JP2016183359A - Ｆｅ系金属板 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性と強度に優れたＦｅ系金属板を提供する。
【解決手段】フェライト生成元素が合金化されて濃化した領域を有するＦｅ系金属板であって、前記Ｆｅ系金属が、質量％で、Si:1.5〜3.5%、及び、Al:0.5〜3.0%の少なくとも一方と、Mn:2.5〜6.5%、及び、Ni:2.5〜6.5%以下の少なくとも一方とを含有するものであり、前記フェライト生成元素が濃化した領域のうちの少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域がα−Ｆｅ単相の組成で、その内側の領域がα−γ変態を生じ得る組成であり、前記フェライト生成元素が濃化した領域のうち少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部が粗大粒組織の領域であり、前記粗大粒組織の領域における｛２００｝面集積度が30〜99%であり、前記粗大粒組織の領域の内側の領域が細粒組織であり、該細粒組織の厚さがＦｅ系金属板の板厚をｔとすると、1/10t以上7/10t以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
【選択図】図１

Description

本発明は、電動機、発電機、変圧器などの電磁部品に用いる応力負荷の大きい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、高強度Ｆｅ系金属板に関する。

従来から、電動機、発電機、変圧器などの磁心には、ケイ素鋼板が用いられている。ケイ素鋼板に求められる特性は、交番磁界中で磁気的なエネルギー損失（鉄損）が少ないこと、及び、実用的な磁界中で磁束密度が高いことである。これらを実現するには、電気抵抗を高め、かつ、磁化容易方向であるα−Ｆｅ相の＜１００＞軸を、使用する磁界方向に集積させることが有効とされている。

特に、圧延面内にα−Ｆｅ相の｛１００｝面を高集積化すると、＜１００＞軸が圧延面内に集積するようになり、同じ磁界を印加した場合、より高い磁束密度が得られるため、ケイ素鋼板の板面に平行に｛１００｝面を高集積化することを目的とした技術が種々開発されている。

本発明者らも、先に特許文献１として、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。

一方、電動機の駆動システムの発達により、駆動電源の周波数制御が可能となり、可変速運転や商用周波数以上での高速回転を行う電動機が増加している。このような高速回転を行う電動機では、ロータのような回転体に作用する遠心力は回転半径に比例し、回転速度の２乗に比例して大きくなるため、特に中・大型の高速電動機のロータに用いられる磁心としては、高強度であることが必要となる。

このような状況下、特許文献１に開示のＦｅ系金属板においても、高強度化が望まれるところ、特許文献１では、Ｆｅ系金属板の高強度化について、具体的に検討されていなかった。

一般に、鋼板の高強度化手法としては、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化強化、複合組織強化などが知られているが、高い機械強度と磁気特性とは相反する関係にあり、これらを同時に満足させることは極めて困難であった。近年、電磁鋼板において、高い機械強度と磁気特性を両立する技術が提案されている。

たとえば、特許文献２には、Ｓｉ含有量が２．０％以上４．０％未満の鋼において、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ及びＶの炭窒化物による析出硬化及び細粒化硬化を利用する技術が提案されている。また、特許文献３には、Ａｌ及びＮの析出物による結晶粒の微細化及びＣｕの析出強化を利用する技術が提案されている。

しかし、特許文献１に開示の技術は、フェライト生成元素の拡散及び合金化、結晶の配向及び成長を行う技術であり、特許文献２及び３に開示の技術は、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ及びＶの炭窒化物や、ＡｌＮ及びＣｕの析出を仕上焼鈍において行う技術であり、特許文献１に開示の技術と、特許文献２及び３に開示の技術とは、基本となる鋼板の製造技術が異なる。そのため、特許文献１に開示の技術において、特許文献２及び３に開示の技術を適用することはできなかった。

