JP7489773B2 - 軟磁性鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、磁性材料の技術に関し、特に、純鉄よりも飽和磁束密度が高い鉄－窒素系軟磁性鋼板、該軟磁性鋼板の製造方法、該軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機に関するものである。

軟磁性材料において、純鉄の20℃における飽和磁束密度「Bs＝2.14 T」よりも高いBsを示すバルク合金として鉄－コバルト系合金（例えば、Fe-49％Co-2％V、Bs＝2.4 T）が知られている。ただし、Fe-Co系合金は使用されるCoの価格がFeに比して非常に高い。

一方、Fe-Co系合金よりも安価で、純鉄のBsよりも高いBsを示す軟磁性材料として、近年、準安定化合物相のFe₁₆N₂相が注目されており、種々の研究開発が行われている。例えば、特許文献１（特開2001-176715）には、α-Fe相とFe₁₆N₂相の混相を主相とし、該混相中のFe₁₆N₂相の生成割合が10％以上90％以下である高飽和磁化Fe-N系磁性体、が報告されている。

特許文献１では、当該Fe-N系磁性体の製造方法として、酸化鉄粉末または表面が薄い酸化膜で覆われた金属鉄粉末（粒径10～50 nm）を水素ガス気流中で還元する還元工程と、還元工程で得られた鉄粉末をアンモニア気流中またはアンモニアガスを含んだ混合ガス気流中で窒化する窒化工程とを含む製造方法が例示されている。

特許文献２（特表2015-507354）には、規則マルテンサイト窒化鉄（α”-Fe₁₆N₂）粉末を製造する方法であって、ａ）所望の組成及び均一性を有する鉄合金粉末（粒径10～20μm）を作るステップと、ｂ）前記鉄合金粉末を流動床反応器内で窒素源に接触させることによって前記鉄合金粉末を窒化させて窒化鉄粉末を作るステップと、ｃ）前記窒化鉄粉末を不規則マルテンサイト相に転移させるステップと、ｄ）前記不規則マルテンサイト相を焼なましして規則マルテンサイト相にするステップと、ｅ）前記規則マルテンサイト相を前記窒化鉄粉末から分離して前記規則マルテンサイト窒化鉄粉末を得るステップとを含む、規則マルテンサイト窒化鉄粉末の製造方法、が報告されている。

特開２００１－１７６７１５号公報 特表２０１５－５０７３５４号公報

しかしながら、軟磁性材料の用途として電磁鋼板を想定した場合、特許文献１～２に開示されたような粉末材料およびその製造方法は、電磁鋼板のような薄板材の製造・利用に適しているとは言えない。言い換えると、電磁鋼板のような薄板材で望ましい磁気特性を示し、かつそのような薄板材を製造する方法は、特許文献１～２からは知ることができない。

したがって、本発明の目的は、純鉄よりもBsが高い鉄－窒素系の軟磁性鋼板、該軟磁性鋼板の製造方法、該軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機を提供することにある。

（I）本発明の一態様は、軟磁性の鋼板であって、
炭素および窒素を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
α相、α’相、α”相およびγ相から構成され、
前記α相が主相であり、
前記α”相の体積率が10％以上であり、
前記γ相の体積率が5％以下であることを特徴とする軟磁性鋼板、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係る軟磁性鋼板（I）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）前記炭素および前記窒素の合計濃度が0.01原子％以上10原子％以下であり、前記窒素の濃度が前記炭素の濃度よりも高い。
（ii）前記α”相は、格子定数のa軸長に対するc軸長の比率「c／a」が化学量論組成のFe₁₆N₂のそれと異なる結晶相である。
（iii）前記炭素の濃度が1.2原子％以下であり、前記窒素の濃度が9原子％以下である。
（iv）前記軟磁性鋼板の飽和磁束密度Bsが2.14 T超である。
（v）前記軟磁性鋼板の厚さが0.03 mm以上1 mm以下である。

（II）本発明の他の一態様は、上記の軟磁性鋼板の製造方法であって、
炭素濃度0.25質量％以下の低炭素鋼板または炭素濃度0.03質量％以下の電磁純鉄板からなる出発材料に対して、592℃以上911℃未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下でN原子を侵入拡散させる熱処理を行った後に、所定の温度まで所定の冷却方法で冷却する侵窒素熱処理を行う侵窒素処理工程と、
前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、100℃以上210℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行って前記α’相および前記α”相の窒化鉄相を生成させる窒化鉄相生成工程と、
を有することを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係る軟磁性鋼板の製造方法（II）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（vi）前記侵窒素熱処理における前記所定の温度が100℃以上210℃以下の焼戻し温度である。
（vii）前記侵窒素熱処理における前記所定の温度が100℃未満であり、前記所定の冷却方法が焼入れである。
（viii）前記侵窒素処理工程と前記窒化鉄相生成工程との間に、前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、0℃以下に冷却するサブゼロ処理を更に行う。
（ix）前記侵窒素熱処理および／または前記焼戻し熱処理を行う際に、被熱処理板に対して応力場および／または電磁場を印加する。

