KR101430322B1 - Ｆｅ계 금속판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
α-γ 변태계의 Fe 또는 Fe 합금으로 이루어지는 모재 금속판(1)의 적어도 한쪽 표면에, 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층(2)을 형성한다. 다음으로, 모재 금속판(1) 및 금속층(2)을 Fe 또는 Fe 합금의 A3점까지 가열하여, 페라이트 형성 원소를 모재 금속판(1) 중에 확산시켜서, {200}면 집적도가 25% 이상, {222}면 집적도가 40% 이하의 페라이트상의 합금 영역(1b)을 형성한다. 다음으로, 모재 금속판(1)을 Fe 또는 Fe 합금의 A3점을 초과하는 온도까지 가열하여, 합금 영역(11b)을 페라이트상으로 유지하면서, {200}면 집적도를 증가시키고, {222}면 집적도를 저하시킨다.
Description
본 발명은, 자심 등에 사용되는 Fe계 금속판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래, 전동기, 발전기, 변압기 등의 자심에 규소 강판이 사용되고 있다. 자심에 사용되는 규소 강판에는, 교번 자계 중에서의 자기적인 에너지 손실(철손)이 적을 것 및 실용적인 자계 중에서의 자속 밀도가 높을 것이 요구된다. 이것을 실현하기 위해서는, 전기 저항을 높이고, 또한 αFe의 자화 용이 방향인 <100>축을, 사용하는 자계의 방향에 집적시키는 것이 유효하다. 특히, 규소 강판의 표면(압연면) 내에 αFe의 {100}면을 고집적화하면, <100>축이 압연면 내에 고집적되기 때문에, 보다 높은 자속 밀도가 얻어진다. 따라서, 규소 강판의 표면에 {100}면을 고집적화시키는 것을 목적으로 한 다양한 기술이 제안되어 있다.
그러나, 종래의 기술에서는, 규소 강판 등의 Fe계 금속판의 표면에 {100}면을 안정적으로 고집적화시키는 것이 곤란하다.
본 발명은, 보다 높은 자속 밀도를 얻을 수 있는 Fe계 금속판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
(1) α-γ 변태계의 Fe 또는 Fe 합금으로 이루어지는 모재 금속판의 적어도 한쪽 표면에, 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층을 형성하는 공정과, 다음으로, 상기 모재 금속판 및 상기 금속층을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점까지 가열해서, 상기 페라이트 형성 원소를 상기 모재 금속판 중에 확산시켜, {200}면 집적도가 25% 이상, {222}면 집적도가 40% 이하의 페라이트상의 합금 영역을 형성하는 공정과, 다음으로, 상기 모재 금속판을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점 이상의 온도까지 가열해서, 상기 합금 영역을 페라이트상으로 유지하면서 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe계 금속판의 제조 방법.
(2) 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정 후에, 상기 모재 금속판을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점 미만의 온도까지 냉각하여, 상기 모재 금속판 중의 미합금 영역을 오스테나이트 상에서 페라이트상으로 변태시키는 동시에, 상기 {200}면 집적도를 더 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 더 저하시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(3) 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 {200}면 집적도를 30% 이상으로 하고, 상기 {222}면 집적도를 30% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(4) 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 {200}면 집적도를 50% 이상으로 하고, 상기 {222}면 집적도를 15% 이하로 하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(5) 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 금속층에 포함되는 상기 페라이트 형성 원소를 모두 상기 모재 금속판 중에 확산시키는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(6) 상기 페라이트 형성 원소는, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(7) 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 두께 방향의 단면에서의 페라이트 단상 영역의 금속판에 대한 면적률을 1% 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(8) 상기 모재 금속판으로서, 전위 밀도가 1×1015m/m3 이상 1×1017m/m3 이하로 되는 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(9) 상기 모재 금속판으로서, 압하율이 97% 이상 99.99% 이하의 냉간 압연에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(10) 상기 모재 금속판으로서, 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(11) 상기 모재 금속판으로서, 압하율이 50% 이상 99.99% 이하의 냉간 압연 및 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(12) 상기 모재 금속판으로서, 냉간 압연에 의해 0.2 이상의 전단 변형이 도입된 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(13) 상기 모재 금속판으로서, 냉간 압연에 의한 0.1 이상의 전단 변형 및 쇼트 블라스트 처리에 의한 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(14) 상기 모재 금속판의 두께는, 10㎛ 이상 5mm 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (13) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.
(15) 페라이트 형성 원소를 함유하고, 표면에 대한 페라이트상의 {200}면 집적도가 30% 이상이며, {222}면 집적도가 30% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe계 금속판.
(16) α-γ 변태계의 Fe 또는 Fe 합금판의 표면으로부터 내부로의 상기 페라이트 형성 원소의 확산에 의해 구성되어 있는 것을 특징으로 하는 (15)에 기재된 Fe계 금속판.
(17) 표면에 상기 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층을 갖는 것을 특징으로 하는 (15) 또는 (16)에 기재된 Fe계 금속판.
(18) 상기 {200}면 집적도가 50% 이상이며, {222}면 집적도가 15% 이하인 것을 특징으로 하는 (15) 내지 (17) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.
(19) 상기 페라이트 형성 원소는, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종인 것을 특징으로 하는 (15) 내지 (18) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.
(20) 페라이트 단상 영역이 금속판의 두께 단면에서의 면적률로 1% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 (15) 내지 (19) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.
또한, 페라이트상의 {200}면 집적도는 식 (1)로 나타내어지고, {222}면 집적도는 식 (2)로 나타내어진다.
{200}면 집적도 = [{i(200)/I(200)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (1)
{222}면 집적도 = [{i(222)/I(222)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (2)
여기서, i(hkl)은, 당해 Fe계 금속판 또는 모재 금속판의 표면에서의 {hkl}면의 실측 적분 강도이며, I(hkl)은, 랜덤 방위를 갖는 시료에서의 {hkl}면의 이론 적분 강도다. {hkl}면으로는, 예를 들어 {110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521} 및 {442}의 11종의 면이 사용된다.
본 발명에 따르면, 페라이트상의 {200}면 집적도가 높고, {222}면 집적도가 낮은 Fe계 금속판을 얻을 수 있어, 자속 밀도를 향상시킬 수 있다.
도 1a는, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1b는, 도 1a에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1c는, 도 1b에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1d는, 도 1c에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1e는, 도 1d에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 2a는, 제1 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2b는, 도 2a에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2c는, 도 2b에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2d는, 도 2c에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 3은, 제2 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 4는, 제3 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 1b는, 도 1a에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1c는, 도 1b에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1d는, 도 1c에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 1e는, 도 1d에 이어, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
도 2a는, 제1 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2b는, 도 2a에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2c는, 도 2b에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 2d는, 도 2c에 이어, Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 3은, 제2 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
도 4는, 제3 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
(본 발명의 기본 원리)
우선, 본 발명의 기본 원리에 대해서 설명한다. 도 1a 내지 도 1e는, 본 발명의 기본 원리를 도시하는 단면도다.
본 발명에서는, 예를 들어 도 1a에 도시한 바와 같이, α-γ 변태계의 Fe계 금속(Fe 또는 Fe 합금)으로 이루어지는 모재 금속판(1)의 적어도 한쪽 표면에, 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층(2)을 형성한다. 모재 금속판(1)으로서는, 예를 들어, 99.8% 정도의 매우 높은 압하율에서의 냉간 압연이 실시된 순철판을 사용한다. 또한, 금속층(2)으로는, 예를 들어 Al층을 형성한다.