国際公開第２０１１／０５２６５４号 特開平０６−３３０２５５号公報 特開２０１０−０２４５０９号公報

本発明は、上記の従来技術の現状に鑑みて、磁気特性と強度に優れたＦｅ系金属板を提供することを目的とする。

特許文献１に開示のＦｅ系金属板では、板内部までα−Ｆｅ単相よりなり、｛１００｝方位に配向した粗大粒組織で構成され易いため、必ずしも強度が高いものとはいえなかった。そこで、本発明者らは、磁気特性と強度を両立するために、表層を特許文献１のような｛２００｝面集積度が高い粗大粒組織の領域とし、その内部の中心層を、強度を高めた領域とする３層構造のＦｅ系金属板とすることを着想し、｛２００｝面集積度が高い粗大粒組織の層の成長を抑制して、内部をα−γ変態系領域のままとすることを検討した。

すなわち、結晶粒の成長を抑制すると考えられる種々の元素を含有する母材金属板を用いて、特許文献１に開示の技術に従い、Ｆｅ系金属板を作成した。その結果、Ｍｎなどの特定の元素を所定量含有する母材金属板を用いることで、｛２００｝面集積度が高い粗大粒組織の領域と、強度を高める細粒組織の領域を含む構造のＦｅ系金属板が得られることを知見し、当該Ｆｅ系金属板が高磁束密度で、かつ高強度となることを見出した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）フェライト生成元素が合金化されて濃化した領域を有するＦｅ系金属板であって、
前記Ｆｅ系金属が、質量％で、Ｓｉ：１．５００％以上３．５００％以下、及び、Ａｌ：０．５００％以上３．０００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：２．５００％以上６．５００％以下、及び、Ｎｉ：２．５００％以上６．５００％以下の少なくとも一方とを含有するものであり、
前記フェライト生成元素が濃化した領域のうちの少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域がα−Ｆｅ単相の組成で、その内側の領域がα−γ変態を生じ得る組成であり、
前記フェライト生成元素が濃化した領域のうち少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部が粗大粒組織の領域であり、
前記粗大粒組織の領域における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であり、
前記粗大粒組織の領域の内側の領域が細粒組織であり、該細粒組織の厚さがＦｅ系金属板の板厚をｔとすると、１／１０ｔ以上７／１０ｔ以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
（２）前記フェライト生成元素が濃化した領域のうち少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域を占めている結晶粒の表面が、板の表面を形成し、さらに、当該結晶粒の板内の粒界が前記細粒組織との境界となっていることを特徴とする前記（１）に記載のＦｅ系金属板。
（３）前記フェライト生成元素が濃化した領域における｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比が５０以上４００以下であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載のＦｅ系金属板。

本発明によれば、磁束密度が高く、さらに、強度が高いＦｅ系金属板とすることができる。

Ｆｅ系金属板の厚さ方向の断面図を示す。

以下の説明において、元素含有量の「％」は「質量％」を意味するものとする。また、結晶方位及び結晶面は、一般的に鋼板内の結晶の方位や測定される結晶面及び集合組織を表現する際に用いられる、鋼板表面に対するもので記述する。すなわち、結晶方位は鋼板表面に垂直な方位であり、結晶面は鋼板表面に平行な面である。また、Ｆｅのα相である体心立方の結晶構造に起因した、結晶面についてのＸ線測定における消滅則を適用した表現としている。例えば、結晶方位については、｛１００｝、｛１１１｝を用い、結晶面や集合組織については、｛２００｝や｛２２２｝を用いているが、これらは同じ結晶粒に関する情報を表すものである。

本発明のＦｅ系金属板は、フェライト生成元素が合金化されて濃化した領域を有し、その領域の一部あるいは全部が粗大粒組織の領域で、その領域の内側が細粒組織の領域であり、かつ、フェライト生成元素が濃化した領域が高い｛２００｝面集積度を有するようにして、高い磁束密度を有するとともに高い強度を有する金属板としたものである。
最初に、本発明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。