（III）本発明の更に他の一態様は、上記の軟磁性鋼板の製造方法であって、
炭素濃度0.25質量％以下の低炭素鋼板または炭素濃度0.03質量％以下の電磁純鉄板からなる出発材料に対して、500℃以上592℃未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下でN原子を侵入拡散させる熱処理を行った後に、100℃未満の温度まで焼入れ冷却する侵窒素熱処理を行う侵窒素処理工程と、
前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、100℃以上210℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行って前記α’相および前記α”相の窒化鉄相を生成させる窒化鉄相生成工程と、
を有することを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係る軟磁性鋼板の製造方法（III）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（x）前記侵窒素処理工程と前記窒化鉄相生成工程との間に、前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、0℃以下に冷却するサブゼロ処理を更に行う。
（xi）前記侵窒素熱処理および／または前記焼戻し熱処理を行う際に、被熱処理板に対して応力場および／または電磁場を印加する。

（IV）本発明の更に他の一態様は、軟磁性鋼板の積層体からなる鉄心であって、
前記軟磁性鋼板が上記の本発明に係る軟磁性鋼板であることを特徴とする鉄心、を提供するものである。

（V）本発明の更に他の一態様は、鉄心を具備する回転電機であって、
前記鉄心が上記の本発明に係る鉄心であることを特徴とする回転電機、を提供するものである。

本発明によれば、純鉄よりも飽和磁束密度が高い鉄－窒素系の軟磁性鋼板および該軟磁性鋼板の製造方法を提供することができる。また、該軟磁性鋼板を用いることにより、純鉄を用いた鉄心よりも電気エネルギーと磁気エネルギーとの変換効率を高めた鉄心および回転電機を提供することができる。

回転電機の固定子の一例を示す斜視模式図である。 固定子のスロット領域の拡大横断面模式図である。 本発明の軟磁性鋼板を製造する装置の構成例を示す模式図である。

［本発明の基本思想］
電磁鋼板は、通常、薄板材（例えば、厚さ0.03～1 mm）であり、複数枚を積層成形して回転電機や変圧器の鉄心として使用される材料である。鉄芯では、電気エネルギーと磁気エネルギーとの変換効率が高いことが重要であり、高い磁束密度と低い鉄損が重要になる。磁束密度を高めるには飽和磁束密度Bsが高いことが望ましく、鉄損を低減するには保磁力Hcが小さいことおよび薄板加工性が良好であることが望ましい。また、当然のことながら、鉄芯のコスト低減は重要な課題のうちの一つである。

純鉄は、安価で飽和磁束密度が高い（2.14 T）。純鉄の鉄損は、Hc（80 A/m）である。純鉄に対してケイ素（Si）を1～3質量％程度添加したFe-Si系鋼板は、純鉄よりも飽和磁束密度が若干下がるが（2.0 T）、安価で保磁力を大きく低下させることができる。また、Coを50質量％程度混合したFe-Co系鋼板は、純鉄よりも十分に高い飽和磁束密度（2.4 T）と低い保磁力とを示すが、前述したように材料コストが高い。

一方、純鉄よりも高いBsを示す軟磁性材料として、前述したFe₁₆N₂相がある。しかしながら、Fe₁₆N₂相は準安定化合物相であるため、製造プロセスに関して未解明な領域が多く、種々の先行技術においても粉末材料を対象としているものが多い。

そこで、本発明者等は、電磁鋼板としての利用を念頭に置いて、安価な出発材料（例えば、低炭素鋼板、電磁純鉄板）を用い、Fe-N系軟磁性鋼板を安定して製造するプロセスを鋭意研究した。その結果、出発材料に対して所定の侵窒素熱処理を行って出発材料のC濃度よりも高いN濃度となるように制御した後、所定の窒化物相生成焼戻し処理を施すと、α相を主相とした上でα”相の体積率を10％以上としγ相の体積率を5％以下とすることができ、純鉄よりも高いBsと同等以下のHcとを有する鋼板を安定して製造できることを見出した。本発明は、当該知見により完成されたものである。

