡ３点は表１に示した。

成分Ａ〜Ｆからなる母材金属板に、第二層として、Ａｌ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｔｉからなる各種異種金属元素皮膜をスパッタ法によって両面に形成させた。
引き続き、異種金属元素皮膜を付着させた母材金属板に熱処理を施した。熱処理にはゴールドイメージ炉を用い、プログラム制御により保持時間を制御した。昇温、保持の間は１０^-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で行なった。冷却時にはＡｒガスを導入して、冷却速度が１０℃／ｓｅｃとなるように制御した。

得られた製品については、集合組織としてα−Ｆｅ相の｛２００｝、｛２２２｝面集積度を求め、金属組織として異種金属元素の板厚方向への拡散距離Xを求めた。
さらに、飽和磁歪差の絶対値と表面応力σの絶対値を圧延方向に対する角度で０°、４５°、９０°方向で測定した。それぞれの測定は前述の方法で行った。飽和磁歪差を求めるための試験片の切り出しは化学研磨法を利用して行った。
磁気特性の評価はＳＳＴ（Single Sheet Tester）を用いて行った。磁束密度については、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。さらに、鉄損は磁束密度が１．０Ｔとなる励磁磁場で８００Hzの周波数でＷ１０／８００を測定した。

表２〜７−１には、各製造条件を示し、表２〜７−２には、各製造条件で製造した製品の各特性を示した。
表２に示すＮｏ．１〜４０では、成分Ａ、板厚０．２ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＴｉ、Ｓｉを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＴｉ、Ｓｉターゲット板を使って２元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＴｉ、Ｓｉの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
Ｎｏ．１５、３５のように皮膜中の元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．２１、３９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．１、４０についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｔｉ、Ｓｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

表３に示すＮｏ．４１〜８０では、成分Ｂ、板厚０．１５ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＴｉ、Ａｌを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＴｉ、Ａｌターゲット板を使って２元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＴｉ、Ａｌの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
Ｎｏ．５０、７５のように元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．６１、７９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．４１、８０についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｔｉ、Ａｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

表４に示すＮｏ．８１〜１２０では、成分Ｃ、板厚０．３５ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＳｎ、Ａｌを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＳｎ、Ａｌターゲット板を使って２元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＳｎ、Ａｌの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
Ｎｏ．９０、１１５のように元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．１０１、１１９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．８１、１２０についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｓｎ、Ａｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

表５に示すＮｏ．１２１〜１６０では、成分Ｄ、板厚０．５ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＳｎ、Ｓｉを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＳｎ、Ｓｉターゲット板を使って２元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＳｎ、Ｓｉの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
Ｎｏ．１３０、１５５のように元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．１４１、１５９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．１２１、１６０についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｓｎ、Ｓｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

表６に示すＮｏ．１６１〜２００では、成分Ｅ、板厚０．２ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＳｎ、Ａｌ、Ｓｉを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＳｎ、Ａｌ、Ｓｉターゲット板を使って３元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＳｎ、Ａｌ、Ｓｉの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
皮膜がＳｎのみ、Ａｌ、Ｓｉのみの場合や、Ｎｏ．１７０、１９５のように元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．１８１、１９９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．１６１、２００についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｓｎ、Ａｌ、Ｓｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