계속해서, 모재 금속판(1) 및 금속층(2)을, 모재 금속판(1)의 재료(순철)의 A3점까지 가열한다. 이 가열 중에, 도 1b에 도시한 바와 같이 금속층(2) 중의 페라이트 형성 원소인 Al이 모재 금속판(1) 중에 확산하여, 페라이트상(α상)의 합금 영역(1b)이 형성된다. 모재 금속판(1)의 잔량부는, A3점에 도달하기 직전까지 α상의 미합금 영역(1a)이다. 이 가열에 수반하여, 합금 영역(1b) 및 미합금 영역(1a) 내에서 재결정이 발생한다. 또한, 냉간 압연에 의해 큰 변형이 발생하고 있었기 때문에, 재결정에 의해 발생하는 결정립의 모재 금속판(1)의 표면(압연면)에 평행한 면은 {100}으로 배향되기 쉽다. 따라서, 합금 영역(1b) 및 미합금 영역(1a)의 양쪽에, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립이 다수 발생한다. 여기서, 본 발명의 중요한 포인트는, A3점에 온도가 도달하기 전까지 {100}으로 배향된 α상 결정립이 페라이트 형성 원소인 Al의 확산에 의해 합금 영역(1b)에 포함되고, 또한, α단상계의 합금 성분으로 되어 있는 점이다.
그 후, 모재 금속판(1) 및 금속층(2)을 순철의 A3점 이상의 온도까지 더 가열한다. 그 결과, 도 1c에 도시한 바와 같이 순철로 이루어지는 미합금 영역(1a)은 γ 변태하여 오스테나이트상(γ상)으로 되는 한편, 페라이트 형성 원소인 Al을 함유하는 합금 영역(1b)은 α상 그대로이다. A3점 미만에서 형성된 {100}으로 배향된 α상 결정은 A3점 이상의 온도에서도 γ 변태하지 않고, 그 결정 방위는 유지된다. 또한, 합금 영역(1b) 내에서는, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립(3)이 우선적으로 성장한다. {100} 결정립의 성장에 부수해서, 다른 방위로 배향된 결정립이 소멸되어 간다. 예를 들어, 압연면에 평행한 면이 {111}로 배향된 결정립이 감소해 간다. 이로 인해, 합금 영역(1b)에서의 α상의 {200}면 집적도가 증가하고, {222}면 집적도가 저하한다.
그리고, 모재 금속판(1) 및 금속층(2)을 순철의 A3점 이상의 온도로 유지하면, 금속층(2) 중의 Al이 모재 금속판(1) 중으로 더욱 확산하여, 도 1d에 도시한 바와 같이 α상의 합금 영역(1b)이 확대한다. 즉, 페라이트 형성 원소인 Al의 확산에 따라, γ상인 미합금 영역(1a)의 일부가 α상인 합금 영역(1b)으로 변화된다. 이 변화시에는, 당해 변화가 발생하는 영역의 금속층(2)측에 인접하는 영역인 합금 영역(1b)이 이미 {100}으로 배향되어 있기 때문에, 당해 변화가 발생하는 영역은 합금 영역(1b)의 결정 방위를 이어받아 {100}으로 배향한다. 그 결과, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립(3)이 더 성장한다. 그리고, 결정립(3)의 성장에 부수하여, α상의 {200}면 집적도가 더 증가하고, {222}면 집적도가 더 저하한다.
계속해서, 모재 금속판(1)을 순철의 A3점 미만의 온도까지 냉각한다. 그 결과, 도 1e에 도시한 바와 같이 순철로 이루어지는 미합금 영역(1a)은 α 변태해서 α상으로 된다. 이 상 변태시에도, 상 변태가 발생하는 영역의 금속층(2)측에 인접하는 영역인 합금 영역(1b)이 이미 {100}으로 배향되어 있기 때문에, 당해 상 변태가 발생하는 영역은 합금 영역(1b)의 결정 방위를 이어받아 {100}으로 배향한다. 그 결과, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립(3)이 더 성장한다. 그리고, 결정립(3)의 성장에 부수하여, α상의 {200}면 집적도가 더 증가하고, {222}면 집적도가 더 저하한다. 즉, 미합금 영역(1a)에서도 높은 α상의 {200}면 집적도가 얻어지게 된다.
또한, 금속층(2)이 두꺼워, A3점 이상의 온도로 유지하는 시간이 긴 경우에는, Al이 충분히 확산하여, 냉각시에 모재 금속판(1)의 온도가 A3점 미만으로 되기 이전에 미합금 영역(1a)이 소실되는 경우도 있다. 이 경우에는, 미합금 영역(1a)의 상 변태는 발생하지 않지만, 이미 전체가 합금 영역(1b)으로 되어 있기 때문에, 냉각 개시시의 상태가 유지된다.
따라서, 이들 처리를 거쳐서 제조된 Fe계 금속판(Fe 또는 Fe 합금판)에서는, α상의 {200}면 집적도가 매우 높고, {222}면 집적도가 매우 낮아진다. 이로 인해, 높은 자속 밀도가 얻어진다.
여기서, 본 발명에서의 제반 조건에 대해 설명한다.
"모재 금속판"
모재 금속판의 재료에는, α-γ 변태계의 Fe계 금속(Fe 또는 Fe 합금)을 사용한다. Fe계 금속은, 예를 들어 70질량% 이상의 Fe를 함유한다. 또한, α-γ 변태계는, 예를 들어 약 600℃ 내지 1000℃의 범위 내에 A3점을 갖고, A3점 미만에서는 α상이 주상이 되고, A3점 이상에서는 γ상이 주상으로 되는 성분계다. 여기서, 주상이란, 체적 비율이 50%를 초과하고 있는 상을 말한다. α-γ 변태계의 Fe계 금속을 사용함으로써, 페라이트 형성 원소의 확산 및 합금화에 수반하여 α 단상계의 조성을 갖는 영역을 형성할 수 있다. α-γ 변태계의 Fe계 금속으로서는, 순철 및 저탄소강 등을 들 수 있다. 예를 들어, C 함유량이 1질량ppm 내지 0.2질량%이며, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 순철을 사용할 수 있다. C 함유량이 0.1질량% 이하, Si 함유량이 0.1질량% 내지 2.5질량%를 기본적인 성분으로 하는 α-γ 변태계 성분의 규소 강을 사용할 수도 있다. 또한, 이것에 다양한 원소가 첨가된 것을 사용할 수도 있다. 다양한 원소로는, Mn, Ni, Cr, Al, Mo, W, V, Ti, Nb, B, Cu, Co, Zr, Y, Hf, La, Ce, N, O, P 및 S 등을 들 수 있다. 단, Mn 및 Ni는, 자속 밀도를 저하시킬 우려가 있기 때문에 포함되어 있지 않은 것이 바람직하다.
모재 금속판으로는, 예를 들어 변형이 도입된 것을 사용한다. 모재 금속판의 재결정시에, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립을 다수 발생시켜, α상의 {200}면 집적도를 향상시키기 위해서다. 예를 들어, 전위 밀도가 1×1015m/m3 이상 1×1017m/m3 이하로 되는 가공 변형이 도입되어 있는 것이 바람직하다. 이러한 변형을 발생시키는 방법은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 높은 압하율, 특히 97% 이상 99.99% 이하의 압하율로 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연에 의해 0.2 이상의 전단 변형을 발생시켜도 좋다. 전단 변형은, 예를 들어 냉간 압연시에 상하의 압연 롤을 서로 다른 속도로 회전시키면 발생시킬 수 있다. 이 경우, 상하의 압연 롤의 회전 속도의 차가 클수록 전단 변형이 커진다. 전단 변형의 크기는, 압연 롤의 직경과 회전 속도의 차로부터 산출할 수 있다.