以下、本発明に係る実施形態について、図面を参照しながらより具体的に説明する。ただし、本発明はここで取り上げた実施形態に限定されることはなく、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。

（本発明の軟磁性鋼板）
本発明の軟磁性鋼板は、CおよびNを含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、α相（フェライト相、立方晶）、α’相（不規則マルテンサイト相、Fe₈N相、正方晶）、α”相（規則マルテンサイト相、Fe₁₆N₂相、正方晶）およびγ相（オーステナイト相、立方晶）から構成され、α相を主相とした上で、α”相の体積率が10％以上であることが好ましく、γ相の体積率が5％以下であることが好ましい。α”相の体積率は15％以上がより好ましく、γ相の体積率は3％以下がより好ましい。

なお、主相とは、体積率が最も大きい相を意味する。α’相の体積率に特段の限定はないが、α”相形成の前段階としてα’相が形成される可能性があることから、α’相の体積率は10％以上あることが好ましい。

α”相の体積率が10％未満であると、当該軟磁性鋼板のBsが純鉄のBs（2.14 T）を超えることが困難になる。また、γ相は非磁性に近いため、γ相の体積率が5％超になると、α相の体積率を減じさせることと相まって、当該軟磁性鋼板のBsが純鉄のBsを超えることが困難になる。

上記の構成を達成するためには、CおよびNの合計濃度が0.01原子％以上10原子％以下であり、かつN濃度がC濃度よりも高いことが好ましい。N濃度は、C濃度の2倍以上がより好ましく、C濃度の3倍以上が更に好ましい。また、N濃度は9原子％以下が好ましく、C濃度は1.2原子％以下（0.25質量％以下）が好ましい。

CおよびNの合計濃度が0.01原子％未満であると、α”相の体積率が10％に届かず、当該軟磁性鋼板のBsが純鉄のBsを超えることが困難になる。一方、CおよびNの合計濃度が10原子％超になると、γ相の体積率が5％超になるため、当該軟磁性鋼板のBsが純鉄のBsを超えることが困難になる。

なお、不可避不純物（出発材料に含まれる不純物、例えば、水素（H）、ホウ素（B）、Si、リン（P）、硫黄（S）、クロム（Cr）、マンガン（Mn）、ニッケル（Ni）、銅（Cu）など）に関しては、当該軟磁性鋼板のBsに特段の悪影響を及ぼさない範囲（例えば、合計濃度3原子％以内）で許容される。

本発明の軟磁性鋼板では、少なくともα”相は、格子定数のa軸長に対するc軸長の比率「c／a」をＸ線回折法で測定した場合に、該「c／a」が化学量論組成のFe₁₆N₂の「c／a＝1.10」と異なる結晶相であることが好ましい。これは、α”相の結晶格子が平均的に歪んでいることを意味する。化学量論組成のFe₁₆N₂結晶と対比して、N原子が欠損したりC原子が侵入したりして結晶格子が歪むことにより、無歪の結晶格子よりも磁気モーメントの増大が期待できる。

なお、本発明の軟磁性鋼板でのα相は、結晶格子中にC原子とN原子との両方が侵入していると考えられ、Fe-C系状態図におけるα-Fe相の格子定数およびFe-N系状態図におけるα-Fe相の格子定数と異なる格子定数を有していると考えられる。これは、当該軟磁性鋼板のα相の結晶格子が平均的に歪んでいることにつながる。上記と同様に、α相においても結晶格子が歪むことにより、無歪の結晶格子よりも磁化の増大が期待できる。

本発明は、上記のような構成を有することにより、純鉄を超えるBs（2.14 T超）と純鉄と同程度以下の保磁力Hc（例えば80 A/m以下）という磁気特性を示す鉄－窒素系の軟磁性鋼板を提供できる。

（本発明の軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機）
図１は回転電機の固定子の一例を示す斜視模式図であり、図２は固定子のスロット領域の拡大横断面模式図である。なお、横断面とは、回転軸方向に直交する断面（法線が軸方向と平行の断面）を意味する。回転電機では、図１～２の固定子の径方向内側に回転子（図示せず）が配設される。

図１～２に示したように、固定子10は、鉄心11の内周側に形成された複数の固定子スロット12に、固定子コイル20が巻装されたものである。固定子スロット12は、鉄心11の周方向に所定の周方向ピッチで配列形成されるとともに軸方向に貫通形成された空間であり、最内周部分には軸方向に延びるスリット13が開口形成されている。隣り合う固定子スロット12の仕切る領域は鉄心11のティース14と称され、ティース14の内周側先端領域でスリット13を規定する部分はティース爪部15と称される。

