JP5278626B2 - Ｆｅ系金属板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、電動機、発電機、変圧器の磁心等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い｛２００｝面集積度を有するＦｅ系金属板及びその製造方法に関する。本願は、２０１１年４月２７日に日本に出願された特願２０１１−１０００１４号、２０１１年４月２８日に日本に出願された特願２０１１−１０１８９３号、及び２０１２年３月２６日に日本に出願された特願２０１２−０７０１６６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来から電動機、発電機、変圧器等の磁心には、ケイ素などを合金化した電磁鋼板が用いられている。電磁鋼板のうち、結晶方位が比較的ランダムな無方向性電磁鋼板は安価なコストで製造できるため、家電などのモータや変圧器などに汎用的に使用されている。この無方向性電磁鋼板の結晶方位はランダムなため、高い磁束密度は得られない。これに対し、結晶方位を揃えた方向性電磁鋼板は、高い磁束密度が得られるため、ＨＶ車などの駆動用モータなどハイエンド用途へ適用されている。しかし、現在工業化されている方向性電磁鋼板の製造方法においては、長時間の熱処理が必要とされ、コストの高いものとなっている。
このように無方向性電磁鋼板では十分に高い磁束密度が得られず、方向性電磁鋼板では高い磁束密度の得られる方向が１〜２方向に限定される。一方、ＨＶ車などにおいては高トルク化及び小型化が要求され、駆動用モータなどのコア材に使用する金属板として、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られる金属板を製造したいという要望がある。そこで、工業化されている方向性電磁鋼板の製造方法以外の方法で、特定の結晶方位の集積度を高める技術や鉄損を低減する様々な技術が提案されている。しかしながら、例えば、特許文献７に記載の技術では、｛２００｝面の集積度を高めることができるが、特定の方位へ方向性が生じているため、特定の方向の磁束密度は高いが、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られないなど、従来の技術では、必ずしも満足できる特性が得られなかった。
特開平１０−１６８５４２号公報 特開２００６−４５６１３号公報 特開２００６−１４４１１６号公報 特開平１０−１８０５２２号公報 特開平１−２５２７２７号公報 特開平７−１７３５４２号公報 国際公開第２０１１／０５２６５４号
そこで、本発明の課題は、板面内で磁化しやすく、さらに、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られる集合組織を有するＦｅ系金属板及びその製造方法を提供することである。
本発明者らは、鋭意検討した結果、鉄板などのＦｅ系金属に対して特定の方位に対する配向率を制御することにより、金属板面内にαＦｅの＜１００＞方位がより密に満遍なく分布し、高い磁束密度が面内周方向に満遍なく得られることを見出した。
さらに本発明者らは、このようなＦｅ系金属板を製造するためには、最初に｛１００｝面の集積度を高めた集合組織を表層部に形成し、その後の熱処理によってγ−α変態させる際に、その｛１００｝集合組織を引き継ぐ形で変態させることに着想した。そして、表層部における｛１００｝集合組織の形成方法及びγ−α変態を利用する｛２００｝面の高集積化について鋭意検討した。
その結果、Ｆｅ系金属板をスラブから圧延にて製造する際、圧延温度と圧下率とを最適化することによって、｛１００｝集合組織を少なくとも表層部に形成することができることを見出した。そして、その後、γ−α変態を利用して表層部の｛１００｝集合組織を引き継ぐ際に、あらかじめ表面よりＦｅ以外の異種金属を拡散させておき、拡散した領域をα−Ｆｅ相化しておくと、そのα−Ｆｅ相化した領域が｛１００｝集合組織を形成し、γ−α変態の際に、さらに変態によって生じたα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が高くなり、＜１００＞方位へより密に満遍なく分布し、高い磁束密度が面内周方向に満遍なく得られることを見出した。
さらに本発明者らは、Ｃ含有量が多く含有する場合に、脱炭焼鈍によってＣ含有量を減らす際に、所定の条件で脱炭焼鈍を行うことによっても、｛１００｝集合組織を少なくとも表層部に形成することができ、最終的に得られるＦｅ系金属板は、＜１００＞方位へより密に満遍なく分布し、高い磁束密度が面内周方向に満遍なく得られることを見出した。
そのような検討の結果なされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）Ｃ：０．０２質量％未満であり、α−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属板であって、
Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｓｂ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、Ｃｒ、及びＡｓからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素の一部又は全部が合金化されており、板面における｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、及び｛２２３｝＜６９２＞のそれぞれの方向のＸ線回折による強度比をそれぞれＡ、Ｂ、Ｃとし、Ｚ＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃとした場合に、Ｚの値が２．０以上、２００以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
（２）フェライト形成元素が表面から拡散してＦｅと合金化されていることを特徴とする（１）に記載のＦｅ系金属板。
（３）前記Ｆｅ系金属板の表面の少なくとも片側に前記フェライト形成元素を含む層が形成されており、前記層の一部から拡散したフェライト形成元素がＦｅと合金化されていることを特徴とする（１）又は（２）に記載のＦｅ系金属板。
（４）前記フェライト形成元素を含む層の厚みが０．０１μｍ以上５００μｍ以下であることを特徴とする（３）に記載のＦｅ系金属板。
（５）｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であり、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下であり、
前記｛２００｝面集積度は下記式（１）で表わされ、前記｛２２２｝面集積度は下記式（２）で表わされることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１つに記載のＦｅ系金属板。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・（１）
｛２２２｝面集積度＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・（２）
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記Ｆｅ系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。
（６）前記Ｆｅ系金属板の表面を含む少なくとも一部の領域が、前記フェライト形成元素が合金化されたα単相領域であり、前記Ｆｅ系金属板の断面における該α単相領域の割合が１％以上であることを特徴とする（１）〜（５）の何れか１つに記載のＦｅ系金属板。
（７）前記Ｆｅ系金属板の厚みが１０μｍ以上６ｍｍ以下であることを特徴とする（１）〜（６）の何れか１つに記載のＦｅ系金属板。
（８）前記Ｆｅ系金属板の表面側と裏面側とにα単相領域が形成されており、前記表面側のα単相領域と前記裏面側のα単相領域とに跨った結晶粒が形成されていることを特徴とする（１）〜（７）の何れか１つに記載のＦｅ系金属板。
（９）Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、α−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属よりなる鋳片に対して前記鋳片のＡ３点以上の温度で熱間圧延を行って熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板に対して、３００℃より大きく、かつ前記鋳片のＡ３点未満の温度でα域圧延を行って圧延板を得る工程と、
前記圧延板に対して冷間圧延を行って、厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下の母材金属板を得る工程と、
前記母材金属板の片面あるいは両面に、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｓｂ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素を付着させる工程と、
前記フェライト形成元素が付着した母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点まで加熱する工程と、
前記加熱した母材金属板を、さらに前記母材金属板のＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して保持する工程と、
前記加熱して保持された母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点未満の温度へ冷却する工程と、
を有し、
前記α域圧延及び冷間圧延での圧下率の和が真歪み換算で−２．５以下であることを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。
（１０）前記α域圧延での圧下率が真歪み換算で−１．０以下であることを特徴とする（９）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
（１１）前記熱間圧延での圧下率が真歪み換算で−０．５以下であることを特徴とする（９）又は（１０）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
（１２）Ｃ：０．０２質量％以上１．０質量％以下を含有し、厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下であるα−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属からなる鋼板を、Ａ１点以上の温度であって、Ｃ：０．０２質量％未満まで脱炭した際にα単相となる温度に加熱して、表面から深さ方向へ５μｍ以上５０μｍ以下の範囲でＣ：０．０２質量％未満まで脱炭した母材金属板を得る工程と、
前記母材金属板の片面あるいは両面に、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｖ、Ｚｎ、Ｃｒ、及びＡｓからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素を付着させる工程と、
前記フェライト形成元素が付着した母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点まで加熱する工程と、
前記加熱した母材金属板を、さらに前記母材金属板のＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して保持する工程と、
前記加熱して保持された母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点未満の温度へ冷却する工程と、
を有することを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。
（１３）前記Ｆｅ系金属からなる鋼板が、さらにＭｎを０．２質量％〜２．０質量％含有し、脱炭と脱Ｍｎとを併せて行うことを特徴とする（１２）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