변형은 모재 금속판의 두께 방향의 전체에 발생할 필요는 없으며, 합금화 영역이 형성되기 시작하는 부분, 즉 모재 금속판의 표층부에 변형이 존재하고 있으면 된다. 따라서, 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형을 도입해도 좋고, 냉간 압연에 의한 가공 변형의 도입 또는 전단 변형의 도입과, 쇼트 블라스트 처리에 의한 가공 변형의 도입을 조합해도 좋다. 냉간 압연과 쇼트 블라스트 처리를 조합하는 경우, 냉간 압연의 압하율은 50% 이상 99.99% 이하로 하면 된다. 전단 변형의 도입과 쇼트 블라스트 처리를 조합하는 경우, 전단 변형은 0.1 이상으로 하면 된다. 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형을 도입한 경우, 결정립의 {100}면의 방위를 Fe계 금속판의 표면에 평행한 면 내에서 균등하게 할 수 있다.
모재 금속판으로서, 예를 들어 {100}으로 배향된 집합 조직이 표층부에 미리 형성된 것을 사용해도 된다. 이 경우에도, 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도를 증가시키고, {222}면 집적도를 저하시킬 수 있다. 이러한 모재 금속판은, 예를 들어 큰 변형을 포함하는 금속판을 재결정 어닐링함으로써 얻을 수 있다.
상세한 것은 후술하지만, A3점까지 가열했을 때에, α상의 {200}면 집적도가 25% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 40% 이하인 α상의 합금 영역이 형성되는 모재 금속판을 사용하면 좋다.
모재 금속판의 두께는, 예를 들어 10㎛ 이상 5mm 이하인 것이 바람직하다. 후술하는 바와 같이, Fe계 금속판의 두께는 10㎛ 초과 6mm 이하인 것이 바람직하다. 금속층이 형성되는 것을 고려하면, 모재 금속판의 두께가 10㎛ 이상 5mm 이하인 경우에, Fe계 금속판의 두께를 10㎛ 초과 6mm 이하로 하기 쉽다.
"페라이트 형성 원소 및 금속층"
페라이트 형성 원소로는, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W 및 Zn 등을 사용하는 것이 바람직하다. 이들 원소를 사용하면, α단상계의 조성을 갖는 영역이 형성되기 쉬워, α상의 {200}면 집적도를 효율적으로 향상시킬 수 있다.
페라이트 형성 원소를 포함하는 금속층을 형성하는 방법은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어 용융 도금법 및 전해 도금법 등의 도금법, 물리 기상 퇴적(PVD:physical vapor deposition)법 및 화학 기상 퇴적(CVD:chemical vapor deposition)법 등의 드라이 프로세스법, 압연 클래드법, 및 분말의 도포 등을 들 수 있다. 그 중에서도, 특히 공업적으로 실시하는 경우에는, 도금법 및 압연 클래드법이 바람직하다. 효율적으로 금속층을 형성하기 쉽기 때문이다.
금속층의 두께는, 0.05㎛ 이상 1000㎛ 이하인 것이 바람직하다. 금속층의 두께가 0.05㎛ 미만이면, 합금 영역을 충분히 형성하는 것이 곤란해져, 충분한 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 또한, 금속층의 두께가 1000㎛를 초과하면, A3점 미만으로의 냉각 후에 금속층이 두껍게 잔존하는 경우가 있어, 높은 자기 특성을 얻을 수 없는 경우가 있다.
"금속층의 합금화시키는 비율"
금속층의 모재 금속판과 합금화시키는 부분의 비율은, 두께 방향에서의 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 비율이 10% 미만이면, 합금 영역을 충분히 형성하는 것이 곤란해져, 충분한 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 또한, 이 비율(합금화 비율)은, 모재 금속판의 표면에 수직인 단면에서의 가열 전의 금속층의 면적을 S0, 가열 및 냉각 후의 금속층의 면적을 S라고 하면, 식 (3)으로 나타낼 수 있다.
합금화 비율 = ((S0-S)/S0)×100 … (3)
"α단상 영역의 비율"
페라이트 형성 원소와 Fe의 합금화에 의해 α단상계의 조성을 갖게 된 영역은, 가열 및 냉각 후에 주로 페라이트의 단상(α단상 영역)으로 된다. 한편, 모재 금속판의 합금화되지 않았던 영역은, 가열 및 냉각 후에 주로 α-γ 변태계 영역으로 된다. 따라서, α단상 영역은 합금화 영역과 거의 동등하다. 그리고, α단상 영역의 모재 금속판에 대한 비율은, 두께 방향 단면에서의 면적률을 1% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 비율이 1% 미만이면, 합금 영역이 충분히 형성되어 있지 않아, 충분한 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 보다 높은 α상의 {200}면 집적도를 얻기 위해서는, 이 비율이 5% 이상인 것이 바람직하다.
또한, 페라이트 형성 원소가 합금화한 α단상 영역에서는 전기 저항이 높아지기 때문에, 철손 특성을 향상시키는 효과가 얻어진다. 이 효과가 얻어지는 바람직한 조건으로서 두께 방향에서의 α단상 영역의 금속판에 대한 비율은 1% 이상이다. 1% 미만이면 {200}면 집적도가 충분히 높지 않아, 우수한 철손 특성을 얻기 어려워진다.
더욱 우수한 철손 특성을 얻기 위해서는, 두께 방향에서의 α단상 영역의 금속판에 대한 비율은 5% 이상 80% 이하가 바람직하다. 5% 이상이면 {200}면 집적도가 현저하게 높아져, 그에 수반해서 철손 특성이 향상한다. 80% 이하에서는, α단상 영역의 전기 저항이 보다 높아져, {200}면 집적도가 향상하는 효과와 상승 효과로 철손이 현저하게 저하한다.
여기서, α단상 영역의 비율은, 가열 및 냉각 후의 Fe계 금속판의 표면에 수직인 단면의 면적을 T0, 가열 및 냉각 후의 α단상 영역의 면적을 T라고 하면, 식 (4)로 나타낼 수 있다. 여기서, α단상 영역은, 예를 들어 페라이트 형성 원소가 Al인 경우이면, 농도가 0.9질량% 이상 10질량% 이하의 영역이다. 이 범위는 페라이트 형성 원소마다 다르며, Fe계 합금 상태도 등에 나타나 있는 범위다.
α단상 영역의 비율 = (T/T0)×100 … (4)
"Fe계 금속판의 면 집적도"
Fe계 금속판의 표면(압연면)에 대한 α상의 {200}면 집적도는 30% 이상으로 한다. α상의 {200}면 집적도가 30% 미만이면, 충분히 높은 자속 밀도를 얻을 수 없다. 보다 높은 자속 밀도를 얻기 위해서는, α상의 {200}면 집적도는 50% 이상인 것이 바람직하다. 단, α상의 {200}면 집적도가 99%를 초과하면, 자속 밀도가 포화한다. 또한, α상의 {200}면 집적도를 99%보다 높게 하는 것은 제조상 곤란하다. 따라서, α상의 {200}면 집적도는 99% 이하인 것이 바람직하고, 95% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Fe계 금속판의 표면(압연면)에 대한 α상의 {222}면 집적도는 30% 이하로 한다. α상의 {222}면 집적도가 30%를 초과하면, 충분히 높은 자속 밀도를 얻을 수 없다. 보다 높은 자속 밀도를 얻기 위해서는, α상의 {222}면 집적도는 15% 이하인 것이 바람직하다. 단, α상의 {222}면 집적도가 0.01% 미만이면, 자속 밀도가 포화한다. 또한, α상의 {222}면 집적도를 0.01% 미만으로 하는 것은 제조상 곤란하다. 따라서, α상의 {222}면 집적도는 0.01% 이상인 것 바람직하다.