Ｆｅ系金属板は、フェライト生成元素が濃化した表層と、フェライト生成元素が濃化していない中心層からなるが、まずこの境界の規定について説明する。

本発明で規定されるフェライト生成元素が濃化した濃化部は、フェライト生成元素の濃度が金属板中心部の濃度の１．１倍以上である領域で有り、鋼板表面から深さ方向に、０．５μｍ以上の厚さを有する。この厚さが０．５μｍ未満であると、表層の｛１００｝方位粒を十分に発達させることができず、鋼板内部の｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。この濃化部の厚さの上限は、Ｆｅ系金属板の板厚をｔとすると、９/２０ｔとするのが好ましい。９/２０ｔを超えると中心層の厚みを十分にとることができず、強度の高い金属板が得られない。

フェライト生成元素の濃化部に対して、フェライト生成元素の濃度が鋼板中心部の濃度の１．１倍未満である領域を非濃化部とする。本明細書においては、フェライト生成元素の濃化部は「表層」と記述する場合があり、非濃化部は「中心層」と記述する場合がある。フェライト生成元素の濃化部（表層）とフェライト生成元素の非濃化部（中心層）の境界は、例えば、鋼板の板厚方向の断面を、ＥＰＭＡを用いて線分析を行うことで決定できる。

なお、フェライト生成元素の濃化部形成の一手法として、鋼板表面にフェライト生成元素の被膜を形成し、熱処理によりフェライト生成元素を板厚中心方向に拡散させるものがあるが、｛２００｝面集積度を３０％以上とするためには、必ずしも被膜のすべてを合金化させる必要はなく、加工性などに大きな影響を与えない範囲で被膜を表面に残留させることも可能である。このように、表面に皮膜の一部が残留する場合、残留した被膜はフェライト生成元素の濃化部には含めないものとする。熱処理において被膜中には母材金属板側からＦｅが拡散していくことから、初期の被膜に含まれていたＦｅ以外の元素の合計含有量が５０％以上の領域を残留した被膜と判断する。

（Ｆｅ系金属板の組成）
本発明のＦｅ系金属板は、Ｆｅ系金属板全体に対する割合で、Ｓｉ：１．５００％以上３．５００％以下、及び、Ａｌ：０．５００％以上３．０００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：２．５００％以上６．５００％以下、及び、Ｎｉ：２．５００％以上６．５００％以下の少なくとも一方とを含有し、更に、フェライト生成元素を含有するものである。
Ｓｉの含有率は１．５００％以上３．５００％以下とする。１．５００％未満であると、細粒組織を得ることができない。３．５００％超であると、α単相成分となり、集合組織を｛１００｝に揃えることが出来ない。２．０００％以上３．５００％以下が好ましい。
Ａｌの含有率は０．５００％以上３．０００％以下とする。０．５００％未満であると、細粒組織を得ることができない。３．０００％超であると、磁束密度が低下する。０．５００％以上２．５００％以下が好ましい。
Ｍｎの含有率は２．５００％以上６．５００％以下とする。２．５００％未満であると、細粒組織を得ることができない。６．５００％超であると、磁束密度が低下する。２．５００％以上４．５００％以下が好ましい。
Ｎｉの含有率は２．５００％以上６．５００％以下とする。２．５００％未満であると、細粒組織を得ることができない。６．５００％超であると、磁束密度が低下する。２．５００％以上６.５００％以下が好ましい。
なお、複数種類のγ安定化元素を含有させる場合は、元素の含有率の合計を２．５００％以上６．０００％以下とするとよい。

（フェライト生成元素の非濃化部／中心層の組成）
フェライト生成元素の非濃化部／中心層は、非濃化部／中心層全体に対する割合で、Ｓｉ：１．５００％以上３．５００％以下、及び、Ａｌ：０．５００％以上３．０００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：２．５００％以上６．５００％以下、及び、Ｎｉ：２．５００％以上６．５００％以下の少なくとも一方とを含有し、フェライト生成元素の合計濃度が板中心部の濃度の１．１倍未満であり、常温でα相であるα-γ変態成分系の組成を有する。
なお、フェライト生成元素の非濃化部／中心層のうち、フェライト生成元素の濃化部／表層との境界近傍において、Ｍｎ及びＮｉの濃度が高くなることがあるが、フェライト生成元素の非濃化部／中心層の組成は、非濃化部／中心層全体に対する割合では、上記組成となっている。