（１４）Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、板厚１０μｍ以上６ｍｍ以下であるα−γ変態成分系のＦｅ系金属からなる鋼板に浸炭して、前記Ｃ：０．０２質量％以上１．０質量％以下に制御する工程をさらに有することを特徴とする（１２）又は（１３）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
本発明によれば、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られるＦｅ系金属板を製造することができる。
図１は、平均磁束密度Ｂ５０の算出方法を説明するための図である。 図２は、Ｚ値と、飽和磁束密度Ｂｓに対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓ及び磁束密度の差ΔＢとの関係を示す概念図である。 図３Ａは、｛１００｝組織集合が表層部に形成された母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図３Ｂは、異種金属の層が表層部に形成された母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図３Ｃは、昇温過程における母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図３Ｄは、加熱保持過程における母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図３Ｅは、冷却過程における母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図４Ａは、Ａ３点以上の温度に保持された状態の母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図４Ｂは、異種金属の層を残留させた場合の冷却後の母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図４Ｃは、Ａ３点以上の温度に保持された状態で、母材金属板の中央部まで合金化させた場合の母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図４Ｄは、母材金属板の中央部まで合金化させた場合の冷却後の母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。 図５は、結晶粒が粗大化した母材金属板の断面の構造を模式的に示した図である。
一般に、α−Ｆｅの結晶には磁化容易方位が存在し、＜１００＞、＜０１０＞、＜００１＞方位（以下、総称して［１００］方位という）がその方位との方向余弦が大きい方向に、一定磁場で励磁して磁気測定すると高い磁束密度が得られやすくなる。一方、磁化困難方位である＜１１１＞方位との方向余弦が大きい方向に励磁して磁気測定すると高い磁束密度が得られにくくなる。本発明者らは、α−Ｆｅ結晶の［１００］方位がより多く板面内に存在し、さらに板面内に満遍なく分布している特定の集合組織に制御することによって、金属板面内の任意の方向において常に［１００］方位との方向余弦が大きくなり、金属板面内の任意の方向に磁場を印加して磁気測定すると高い磁束密度が得られることを見出した。
本発明のＦｅ系金属板が有する特定の集合組織は、Ｆｅ以外の少なくとも１種のフェライト形成元素を含有し、板面における｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、及び｛２２３｝＜６９２＞のそれぞれの方向のＸ線回折による強度比を、それぞれＡ、Ｂ、Ｃとし、Ｚ＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃとした場合に、Ｚ値が２．０以上、２００以下であることを特徴とする。
次に、前述したＺ値について説明する。
本発明で着目した主な方位は、｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、及び｛２２３｝＜６９２＞である。本発明者らは、ベクトル法により計算した３次元集合組織の状態を調査したところ、上記３つの面方位のＸ線ランダム強度比が製品の磁気特性によって変わることに気付き、これを数式化することで製品の磁気特性との関係を定量化できることを知見して、本発明に至った。
これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図に基づいてベクトル法により計算した３次元集合組織、もしくは｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。例えば後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［４ −７ ０］、（１１６）［１ −１２ １］、（２２３）［６ −９ ２］の強度をそのまま用いればよい。
続いて、Ｚ＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃの式を見出した理由について説明する。
まず、｛００１｝＜４７０＞方位の強度をＡとする。この方位は｛１００｝面内にあるため、｛１００｝面との方向余弦は１．０である。｛１００｝面は磁化容易方位の［１００］方位を有しているため、金属板面内に配向させると金属板面内で高い磁束密度を得るために有利である。したがって、強度Ａには磁束密度を向上させる貢献度を方向余弦１．０で重み付けして、Ｚ値の中の１つのパラメータとした。
次に、｛１１６｝＜６ １２ １＞方位の強度をＢとする。この方位は、｛００１｝面との角度差が１３．３°であり、方向余弦が０．９７である。｛００１｝面も磁化容易方位の［１００］方位を有しているため、金属板面内に配向させると金属板面内で高い磁束密度を得るために有利である。このため、強度Ｂには磁束密度を向上させる貢献度を方向余弦０．９７で重み付けして、Ｚ値の中の１つのパラメータとした。
さらに、｛２２３｝＜６９２＞方位の強度をＣとする。｛２２３｝＜６９２＞方位と｛１１１｝面との角度差は１１．４°であり、方向余弦は０．９８である。先に述べたように、｛１１１｝面は容易磁化方位の［１００］方位は含んでおらず、この面が金属板面に配向すると高い磁束密度を得るためには不利である。したがって、強度Ｃは磁束密度を向上させる貢献度は無いものとし、Ｚ値には除するパラメータとして繰り入れ、その重み付けとして｛１１１｝面との方向余弦０．９８を掛けた。
以上の考え方から、金属板面における｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、｛２２３｝＜６９２＞のそれぞれの方向のＸ線回折による強度比を、それぞれＡ、Ｂ、Ｃとした場合に、Ｚ＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃとの公式が生み出され、Ｚ値が大きくなる程、金属板面内に励磁して磁気測定を行うと高い磁束密度が得られることが見出された。
さらに本発明者らは、高い磁束密度が金属板面内の任意の方向で得られる特別な条件として、Ｚ値が２．０以上、２００以下である場合であることを数多くの実験から見出すことができた。Ｚ値がこの範囲に限定されると、磁化容易方位の［１００］方位が金属板面内に満遍なく分布するようになる事実を把握したが、現時点ではこの現象を理論的に説明できる証拠を得るまでに至っていない。
本発明者らは、Ｚ値が２．０以上２００以下であると、飽和磁束密度Ｂsに対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓが０．８０以上の高いレベルとなるとともに、金属板面内で測定した磁束密度の差ΔＢが０．１５Ｔ以下の低いレベルになることを見出した。図２には、この関係について模式的に示している。
Ｚ値が２．０未満であると、α−Ｆｅの結晶配向は、金属板面内に磁化容易方位である［１００］方位を減少させる傾向を示す。もしくは、金属板面内の［１００］方位の分布が均一でなくなる傾向を示すようになる。すなわち、金属板面内の平均磁束密度Ｂ５０が小さくなり、飽和磁束密度Ｂsに対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓが０．８未満になる。もしくは、特定方向に対する磁束密度のみが高くなり、磁束密度の差ΔＢが０．１５Ｔを超えるようになる。したがって、本発明では、Ｚ値を２．０以上とする。
一方、Ｚ値が２００を超えると、磁束密度の増加は飽和し、金属板面内の磁束密度の均一性の増加も飽和する。これに対して、Ｚ値が２００を超えるような金属板を製造するには、熱処理時間を延長するなど工業的には困難になるため、Ｚ値の条件は２００以下とした。
ここで、図１は、平均磁束密度Ｂ５０の算出方法を説明するための図である。製造方法については後述するが、α域圧延を８００℃で行い、異種金属として２．６質量％のＳｎ及び０．９質量％のＡｌを用いると、得られる厚さが０．２ｍｍのＦｅ系金属板は、高い磁束密度が面内周方向に満遍なく得られていることがわかる。
ここで、Ｚ値が２．０以上２００以下となる本発明のＦｅ系金属板の集合組織のうち、さらに高い｛２００｝面集積度を有する金属板では、より高い磁束密度を得ることができる。具体的には、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下で、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下の集合組織では、より高い磁束密度が得られる。
｛２００｝面集積度が３０％未満、あるいは、｛２２２｝面集積度が３０％超であると、Ｚ値が本発明範囲であっても平均磁束密度Ｂ５０がやや低下する傾向にある。また、｛２００｝面集積度が９９％超、あるいは、｛２２２｝面集積度が０．０１％未満の金属板は磁束密度Ｂ５０の増加が飽和するとともに、熱処理時間が長くなるなど製造条件が工業的に不利になる。
次に、前述したＦｅ系金属板の製造方法について説明する。
（第１の実施形態）
本実施形態におけるＦｅ系金属板の製造方法として、圧延温度と圧下率とを最適化することによって、少なくとも金属板の表層部に｛１００｝集合組織を形成し、表面からこの領域の一部または全部にフェライト形成元素を拡散させて、冷却時にＦｅ系金属板全体を｛１００｝に配向させるようにする。これにより、高い磁束密度が金属板面内の任意の方向で得られるようになる。
このような本実施形態は、本発明者らが、表層部に形成された集合組織における｛１００｝結晶粒は、フェライト形成元素を拡散させるために行われる加熱過程のＡ３点以上において優先的に粒成長することを見出したこと、さらには、フェライト形成元素を内部に拡散させて合金化させた後に冷却すると、Ｆｅ系金属板の板面の｛２００｝面集積度が高くなることを見出したことに基づいている。
［本発明の第１の実施形態の基本原理の説明］
まず、高い｛２００｝面集積度が得られる本実施形態の基本原理を、図３Ａ〜図３Ｅに基づいて説明する。
（ａ）母材金属板の製造（集合組織の種付）
Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、α−γ変態成分系のＦｅ系金属よりなる鋳片から圧延によって厚みを減少させて金属板を得る工程において、Ａ３点以上の板温度で熱間圧延し、Ａ３点未満３００℃以上の板温度でα域圧延し、さらに、所定の板厚に冷間圧延する。この工程によって、図３Ａに示すように、内部の領域４がα相のＦｅであり、少なくとも表層部３に｛１００｝集合組織２を有する母材金属板１を得る。また、特有の変形すべりにより、再結晶集合組織にＺ値の条件を満たす結晶の種が形成される。
（ｂ）第二層の形成
次に、図３Ｂに示すように、冷間圧延された母材金属板１の片面あるいは両面に、例えばＡｌなどのフェライト形成元素を、蒸着法などを利用して付着させ、第二層５を形成する。
（ｃ）集合組織の保存
次に、フェライト形成元素を付着させた母材金属板１を、母材金属板１のＡ３点まで加熱して、母材金属板１内の｛１００｝集合組織２を有する領域の一部または全部にフェライト形成元素を拡散させて母材金属板１を合金化させる。図３Ｃに示すように、合金化する領域６ではγ相からα相に変態していき、α単相成分となる。その際、表層部３に形成された｛１００｝集合組織２の配向を引き継いで変態するため、合金化する領域６でも｛１００｝に配向した組織が形成される。
（ｄ）集合組織の高集積化
次に、一部が合金化された母材金属板１をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱してその温度を保持する。α単相成分の領域は、γ変態しないα−Ｆｅ相であるために、｛１００｝結晶粒はそのまま維持され、その領域の中で｛１００｝結晶粒が優先成長して｛２００｝面集積度が増加する。また、図３Ｄに示すように、α単相成分でない領域８はα相からγ相に変態する。