이들 면 집적도의 측정은, MoKα선에 의한 X선 회절로 행할 수 있다. 상세하게 서술하면, 각 시료에 대하여, 시료 표면에 대해 평행한 α상 결정의 11종 있는 방위면({110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521} 및 {442})의 적분 강도를 측정하고, 그 측정값 각각을 랜덤 방위인 시료의 이론 적분 강도로 나눈 후, {200} 혹은 {222} 강도의 비율을 백분율로 구한다.
그때, 예를 들어 α상의 {200}면 집적도는 식 (1)로 나타내어지고, {222}면 집적도는 식 (2)로 나타내어진다.
{200}면 집적도 = [{i(200)/I(200)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (1)
{222}면 집적도 = [{i(222)/I(222)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (2)
여기서 i(hkl)은, 당해 Fe계 금속판 또는 모재 금속판의 표면에서의 {hkl}면의 실측 적분 강도이며, I(hkl)은, 랜덤 방위를 갖는 시료에서의 {hkl}면의 이론 적분 강도다. 또한, 랜덤 방위를 갖는 시료의 이론 적분 강도 대신에, 시료를 사용한 실측 결과(실측값)를 사용해도 된다.
또한, 전기 저항의 증가에 수반하는 철손의 저감을 목적으로 하여, 강판에 Al 및 Si를 함유시켜도, 자기 변형의 영향에 의해, 그것 만으로는 철손을 충분히 저감하는 것이 곤란하다. α상의 면 집적도가 상기의 범위 내에 있을 경우에, 매우 양호한 철손을 얻을 수 있다. 이것은, 결정립간의 자기 변형의 차가 매우 작아지기 때문인 것으로 생각된다. 또한, 이 효과는, 특히 Fe계 금속판의 표면에 수직인 방향으로 연장되는 기둥 형상 결정이 많을 경우에 현저해진다.
"Fe계 금속판의 두께"
Fe계 금속판의 두께는, 10㎛ 초과 6mm 이하인 것이 바람직하다. 두께가 10㎛ 이하이면, 적층시켜 자심을 제작할 때에 매우 많은 Fe계 금속판을 사용하게 되어, 적층에 수반하는 공극의 발생 빈도가 높아진다. 그 결과, 높은 자속 밀도를 얻기 어려워진다. 또한, 두께가 6mm를 초과하면, 널리 합금화 영역을 형성하는 것이 곤란해져, α상의 {200}면 집적도를 충분히 향상시키는 것이 곤란해진다.
"가열 및 냉각 후의 금속층의 상태"
가열 및 냉각에 수반하여 금속층의 전체가 모재 금속판 중에 확산해도 좋고, 금속층의 일부가 모재 금속판의 표면 및/또는 이면에 잔존해도 된다. 또한, 가열 및 냉각 후에 금속층의 일부가 잔존하고 있을 경우, 에칭 등에 의해 잔존하는 부분을 제거해도 좋다. 모재 금속판의 표면 및/또는 이면에 잔존하는 금속층은, 그 조성에 따라서는 Fe계 금속판의 표층부의 화학 안정성을 높여 내식성을 향상시킬 수도 있다. 내식성의 향상을 목적으로 금속층을 잔존시키는 경우, 그 두께는 0.01㎛ 이상 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 두께가 0.01㎛ 미만이면, 금속층에 깨짐 등의 결함이 발생해서 철손이 불안정해지기 쉽다. 두께가 500㎛를 초과하면, 금속층의 박리 등의 결함이 발생해서 내식성이 불안정해지기 쉽다.
"α상의 면 집적도의 천이"
모재 금속판 및 금속층의 가열시에, A3점에 도달할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 25% 이상으로 하고, {222}면 집적도는 40% 이하로 한다. α상의 {200}면 집적도가 25% 미만인 경우 및 {222}면 집적도가 40%를 초과하는 경우, Fe계 금속판의 α상의 {222}면 집적도를 30% 이하, {200}면 집적도를 30% 이상으로 하는 것이 곤란하다. 또한, A3점에 도달할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 50% 이하로 되어 있는 것이 바람직하고, {222}면 집적도는 1% 이상으로 되어 있는 것이 바람직하다. α상의 {200}면 집적도가 50%를 초과해도, {222}면 집적도가 1% 미만이어도, Fe계 금속판의 자속 밀도가 포화하기 쉽다. 또한, 제조상, α상의 {200}면 집적도를 50%보다 높게 하거나, {222}면 집적도를 1% 미만으로 하는 것은 곤란하다.
또한, 모재 금속판 및 금속층의 가열 및 냉각시에, 냉각을 개시할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 30% 이상으로 되어 있는 것이 바람직하고, α상의 {222}면 집적도는 30% 이하로 되어 있는 것이 바람직하다. α상의 {200}면 집적도가 30% 미만인 경우 및 {222}면 집적도가 30%를 초과하고 있는 경우, Fe계 금속판의 α상의 {222}면 집적도를 30% 이하, {200}면 집적도를 30% 이상으로 하는 것이 곤란해지기 쉽다. 또한, 냉각을 개시할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 99% 이하로 되어 있는 것이 바람직하고, {222}면 집적도는 0.01% 이상으로 되어 있는 것이 바람직하다. α상의 {200}면 집적도가 99%를 초과해도, {222}면 집적도가 0.01% 미만이어도, Fe계 금속판의 자속 밀도가 포화하기 쉽다. 또한, 제조상, α상의 {200}면 집적도를 99%보다 높게 하거나, {222}면 집적도를 0.01% 미만으로 하는 것은 곤란하다.
또한, 냉각을 개시할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 50% 이상으로 되어 있는 것이 보다 바람직하고, α상의 {222}면 집적도는 15% 이하로 되어 있는 것이 보다 바람직하다. 또한, 냉각을 개시할 때에 합금 영역에서의 α상의 {200}면 집적도는 95% 이하로 되어 있는 것이 보다 바람직하다.
냉각을 개시할 때에 미합금 영역이 존재하는 경우, 상술한 바와 같이, 미합금 영역은 A3점에서 γ상에서 α상으로 변태한다. 이 변태 후의 미합금 영역에서도, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상 99% 이하로 되어 있는 것이 바람직하다. α상의 {200}면 집적도가 30% 미만인 경우, Fe계 금속판의 α상의 {222}면 집적도를 30% 이하로 하는 것이 곤란해지기 쉽다. α상의 {200}면 집적도가 99%를 초과해도, Fe계 금속판의 자속 밀도가 포화하기 쉽다. 또한, 제조상, α상의 {200}면 집적도를 99%보다 높게 하는 것은 곤란하다.
"승온 속도 및 냉각 속도"
A3점의 온도까지의 가열 및 A3점 이상의 온도까지의 가열은 연속해서 행할 수 있으며, 이것들의 승온 속도는, 0.1℃/sec 이상 500℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 이 범위의 승온 속도에서, 재결정시에, 모재 금속판의 표면에 평행한 면이 {100}으로 배향되는 결정립이 발생하기 쉽다.