固定子コイル20は、通常、複数のセグメント導体21から構成される。例えば、図１～２において、固定子コイル20は、三相交流のU相、V相、W相に対応する3本のセグメント導体21から構成されている。また、セグメント導体21と鉄心11との間の部分放電、および各相（U相、V相、W相）間の部分放電を防止する観点から、各セグメント導体21は、通常、その外周を電気絶縁材22（例えば、絶縁紙、エナメル被覆）で覆われる。

本発明の軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機とは、本発明の軟磁性鋼板を所定の形状に成形加工したものを軸方向に多数枚積層して形成された鉄心11および該鉄心11を利用した回転電機である。本発明の軟磁性鋼板は、前述したように、純鉄を超える飽和磁束密度Bsと純鉄と同程度以下の保磁力Hcという磁気特性を示すことから、従来の電磁鋼板を用いた鉄心よりも電気エネルギーと磁気エネルギーとの変換効率を高めた鉄心を提供できる。高効率な鉄心は、回転電機の小型化や高トルク化につながる。

また、本発明の軟磁性鋼板は、Fe-Co系鋼板よりも材料コストが低い低炭素鋼板、電磁純鉄板等を採用可能なことから、そのような高効率な鉄心および回転電機を低コストで提供できる利点もある。

（本発明の軟磁性鋼板の製造方法）
次に、上記の軟磁性鋼板を製造する方法について説明する。

本発明に係る軟磁性鋼板の製造方法は、まず、出発材料として安価な板材（例えば、低炭素鋼板、電磁純鉄板）を用いることに特徴がある。さらに、出発材料に対して所定の侵窒素熱処理を施して出発材料のC濃度よりも高いN濃度となるように制御する侵窒素処理工程を行った後、所定の焼戻し熱処理を施して主相のα相中にα’相およびα”相の窒化鉄相を分散生成させる窒化鉄相生成工程を行うことに特徴がある。

低炭素鋼板（C濃度：0.25質量％以下）や電磁純鉄板（C濃度：0.03質量％以下）は、工業的に広く利用されている材料であり、安価で入手することができる。それらの鋼板はC含有率が低いことから、侵窒素熱処理において鋼板中のN濃度の制御（C濃度よりも高いN濃度とする制御）が比較的容易になり、プロセスコストの低減にも寄与する。また、量産性の観点から、長尺板（長手方向と幅方向とが明確に区別できる板材）を用いることが好ましい。

侵窒素熱処理に関しては、次のような３種類のプロセスを適宜利用することが好ましい。

第１のプロセスは、Fe-N系状態図におけるA₁変態点（592℃）以上でFe-C系状態図におけるA₃変態点（911℃）未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下で、所望のN濃度までN原子を侵入拡散させる第１の熱処理を行った後、そのまま所定の焼戻し温度（100℃以上210℃以下）まで冷却する第１の侵窒素熱処理である。アンモニアガス雰囲気としては、アンモニア（NH₃）ガスと窒素（N₂）ガスとの混合ガスや、NH₃ガスと水素（H₂）ガスとの混合ガスを好適に利用できる。A₁変態点以上の温度領域とは、γ相が生成しうる温度領域である。

第２のプロセスは、上記の第１の熱処理を行った後、焼戻し温度未満（100℃未満）まで急冷して焼入れする第２の侵窒素熱処理である。焼入れ方法に特段の限定はなく従前の方法（例えば、水冷却、油冷却、ガス冷却）を適宜利用できる。A₁変態点以上の温度から焼入れを行うことにより、γ相にマルテンサイト変態を起こさせることができる。

第３のプロセスは、500℃以上でFe-N系状態図におけるA₁変態点（592℃）未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下で、所望のN濃度までN原子を侵入拡散させる第２の熱処理を行った後、焼戻し温度未満まで急冷して焼入れする第３の侵窒素熱処理である。アンモニアガス雰囲気は、第１の侵窒素熱処理のそれと同じであり、焼入れ方法は、第２の侵窒素熱処理のそれと同じである。A₁変態点未満の温度はγ相が安定して存在する温度領域ではないが、原料板材中にγ相が存在／残存する場合、焼入れを行うことにより当該γ相にマルテンサイト変態を起こさせることができる。

第２～第３のプロセスにおいて、焼入れを行った後に、サブゼロ処理（0℃以下に冷却する処理）を追加で行ってもよい。焼入れ材にγ相が残存している場合、サブゼロ処理を行うことにより残留γ相を更に低減することができる。