また、加熱後の温度の保持時間を長くすると、｛１００｝結晶粒が合体してより大きな｛１００｝結晶粒７へ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、フェライト形成元素の拡散に伴い、フェライト形成元素と合金化した領域６ではγ相からα相に変態していく。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相の結晶粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα相の結晶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。
（ｅ）集合組織の成長
母材金属板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、図３Ｅに示すように、合金化していない内部の領域１０のγ−Ｆｅ相は、α−Ｆｅ相へ変態する。この内部の領域１０は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１００｝に配向したα相の結晶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相の結晶粒の結晶方位を引き継いで変態し、より大きな｛１００｝に配向したα相の結晶粒９が形成される。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、合金化していない領域でも高い｛２００｝面集積度が得られるようになる。
前の図３Ｄに示す状態の段階で、金属板全体にわたって合金化されるまでＡ３点以上の温度で保持された場合には、金属板全体にわたってすでに高い｛２００｝面集積度の組織が形成されているので、冷却開始時の状態を保持したまま冷却される。
以上、本実施形態の基本的な原理について説明したが、さらに、本実施形態の製造方法を規定する個々の条件の限定理由及び本実施形態の好ましい条件について説明する。
［母材となるＦｅ系金属］
（Ｃ含有量）
本実施形態では、まず、Ｆｅ系金属よりなる母材金属板の表層部に板内の｛２００｝面集積度を高めるための芽となる｛１００｝に配向した結晶粒を形成する。そして、最終的には、その芽となるα相の結晶粒の結晶方位を引き継ぐ形で金属板内にγ−α変態を進行させて、金属板全体の｛２００｝面集積度を高める。このため、母材金属板に用いるＦｅ系金属は、α−γ変態成分系の組成を有する。母材金属板に用いるＦｅ系金属がα−γ変態系の成分である場合には、フェライト形成元素を金属板内に拡散させ、合金化することによって、α単相系成分の領域を形成することができる。
本実施形態においては、母材金属板のＣ含有量は０．０２質量％未満とする。また、製品の金属板の磁気特性の点からは、Ｃ含有量が０．０１質量％以下であることが好ましい。Ｃ含有量が０．０２質量％未満の条件において、フェライト形成元素を金属板内に拡散させて合金化することによって、α単相系成分の領域を形成することができる。なお、Ｃは、スラブを製造する過程で残留する成分であり、かつ磁気特性の点から少ないほうが好ましいので、必ずしも下限は必要がないが、精錬過程のコストの点から０．０００１質量％以上とすることが好ましい。
（その他の含有元素）
本実施形態では、原理的に、α−γ変態系の成分を有するＦｅ系金属に適用可能であるので、特定の組成範囲のＦｅ系金属に限定されるものではない。α−γ変態系成分の代表的なものとして、純鉄や普通鋼やなどの鋼が例示される。例えば、Ｃを上述のように１ｐｐｍ〜０．０２質量％未満含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなる純鉄や鋼を基本とし、適宜、添加元素を含有させたものである。その他、Ｃ：０．０２質量％未満、Ｓｉ：０．１質量％〜１．１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。また、その他の不純物としては、微量のＮｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｓなどが含まれる。また、ＡｌやＭｎを添加して電気抵抗を増加させて鉄損を低減したり、Ｃｏを添加して飽和磁束密度Ｂsを増加させて磁束密度を増加したりすることも本発明の範囲に含まれる。
（母材金属板の厚み）
母材金属板の厚みは、１０μｍ以上、６ｍｍ以下とする。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を超えると、α域圧延の圧下率を調整しても｛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ない。
［圧延条件］
本実施形態では、前述のように少なくとも表層部に金属板内の｛２００｝面集積度を高めるための芽となる｛１００｝に配向した結晶粒を有するＦｅ系金属を出発素材として用いる。母材金属板の｛１００｝面を高集積化する方法としては、鋳片から板状に圧延する過程でα域圧延を行う方法を用いる。
まず、Ｃ：０．０２質量％未満のα−γ変態成分系のＦｅ系金属よりなる連続鋳造スラブやインゴットのような鋳片を準備する。そして、その鋳片から圧延によって厚みを減少させて母材金属板を得る工程において、まず、Ａ３点以上の温度で熱間圧延を行う。次に、Ａ３点未満であって３００℃を超える温度でα域圧延を行い、さらに、金属板を所定の厚さに冷間圧延することによって、表層部に｛１００｝集合組織を形成した母材金属板を得る。
鋳片から母材金属板を得るまでに行われる各圧延工程の圧下率については、α域圧延での全圧下率は真歪み換算で−１．０以下とし、α域圧延と冷間圧延とでの全圧下率の和は真歪み換算で−２．５以下とすることが好ましい。これら以外の条件では、表層部に｛１００｝集合組織を十分に形成することができない可能性もある。圧下率を真歪みεで表す方法は、各圧延工程の圧延前の厚さをｈ０、圧延後の厚さをｈとすると次式（１）で表される。
ε＝ｌｎ（ｈ／ｈ０） ・・・（１）
α域圧延と冷間圧延とでの全圧下率の和が前述した好ましい範囲である場合には、再結晶させると｛１００｝集合組織が形成される変形組織が母材金属板の少なくとも表層部付近に付与することができる。これらの圧下率で起こる特有の結晶すべりや結晶回転が起こると考えられる。したがって、これらの範囲であることが好ましい。
さらに、鋳片から母材金属板を得るまでに行われる各圧延工程の圧下率について、熱間圧延での圧下率が真歪み換算で−０．５以下であると好ましく、より高い｛２００｝面集積度を得やすくなる。これは、α域圧延や冷間圧延で望ましい変形が行われるために、γ域における熱間圧延での変形も密接に影響することを本発明者らが見出した結果である。したがって、これらの範囲が好ましい。
｛１００｝集合組織が形成される表層部の領域は、表面から板厚方向の距離で１μｍ以上とするのが好ましい。これにより、次の拡散処理において｛２００｝面集積度を３０％以上とすることができる。距離の上限は特に限定されるものではないが、圧延によって５００μｍ以上の領域に｛１００｝集合組織を形成するのは困難である。
なお。｛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｝面集積度は、以下の式（２）で表される。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・ （２）
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は測定した試料における｛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る。また、Σはα−Ｆｅ結晶の１１の方位面についての和である。ここで、ランダム方位を持つ試料の理論積分強度は、試料を用いた実測値を用いてもよい。
［異種金属］
次に、上記圧延工程によって製造された母材金属板に、Ｆｅ以外の異種金属を拡散させ、鋼板の厚み方向へ｛１００｝集合組織の領域を増加させる。異種金属としては、フェライト形成元素を用いる。手順としては、まず、α−γ変態系成分のＦｅ系金属よりなる母材金属板の片面あるいは両面に異種金属を第二層として層状に付着させる。そして、その異種金属の元素が拡散して合金化した領域をα単相系の成分にして、その領域をα相に変態した領域以外にも金属板内の｛２００｝面集積度を高めるための｛１００｝配向の芽として維持できるようにする。そのようなフェライト形成元素として、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、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。
異種金属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に効率良く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。
異種金属を付着される際の加熱前の異種金属の厚みは、０．０５μｍ以上、１０００μｍ以下であることが好ましい。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を超えると、異種金属の層を残留させる場合でもその厚みが必要以上に大きくなる。
［加熱拡散処理］
異種金属としてフェライト形成元素を付着させた母材金属板を、母材金属板のＡ３点まで加熱することにより、母材金属板の表層部に形成された｛１００｝集合組織の領域の一部または全体にフェライト形成元素を拡散させ、母材金属板を合金化させる。フェライト形成元素が合金化した領域ではα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。
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、その温度を保持する。すでに合金化されている領域ではγ相へ変態しないα単相の組織となるため、｛１００｝集合組織の結晶粒はそのまま維持され、その領域の中で｛１００｝集合組織の結晶粒が優先成長して｛２００｝面集積度が増加する。また、α単相成分でない領域はγ相へ変態する。
また、保持時間を長くすると、｛１００｝集合組織の結晶粒は粒同士が合体し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、さらなるフェライト形成元素の拡散に伴い、フェライト形成元素と合金化した領域ではγ相からα相に変態していく。その際、図４Ａに示すように、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相の結晶粒７となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα相の結晶粒７の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これらの現象により、保持時間が長くなるとともに｛２００｝面集積度が増加する。また、その結果として｛２２２｝面集積度は低下する。
なお、最終的に５０％以上の高い｛２００｝面集積度とするためには、保持時間を調整して、この段階において、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上で、かつ、｛２２２｝面集積度が３０％以下とするのが好ましい。また、金属板全体が合金化されるまでＡ３点以上で保持された場合には、図４Ｃに示すように、金属板の中心部までα単相組織となり、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心に到達する。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。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、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相の｛２００｝面集積度を３０％以上とすることができる。
［加熱拡散処理後の冷却］