（フェライト生成元素の濃化部／表層の組成）
フェライト生成元素の濃化部／表層の組成は、フェライト生成元素の非濃化部／中心層の組成に、フェライト生成元素の合計濃度が金属板の板厚中心の濃度の１．１倍以上となるようにフェライト形成元素を加えたものである。

（フェライト生成元素の濃化部／表層の厚み）
フェライト生成元素の濃化部／表層の厚みは、０．５μｍ以上９／２０ｔ以下とするのが好ましい。この厚さが０．５μｍ未満であると、表層の｛１００｝方位粒を十分に発達させることができず、鋼板内部の｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。この厚みが９／２０ｔを超えると中心層の厚みを十分にとることができず、強度の高い金属板が得られない。

（Ｆｅ系金属板の厚さ）
Ｆｅ系金属板の厚さは、たとえば、１０μｍ以上５ｍｍ以下であることが好ましい。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難くなる。また、厚みが５ｍｍ超であると、｛１００｝集合組織を十分に成長させられず、高い磁束密度が得られ難くなる。

（Ｆｅ系金属板の組織）
図１には、Ｆｅ系金属板の厚さ方向の断面図を示す。フェライト生成元素の濃化部のうちの少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域がα−Ｆｅ単相である。α−単層の厚さは、Ｆｅ系金属板の板厚方向の断面を、ＥＰＭＡを用いて線分析を行うことで求めることができる。

また、α−Ｆｅ単相の領域を含み、フェライト生成元素の濃化部のうちの少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域が粗大粒組織１である。粗大粒組織１は、板厚方向に、単一の結晶粒で形成されている（すなわち、粗大粒の層が板厚方向に１つの結晶粒の層によって構成されている）か、あるいは複数の結晶粒によって形成されている（すなわち、粗大粒の層が板厚方向に２以上の結晶粒の層によって構成されている）。

粗大粒組織１の領域が１層の結晶粒によって構成されている場合は、その結晶粒の表面は、板の表面を形成し、かつ、結晶粒の板内の粒界が細粒組織２との境界を形成している。粗大粒組織１の領域が板厚方向に１つの結晶粒によって構成されている場合は、｛１００｝面の方位集積度が高まるため、磁束密度が向上するという効果がある。

粗大粒組織１の平均結晶粒径は、細粒組織の平均結晶粒径より大きい８μｍ超のものである。平均結晶粒径は、板表面に平行な面における結晶粒径の平均である。粗大粒組織１の領域が１層の結晶粒によって構成されている場合は、粗大粒組織１の領域内で、板表面に平行な少なくとも１つの面において、５００μｍ×５００μｍの視野における結晶粒径を光学顕微鏡にて測定し、平均することで平均結晶粒径が求められる。粗大粒組織１の領域が２層以上の複数の結晶粒によって構成されている場合は、粗大粒組織１の領域内で、板表面に平行で、かつ、板厚方向に０．２μｍ以上離間した複数の面において、５００μｍ×５００μｍの視野における結晶粒径を光学顕微鏡にて測定し、平均することで平均結晶粒径が求められる。

なお、粗大粒組織１の結晶粒には、板表面に平行な面における平均結晶粒径が８μｍ超で、板厚方向の結晶粒径が８μｍ超の結晶粒に限らず、圧延することにより形成される板表面に平行な面における平均結晶粒径が８μｍ超で、板厚方向の結晶粒径が８μｍ以下の結晶粒、例えば、偏平状の結晶粒も含まれる。

粗大粒組織１である領域の厚さは、光学顕微鏡を用いて測定し求めることができ、粗大粒組織１である領域は、｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下である｛１００｝集合組織である。電気抵抗の増加に伴う鉄損の低減を目的として、鋼板にＡｌ及びＳｉを含有させても、磁歪の影響により、それだけでは鉄損を十分に低減することは困難であるが、面集積度を上記の範囲内とすることで、極めて良好な鉄損を得ることができる。