侵窒素熱処理を行った後の焼戻し熱処理としては、100℃以上210℃以下の温度範囲で適当な時間保持する熱処理が好ましい。保持時間に関しては、焼戻し温度および被熱処理材の熱容量を勘案して適宜設定すればよい。焼戻し熱処理を行うことにより、γ相からα相への変態またはマルテンサイト組織からα相への変態が起こると共に、主相のα相中にα’相およびα”相の窒化鉄相が分散生成する。焼戻し熱処理の雰囲気に特段の限定はないが、被熱処理材の望まない酸化を抑制する観点から、非酸化性雰囲気（例えば、N₂ガス、Arガス、H₂ガス）を好適に利用できる。

侵窒素熱処理においては、原料鋼板中のC原子および侵入拡散したN原子が結晶相（α相、γ相）中にほぼ均等に分散固溶していると考えられる。その後、N原子を侵入拡散させた板材を焼戻しすると、γ相からα相へ変態する過程やマルテンサイト組織からα相へ変態する過程において、C原子分布およびN原子分布にスピノーダル分解のような分布変動／濃度分布が生じると考えられ、該濃度分布に起因して窒化鉄相が分散生成すると考えられる。C原子やN原子の分布変動／濃度分布に基づく窒化鉄相生成であることから、化学量論組成のFe₈N結晶やFe₁₆N₂結晶が形成されずに、結晶格子が歪んだα’相やα”相が形成されると考えられる。また、α相においても、結晶格子が歪んだ状態になると考えられる。

侵窒素熱処理および／または焼戻し熱処理を行う際に、被熱処理板に対して応力場および／または電磁場を印加することは、より好ましい。応力場としては、被熱処理板の長手方向への引張応力や厚さ方向への圧縮応力を好適に利用できる。電磁場としては、例えば、電磁石によって形成される静磁場や動磁場を好適に利用できる。応力場および／または電磁場の印加は、結晶格子を直接的／間接的に歪ませることで、C原子やN原子の拡散・分布変動を促進する作用があると考えられる。その結果、結晶格子が歪んだ窒化鉄相およびα相の形成が促進される効果がある。

侵窒素熱処理および焼戻し熱処理を行う加熱装置に特段の限定はなく、従前の加熱装置（例えば、抵抗加熱炉、高周波誘導加熱炉）を適宜利用できる。なお、高周波誘導加熱炉を利用した場合、速い昇降温速度が可能なことから熱処理時間を短縮できる利点と、加熱方式自体が電磁場を利用することから上記の電磁場印加と類似の作用効果を期待できる利点とがある。

図３は、本発明の軟磁性鋼板を製造する装置の構成例を示す模式図である。図３に示した製造装置は、ロール機構100a，100bの組み合わせで出発材料の搬送と共に出発材料に対して応力場（圧縮応力および／または引張応力）を印加できるようになっており、雰囲気制御機構200aと加熱機構200bとの組み合わせで雰囲気制御を行いながらの侵窒素熱処理を行い、冷却機構300で侵窒素熱処理を経た出発材料に焼入れを行い、雰囲気制御機構400aと加熱機構400bと電磁場印加機構400cとの組み合わせで雰囲気制御および電磁場印加を行いながらの焼戻し熱処理を行える構成になっている。

以下、種々の実施例により本発明をさらに具体的に説明する。ただし、本発明はこれらの実施例に記載された構成・構造に限定されるものではない。

［実施例１］
出発材料として市販の低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度0.5原子％）を用意した。該出発材料に対して、アンモニアガス雰囲気中（50％NH₃-50％N₂ガス、1気圧）、750℃で10時間保持する第１の熱処理を行った後、100％N₂ガスを流して200℃まで冷却する第１の侵窒素熱処理を行った。その後、200℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例１の軟磁性鋼板を作製した。侵窒素熱処理および焼戻し熱処理を行う加熱装置として、抵抗加熱炉を用いた。

得られた実施例１の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、C濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

C濃度およびN濃度は、グロー放電発光分析法（GD-OES）により試料表面から深さ50μmまでの濃度プロファイル（単位：原子％）を測定し、その平均値から当該成分濃度を求めた。GD-OES測定の結果、C濃度が0.5原子％であり、N濃度が2原子％であった。このことから、C濃度に対するN濃度の比「N濃度／C濃度」は4である。

α’相とα”相とγ相の体積率は、試料表面に対して、Mo-Kα線およびCu-Kα線を用いた広角Ｘ線回折測定（WAXD）を行い、プロファイルフィッテイングによって検出相の同定および各回折ピークの積分強度を算出した。次に、標準データ記載の感度係数を用いた積分強度補正を行い、積分強度の比からα’相とα”相とγ相の体積率を求めた。また、α”相の回折ピークから、α”相の格子定数のa軸長に対するc軸長の比率「c／a」を算出した。