拡散処理後、フェライト形成元素が合金化されていない領域が残った状態で冷却すると、図４Ｂに示すように、合金化していない領域では、γ相からα相へ変態する際に、すでに｛１００｝に配向したα相の結晶粒９となって領域の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより｛２００｝面集積度が増加し、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下で、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下の集合組織を有する金属板が得られ、Ｚ値の条件を満たす結晶が成長し、高い磁束密度が金属板面内の任意の方向で得られるようになる。
また、図４Ｃに示すように、金属板全体が合金化されるまでＡ３点以上で保持され、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心に到達した場合には、図４Ｄに示すように、そのまま冷却して｛１００｝に配向した結晶粒９が金属板の中心まで到達した集合組織を得ることができる。これにより、異種金属が金属板全体に合金化され、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下で、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下の集合組織を有する金属板が得られる。
以上のように、｛２００｝面集積度の値及び母材金属板表面の異種金属の残留状態は、Ａ３点以上の温度の保持時間や保持する温度によって変化する。図４Ｂに示す例では、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心までは到達せず、異種金属も表面に残留し、第二層であるα単相表面側領域とα単相裏面側領域とが形成された状態にあるが、金属板の中心まで｛１００｝に配向した粒組織とし、表面の第二層の全部を合金化することもできる。
なお、拡散処理後の冷却の際、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。この温度範囲で冷却すると、｛２００｝面配向の芽の成長がより進行する。
また、得られる厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下のＦｅ系金属板は、第二層を残留させる場合には、その厚みを０．０１μｍ以上５００μｍ以下とすることが好ましい。さらに、この段階で合金化されたα単相領域の割合は、Ｆｅ系金属板の断面において１％以上であることが好ましい。
また、図４Ａに示す状態でＡ３点未満の温度へ冷却する際に、Ａ３点からＡ３点−５０℃まで冷却する際の平均冷却速度を５０℃／分以下としてもよい。この範囲の冷却速度で冷却すると、隣接する｛１００｝に配向した結晶粒同士が合体して成長し、図５に示すように、表面側第二層５ａに隣接するα単相表面側領域６ａの一部と裏面側第二層５ｂに隣接するα単相裏面側領域６ｂとの一部に跨る粗大な結晶粒１１が形成される。Ａ３点からＡ３点−５０℃までの平均冷却速度が５０℃／分を超えると、結晶粒１１の成長に十分な時間がなく、優れた鉄損特性が得られない。一方、Ａ３点からＡ３点−５０℃までの平均冷却速度の下限に制限はないが、生産性の観点から１℃／分を下限とすることが好ましい。
また、より優れた鉄損特性を得るためには、Ａ３点からＡ３点−１０℃まで冷却する際の平均冷却速度を２０℃／分以下とすることが好ましい。一方、Ａ３点からＡ３点−１０℃までの平均冷却速度の下限に制限はないが、生産性の観点から１℃／分を下限とすることが好ましい。
（第２の実施形態）
前述した第１の実施形態においては、Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、α−γ変態成分系のＦｅ系金属よりなる鋳片を用いて前述したＦｅ系金属板を製造する方法について説明した。これに対して本実施形態では、Ｃ：０．０２質量％以上を含有する鋳片を用いて前述したＦｅ系金属板を製造する方法について説明する。
Ｃ含有量が多いと良好な磁気特性が得られないことから、脱炭焼鈍を行ってＣを除去する必要がある。そこで、以下に説明する条件で脱炭焼鈍を行うことにより、｛２００｝面集積度を高くすることができる。
本実施形態の方法は、脱炭（さらには、脱Ｍｎ）に伴うγ−α変態を利用して｛１００｝集合組織をＦｅ系金属板の表層部に形成し、その後表面から脱炭した領域の一部あるいは全体に、さらには該領域を超えてフェライト形成元素を拡散させ、冷却時にＦｅ系金属板全体を｛１００｝に配向させる。
このような本実施形態は、本発明者らが、表面に形成された集合組織における｛１００｝結晶粒は、フェライト形成元素を拡散させるために行われる加熱過程のＡ３点以上において優先的に粒成長することを見出したこと、さらには、フェライト形成元素を内部に拡散させて合金化させた後に冷却すると、Ｆｅ系金属板の板面の｛２００｝面集積度が高くなることを見出したことに基づいている。
［本発明の第２の実施形態の基本原理の説明］
まず、高い｛２００｝面集積度が得られる本実施形態の基本原理を、脱炭による場合を例に、図３Ａ〜図３Ｄに基づいて説明する。
（ａ）集合組織の種付け
Ｃ：０．０２質量％以上含有し、α−γ変態成分系の組成を有するＦｅ系金属板を、Ｃ：０．０２質量％未満まで脱炭する際に、α単相となる温度で、かつ、γ単相あるいはγ相とα相との２相領域の温度（すなわち、Ａ１点以上の温度）に加熱して、Ｆｅ系金属板の表層部をＣ：０．０２質量％未満まで脱炭させる。これにより脱炭の過程でγ−α変態を生じさせ、脱炭した表層部を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｝面が優先的に形成される。さらに、表面に形成されたα層の結晶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相の結晶粒は板面と平行方向へ成長する。また、金属板の表面では、表面エネルギーを駆動力として｛１００｝面が優先的に成長する。その結果、最終的には金属板の表面の全面が｛１００｝に配向した組織となる。この工程によって、図３Ａに示すように、内部の領域４がα相のＦｅであり、脱炭した領域の｛２００｝面集積度を２０％以上にした母材金属板１を得ることができる。さらに、脱炭時に表面エネルギーを駆動力にして形成される組織にＺ値の条件を満たす結晶の種が形成される。
（ｂ）第二層の形成
次に、図３Ｂに示すように、脱炭後の母材金属板１の片面あるいは両面に、Ａｌなどのフェライト形成元素を、蒸着法などを利用して付着させ、第二層５を形成する。
（ｃ）集合組織の保存
次に、フェライト形成元素を付着させた母材金属板１を、母材金属板１のＡ３点まで加熱して、母材金属板１内の脱炭した領域の一部または全部にフェライト形成元素を拡散させて母材金属板１を合金化させる。これにより、図３Ｃに示すように、合金化する領域６ではα相を形成する。あるいは、脱炭した領域を超えて内部にフェライト形成元素を拡散させて合金化し、合金化する領域を部分的にα単相成分とすることにより、その領域をα相化する。その時、脱炭により形成された領域の配向を引き継いで変態するため、合金化する領域６でも｛１００｝に配向した組織が形成される。また、先にα相化した結晶粒においてもさらに｛１００｝への配向が高まる。さらに、フェライト形成元素が拡散して結晶が配向する時に、Ｚ値の条件を満たす結晶の種が優先成長する。
（ｄ）集合組織の高集積化
次に、一部が合金化された母材金属板１をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して、その温度を保持する。α単相成分の領域は、γ変態しないα−Ｆｅ相であるために、｛１００｝結晶粒はそのまま維持され、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。また、図３Ｄに示すように、α単相成分でない領域はα相からγ相に変態する。
また、加熱後の温度の保持時間を長くすると、｛１００｝結晶粒が合体してより大きな｛１００｝結晶粒７へ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、Ａｌと合金化した領域ではγ相からα相に変態していく。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相の結晶粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα相の結晶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。
（ｅ）集合組織の成長
次に、母材金属板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、図３Ｅに示すように、合金化していない内部の領域１０のγ−Ｆｅ相は、α−Ｆｅ相へ変態する。この内部の領域１０は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１００｝に配向したα相の結晶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相の結晶粒の結晶方位を引き継いで変態し、より大きな｛１００｝に配向したα相の結晶粒９が形成される。このため、その領域でも｛２００｝面集積度が増加する（図６Ｄに示す状態参照）。この現象によって、合金化していない領域１０でも高い｛２００｝面集積度が得られるようになる。
前の図３Ｄに示す状態の段階で、金属板全体にわたって合金化されるまでＡ３点以上の温度で保持された場合には、金属板全体にわたってすでに高い｛２００｝面集積度の組織が形成されているので、冷却開始時の状態を保持したまま冷却される。
また、以上説明した例では、Ｃ：０．０２質量％以上含有するＦｅ系金属板を用いたが、Ｃ：０．０２質量％未満含有するＦｅ系金属板を用いる場合は、脱炭前に浸炭して、脱炭する領域のＣ含有量を０．０２質量％以上にする。
以上、本実施形態の基本的な構成について説明したが、さらに、本実施形態の製造方法を規定する個々の条件の限定理由及び本実施形態の好ましい条件について説明する。
［母材となるＦｅ系金属］
（Ｃ含有量）
本実施形態では、まず、Ｆｅ系金属よりなる母材金属板の表面に｛２００｝面集積度を高めるための芽となる｛１００｝に配向した結晶粒を形成する。そして、最終的には、その芽となるα相の結晶粒の結晶方位を引き継ぐ形で金属板内にγ−α変態を進行させて、金属板全体の｛２００｝面集積度を高める。
本実施形態では、脱炭あるいは脱Ｍｎに伴うγ−α変態を利用した組織制御によって｛１００｝に配向した結晶粒の芽を母材金属板の表面に形成する。母材金属板に用いるＦｅ系金属は、α−γ変態成分系の組成を有し、脱炭する領域においてＣ含有量を０．０２質量％以上とする。
また、母材金属板に用いるＦｅ系金属はα−γ変態系の成分であり、フェライト形成元素を金属板内に拡散させて合金化することによって、α単相系成分の領域を形成することができる。さらに、脱炭する領域においてＣ含有量を０．０２質量％以上とすることにより、脱炭に伴うγ−α変態を利用することができる。
母材金属板のＣ含有量を０．０２質量％以上とするには、Ｃ：０．０２質量％以上含有するように調整された溶融原料から、鋳造・圧延の工程を経て製造された母材金属板を使用する方法（溶製による方法）がある。その他の方法としては、Ｃ含有量が０．０２質量％未満の母材金属板を使用し、その母材金属板の表層部に浸炭によってＣ：０．０２質量％以上含有する領域を形成する方法がある。
溶製による方法の場合には、Ｃ含有量の範囲は、０．０２質量％以上１．０質量％以下とする。０．０２質量％未満では、脱炭に伴うγ−α変態を利用した｛２００｝集合組織の形成を利用することができない。また、１．０質量％以上では、脱炭に長時間を要する。Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．０５質量％以上０．５質量％以下である。
浸炭による方法の場合には、母材金属板となるＦｅ系金属のＣ含有量の範囲は、１ｐｐｍ以上０．０２質量％未満とする。そして、このＦｅ系金属の表層に、Ｃ濃度が溶製した場合と同じ０．０２質量％以上１．０質量％以下となるように浸炭する。
また、浸炭する範囲は、表面から深さ方向の距離をｙとすると、表面から距離ｙまでの領域とする。この距離ｙは５μｍ以上５０μｍ以下である。距離ｙが５μｍ未満であると、脱炭後の拡散処理において、｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難であるため５μｍ以上にした。また、５０μｍを超える距離では浸炭に長時間を要する上に、浸炭した領域の全部を脱炭するのにも長時間を要する。さらに、得られる効果も飽和するため好ましい距離ｙは５０μｍ以下とした。浸炭の方法は、特に制限されず、よく知られているガス浸炭法などで行えばよい。