表７に示すＮｏ．２０１〜２４０では、成分Ｆ、板厚０．３５ｍｍの母材金属板に、拡散させる異種金属としてＴｉ、Ａｌ、Ｓｉを用い、それらの金属を各比率でスパッタ法を用いて皮膜し、熱処理した場合の結果を示している。スパッタ法ではＴｉ、Ａｌ、Ｓｉターゲット板を使って３元スパッタを行った。それぞれのターゲット板に負荷する電力量とスパッタ時間を変更して形成される皮膜に含有されるＴｉ、Ａｌ、Ｓｉの比率と皮膜量を変更した。
引き続き、１０８０℃で熱処理した。熱処理時間を６００秒〜３６００秒の間で変更して、拡散距離を２５〜５０μｍまで変化させた。
Ｎｏ．２１０、２３５のように元素群Ａの比率が９９．９％以上の場合、Ｎｏ．２２１、２３９のように元素群Ａの比率が０．０１％以下の場合には、表面残留応力および飽和磁歪差についての本発明の要件を同時に満たすことができなかった。また、異種金属の濃化量が１％未満、６％超であったＮｏ．２０１、２４０についても、鉄損は十分に低減できなかった。これに対し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの両方を適切に皮膜し、必要な深さまで拡散させた場合は、表面残留応力、あるいは、飽和磁歪差が本発明の要件を満たし、磁束密度と鉄損の両方とも優れた金属板が得られた。

本発明のＦｅ系金属板は、ケイ素鋼板が使用されるようなモータや変圧器などの磁心等へ好適であり、これらの磁心の小型化やエネルギー損失低減に貢献できる。

Claims (5)

1. 板厚方向の領域について少なくとも一部の領域においてα−γ変態を生じ得る組成を有するとともに、Ｆｅ以外の異種金属元素が濃化された表層部領域と濃化されていない内部領域とを有するＦｅ系金属板であって、異種金属元素の合計の濃化量が１質量％以上６質量％以下であり、前記異種金属元素が濃化された前記表層部領域の厚さが１μｍ以上２００μｍ以下であり、
   Ｆｅ系金属板の面内方向における鋼板表面での残留応力σの絶対値が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
2. 前記Ｆｅ系金属板の表層部領域におけるα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であることを特徴とする請求項１に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
   ここで前記｛２００｝面集積度は下記式で表わされる。
   ｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈ
   ｋｌ）｝］×１００
   ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記母材金属板の表面における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度であり、Ｉ（ｈｋｌ）は、ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度であり、｛ｈｋｌ｝面としては、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、及び｛４４２｝の１１種の面が用いられる。
3. 前記Ｆｅ系金属板の板厚方向に表面から１／４ｔで測定した飽和磁歪λ１と１／４ｔから１／２ｔで測定した飽和磁歪λ２の差の絶対値が５×１０^−６以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
4. 前記異種金属が、Ｆｅに固溶することで表面の残留応力が高くなる元素群Ａと残留応力が低くなる元素群Ｂのそれぞれから少なくとも１種以上の元素を含む２種以上の元素からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。
   ここで元素群Ａは、Ｓｉ、Ａｌ、元素群Ｂは、Ｔｉ、Ｓｎである。
5. Ｆｅ系金属板の成分が、
   Ｃ ：０．０００１〜０．２質量％、
   Ｓｉ：０．０００１〜８．５質量％、
   を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   あるいはさらに、
   Ｍｎ：２．０質量％以下、
   Ｎｉ：１５質量％以下、
   Ｃｒ：２０質量％以下、
   Ａｌ：７．０質量％以下、
   Ｍｏ：２．０質量％以下、
   Ｗ ：１．０質量％以下、
   Ｖ ：１．０質量％以下、
   Ｔｉ：７．０質量％以下、
   Ｎｂ：１．０質量％以下、
   Ｂ ：０．１質量％以下、
   Ｃｕ：２０質量％以下、
   Ｃｏ：１．０質量％以下、
   Ｚｒ：１．０質量％以下、
   Ｙ ：１．０質量％以下、
   Ｈｆ：１．０質量％以下、
   Ｌａ：１．０質量％以下、
   Ｃｅ：１．０質量％以下、
   Ｎ ：０．１質量％以下、
   Ｏ ：０．１質量％以下、
   Ｐ ：０．１質量％以下、
   Ｓ ：０．１質量％以下、
   Ｚｎ：２．０質量％以下、
   Ｓｎ：８．０質量％以下、
   Ｇｅ：２．０質量％以下、
   の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の優れた磁気特性を有するＦｅ系金属板。