승온 후의 유지 온도는, A3점 이상 1300℃ 이하인 것이 바람직하다. 1300℃를 초과하는 온도로 유지해도 효과가 포화한다. 또한, 유지 시간은 특별히 한정되지 않고, 소정의 온도에 도달한 후에 즉시 냉각을 개시해도 좋다. 또한, 36000sec(10시간)를 유지하면, 금속층 중의 페라이트 형성 원소를 충분히 확산할 수 있다.
A3점 미만의 온도로의 냉각시의 냉각 속도는 0.1℃/sec 이상 500℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 이 온도 범위에서 냉각하면, α상의 {200}면 집적도가 향상하기 쉽다.
승온시의 분위기 및 냉각시의 분위기는 특별히 한정되지 않지만, 모재 금속판 및 금속층의 산화를 억제하기 위해서, 비산화 분위기로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, Ar 가스 또는 N2 가스 등의 불활성 가스와 H2 가스 등의 환원성 가스의 혼합 가스 분위기로 하는 것이 바람직하다. 또한, 진공하에서 승온 및/또는 냉각을 행해도 된다.
(제1 실시 형태)
다음으로, 제1 실시 형태에 대해서 설명한다. 도 2a 내지 도 2d는, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 공정순으로 나타내는 단면도다.
제1 실시 형태에서는, 우선 도 2a에 도시한 바와 같이, 변형이 존재하고, 순철로 이루어지는 모재 금속판(11)의 표면 및 이면에, Al을 함유하는 금속층(12)을 형성한다.
계속해서, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)을 순철의 A3점(911℃)까지 가열하여, 금속층(12) 중의 페라이트 형성 원소를 모재 금속판(11) 중에 확산시켜서, α 상의 합금 영역을 형성한다. 모재 금속판(11)의 잔량부는, A3점에 도달하기 직전까지 α상의 미합금 영역이다. 이 가열에 수반하여, 모재 금속판(11) 내에서 재결정이 발생한다. 또한, 모재 금속판(11)에 변형이 존재하기 때문에, 재결정에 의해 발생하는 결정립의 모재 금속판(11)의 표면(압연면)에 평행한 면은 {100}으로 배향되기 쉽다. 따라서, 모재 금속판(11) 중에, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립이 다수 발생한다.
그 후, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)을 순철의 A3점 이상의 온도까지 더 가열한다. 그 결과, 도 2b에 도시한 바와 같이, α-γ 변태계의 순철로 이루어지는 미합금 영역(11a)은 γ 변태하여 γ상으로 되는 한편, 페라이트 형성 원소인 Al을 함유하는 합금 영역(11b)은 α상 그대로이다. 또한, 금속층(12) 중의 Al이 모재 금속판(11) 중에 더 확산하여, α상의 합금 영역(11b)이 확대한다. 또한, 합금 영역(11b) 내에서는, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립(13)이 우선적으로 성장하기 때문에, 합금 영역(11b)에서의 α상의 {200}면 집적도가 증가하고, {222}면 집적도가 저하한다.
그리고, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)을 순철의 A3점 이상의 온도로 유지하면, 금속층(12) 중의 Al이 모재 금속판(11) 중으로 더욱 확산하여, 도 2c에 도시한 바와 같이 α상의 합금 영역(11b)이 확대한다. 즉, Al의 확산에 수반하여 γ상의 미합금 영역(11a)의 일부가 α상의 합금 영역(11b)으로 변화된다. 이 변화시에는, 당해 변화가 발생하는 영역의 금속층(12)측에 인접하는 영역인 합금 영역(11b)이 이미 {100}으로 배향되어 있기 때문에, 당해 변화가 발생하는 영역은 합금 영역(11b)의 결정 방위를 이어받아 {100}으로 배향된다. 그 결과, 압연면에 평행한 면이 {100}으로 배향된 결정립(13)이 더욱 성장한다. 그리고, 결정립(13)의 성장에 부수해서, 다른 방위로 배향된 결정립이 소멸해 간다. 예를 들어, 압연면에 평행한 면이 {111}로 배향된 결정립이 감소해 간다. 그 결과, α상의 {200}면 집적도가 더 증가하고, {222}면 집적도가 더 저하한다.
계속해서, 모재 금속판(11)을 순철의 A3점 미만의 온도까지 냉각한다. 그 결과, 도 2d에 도시한 바와 같이, 미합금 영역(11a)이 α 변태해서 α상으로 된다. 이 상 변태시에도, 상 변태가 발생하는 영역의 금속층(12)측에 인접하는 영역인 합금 영역(11b)이 이미 {100}으로 배향되어 있기 때문에, 당해 상 변태가 발생하는 영역은 합금 영역(11b)의 결정 방위를 이어받아 {100}으로 배향된다. 그 결과, 결정립(13)이 더욱 성장한다. 그리고, 결정립(13)의 성장에 부수해서, 다른 방위로 배향된 결정립이 더 소멸해 간다. 그 결과, α상의 {200}면 집적도가 더욱 증가하고, {222}면 집적도가 더욱 저하한다. 즉, 미합금 영역(11a)에서도 높은 α상의 {200}면 집적도가 얻어지게 된다.
그 후, 금속층(12)의 표면에 절연 피막을 형성한다. 이와 같이 하여, Fe계 금속판을 제조할 수 있다. 또한, 절연 피막의 형성 전에 금속층(12)을 제거해도 좋다.
(제2 실시 형태)
다음으로, 제2 실시 형태에 대해서 설명한다. 도 3은, 본 발명의 제2 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
제2 실시 형태에서는, 우선 제1 실시 형태와 마찬가지로 하여, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)의 순철의 A3점의 온도까지의 가열까지의 처리를 행한다(도 2a 내지 도 2b). 그리고, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)을 순철의 A3점 이상의 온도로 유지한다. 이때, 제1 실시 형태보다 장시간 유지를 하거나, 유지 온도를 높게 하여, 도 3에 도시한 바와 같이, 금속층(12) 중의 Al을 모두 모재 금속판(11) 중에 확산시킨다. 또한, 결정립(13)을 현저하게 성장시키고, {100} 이외의 방위로 배향된 결정립을 대부분 소멸시켜, 모재 금속판(11) 전체를 α상으로 한다.
그 후, 제1 실시 형태와 마찬가지로 하여, 모재 금속판(11)의 냉각 및 절연 피막의 형성을 행한다. 이와 같이 하여 Fe계 금속판이 제조된다.
(제3 실시 형태)
다음으로, 제3 실시 형태에 대해서 설명한다. 도 4는, 본 발명의 제3 실시 형태에 관한 Fe계 금속판의 제조 방법을 도시하는 단면도다.
제3 실시 형태에서는, 우선 제1 실시 형태와 마찬가지로 하여, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)의 순철의 A3점의 온도까지의 가열까지의 처리를 행한다(도 2a 내지 도 2b). 단, 제1 실시 형태보다 금속층(12)을 두껍게 형성해 둔다. 그리고, 모재 금속판(11) 및 금속층(12)을 순철의 A3점 이상의 온도로 유지한다. 이때, 제1 실시 형태보다 장시간 유지하거나, 유지 온도를 높게 하여, 도 4에 도시한 바와 같이 Al을 모재 금속판(11)의 전체에 확산시킨다. 즉, 모재 금속판(11) 전체를 합금 영역(11b)으로 한다.
그 후, 제1 실시 형태와 마찬가지로 하여, 모재 금속판(11)의 냉각 및 절연 피막의 형성을 행한다. 이와 같이 하여 Fe계 금속판을 제조할 수 있다.