なお、製品金属板の磁気特性の点からは、Ｃ含有量が０．００５質量％以下であることが好ましいので、磁気特性の優れた鋼板を製造するには、Ｃ含有量が０．００５質量％以下のケイ素鋼を用いて、上述のＣ濃度に浸炭するのがコスト的に有利である。
（Ｍｎ含有量）
Ｆｅ系金属にオーステナイト安定化元素であるＭｎを含有させる場合は、脱Ｍｎに伴うγ−α変態を利用した組織制御によって｛１００｝に配向した結晶粒の芽を形成することができる。脱炭とともに脱Ｍｎを併せて行うことにより、表層部のα相化がより効率良く行われ、脱炭及び脱Ｍｎした領域の｛２００｝面集積度がより高まる。このような機能を発揮させるには、脱Ｍｎ処理をする前のＭｎ含有量は、０．２質量％以上とするのが好ましい。
上述のγ−α変態を利用した組織制御は脱炭単独でも行うことができるので、Ｍｎは含有させなくてもよい。ただし、Ｍｎを含有させると、電気抵抗を大きくして鉄損を低減させる効果もあるので、脱Ｍｎを行わない場合でも、必要に応じて、２．０質量％以下の範囲でＭｎを含有させてもよい。以上の点から、Ｍｎを含有させる場合のＭｎ含有量の範囲は、０．２質量％〜２．０質量％とするのが好ましい。
（その他の含有元素）
本実施形態では、原理的に、α−γ変態系の成分を有するＦｅ系金属に適用可能であるので、特定の組成範囲のＦｅ系金属に限定されるものではない。α−γ変態系成分の代表的なものとして、純鉄や普通鋼やなどの鋼が例示される。例えば、Ｃを上述のように１ｐｐｍ〜０．１０質量％含有し、あるいはさらにＭｎを０．２質量％〜２．０質量％含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる純鉄や鋼を基本とし、適宜、添加元素を含有させたものである。その他、Ｃ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％〜１．０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。また、その他の不純物としては、微量の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。なお、ＡｌやＭｎを添加して電気抵抗を増加させて鉄損を低減したり、Ｃｏを添加して飽和磁束密度Ｂsを増加させて磁束密度を増加したりすることも本発明の範囲に含まれる。
（母材金属板の厚み）
母材金属板の厚みは、１０μｍ以上、６ｍｍ以下とする。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｛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ない。
［脱炭処理］
母材金属板の表層部をα相化するための脱炭処理において、脱炭雰囲気中で加熱して脱炭するには、次のように行うのがよい。
（脱炭処理の温度）
脱炭処理の温度は、Ａ１点以上の温度であって、Ｃ：０．０２質量％未満まで脱炭した際にα単相となる温度とする。Ｃ：０．０２質量％以上含有する母材金属板を脱炭によってγ−α変態を起こさせるためには、γ単相あるいはγ相とα相との２相領域の温度（すなわち、Ａ１点以上の温度）に加熱する。
（脱炭処理の雰囲気）
脱炭雰囲気は、方向性電磁鋼板の製造などで従来知られている方法が採用できる。例えば、最初は、弱脱炭性雰囲気、例えば１Torr以下の真空中、もしくは露点−２０℃未満のＨ2、Ｈｅ、Ｎｅ、Ｎｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒｎ、Ｎ2の１種または２種以上のガス中の雰囲気で脱炭し、次いで、強脱炭性雰囲気、例えば露点−２０℃以上のＨ2に不活性ガスまたはＣＯ、ＣＯ2を添加したガス中の雰囲気で脱炭する方法がある。この場合、弱脱炭性雰囲気で最後まで脱炭を続けると、長時間を要する。
（脱炭処理を行う時間）
脱炭処理を行う時間は、０．１分以上６００分以下が好ましい。０．１分未満では脱炭後に｛２００｝面集積度を２０％以上とすることが困難であり、６００分を超えるような長時間ではコストが多くかかりすぎる。
（脱炭処理を行う範囲）
脱炭処理を行う範囲は、表面から深さ方向の距離をｘとすると、距離ｘまでの範囲であり、距離ｘは５μｍ以上５０μｍ以下である。距離ｘが５μｍ未満であると、脱炭後の拡散処理において、｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。このため、表面から深さ方向の距離ｘは５μｍ以上とした。また、５０μｍを超える距離では脱炭に長時間を要する上に、｛２００｝面集積度は飽和するため工業的に有利ではない。したがって、距離ｘは５０μｍ以下とした。
（他の脱炭方法）
また、特許文献６に記載されているように、脱炭を促進する物質を焼鈍分離材として鋼板表面に塗布し、これをコイルに巻取りコイル焼鈍して脱炭領域を形成してもよい。また、単板状の鋼板表面に前記の焼鈍分離材を塗布して積層し、これを前記温度で同様の時間焼鈍することによって脱炭領域を形成してもよい。
（脱炭後のＣ量）
脱炭後のＣ量は、上述のように、α相単相の組織を得るために０．０２質量％未満とする。製品の磁気特性の点から好ましくは、０．００５質量％以下である。
（脱炭後の｛２００｝面集積度）
以上のような条件で脱炭焼鈍を行うことによって、脱炭後における脱炭した領域の｛２００｝面集積度が２０％以上となっていることが好ましい。２０％未満では、次に行われる拡散処理において、｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。また、｛２００｝面集積度の上限は９９％とするのが好ましい。９９％超では磁気特性は劣化する。｛２００｝面集積度は、脱炭温度、脱炭時間、脱炭雰囲気をなどの条件を選択することによって上記範囲に入るように調整される。なお、上記方位面の面集積度の測定は、第１の実施形態と同様に、ＭｏＫα線によるＸ線回折で行うことができる。
［脱Ｍｎ処理］
本実施形態では、母材金属板にＭｎを含有させて脱炭処理と脱Ｍｎ処理とを併用してもよい。脱Ｍｎ処理は、脱炭と同時あるいは脱炭に引き続いて次のような条件で行う。なお、特許文献６に示されるように、鋼板に、脱炭を促進する物質と脱Ｍｎを促進する物質とを含む焼鈍分離剤を塗布して、鋼板を積層した状態で脱炭処理と脱Ｍｎ処理とを同時に行うこともできる。
（脱Ｍｎ処理の温度及び範囲）
脱Ｍｎ処理を行う温度は、脱炭と同様にＡ１点以上の温度とする。脱Ｍｎ雰囲気は、減圧雰囲気下で行うのがよい。また、脱Ｍｎ処理を行う時間は、脱炭と同じく０．１分以上６００分以下の範囲とすることが好ましい。
（脱Ｍｎ処理を行う範囲）
脱Ｍｎ処理を行う範囲は、表面から深さ方向の距離をｘとすると、距離ｘまでの範囲であり、距離ｘは５μｍ以上５０μｍ以下であることが好ましい。距離ｘが５μｍ未満であると、脱Ｍｎ後の拡散処理において、｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。このため、好ましい表面から深さ方向の距離ｘは５μｍ以上とした。また、５０μｍを超える距離では脱Ｍｎに長時間を要する上に、｛２００｝面集積度は飽和するため工業的に有利ではない。したがって、好ましい距離ｘは５０μｍ以下とした。
（脱Ｍｎ後の｛２００｝面集積度）
以上のような条件で脱炭焼鈍を行うことによって、脱Ｍｎ後において脱Ｍｎ処理がなされた領域の｛２００｝面集積度が２０％以上となっていることが好ましい。２０％未満では、次に行われる拡散処理において、｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難である。｛２００｝面集積度の上限は９９％とするのが好ましい。９９％超では磁気特性は劣化する。
［異種金属］
次に、脱炭によって表層部がα相化された母材金属板に、Ｆｅ以外の異種金属を拡散させ、金属板の厚み方向へ｛１００｝集合組織の領域を増加させる。異種金属としては、フェライト形成元素を用いる。手順としては、まず、α−γ変態系成分のＦｅ系金属よりなる母材金属板の片面あるいは両面に異種金属を第二層として層状に付着させる。そして、その異種金属の元素が拡散して合金化した領域をα単相系の成分にして、その領域を脱炭（あるいはさらに脱Ｍｎ）してα相に変態した領域以外にも、金属板内の｛２００｝面集積度を高めるための｛１００｝配向の芽として維持できるようにする。そのようなフェライト形成元素として、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、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。
異種金属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に効率良く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際の加熱前の異種金属の厚みは、０．０５μｍ以上、１０００μｍ以下であることが好ましい。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を超えると、異種金属の層を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］
フェライト形成元素を付着させた母材金属板を、母材金属板のＡ３点まで加熱することにより、母材金属板内の一部または全体にフェライト形成元素を拡散させ、母材金属板を合金化させる。フェライト形成元素が合金化した領域ではα相が維持される。あるいは、脱炭した領域を超えて内部にフェライト形成元素を拡散させて合金化し、合金化した領域を部分的にα単相成分とすることにより、その領域をα相化する。その時、脱炭により形成された領域の配向を引き継いで変態するため、｛２００｝面集積度はさらに高まる。この結果、合金化された領域では、α−Ｆｅ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。
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、その温度を保持する。すでに合金化されている領域ではγ相へ変態しないα単相の組織となるため、｛１００｝結晶粒はそのまま維持され、その領域の中で｛１００｝集合組織の結晶粒が優先成長して｛２００｝面集積度が増加する。また、α単相成分でない領域はγ相へ変態する。
また、保持時間を長くすると、｛１００｝集合組織の結晶粒は粒同士が合体し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、さらなるフェライト形成元素の拡散に伴い、フェライト形成元素と合金化した領域ではγ相からα相に変態していく。その際、図４Ａに示すように、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相の結晶粒７となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα相の結晶粒７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。また、その結果として｛２２２｝面集積度は低下する。
なお、最終的に５０％以上の高い｛２００｝面集積度とするためには、保持時間を調整して、この段階において、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上で、かつ、｛２２２｝面集積度が３０％以下とするのが好ましい。また、金属板全体が合金化されるまでＡ３点以上で保持された場合には、図４Ｃに示すように、金属板の中心部までα単相組織となり、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心に到達する。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。１３００℃を超える温度で加熱しても磁気特性に対する効果が飽和する。また、保持温度に到達後、直ちに冷却を開始してもよいし、６０００分以下の時間で保持して冷却を開始してもよい。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相の｛２００｝面集積度を３０％以上とすることができる。
［加熱拡散処理後の冷却］