Ｆｅ系金属板は、粗大粒組織１の領域の内側に細粒組織２で構成される領域を有する。細粒組織２とは、平均結晶粒径が８μｍ以下の結晶から構成される組織である。平均結晶粒径は、粗大粒組織の結晶粒と同様に板表面に平行な面における結晶粒径の平均である。細粒組織２の領域内で、板表面に平行で、かつ、板厚方向に０．２μｍ以上離間した複数の面において、１００μｍ×１００μｍの視野における結晶粒径を光学顕微鏡にて測定し、平均することで平均結晶粒径が求められる。

細粒組織２で構成される領域は、Ｆｅ系金属板の板厚をｔとすると、板厚方向の厚さが１／１０ｔ以上７／１０ｔ以下である。細粒組織で構成される領域の厚さが１／１０ｔ未満であると、強度向上の効果が得られない。また、７／１０ｔ超であると、Ｆｅ系金属板における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下である粗大粒組織のα−Ｆｅ単相の領域の割合が少なくなり、磁束密度向上の効果が得られない。細粒組織で構成される領域の厚さは３／１０ｔ以上５／１０ｔ以下が好ましい。

また、細粒組織で構成される領域の厚さは、Ｆｅ系金属板面の板厚方向の断面を、Ｆｅ系金属板面に平行方向に１００μｍ間隔で２０箇所以上、Ｆｅ系金属板の断面を光学顕微鏡を用いて測定し、測定データを平均して求められるものである。厚さの平均では、測定データのうち、最小値側及び最大値側から１０％の測定データを除外したうえで平均値を算出して求める。例えば、１００μｍ毎に２０箇所の厚さを測定し、厚さの最小値側から２点、厚さの最大値側から２点の測定データを除いて、１６箇所の厚さの測定データから平均厚さを求める。
なお、フェライト生成元素の濃化部／表層の厚さ、α−単層の厚さ、及び、粗大粒組織の厚さを求める際も、上記する細粒組織で構成される領域の厚さの求め方と同様の手法により、測定点を決定して平均値を算出して求める。

前記｛１００｝集合組織の｛２００｝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結晶のある１１の方位面（｛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て合計した値に対する｛２００｝強度の比率を百分率で求める。

たとえば、｛２００｝強度比率では、以下の（１）式で表される。
｛200｝面集積度＝［｛i（200）／I（200）｝／Σ｛i（hkl）／I（hkl）｝］×100
・・・（１）
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。

また、フェライト生成元素が濃化した領域における｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比を５０以上４００以下とすることで、さらに、磁束密度向上の効果を得ることができる。Ｘ線ランダム強度比は、Ｘ線回折測定において、ランダム方位をもつ試料の｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度に対する、測定した試料の｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度の比の値である。

次に、本発明のＦｅ系金属板の製造方法について説明する。以下に説明する方法では、特許文献１に記載された製造方法と同様に、金属板にＡ３点以上に加熱後冷却する熱処理を施して、熱処理の過程で、フェライト生成元素を金属板内部に拡散させて、フェライト生成元素の濃化したα−Ｆｅ単相成分系の領域を形成し、熱処理後に｛２００｝面集積度を高める技術を用いる。
その際、フェライト生成元素を金属板内部に拡散させ、熱処理後に表層に｛２００｝面集積度を高めた粗大粒組織の領域を形成するとともに、中心層のフェライト生成元素が濃化していないα-γ変態成分系の領域では、熱処理の際のγ-α変態を利用して細粒組織を形成する。
以下では、母材金属板の準備、母材金属板の熱処理の順で説明する。