WAXD測定の結果、実施例１は、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が30体積％であり、α”相が20体積％であり、γ相が0.5体積％であり、α”相の「c／a」が1.04であった。

磁気特性は、振動試料型磁力計（VSM、理研電子株式会社BHV-525H）を用いて1.6 MA/mの磁界、温度20℃で試料の磁化（単位：emu）測定し、試料体積および試料質量から飽和磁束密度Bs（単位：T）と保磁力Hc（単位：A/m）とを求めた。また、基準例１として、出発材料の低炭素鋼板（C濃度0.5原子％）のBsも求めた。VSM測定の結果、実施例１の軟磁性鋼板は、Bsが2.22 Tであり、Hcが70 A/mであった。基準例１の低炭素鋼板は、Bsが2.12 Tであった。

実施例１および基準例１の諸元と測定結果とを後述する表１にまとめる。

［実施例２］
実施例１と同じ低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度0.5原子％）を用意した。該出発材料に対して実施例１と同様の第１の侵窒素熱処理を行った後、焼戻し熱処理中に被熱処理板の幅方向に磁場（10 kOe）を印加する以外は、実施例１と同様にして100％N₂ガスを流して200℃まで冷却し200℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例２の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例２の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、実施例１と同様に、C濃度が0.5原子％であり、N濃度が2原子％であり、「N濃度／C濃度」は4であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が20体積％であり、α”相が20体積％であり、γ相が0.4体積％であり、α”相の「c／a」が1.04であった。VSM測定の結果、実施例２の軟磁性鋼板は、Bsが2.26 Tであり、Hcが70 A/mであった。焼戻し熱処理中に被熱処理板に対して磁場を印加することにより、Bsが増加する作用効果が確認された。

実施例２の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例３］
実施例１と同じ低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度0.5原子％）を用意した。該出発材料に対して実施例１と同様の第１の侵窒素熱処理を行った後、焼戻し熱処理中に被熱処理板の長手方向に引張応力（196 MPa）を印加する以外は、実施例１と同様にして100％N₂ガスを流して200℃まで冷却し200℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例３の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例３の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、実施例１と同様に、C濃度が0.5原子％であり、N濃度が2原子％であり、「N濃度／C濃度」は4であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が35体積％であり、α”相が25体積％であり、γ相が0.2体積％であり、α”相の「c／a」が1.06であった。VSM測定の結果、実施例３の軟磁性鋼板は、Bsが2.32 Tであり、Hcが60 A/mであった。焼戻し熱処理中に被熱処理板に対して応力を印加することにより、Bsが増加する作用効果が確認された。

実施例３の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例４］
実施例１と同じ低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度0.5原子％）を用意した。該出発材料に対して実施例１と同様の第１の侵窒素熱処理を行った後、焼戻し熱処理中に被熱処理板の長手方向に引張応力（196 MPa）を印加すると共に幅方向に磁場（10 kOe）を印加する以外は、実施例１と同様にして100％N₂ガスを流して200℃まで冷却し200℃で24時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例４の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例４の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、実施例１と同様に、C濃度が0.5原子％であり、N濃度が2原子％であり、「N濃度／C濃度」は4であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が30体積％であり、α”相が15体積％であり、γ相体積率が0.5体積％であり、α”相の「c／a」が1.06であった。VSM測定の結果、実施例４の軟磁性鋼板は、Bsが2.39 Tであり、Hcが70 A/mであった。焼戻し熱処理中に被熱処理板に対して応力印加と磁場印加とを組み合わせることにより、Bsが更に増加する作用効果が確認された。

実施例４の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例５］
実施例１と同じ低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度0.5原子％）を用意した。該出発材料に対して実施例１と同様の第１の熱処理を行った後、水冷却による焼入れをする第２の侵窒素熱処理を行った。次に、焼入れ材に対して、液体窒素を用いたサブゼロ処理（この場合、超サブゼロ処理とも言う）を行い、その後、150℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例５の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例５の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、実施例１と同様に、C濃度が0.5原子％であり、N濃度が2原子％であり、「N濃度／C濃度」は4であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が20体積％であり、α”相が25体積％であり、γ相体積率が0.3体積％であり、α”相の「c／a」が1.07であった。VSM測定の結果、実施例５の軟磁性鋼板は、Bsが2.28 Tであり、Hcが80 A/mであった。焼入れとサブゼロ処理とを組み合わせることにより、実施例１の軟磁性鋼板と比較して、γ相体積率が減少しBsが増加する作用効果が確認された。