拡散処理後、フェライト形成元素が合金化されていない領域が残った状態で冷却すると、図４Ｂに示すように、合金化していない領域では、γ相からα相への変態する際に、すでに｛１００｝に配向したα相の結晶粒９となって領域の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより｛２００｝面集積度が増加し、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下で、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下の集合組織を有する金属板が得られ、Ｚ値の条件を満たす結晶が成長し、高い磁束密度が金属板面内の任意の方向で得られるようになる。
また、図４Ｃに示すように、金属板全体が合金化されるまでＡ３点以上で保持され、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心に到達した場合には、図４Ｄに示すように、そのまま冷却して｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心まで到達した集合組織を得ることができる。これにより、異種金属が金属板全体に合金化され、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下で、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下の集合組織を有する金属板が得られる。
以上のように、｛２００｝面集積度の値及び母材金属板表面の異種金属の残留状態は、Ａ３点以上の温度の保持時間や保持する温度により変化する。図４Ｂに示す例では、｛１００｝に配向した粒組織が金属板の中心までは到達せず、異種金属も表面に残留した状態にあるが、金属板の中心まで｛１００｝に配向した粒組織とし、表面の第二層の全部を合金化することもできる。
なお、拡散処理後の冷却の際、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。０．１℃／ｓｅｃ未満では冷却に長時間を要し適当でなく、５００℃／ｓｅｃ超では金属板が変形することがあるため、５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。
なお、得られる厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下のＦｅ系金属板は、第二層を残留させる場合には、その厚みを０．０１μｍ以上５００μｍ以下とすることが好ましい。さらに、この段階で合金化されたα単相領域の割合は、Ｆｅ系金属板の断面において１％以上であることが好ましい。
また、図５に示すような組織を形成することも可能であり、この場合、平均冷却速度を第１の実施形態と同様の条件を満たすようにすることによって実現が可能である。
次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、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例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
（実施例１）
本実施例では以下の表１に示す成分ＡまたはＢからなるＮｏ．１〜１６の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Ｆｅ系金属板を作製し、前述したＺの値（＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃ）及び磁束密度の差ΔＢについて調べた。さらに、各種製造条件と｛２００｝面集積度との関係についても調べた。また、α域圧延工程における開始温度を変化させた効果についても詳細に調べた。
Figure 0005278626
まず、表１に示したＡまたはＢの成分を有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるインゴットを真空溶解によって溶製した。そして、これらを圧延素材として用い、以下の表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間圧延板（母材金属板）に加工した。
Figure 0005278626
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、真歪みで−３．２２の圧延率で熱間圧延し、厚さ１０ｍｍの熱間圧延板を得た。ついで、この熱間圧延板をそれぞれ３００〜１０００℃の温度で、真歪みで−１．３９の圧延率でα域圧延した。α域圧延で得られたこれらの圧延板を酸洗した後、冷間圧延により母材金属板を得た。この際、圧下率は真歪みで−２．５３であり、その結果、得られた母材金属板の厚みは０．２ｍｍであった。
成分Ｂの場合には、まず、１２００℃に加熱した厚み２００ｍｍのインゴットを、真歪みで−２．９３の圧延率で熱間圧延し、厚さ１５ｍｍの熱間圧延板を得た。ついで、この熱間圧延板をそれぞれ３００〜１０５０℃の温度で、真歪みで−１．４６の圧延率でα域圧延した。α域圧延で得られたこれらの圧延板を酸洗した後、冷間圧延により母材金属板を得た。この際、圧下率は真歪みで−１．９５であり、その結果、得られた母材金属板の厚みは０．５ｍｍであった。
以上のような手順により得られた母材金属板について、Ｘ線回折によって母材の表層部の集合組織を測定し、前述の方法により｛２００｝面集積度、及び｛２２２｝面集積度を求めた。また、Ｌ断面に垂直方向から組織が観察できるよう薄片化し、表面から１／４ｔ（ｔは厚さ）までの間の領域を観察した。得られた母材金属板の常温での主相はα−Ｆｅ相であった。また、α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果、成分Ａでは９２５℃、成分Ｂでは１０１０℃であった。
次に、表２に示したＮｏ．１〜１７の各母材金属板に、第二層として、蒸着法、スパッタ法、または電気めっき法によって両面に各種異種金属元素を皮膜した。以下の表３及び表４に示すように、異種金属元素としては、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｖ，Ｗの中の何れかを選択した。皮膜の厚みは表３及び４に示した通りにした。
次に、第二層を付着させた母材金属板に各種条件で熱処理を施す実験を行った。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。昇温してから保持するまでの間は、圧力が１０-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理を行った。冷却時には、冷却速度が１℃／ｓｅｃ以下の場合には真空中で炉出力制御によって温度制御を行った。また、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上の場合にはＡｒガスを導入して、流量の調整によって冷却速度を制御した。
ここで、Ａ３点まで加熱する昇温過程と、Ａ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して保持する保持過程と、Ａ３点未満の温度に冷却する冷却過程とにおける集合組織の変化を調べた。具体的には、同じ母材−皮膜条件の組み合わせの母材金属板を３つ用意して、それぞれの過程毎で熱処理実験を行って集合組織の変化を調べた。
昇温過程に関する試料は、母材金属板を所定の昇温速度で室温からＡ３点まで加熱し、保持時間無しで室温まで冷却して作製した。冷却速度は１００℃／ｓｅｃとした。集合組織の測定は前述したＸ線回折法による方法で行い、Ｘ線は表面から照射し、逆極点図でα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度、及び｛２２２｝面集積度を求めた。
保持過程に関する試料は、母材金属板を所定の昇温速度で室温からＡ３点を超える所定温度まで加熱し、所定の保持時間の後に室温まで冷却して作製した。そして、作製した試料の集合組織を同様に測定し、α−Ｆｅ相の｛２００｝、｛２２２｝面集積度を求めた。
冷却過程に関する試料は、母材金属板を所定の昇温速度で室温からＡ３点を超える所定温度まで加熱し、所定の保持時間の後に所定の冷却速度で室温まで冷却して作製した。また、合金化されてない位置の｛２００｝、｛２２２｝面集積度を評価するため、合金化されていない位置が評価面となるように、作製した試料の表面から所定の距離までの層を除去した試験片を作製した。なお、金属板全体に合金化されている場合は、評価面を板厚の１／２の位置とした。作製した試料の集合組織の測定は、Ｘ線を試験片の表面と、層を除去された試験片の所定の面とからそれぞれ照射し、同様にそれぞれのα−Ｆｅ相の｛２００｝、｛２２２｝面集積度を求めた。
次に、得られた製品を評価するために、磁気測定を行った。まず、ＳＳＴ（Single
Sheet Tester）を用いて５０００Ａ／ｍの磁化力に対する平均磁束密度Ｂ５０及び磁束密度の差ΔＢを求めた。この時、測定周波数は５０Ｈｚとした。平均磁束密度Ｂ５０を求める際には、図１に示すように、製品の周方向に２２．５°毎に磁束密度Ｂ５０を求め、これらの１６方向の磁束密度Ｂ５０の平均値を算出した。また、これらの１６方向の磁束密度Ｂ５０のうち、最大値と最小値との差を磁束密度の差ΔＢとした。次に、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）を用いて飽和磁束密度Ｂｓを求めた。この際に印加した磁化力は０．８×１０6Ａ／ｍであった。評価値は、飽和磁束密度に対する平均磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓとした。
さらに、前述したＸ線回折により｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、及び｛２２３｝＜６９２＞の強度比を算出することにより前述したＺ値を算出した。
以下の表３及び表４には、製造途中のそれぞれの過程、及び、製造後において測定した｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と、得られたＦｅ系金属板のＺ値と、磁気測定の評価結果とを示す。
Figure 0005278626
Figure 0005278626
本発明例では、いずれもＺは２．０以上２００以下であり、磁束密度の差ΔＢが比較例と比べて小さい値となっており、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、これらのＦｅ系金属板は、Ｂ５０／Ｂｓ値が０．８０以上の優れた磁気特性が得られていることが確認できた。
また、本発明例は、表２〜表４に示すように、熱処理の各段階においてα−Ｆｅ相の｛２００｝面が高集積化しやすいことが確認できた。
さらに、本発明例のＬ断面を観察して、表面を含む少なくとも一部の領域がα単相系成分よりなるα単相領域が存在し、Ｌ断面に対するα単相領域の割合が何れも１％以上であることを確認した。
以上のように本発明で規定するように、Ｚ値が２以上２００以下である場合には、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、このようなＦｅ系金属板を得るために、熱間圧延と冷間圧延との間に、３００℃よりも大きく、かつＡ３点未満の温度でα域圧延を実施すると、目的とする製品が得られた。
これに対し、本発明の要件を満たさない条件で圧延を行った母材金属板を用いると、本発明例のような面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られなかった。
（実施例２）
本実施例では表１に示した成分Ｃ、Ｄ、またはＥからなるＮｏ．１８〜３５の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Ｆｅ系金属板を作製し、前述したＺの値（＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃ）及び磁束密度の差ΔＢについて調べた。さらに、各種製造条件と｛２００｝面集積度との関係についても調べた。また、α域圧延工程における開始温度を変化させた効果についても詳細に調べた。
まず、表１に示したＣ、Ｄ、またはＥの成分を有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるインゴットを真空溶解によって溶製した。そして、これらを圧延素材として用い、以下の表５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間圧延板（母材金属板）に加工した。