실시예
(제1 실험)
제1 실험에서는, 27종류의 제조 조건(조건 No.1-1 내지 조건 No.1-27)과 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도의 관계에 대해서 조사했다.
제1 실험에서 사용한 모재 금속판은, C:0.0001질량%, Si:0.0001질량%, Al:0.0002질량%, 및 불가피적 불순물을 포함하고 있으며, 잔량부는 Fe였다. 모재 금속판은, 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연을 행하여 제작했다. 열간 압연에서는, 1000℃로 가열한 두께가 230mm의 잉곳을 50mm의 두께까지 박육화해서 열연판을 얻었다. 그 후, 열연판으로로부 기계 가공에 의해 각종 두께의 판재를 잘라내고, 판재에 대하여 표 1에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행했다. 얻어진 모재 금속판(냉연판)의 두께를 표 1에 나타낸다.
계속해서, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 이 측정에서는, 모재 금속판의 표면에 수직인 단면의 조직을 관찰할 수 있는 박막 시료를 제작하여, 모재 금속판의 표면에서부터 두께 방향의 중심까지의 사이의 영역의 관찰을 행했다. 그리고, 이 영역 내의 몇 군데에서 조직 사진을 촬영하여, 전위선의 수로부터 전위 밀도를 구했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 1에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 20% 내지 26%, {222}면 집적도는 18% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.1-1을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에, 금속층으로서 Al층을 이온 플레이팅(IP)법 또는 용융 도금법에 의해 형성했다. 금속층의 두께(양면 합계)를 표 1에 나타낸다. 두께(양면 합계)가 0.01㎛ 내지 0.4㎛인 금속층은 IP법으로 형성하고, 두께(양면 합계)가 13㎛ 내지 150㎛인 금속층은 용융 도금법으로 형성했다. 양면 합계의 두께는, 편면씩 측정한 두께를 합하여 얻어진 값이다.
계속해서, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 열처리에는 골드 이미지로를 사용하여, 프로그램 제어에 의해 각종 승온 속도, 유지 시간을 제어했다. 승온 및 유지는, 10-3Pa 레벨까지 진공화한 분위기 내에서 행했다. 1℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각할 때에는, 진공 중에서 로 출력 제어에 의해 온도 제어를 행했다. 10℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각할 때에는, Ar 가스를 도입해서 유량의 조정에 의해 냉각 속도를 제어했다. 이와 같이 하여 27종류의 Fe계 금속판을 제조했다.
또한, 열처리시에는, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다.
1개의 시료(제1 시료)에 대해서는, 조건 No.1-2를 제외하고, 실온에서부터 A3점(911℃)까지 표 1에 나타내는 승온 속도로 가열하고, 100℃/sec의 냉각 속도로 즉시 실온까지 냉각했다. 조건 No.1-2에서는, 900℃까지 가열하고, 100℃/sec의 냉각 속도로 즉시 실온까지 냉각했다. 그리고, α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 1에 나타낸다.
다른 1개의 시료(제2 시료)에 대해서는, No.1-2를 제외하고, 실온에서부터 1000℃까지 제1 시료와 동일한 승온 속도로 가열해서, 표 1에 나타내는 시간만 1000℃로 유지하고, 100℃/sec의 냉각 속도로 실온까지 냉각했다. 조건 No.1-2에서는, 900℃까지 가열해서, 표 1에 나타내는 시간만 900℃로 유지하고, 100℃/sec의 냉각 속도로 실온까지 냉각했다. 그리고, α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 1에 나타낸다.
나머지 다른 1개의 시료(제3 시료)에 대해서는, 제2 시료와 마찬가지로, 가열 및 900℃ 또는 1000℃로 유지하고, 그 후, 표 1에 나타내는 냉각 속도로 실온까지 냉각했다. 그리고, α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 1에 나타낸다. 제3 시료의 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도의 측정에서는, Fe계 합금판의 전체가 합금화되어 있는 경우에는, 두께 방향의 중심 영역을 평가 대상으로 하고, Fe계 합금판에 미합금 영역이 존재하는 경우에는, 당해 미합금 영역을 평가 대상으로 했다. 이들 평가 대상의 Fe계 합금판의 표면에서부터의 거리를 표 1에 나타낸다("거리" 란). 시험편의 제작시에 있어서는, 평가 대상이 드러나도록 그 상방의 부위를 제거했다.
또한, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 다음과 같이 해서 측정했다. 우선, Fe계 금속판의 표면에 수직인 단면에서의 Fe 함유량의 면 분포 및 Al 함유량의 면 분포를, EPMA(Electron Probe Micro-Analysis)법에 의해 측정했다. 이때, 시야에 대해서는, Fe계 금속판의 표면에 평행한 방향(압연 방향)의 치수를 1mm, 두께 방향의 치수를 당해 Fe계 금속판의 두께로 했다. 그리고, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 Al 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주하고, 상기의 식 (3)으로부터 합금화 비율을 구했다. 또한, Al 함유량이 0.9질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.
또한, 5000A/m의 자화력에 대한 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정했다. 자속 밀도(B50)의 측정에서는, SST(Single Sheet Tester)를 사용하고, 측정 주파수를 50Hz로 했다. 포화 자속 밀도(Bs)의 측정에서는, VSM(Vibrating Sample Magnetometer)을 사용하고, 0.8×106A/m의 자화력을 인가했다. 그리고, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.
표 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.1-3 내지 No.1-27)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 높았다. 또한, 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율이 높았다. 그리고, 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상 99% 이하, 또한 α상의 {222}면 집적도가 0.01% 이상 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.87 이상이었다. 즉, 본 발명예에 따르면, 우수한 자기 특성이 얻어졌다.
한편, 조건 No.1-1의 비교예에서는, 금속층을 형성하고 있지 않기 때문에, 모재 금속판에 전위가 고밀도로 존재하고 있어도, 높은 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없어, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다. 조건 No.1-2의 비교예에서는, 가열 온도가 A3점(911℃) 미만이기 때문에, γ-α 변태에 기초하는 α상의 {200}면 집적도의 향상이 발생하지 않아, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다.
(제2 실험)
제2 실험에서는, 조성이 상이한 6종류의 모재 금속판을 사용하고, 다양한 재료를 금속층에 사용하여, 73종류의 조건(조건 No.2-1 내지 No.2-73)과 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도의 관계에 대해서 조사했다.