実施例５の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例６］
実施例１とは別の市販の低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度1原子％）を用意した。該出発材料に対して、アンモニアガス雰囲気中（50％NH₃-50％N₂ガス、1気圧）、750℃で1時間保持する第１の熱処理を行った後、N₂ガス冷却による焼入れをする第２の侵窒素熱処理を行った。次に、焼入れ材の長手方向に対して引張応力（98 MPa）を印加しながら200℃で10時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例６の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例６の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。また、基準例２として、出発材料の低炭素鋼板（C濃度1原子％）のBsも求めた。

GD-OES測定の結果、実施例１と同様に、C濃度が1原子％であり、N濃度が5原子％であり、「N濃度／C濃度」は5であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が15体積％であり、α”相が20体積％であり、γ相体積率が1体積％であり、α”相の「c／a」が1.05であった。VSM測定の結果、実施例６の軟磁性鋼板は、Bsが2.30 Tであった。基準例２の低炭素鋼板は、Bsが2.09 Tであった。

実施例６および基準例２の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例７］
実施例６と同じ低炭素鋼板（厚さ0.1 mm、C濃度1原子％）を用意した。該出発材料に対して、アンモニアガス雰囲気中（50％NH₃-50％N₂ガス、1気圧）、750℃で0.5時間保持する第１の侵窒素熱処理を行った後、N₂ガス冷却による焼入れをする第２の侵窒素熱処理を行った。次に、焼入れ材の長手方向に対して引張応力（98 MPa）を印加しながら200℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例７の軟磁性鋼板を作製した。実施例７では、侵窒素熱処理および焼戻し熱処理を行う加熱装置として、高周波誘導加熱炉を用いた。

得られた実施例７の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、実施例６と同様に、C濃度が1原子％であり、N濃度が5原子％であり、「N濃度／C濃度」は5であった。WAXD測定の結果、α相、α’相、α”相およびγ相の回折ピークが検出され、α’相が20体積％であり、α”相が25体積％であり、γ相体積率が3体積％であり、α”相の「c／a」が1.05であった。VSM測定の結果、実施例７の軟磁性鋼板は、Bsが2.30 Tであった。加熱装置として高周波誘導加熱炉を用いることにより、実施例６と同等の特性をより短時間で得られることが確認された。

実施例７の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例８］
実施例１とは別の市販の電磁純鉄板（厚さ0.05 mm、C濃度0.01原子％）を用意した。該出発材料に対して、アンモニアガス雰囲気中（80％NH₃-20％H₂ガス、1気圧）、580℃で10時間保持する第２の熱処理を行った後、水冷却による焼入れをする第３の侵窒素熱処理を行った。次に、焼入れ材の長手方向に対して引張応力（98 MPa）を印加すると共に厚さ方向に磁場（10 kOe）を印加しながら150℃で10時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例８の軟磁性鋼板を作製した。侵窒素熱処理および焼戻し熱処理を行う加熱装置として、抵抗加熱炉を用いた。

得られた実施例８の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。また、基準例３として、出発材料の電磁純鉄板（C濃度0.01原子％）のBsも求めた。

GD-OES測定の結果、C濃度が0.01原子％であり、N濃度が0.5原子％であり、「N濃度／C濃度」は50であった。WAXD測定の結果、α相、α’相およびα”相の回折ピークは検出されたが、γ相の回折ピークは検出されなかった。α’相が20体積％であり、α”相が25体積％であり、γ相体積率が0体積％であり、α”相の「c／a」が1.06であった。VSM測定の結果、実施例８の軟磁性鋼板は、Bsが2.30 Tであり、Hcが80 A/mであった。基準例３の電磁純鉄板は、Bsが2.14 Tであった。

当該軟磁性鋼板の製造プロセスが、Fe-N系状態図におけるA₁変態点（592℃）未満の温度領域および焼入れによるγ相を経由しない侵窒素熱処理、および焼戻し熱処理の組み合わせであることから、γ相体積率が0体積％になったと考えられる。

実施例８および基準例３の諸元と測定結果とを後述する表１に併記する。

［実施例９］
実施例８と厚さの異なる電磁純鉄板（厚さ0.1 mm、C濃度0.01原子％）を用意した。該出発材料に対して、アンモニアガス雰囲気中（80％NH₃-20％H₂ガス、0.5気圧）、出発材料の長手方向に対して引張応力（98 MPa）を印加しながら580℃で10時間保持する第２の熱処理を行った後、水冷却による焼入れをする第３の侵窒素熱処理を行った。次に、焼入れ材の幅方向に磁場（10 kOe）を印加しながら150℃で1時間保持する焼戻し熱処理を行って、実施例９の軟磁性鋼板を作製した。