Figure 0005278626
成分Ｃの場合には、まず、１０５０℃に加熱した厚み２００ｍｍのインゴットを、真歪みでそれぞれ−１．２０〜−３．２２の圧延率で熱間圧延し、厚さがそれぞれ４ｍｍ〜６０ｍｍの熱間圧延板を得た。ついで、この熱間圧延板に対してα域圧延を７００℃で開始し、真歪みでそれぞれ−０．６９〜−３．４０の圧延率でα域圧延して厚さ２ｍｍにした。そして、これらの圧延板を酸洗した後、冷間圧延により母材金属板を得た。この際、圧下率は真歪みで−１．７４であり、その結果、得られた母材金属板の厚みは０．３５ｍｍであった。
成分Ｄの場合には、まず、１０５０℃に加熱したそれぞれの厚み２０ｍｍ〜３００ｍｍのインゴットを、真歪みでそれぞれ−０．２９〜−３．００の圧下率で熱間圧延し、厚さが１５ｍｍの熱間圧延板を得た。ついで、この熱間圧延板に対してα域圧延を６５０℃で開始し、真歪みでそれぞれ−１．４６の圧下率でα域圧延して厚さ３．５ｍｍにした。そして、これらの圧延板を酸洗した後、冷間圧延により母材金属板を得た。この際、圧下率は真歪みで−１．９５であり、その結果、得られた母材金属板の厚みは０．５０ｍｍであった。
成分Ｅの場合には、まず、１２００℃に加熱した厚み２４０ｍｍのインゴットを、真歪みで−２．７７の圧下率で熱間圧延し、厚さが１５ｍｍの熱間圧延板を得た。ついで、この熱間圧延板にα域圧延を７５０℃で開始し、真歪みで−１．６１の圧下率でα域圧延して厚さ６．０ｍｍにした。そして、これらの圧延板を酸洗した後、冷間圧延により母材金属板を得た。この際、圧下率は真歪みでそれぞれ−０．６９〜−６．４０であり、その結果、得られた母材金属板の厚みはそれぞれ０．０１ｍｍ〜３．０ｍｍであった。
以上のような手順により得られた母材金属板について、Ｘ線回折によって母材の表層部の集合組織を測定し、前述の方法により｛２００｝面集積度、及び｛２２２｝面集積度を求めた。また、Ｌ断面に垂直方向から組織が観察できるよう薄片化し、表面から１／４ｔまでの間の領域を観察した。得られた母材金属板の常温での主相はαＦｅ相であった。また、α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果、成分Ｃでは９１５℃であり、成分Ｄでは８７０℃であり、成分Ｅでは９４２℃であった。
次に、表５に示したＮｏ．１８〜３５の各母材金属板に、第二層として、蒸着法、スパッタ法、電気めっき法、または溶融めっき法によって両面に各種異種金属元素を皮膜した。以下の表６及び表７に示すように、異種金属元素としては、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｚｎの中の何れかを選択した。皮膜の厚みは表６及び表７に示した通りにした。
次に、第二層を付着させた母材金属板に各種条件で熱処理を施す実験を行った。実験方法としては、実施例１に示した同じ方法で行った。また、この間における集合組織の観察も実施例１に示した同じ方法で行った。
また、得られた製品の評価では、実施例１と同様に磁気測定を行い、さらには、Ｘ線回折によりＺ値を算出した。
以下の表６及び表７には、製造途中のそれぞれの過程、及び、製造後において測定した｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と、得られたＦｅ系金属板のＺ値と、磁気測定の評価結果とを示す。
Figure 0005278626
Figure 0005278626
本発明例では、いずれも磁束密度の差ΔＢが比較例と比べて小さい値となっており、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、これらのＦｅ系金属板は、Ｂ５０／Ｂｓ値が０．８６以上の優れた磁気特性が得られていることが確認できた。
また、本発明例は、表５〜表７に示すように、熱処理の各段階においてα−Ｆｅ相の｛２００｝面が高集積化しやすいことが確認できた。
さらに、本発明例のＬ断面を観察して、表面を含む少なくとも一部の領域がα単相系成分よりなるα単相領域が存在し、Ｌ断面に対するα単相領域の割合が何れも１％以上であることを確認した。
以上のように本発明で規定するように、Ｚ値が２以上２００以下である場合には、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、このようなＦｅ系金属板を得るために、熱間圧延と冷間圧延との間に、３００℃以上、かつＡ３点未満の温度でα域圧延を実施すると、目的とする製品が得られた。
これに対し、本発明の要件を満たさない条件でα域圧延を行った母材金属板を用いると、本発明例のような面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られなかった。
（実施例３）
本実施例では、母材金属板として、Ｃ：０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０００１質量％、Ａｌ：０．０００２質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる純鉄を脱炭し、第二層にＡｌを適用してＦｅ系金属板を作製し、前述したＺの値（＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃ）及び磁束密度の差ΔＢについて調べた。さらに、製造条件と｛２００｝面集積度との関係についても調べた。
まず、真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延を行って所定の厚みに加工し、前述した組成からなる母材金属板を得た。なお、母材金属板のＡ１点は、７２７℃であった。
熱間圧延では、１０００℃に加熱した厚み２３０ｍｍのインゴットを厚み５０ｍｍまで薄肉化して熱間圧延板を得た。この熱間圧延板から機械加工によって各種厚みの板材を切り出した後に冷間圧延を施し、厚み８μｍ〜７５０μｍの冷間圧延板（母材金属板）を得た。
なお、母材金属板の常温での主相はαＦｅ相であり、α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果９１１℃であった。また、Ｘ線回折によって母材金属板のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述の方法により｛２００｝面集積度、及び｛２２２｝面集積度を求めた。さらに、冷間圧延まで行った結果、それぞれの母材金属板の｛２００｝面集積度は２０〜２６％であり、｛２２２｝面集積度は１８〜２４％であることを確認した。
次に、この母材金属板に対して、脱炭深さ（距離ｘ）が１μｍ〜５９μｍとなるように脱炭焼鈍を施した。脱炭条件は、温度は８００℃、脱炭時間は０．０５分〜５５０分とした。脱炭焼鈍中の雰囲気は、１分以下で脱炭焼鈍を行う場合は強脱炭雰囲気とし、１分を超えて脱炭焼鈍を行う場合は前半を弱脱炭雰囲気とし、後半は強脱炭雰囲気とした。
そして、脱炭焼鈍を行った後、脱炭深さと脱炭領域のＣ量とを測定するとともに、表層の組織と結晶方位とを調べた。結晶方位の測定は前述したＸ線回折法による方法で行い、Ｘ線は表面から照射し、α−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度を求めた。
脱炭焼鈍後、各母材金属板に第二層として両面にＡｌをイオンプレーティング法（以下ＩＰ法）によってそれぞれ１μｍの厚みで皮膜した。
次に、第二層を付着させた母材金属板に各種条件で熱処理を施す実験を行った。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各種昇温速度、保持温度、及び保持時間を制御した。昇温してから保持するまでの間は、圧力が１０-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理を行った。冷却時には、冷却速度が１℃／ｓｅｃ以下の場合には真空中で炉出力制御によって温度制御を行った。また、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上の場合にはＡｒガスを導入して、流量の調整によって冷却速度を制御した。
また、この間における集合組織の観察も実施例１に示した同じ方法で行った。さらに、得られた製品の評価では、実施例１と同様に磁気測定を行い、さらには、Ｘ線回折によりＺ値を算出した。
また、第二層において合金化された割合、及びα単相領域の割合は次のように定義して求めた。
Ｌ断面においてＬ方向１ｍｍ×全厚みの視野で、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro-Analysis）法を用いてＦｅ含有量の面分布とＡｌ含有量の面分布とを測定した。まず、第二層において合金化された割合として、熱処理の前後において、Ｆｅ≦０．５質量％、かつ、Ａｌ≧９９．５質量％となる領域の面積を求めた。そして、Ａｌを皮膜して熱処理を施していない場合の面積をＳ０とし、全ての熱処理が完了したＦｅ系金属板での面積をＳとすると、第二層の合金化率を（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０×１００で定義した。
また、Ｌ断面で観察した熱処理後のＦｅ系金属板の断面の面積をＴ０とし、熱処理後の異種金属の拡散領域の面積をＴとすると、α単相領域の割を（Ｔ／Ｔ０）×１００で定義した。なお、第二層がＡｌの場合には、ＴはＡｌ≧０．９質量％となる領域の面積とした。
表８には、母材金属板、脱炭及び熱処理の条件を示すとともに、製造途中（脱炭焼鈍後）、及び、製造後（拡散処理後）において測定した｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と、得られたＦｅ系金属板のＺ値と、第二層の合金化の割合と、磁気測定の評価結果とを示す。
Figure 0005278626
表８に示すように、本発明例では、いずれも磁束密度の差ΔＢが比較例と比べて小さい値となっており、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、これらのＦｅ系金属板は、Ｂ５０／Ｂｓ値が０．８０以上の優れた磁気特性が得られていることが確認できた。
さらに、本発明例では、母材金属板の脱炭深さ、昇温速度、加熱した後の保持温度、及び保持時間の組み合わせによって、合金化される割合及びα単相領域の割合を制御することができ、優れた磁気特性のＦｅ系金属板が得られることが確認できた。
さらに、本発明例のＬ断面を観察して、表面を含む少なくとも一部の領域がα単相系成分よりなるα単相領域が存在し、Ｌ断面に対するα単相領域の割合が何れも１％以上であることを確認した。
これに対し、例えば、比較例２０１のように脱炭領域が十分でない場合、比較例２０３のように第二層の金属を用いない場合、及び比較例２０４のようにＡ３点以上の温度に加熱しない場合は、本発明例のように面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られなかった。また、本発明例２２８、２２９のように、温度をより高い温度に加熱したり、保持時間をより長くしたりした場合であっても、同様の効果が得られるが、顕著な効果までは現れなかった。
（実施例４）
本実施例では、第二層にフェライト形成元素としてＳｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、またはＡｓを適用し、脱炭に加えて脱Ｍｎを行った場合の｛２００｝面集積度の関係について調べた。
まず、以下の表９に示す６種類の成分系Ｆ〜Ｋを含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる母材金属板を用意した。真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延によって所定の厚みに加工し、上述の母材金属板を得た。なお、これらの母材金属板のＡ１点は、いずれも７２７℃であった。
Figure 0005278626
熱間圧延では、厚さ２３０ｍｍのインゴットを１０００℃に加熱して厚さ５０ｍｍまで薄肉化して熱間圧延板を得た。そして、この熱間圧延板から機械加工によって各種厚みの板材を切り出した後に、冷間圧延を実施し、厚み１０μｍ〜７５０μｍの範囲の母材金属板を製造した。