제2 실험에서 사용한 6종류의 모재 금속판에 포함되는 성분을 표 3에 나타낸다. 모재 금속판의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이었다. 표 3에는, 각 모재 금속판의 A3점의 실측값도 나타낸다. 모재 금속판은, 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연을 행해서 제작했다. 열간 압연에서는, 1000℃로 가열한 두께가 230mm인 잉곳을 50mm의 두께까지 박육화해서 열연판을 얻었다. 그 후, 열연판으로부터 기계 가공에 의해 각종 두께의 판재를 잘라내고, 판재에 대하여 표 4에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하거나, 쇼트 블라스트 처리를 행하거나, 이들 모두를 행했다. 쇼트 블라스트 처리에서는, 직경이 1mm 내지 3mm인 철 비즈를 모재 금속판의 양면에 10초간씩 연속해서 충돌시켰다. 쇼트 블라스트 처리의 유무 및 얻어진 모재 금속판(냉연판)의 두께를 표 4 및 표 5에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면으로부터 50㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 4 및 표 5에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 19% 내지 27%, {222}면 집적도는 18% 내지 25%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.2-1, No.2-13, No.2-25, No.2-37, No.2-43, No.2-49, No.2-55, No.2-61 및 No.2-67을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에, 금속층을 IP법, 용융 도금법, 스퍼터법, 또는 증착법에 의해 형성했다. 금속층의 두께(양면 합계)를 표 4 및 표 5에 나타낸다. Si층은 IP법에 의해 형성하고, Sn층은 용융 도금법에 의해 형성하고, Ti층은 스퍼터법에 의해 형성했다. 또한, Ga층은 증착법에 의해 형성하고, Ge층은 증착법에 의해 형성하고, Mo층은 스퍼터법에 의해 형성하고, V층은 스퍼터법에 의해 형성하고, Cr층은 스퍼터법에 의해 형성하고, As층은 증착법에 의해 형성했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, α단상 영역의 비율을 구할 때에는, 이하에 나타낸 바와 같이 합금 영역을 결정했다. 금속층에 Si를 사용한 조건 No.2-2 내지 No.2-12에서는, Si 함유량이 1.9질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Sn을 사용한 조건 No.2-14 내지 No.2-24에서는, Sn 함유량이 3.0질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Ti를 사용한 조건 No.2-26 내지 No.2-36에서는, Ti 함유량이 1.2질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Ga를 사용한 조건 No.2-38 내지 No.2-42에서는, Ga 함유량이 4.1질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Ge를 사용한 조건 No.2-44 내지 No.2-48에서는, Ge 함유량이 6.4질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Mo를 사용한 조건 No.2-50 내지 No.2-54에서는, Mo 함유량이 3.8질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 V를 사용한 조건 No.2-56 내지 No.2-60에서는, V 함유량이 1.8질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Cr을 사용한 조건 No.2-62 내지 No.2-66에서는, Cr 함유량이 13.0질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 As를 사용한 조건 No.2-68 내지 No.2-73에서는, As 함유량이 3.4질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 이들의 결과를 표 6 및 표 7에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 이들의 결과를 표 6 및 표 7에 나타낸다.
표 4 및 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.2-3 내지 No.2-12, No.2-15 내지 No.2-24, No.2-27 내지 No.2-36, No.2-39 내지 No.2-42, No.2-45 내지 No.2-48, No.2-51 내지 No.2-54, No.2-57 내지 No.2-60, No.2-63 내지 No.2-66 및 No.2-69 내지 No.2-73)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 높았다. 또한, 표 6 및 표 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율이 높았다. 그리고, 표 6 및 표 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상 99% 이하, 또한 α상의 {222}면 집적도가 0.01% 이상 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다. 즉, 본 발명예에 따르면, 우수한 자기 특성이 얻어졌다.
한편, 조건 No.2-1, No.2-13, No.2-25, No.2-37, No.2-43, No.2-49, No.2-55, No.2-61 및 No.2-67의 비교예에서는, 금속층을 형성하고 있지 않기 때문에, 모재 금속판에 전위가 고밀도로 존재하고 있어도, 높은 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없어, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다. 조건 No.2-2, No.2-14, No.2-26, No.2-38, No.2-44, No.2-50, No.2-56, No.2-62 및 No.2-68의 비교예에서는, 가열 온도가 A3점 미만이기 때문에, γ-α 변태에 기초하는 α상의 {200}면 집적도의 향상이 발생하지 않아, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다.
(제3 실험)
제3 실험에서는, 조성이 상이한 6종류의 모재 금속판을 사용하고, 다양한 재료를 금속층에 사용하여, 42종류의 조건(조건 No.3-1 내지 No.3-42)과 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도의 관계에 대해서 조사했다.
제3 실험에서 사용한 6종류의 모재 금속판에 포함되는 성분을 표 8에 나타낸다. 모재 금속판의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이었다. 표 8에는, 각 모재 금속판의 A3점의 실측값도 나타낸다. 모재 금속판은, 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연을 행해서 제작했다. 열간 압연에서는, 1000℃로 가열한 두께가 230mm인 잉곳을 50mm의 두께까지 박육화해서 열연판을 얻었다. 그 후, 열연판으로부터 기계 가공에 의해 각종 두께의 판재를 잘라내고, 판재에 대하여 표 9에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여, 전단 변형을 발생시켰다. 전단 변형은, 냉간 압연시에 상하의 압연 롤을 다른 속도로 회전시켜서 발생시켰다. 일부의 모재 금속판에 대해서는, 제2 실험과 마찬가지로 쇼트 블라스트 처리도 행했다. 쇼트 블라스트 처리의 유무, 전단 변형의 크기 및 얻어진 모재 금속판(냉연판)의 두께를 표 9에 나타낸다. 또한, 전단 변형의 크기는, 압연 롤의 직경 및 압연 롤의 속도의 차로부터 산출했다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 19% 내지 27%, {222}면 집적도는 18% 내지 25%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.3-13, No.3-19, No.3-25, No.3-31 및 No.3-37을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에, 금속층을 IP법, 용융 도금법, 스퍼터법, 또는 압연 클래드법에 의해 형성했다. 금속층의 두께(양면 합계)를 표 9에 나타낸다. 두께가 0.7㎛인 Al층은 IP법에 의해 형성하고, 두께가 7㎛ 내지 68㎛인 Al층은 용융 도금법에 의해 형성하고, 두께가 205㎛ 또는 410㎛인 Al층은 압연 클래드법에 의해 형성했다. Sb층 및 W층은 스퍼터법에 의해 형성하고, Zn층, Al-Si 합금층 및 Sn-Zn 합금층은 용융 도금법에 의해 형성했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 9에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, α단상 영역의 비율을 구할 때에는, 이하에 나타낸 바와 같이 합금 영역을 결정했다. 금속층에 Al을 사용한 조건 No.3-1 내지 No.3-12에서는, Al 함유량이 0.9질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Sb를 사용한 조건 No.3-14 내지 No.3-18에서는, Sb 함유량이 3.6질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 W를 사용한 조건 No.3-20 내지 No.3-24에서는, W 함유량이 6.6질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Zn을 사용한 조건 No.3-26 내지 No.3-30에서는, Zn 함유량이 7.2질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Al-Si 합금을 사용한 조건 No.3-32 내지 No.3-36에서는, Al 함유량이 0.9질량% 이상, 또한 Si 함유량이 0.2질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 금속층에 Sn-Zn 합금을 사용한 조건 No.3-38 내지 No.3-42에서는, Sn 함유량이 2.9질량% 이상, 또한 Zn 함유량이 0.6질량% 이상인 영역을 합금 영역으로 간주했다. 이들의 결과를 표 10에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 이들의 결과를 표 10에 나타낸다.
표 9에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.3-3 내지 No.3-12, No.3-15 내지 No.3-18, No.3-21 내지 No.3-24, No.3-27 내지 No.3-30, No.3-33 내지 No.3-36 및 No.3-39 내지 No.3-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 높았다. 또한, 표 10에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율이 높았다. 그리고, 표 10에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상 99% 이하, 또한 α상의 {222}면 집적도가 0.01% 이상 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다. 즉, 본 발명예에 따르면, 우수한 자기 특성이 얻어졌다.
한편, 조건 No.3-1 및 No.3-2의 비교예에서는, 금속층을 형성하고 있어도, 전단 변형 및 압하율이 작아, "A3점까지 가열했을 때에, α상의 {200}면 집적도가 25% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 40% 이하"라는 요건이 만족되지 않았기 때문에, 높은 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없어, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다. No.3-13, No.3-19, No.3-25, No.3-31 및 No.3-37의 비교예에서는, 금속층을 형성하고 있지 않기 때문에, 큰 전단 변형이 존재하고 있어도, 높은 α상의 {200}면 집적도를 얻을 수 없어, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다. 조건 No.3-14, No.3-20, No.3-26, No.3-32 및 No.3-38의 비교예에서는, 가열 온도가 A3점 미만이기 때문에, γ-α 변태에 기초하는 α상의 {200}면 집적도의 향상이 발생하지 않아, 양호한 자기 특성을 얻을 수 없었다.