得られた実施例９の軟磁性鋼板から各種性状調査用の試験片を採取して、実施例１と同様にしてC濃度、N濃度、検出相の同定、α’相とα”相とγ相の体積率、α”相の「c／a」、および磁気特性を調査した。

GD-OES測定の結果、C濃度が0.01原子％であり、N濃度が1.5原子％であり、「N濃度／C濃度」は150であった。WAXD測定の結果、α相、α’相およびα”相の回折ピークは検出されたが、γ相の回折ピークは検出されなかった。α’相が25体積％であり、α”相が30体積％であり、γ相体積率が0体積％であり、α”相の「c／a」が1.05であった。VSM測定の結果、実施例９の軟磁性鋼板は、Bsが2.30 Tであり、Hcが50 A/mであった。

侵窒素熱処理において被熱処理板に応力場を印加したことから、実施例８のN濃度よりも高いN濃度まで侵入拡散させられたと考えられる。

実施例９の諸元と測定結果とを表１に併記する。

上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実験例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。

10…固定子、11…鉄心、
12…固定子スロット、13…スリット、14…ティース、15…ティース爪部、
20…固定子コイル、21…セグメント導体、22…電気絶縁材
100a，100b…ロール機構、200a…雰囲気制御機構、200b…加熱機構、
300…冷却機構、400a…雰囲気制御機構、400b…加熱機構、400c…電磁場印加機構。

Claims (9)

1. 軟磁性鋼板の製造方法であって、
   前記軟磁性鋼板は、
   炭素および窒素を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
   前記炭素および前記窒素の合計濃度が0.01原子％以上10原子％以下であり、
   α相、α’相、α”相およびγ相から構成され、
   前記α相が主相であり、
   前記α”相の体積率が10％以上であり、
   前記γ相の体積率が5％以下であり、
   前記製造方法は、
   炭素濃度0.25質量％以下の低炭素鋼板または炭素濃度0.03質量％以下の電磁純鉄板からなる出発材料に対して、592℃以上911℃未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下でN原子を侵入拡散させる熱処理を行った後に、100℃以上210℃以下の焼戻し温度まで所定の冷却方法で冷却する侵窒素熱処理を行う侵窒素処理工程と、
   前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、100℃以上210℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行って前記α’相および前記α”相の窒化鉄相を生成させる窒化鉄相生成工程と、
   を有することを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
2. 軟磁性鋼板の製造方法であって、
   前記軟磁性鋼板は、
   炭素および窒素を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
   前記炭素および前記窒素の合計濃度が0.01原子％以上10原子％以下であり、
   α相、α’相、α”相およびγ相から構成され、
   前記α相が主相であり、
   前記α”相の体積率が10％以上であり、
   前記γ相の体積率が5％以下であり、
   前記製造方法は、
   炭素濃度0.25質量％以下の低炭素鋼板または炭素濃度0.03質量％以下の電磁純鉄板からなる出発材料に対して、500℃以上592℃未満の温度範囲および所定のアンモニアガス雰囲気の環境下でN原子を侵入拡散させる熱処理を行った後に、100℃未満の温度まで焼入れ冷却する侵窒素熱処理を行う侵窒素処理工程と、
   前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、100℃以上210℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行って前記α’相および前記α”相の窒化鉄相を生成させる窒化鉄相生成工程と、
   を有することを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
3. 請求項２に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記侵窒素処理工程と前記窒化鉄相生成工程との間に、前記侵窒素処理工程を経た前記出発材料に対して、0℃以下に冷却するサブゼロ処理を更に行うことを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記侵窒素熱処理および／または前記焼戻し熱処理を行う際に、被熱処理板に対して応力場および／または電磁場を印加することを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
5. 請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記軟磁性鋼板は、前記窒素の濃度が前記炭素の濃度よりも高いことを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
6. 請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記α”相は、格子定数のa軸長に対するc軸長の比率が化学量論組成のFe₁₆N₂のそれと異なる結晶相であることを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
7. 請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記軟磁性鋼板は、前記炭素の濃度が1.2原子％以下であり、前記窒素の濃度が9原子％以下であることを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
8. 請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記軟磁性鋼板は、飽和磁束密度が2.14 T超であることを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。
9. 請求項１乃至請求項８のいずれか一項に記載の軟磁性鋼板の製造方法において、
   前記軟磁性鋼板は、厚さが0.03 mm以上1 mm以下であることを特徴とする軟磁性鋼板の製造方法。

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