［母材金属板の準備］
母材金属板として、上記Ｆｅ系金属板の成分組成を有し、表層部に歪が導入されたものを用いる。母材金属板の再結晶の際に、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒を多数発生させ、α−Ｆｅ単相の｛２００｝面集積度を向上させるためである。たとえば、転位密度が１×１０¹⁵ｍ／ｍ³以上１×１０¹⁷ｍ／ｍ³以下となる加工歪が導入されていることが好ましい。このような歪を生じさせる方法は特に限定されないが、たとえば、高い圧下率、特に９７％以上９９．９９％以下の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。また、冷間圧延によって、０．２以上のせん断歪を生じさせてもよい。せん断歪は、たとえば冷間圧延時に上下の圧延ロールを互いに異なる速度で回転させれば生じさせることができる。この場合、上下の圧延ロールの回転速度の差が大きいほど、せん断歪が大きくなる。せん断歪の大きさは、圧延ロールの直径と回転速度の差とから算出することができる。

［フェライト生成元素の付着］
（フェライト生成元素の種類）
歪みが蓄積された母材金属板に、Ｆｅ以外のフェライト生成元素を拡散させ、鋼板厚み方向へ｛１００｝に配向した領域を増加させる。
そのために、α−γ変態系のＦｅ系金属よりなる母材金属板の両面にフェライト生成元素を第二層として層状に付着させ、その元素が拡散して合金化した領域をα−Ｆｅ単相系の成分にし、｛２００｝面集積度を高めるための｛１００｝配向の芽とする。
そのようなフェライト生成元素として、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種を単独であるいは組み合わせて使用できる。

（フェライト生成元素の付着方法）
フェライト生成元素を層状で母材金属板の表面に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を採用することができる。工業的に実施するための効率的なフェライト生成元素の付着方法としては、めっき法又は圧延クラッド法が適している。
フェライト生成元素の加熱前の付着厚みは、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることが望ましい。厚みが０．０５μｍ未満では十分な｛２００｝面集積度を得ることができない。また、１０００μｍ超であると、付着したフェライト生成元素を表面に残留させる場合でもその厚みが必要以上に厚くなる。

［加熱拡散処理］
フェライト生成元素として、たとえばＡｌを付着させた母材金属板を、母材のＡ３点まで加熱して再結晶させるとともに、母材金属板内の一部にＡｌを拡散させ母材に合金化させる。
母材金属板が再結晶する際、高い加工歪みが付与されている場合には、再結晶後に｛１００｝に配向した集合組織が形成される。また、昇温につれてＡｌは金属板内部に拡散して鉄と合金化されるが、合金化した領域ではα−Ｆｅ単相成分となり、その領域ではγ相からα相に変態していく。その際、表層部に形成された｛１００｝集合組織の配向を引き継いで変態するため、合金化した領域でも｛１００｝に配向した組織が形成される。
この結果、合金化された領域では、α−Ｆｅ単相の｛２００｝面集積度が２５％以上５０％以下となり、それに応じて｛２２２｝面集積度が１％以上４０％以下となった組織が形成される。

母材金属板をさらに１３００℃以下の温度に加熱、保持する。
すでに合金化されている領域ではγ変態しないα単相の組織となるため、｛１００｝結晶粒はそのまま保存され、その領域の中で｛１００｝粒が優先成長して｛２００｝面集積度が増加する。
しかし、保持温度を高く、又は、保持時間を長くし過ぎると、γ相からα相への変態が進行し易くなり、粗大粒組織の内側に細粒組織が形成されなくなるので、母材金属板の成分組成に応じて、保持温度（Ａ３点未満を含む温度）及び保持時間を調整し、Ａｌの拡散、｛１００｝粒への配向及び｛１００｝粒の粒成長を止める。

昇温後の保持温度は、１３００℃以下とするのが好ましい。１３００℃を超える温度で加熱しても磁気特性に対する効果は飽和する。また、加熱保持時間は、保持温度に到達後直ちに冷却を開始（その場合、実質的には０．０１秒以上保持される）してもよいし、６００分以下の時間で保持して冷却を開始してもよい。６００分を超えて保持しても効果が飽和する。
この条件を満たすと、｛２００｝面配向の芽の高集積化がより進行し、より確実に冷却後にα−Ｆｅ単相の｛２００｝面集積度を３０％以上とすることができる。