このとき、得られた母材金属板の常温での主相はいずれもα−Ｆｅ相であった。さらに、α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果、表９に示した温度であった。また、Ｘ線回折によって母材金属板のα−Ｆｅ相の集合組織を測定し、前述の方法により｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を求めた。その結果、冷間圧延が終了した段階では、それぞれの母材金属板の｛２００｝面集積度は１９〜２７％であり、｛２２２｝面集積度は１８〜２５％であることを確認した。
次に、この冷間圧延後の母材金属板に、焼鈍分離材として脱炭を促進する物質、もしくは脱炭を促進する物質と脱Ｍｎを促進する物質とを塗布し、タイトコイル焼鈍もしくは積層焼鈍を行った。このとき、脱炭及び脱Ｍｎ深さが１μｍ以上４９μｍ以下となるように焼鈍を行った。焼鈍の条件としては、温度は７００℃〜９００℃とし、減圧下雰囲気中で行った。また、脱炭焼鈍、もしくは脱炭及び脱Ｍｎの焼鈍が終了した後の表層の組織と結晶方位とを調べた。結晶方位の測定はＸ線回折法で行い、α−Ｆｅ相の｛２００｝集積度、及び｛２２２｝面集積度を求めた。
次に、脱炭焼鈍、もしくは脱炭及び脱Ｍｎの焼鈍後の各母材金属板に対して、ＩＰ法、溶融めっき法、またはスパッタ法を用いて、母材金属板の両面に合計で厚さが１０μｍの異種金属を皮膜した。
引き続き、実施例３で用いた同じ方法により各種条件で熱処理を施し、製造途中の各過程において状態を評価する実験を行った。第二層の合金化率は、実施例３と同様に、（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０×１００と定義し、第二層の金属元素を［Ｍ］とすると、いずれの元素の場合も、Ｆｅ≦０．５質量％、かつ、［Ｍ］≧９９．５質量％となる領域の面積を求めた。
一方、α単相領域の割合も実施例３と同様の手順により求めた。但し、第二層がＳｎの場合には、ＴはＳｎ≧３．０質量％となる領域の面積から求め、同様に、Ａｌの場合にはＡｌ≧０．９質量％となる領域の面積から求めた。また、Ｓｉの場合にはＳｉ≧１．９質量％となる領域の面積から求め、Ｔｉの場合にはＴｉ≧３．０質量％となる領域の面積から求めた。同様に、Ｇａの場合にはＧａ≧４．１質量％となる領域の面積、Ｇｅの場合にはＧｅ≧６．４質量％となる領域、Ｍｏの場合にはＭｏ≧３．８質量％となる領域、Ｖの場合にはＶ≧１．８質量％となる領域、Ｃｒの場合にはＣｒ≧１４．３質量％となる領域、Ａｓの場合にはＡｓ≧３．４質量％となる領域の面積からそれぞれ求めた。
表１０及び表１１には、母材金属板、脱炭等の熱処理の条件を示すとともに、製造途中（脱炭・脱Ｍｎ焼鈍後）、および、製造後（拡散処理後）において測定した｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と、得られたＦｅ系金属板のＺ値と、第二層の合金化の割合と、磁気測定の評価結果とを示す。
Figure 0005278626
Figure 0005278626
本発明例では、いずれも磁束密度の差ΔＢが比較例と比べて小さい値となっており、面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られていることが確認できた。また、これらのＦｅ系金属板は、Ｂ５０／Ｂｓ値が０．８０以上の優れた磁気特性が得られていることが確認できた。
また、本発明例は、表１０及び表１１に示すように、熱処理の各段階においてα−Ｆｅ相の｛２００｝面が高集積化しやすいことが確認できた。
さらに、本発明例のＬ断面を観察して、表面を含む少なくとも一部の領域がα単相系成分よりなるα単相領域が存在し、Ｌ断面に対するα単相領域の割合が何れも１％以上であることを確認した。
これに対し、例えば、比較例２０７のように脱炭及び脱Ｍｎした領域が十分でない場合、比較例２０８のように第二層の金属を用いない場合、比較例２０９のようにＡ３点以上の温度に加熱しない場合では、本発明例のように面内周方向に満遍なく高い磁束密度が得られず、その結果、得られた磁気特性も劣っている。本発明例２７６、２７７のように、温度をより高い温度に加熱したり、保持時間をより長くしたりした場合であっても、同様の効果が得られるが、顕著な効果までは現れなかった。
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
本発明のＦｅ系金属板は、ケイ素鋼板が使用されるような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 (14)

  1. Ｃ：０．０２質量％未満であり、α−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属板であって、
    Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｓｂ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、Ｃｒ、及びＡｓからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素の一部又は全部が合金化されており、板面における｛００１｝＜４７０＞、｛１１６｝＜６ １２ １＞、及び｛２２３｝＜６９２＞のそれぞれの方向のＸ線回折による強度比をそれぞれＡ、Ｂ、Ｃとし、Ｚ＝（Ａ＋０．９７Ｂ）／０．９８Ｃとした場合に、Ｚの値が２．０以上、２００以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
  2. 前記フェライト形成元素が表面から拡散してＦｅと合金化され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Ｆｅ系金属板の表面の少なくとも片側に前記フェライト形成元素を含む層が形成されており、前記層の一部から拡散したフェライト形成元素がＦｅと合金化されてい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。
  4. 前記フェライト形成元素を含む層の厚みが０．０１μｍ以上５００μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載のＦｅ系金属板。
  5. ｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下であり、かつ、｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下であり、
    前記｛２００｝面集積度は下記式（１）で表わされ、前記｛２２２｝面集積度は下記式（２）で表わされることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載のＦｅ系金属板。
    ｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・（１）
    ｛２２２｝面集積度＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００ ・・・（２）
    ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記Ｆｅ系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。
  6. 前記Ｆｅ系金属板の表面を含む少なくとも一部の領域が、前記フェライト形成元素が合金化されたα単相領域であり、前記Ｆｅ系金属板の断面における前記α単相領域の割合が１％以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載のＦｅ系金属板。
  7. 前記Ｆｅ系金属板の厚みが１０μｍ以上６ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載のＦｅ系金属板。
  8. 前記Ｆｅ系金属板の表面側と裏面側とにα単相領域が形成されており、前記表面側のα単相領域と前記裏面側のα単相領域とに跨った結晶粒が形成されていることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載のＦｅ系金属板。
  9. Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、α−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属よりなる鋳片に対して前記鋳片のＡ３点以上の温度で熱間圧延を行って熱間圧延板を得る工程と、
    前記熱間圧延板に対して、３００℃以上、かつ前記鋳片のＡ３点未満の温度でα域圧延を行って圧延板を得る工程と、
    前記圧延板に対して冷間圧延を行って、厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下の母材金属板を得る工程と、
    前記母材金属板の片面あるいは両面に、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｓｂ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素を付着させる工程と、
    前記フェライト形成元素が付着した母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点まで加熱する工程と、
    前記加熱した母材金属板を、さらに前記母材金属板のＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して保持する工程と、
    前記加熱して保持された母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点未満の温度へ冷却する工程と、
    を有し、
    前記α域圧延及び冷間圧延での圧下率の和が真歪み換算で−２．５以下であることを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。
  10. 前記α域圧延での圧下率が真歪み換算で−１．０以下であることを特徴とする請求項９に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
  11. 前記熱間圧延での圧下率が真歪み換算で−０．５以下であることを特徴とする請求項９又は１０に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
  12. Ｃ：０．０２質量％以上１．０質量％以下を含有し、厚さ１０μｍ以上６ｍｍ以下であるα−γ変態が生じ得る組成のＦｅ系金属からなる鋼板を、Ａ１点以上の温度であって、Ｃ：０．０２質量％未満まで脱炭した際にα単相となる温度に加熱して、表面から深さ方向へ５μｍ以上５０μｍ以下の範囲でＣ：０．０２質量％未満まで脱炭した母材金属板を得る工程と、
    前記母材金属板の片面あるいは両面に、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｖ、Ｚｎ、Ｃｒ、及びＡｓからなる群から選ばれる１種類以上のフェライト形成元素を付着させる工程と、
    前記フェライト形成元素が付着した母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点まで加熱する工程と、
    前記加熱した母材金属板を、さらに前記母材金属板のＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱して保持する工程と、
    前記加熱して保持された母材金属板を、前記母材金属板のＡ３点未満の温度へ冷却する工程と、
    を有することを特徴とするＦｅ系金属板の製造方法。
  13. 前記Ｆｅ系金属からなる鋼板が、さらにＭｎを０．２質量％〜２．０質量％含有し、脱炭と脱Ｍｎとを併せて行うことを特徴とする請求項１２に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
  14. Ｃ：０．０２質量％未満を含有し、板厚１０μｍ以上６ｍｍ以下であるα−γ変態成分系のＦｅ系金属からなる鋼板に浸炭して、前記Ｃ：０．０２質量％以上１．０質量％以下に制御する工程をさらに有することを特徴とする請求項１２又は１３に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
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