また、本発明は、粗大粒組織の内側を細粒組織とするものであり、板全体にわたりα−Ｆｅ単相の｛２００｝面集積度を向上させるものでないため、母材金属板を、母材のＡ３点まで加熱することで、Ａｌ合金化した領域の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下となる場合は、母材金属板をＡ３点未満で加熱、保持してもよく、又は、母材金属板を１３００℃以下の温度に加熱、保持する工程を省略してもよい。

［加熱拡散処理後の冷却］
拡散処理後、Ａｌが合金化されていない領域が残った状態で冷却すると、合金化していない領域は、Ｍｎなどの相変態時の粒界の移動速度を遅らせる元素を含有しているので、γ相からα相への変態が進行し難くなり、通常は、冷却の際のγ相からα相への変態のときに、｛１００｝に配向する結晶が大きく成長するが、結晶成長が止まり、又は、結晶成長の進行が遅くなり、合金化していない内部の領域は、細粒組織となる。なお、拡散処理後の冷却の際、冷却速度は、特に限定されてないが、０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。

また、粗大粒組織が１層の結晶粒で構成されるか、２層以上の結晶粒で構成されるかは、母材金属板の厚さ、母材金属板の熱処理の際の保持時間や保持温度によって変化する。粗大粒組織を１層の結晶粒で構成させるにはより高温で長時間保持し、冷却過程において少なくともＡ３点以下までの冷却を徐冷とする。

これにより、｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下の領域を有する粗大粒組織でα−Ｆｅ単相の領域と、細粒組織の領域で構成されたＦｅ系金属板が得られる。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、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得るものである。

（実施例１）
母材金属板の成分組成の影響について検討した。表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物である）となるように溶製し、インゴットを鋳造した。インゴットをγ域で厚さ５０ｍｍまで熱間圧延し、続いて温間又は冷間で加工し、母材金属板とした。比較例として、本発明の範囲外の含有量で、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ａｌを含有する母材金属板を作成した。

次いで、表２に示す皮膜元素（フェライト生成元素）を母材金属板の両面に付着させた。皮膜元素は、イオンプレーティング法、又は、めっき法によって付着させた。表２に示す皮膜元素の厚さ（両面合計の厚さ）は、片面ずつで測定した厚さを合計して得られた値である。次いで、表２に示す保持温度及び保持時間で、皮膜元素の付着した母材金属板を熱処理した。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。

表３に、得られたＦｅ系金属板の組織、α−単層の厚さ、粗大粒の層構造、細粒組織の厚さ、磁気特性、及び、強度の評価結果を示す。
組織については、Ｘ線回折法により、｛２００｝面集積度及び｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比を求めた。
α−単層の厚さの測定は、金属板の板厚方向の断面を、ＥＰＭＡを用いて線分析を行うことで求めた。なお、α−単層は、板厚方向において、細粒組織の両側に２層形成されるが、この２層の厚さは、同等であるため、一方のα−単層の厚さのみ測定した。また、粗大粒の層構造、及び、金属板の内部の細粒組織の厚さは、光学顕微鏡を用いて測定し求めた。

磁気特性については、圧延方向に対して４５°方向から試料を切り出し、５０００Ａ／ｍの磁化力に対する磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定した。磁束密度Ｂ５０の測定では、ＳＳＴ（Single Sheet Tester）を用い、測定周波数を５０Ｈｚとした。飽和磁束密度Ｂｓの測定では、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）を用い、０．８×１０⁶Ａ／ｍの磁化力を印加した。そして、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。
Ｆｅ系金属板の強度については、圧延直角方向にＪＩＳ Ｚ２２０１に記載の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って、引張試験を行い、引張強度を評価した。

表３に示すように、発明例１〜２０では、いずれも、粗大粒組織のα−Ｆｅ単相を有し、α−Ｆｅ単相の厚さは０．２μｍ以上で、α−Ｆｅ単相の｛２００｝面集積度は３０％以上であった。また、粗大粒組織の内側の領域は、平均結晶粒径８μｍ以下の細粒で構成される細粒組織であった。その細粒組織の厚さは１／１０ｔ以上７／１０ｔ以下であった。比較例１、３、５〜８では、細粒組織の領域が観察されなかった。そのため、発明例１〜２０と比較して、比較例１、３、５〜８の引張強度は、低い値であった。また、発明例１〜２０の磁気特性は、比較例１、３、５〜８より高く、磁気特性と強度が両立できた。
比較例２及び４は、α単相系成分となっているため、フェライト生成元素を付着、拡散させても粗大粒組織は形成されなかった。

（実施例２）
皮膜元素（フェライト生成元素及びオーステナイト生成元素）、母材金属板の熱処理の保持温度と保持時間、及び、細粒組織の厚さの影響について検討した。
表４に示す皮膜元素を母材金属板の両面に付着させた。皮膜元素は、イオンプレーティング法、又は、めっき法によって付着させた。表４に示す皮膜元素の厚さ（両面合計の厚さ）は、片面ずつで測定した厚さを合計して得られた値である。次いで、表４に示す保持温度及び保持時間で、皮膜元素の付着した母材金属板を熱処理した。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。表５に、得られたＦｅ系金属板の組織、α−単層の厚さ、粗大粒の層構造、細粒組織の厚さ、磁気特性、及び、引張強度の評価結果を示す。なお、実施例１と同様に、α−単層の厚さの測定では、板厚方向において、細粒組織の両側に形成される２層のα−単層のうち１層の厚さのみ測定した。

発明例２１〜４０では、いずれも粗大粒組織の領域を有し、表５に示すように、α−Ｆｅ単相の厚さは０．２μｍ以上で、｛２００｝面集積度は３０％以上であった。発明例２１〜４０では、粗大粒組織の内側の領域は、平均結晶粒径８μｍ以下の細粒で構成される細粒組織であった。その細粒組織の厚さが１／１０ｔ以上７／１０ｔ以下であった。

比較例９及び１５は、表面にオーステナイト生成元素を付着させた場合や、フェライト生成元素を付着させなかった場合であり、集合組織を制御することが出来ず、高磁束密度を得ることが出来なかった。比較例１０及び１１は、フェライト生成元素の厚さが適正でなく、また、比較例１２〜１４は、母材金属板の熱処理の保持温度及び保持時間が適正でなく、磁気特性又は引張強度が向上しなかった。

本発明によれば、磁束密度が高く、更に、強度が高いＦｅ系金属板とすることができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

１ 粗大粒組織
２ 細粒組織

Claims (3)

1. フェライト生成元素が合金化されて濃化した領域を有するＦｅ系金属板であって、
   前記Ｆｅ系金属が、質量％で、Ｓｉ：１．５００％以上３．５００％以下、及び、Ａｌ：０．５００％以上３．０００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：２．５００％以上６．５００％以下、及び、Ｎｉ：２．５００％以上６．５００％以下の少なくとも一方とを含有するものであり、
   前記フェライト生成元素が濃化した領域のうちの少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域がα−Ｆｅ単相の組成で、その内側の領域がα−γ変態を生じ得る組成であり、
   前記フェライト生成元素が濃化した領域のうち少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部が粗大粒組織の領域であり、
   前記粗大粒組織の領域における｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であり、
   前記粗大粒組織の領域の内側の領域が細粒組織であり、該細粒組織の厚さがＦｅ系金属板の板厚をｔとすると、１／１０ｔ以上７／１０ｔ以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
2. 前記フェライト生成元素が濃化した領域のうち少なくとも表面から０．２μｍの領域あるいは全部の領域を占めている結晶粒の表面が、板の表面を形成し、さらに、当該結晶粒の板内の粒界が前記細粒組織との境界となっていることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ系金属板。
3. 前記フェライト生成元素が濃化した領域における｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比が５０以上４００以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＦｅ系金属板。

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