(제4 실험)
제4 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제4 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 N의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 모재 금속판은, 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연을 행하여 제작했다. 열간 압연에서는, 1200℃로 가열한 두께가 230mm인 잉곳을, 10.0mm, 5.0mm, 4.0mm 및 2.0mm의 두께까지 박육화해서 4종류의 열연판을 얻었다. 또한, 제4 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1010℃였다.
냉간 압연은, 다음과 같은 조건에서 행했다. 조건 No.4-1 내지 4-7에서는, 두께가 2.0mm인 열연판을 산으로 세정해서 스케일을 제거한 후, 0.1mm의 두께까지 압연했다. 이때의 압하율은 95%이었다. 조건 No.4-8 내지 4-14에서는, 두께가 4.0mm인 열연판을 산으로 세정해서 스케일을 제거한 후, 0.1mm의 두께까지 압연했다. 이때의 압하율은 97.5%이었다. 조건 No.4-15 내지 4-21에서는, 두께가 2.0mm인 열연판의 양면에 표면 강 가공으로서 쇼트 블라스트 처리를 실시한 후, 0.1mm의 두께까지 압연했다. 이때의 압하율은 95%이었다. 이 쇼트 블라스트 처리에서는, 직경이 1mm 내지 3mm인 철 비즈를 모재 금속판의 양면에 10초간씩 연속해서 충돌시켰다. 조건 No.4-22 내지 4-28에서는, 두께가 5.0mm인 열연판을 산으로 세정해서 스케일을 제거한 후, 0.25mm의 두께까지 압연했다. 이때의 압하율은 95%이었다. 조건 No.4-29 내지 4-35에서는, 두께가 10.0mm인 열연판을 산으로 세정해서 스케일을 제거한 후, 0.25mm의 두께까지 압연했다. 이때의 압하율은 97.5%이었다. 조건 No.4-36 내지 4-42에서는, 두께가 5.0mm인 열연판의 양면에 표면 강 가공으로서 쇼트 블라스트 처리를 실시한 후, 0.25mm의 두께까지 냉연했다. 이때의 압하율은 95%이었다. 이 쇼트 블라스트 처리에서는, 직경이 1mm 내지 3mm인 철 비즈를 모재 금속판의 양면에 10초간씩 연속해서 충돌시켰다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 12에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.4-1, No.4-8, No.4-15, No.4-22, No.4-29 및 No.4-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Al층을 증착법에 의해 형성했다. Al층의 두께(양면 합계)를 표 12에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 12에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Al 함유량이 0.9질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 13에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 13에 나타낸다.
표 12에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.4-2 내지 No.4-7, No.4-9 내지 No.4-14, No.4-16 내지 No.4-21, No.4-23 내지 No.4-28, No.4-30 내지 No.4-35 및 No.4-37 내지 No.4-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 13에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 13에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제5 실험)
제5 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.5-1 내지 조건 No.5-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제5 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 O의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제5 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1005℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.5-1 내지 조건 No.5-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 동일한 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 14에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.5-1, No.5-8, No.5-15, No.5-22, No.5-29 및 No.5-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Si층을 증착법에 의해 형성했다. Si층의 두께(양면 합계)를 표 14에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들 결과를 표 14에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Si 함유량이 1.9질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 15에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 15에 나타낸다.
표 14에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.5-2 내지 No.5-7, No.5-9 내지 No.5-14, No.5-16 내지 No.5-21, No.5-23 내지 No.5-28, No.5-30 내지 No.5-35 및 No.5-37 내지 No.5-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 15에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 15에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는,α단상 영역의 비율이 1% 이상이며, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제6 실험)
제6 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.6-1 내지 조건 No.6-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제6 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 P의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제6 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1010℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.6-1 내지 조건 No.6-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 16에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.6-1, No.6-8, No.6-15, No.6-22, No.6-29 및 No.6-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Sn층을 전기 도금법에 의해 형성했다. Sn층의 두께(양면 합계)를 표 16에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 16에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Sn 함유량이 3.0질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 17에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 17에 나타낸다.
표 16에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.6-2 내지 No.6-7, No.6-9 내지 No.6-14, No.6-16 내지 No.6-21, No.6-23 내지 No.6-28, No.6-30 내지 No.6-35 및 No.6-37 내지 No.6-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 17에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 17에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이며, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제7 실험)
제7 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.7-1 내지 조건 No.7-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제7 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 Q의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제7 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1020℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.7-1 내지 조건 No.7-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 18에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.7-1, No.7-8, No.7-15, No.7-22, No.7-29 및 No.7-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Mo층을 스퍼터법에 의해 형성했다. Mo층의 두께(양면 합계)를 표 18에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 18에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Mo 함유량이 3.8질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 19에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 19에 나타낸다.
표 18에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.7-2 내지 No.7-7, No.7-9 내지 No.7-14, No.7-16 내지 No.7-21, No.7-23 내지 No.7-28, No.7-30 내지 No.7-35 및 No.7-37 내지 No.7-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 19에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 19에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제8 실험)
제8 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.8-1 내지 조건 No.8-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제8 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 R의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제8 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1010℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.8-1 내지 조건 No.8-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 20에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.8-1, No.8-8, No.8-15, No.8-22, No.8-29 및 No.8-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 V층을 스퍼터법에 의해 형성했다. V층의 두께(양면 합계)를 표 20에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 20에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, V 함유량이 1.8질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 21에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 21에 나타낸다.
표 20에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.8-2 내지 No.8-7, No.8-9 내지 No.8-14, No.8-16 내지 No.8-21, No.8-23 내지 No.8-28, No.8-30 내지 No.8-35 및 No.8-37 내지 No.8-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 21에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 21에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제9 실험)
제9 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.9-1 내지 조건 No.9-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제9 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 S의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제9 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1080℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.9-1 내지 조건 No.9-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 22에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.9-1, No.9-8, No.9-15, No.9-22, No.9-29 및 No.9-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Cr층을 전기 도금법에 의해 형성했다. Cr층의 두께(양면 합계)를 표 22에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 22에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Cr 함유량이 13.0질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 23에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 23에 나타낸다.
표 22에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.9-2 내지 No.9-7, No.9-9 내지 No.9-14, No.9-16 내지 No.9-21, No.9-23 내지 No.9-28, No.9-30 내지 No.9-35 및 No.9-37 내지 No.9-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 23에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 23에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제10 실험)
제10 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.10-1 내지 조건 No.10-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제10 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 T의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제10 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1020℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.10-1 내지 조건 No.10-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 24에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.10-1, No.10-8, No.10-15, No.10-22, No.10-29 및 No.10-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Ti층을 스퍼터법에 의해 형성했다. Ti층의 두께(양면 합계)를 표 24에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 24에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Ti 함유량이 1.2질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 25에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 25에 나타낸다.
표 24에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.10-2 내지 No.10-7, No.10-9 내지 No.10-14, No.10-16 내지 No.10-21, No.10-23 내지 No.10-28, No.10-30 내지 No.10-35 및 No.10-37 내지 No.10-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 25에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 25에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제11 실험)
제11 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.11-1 내지 조건 No.11-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제11 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 U의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제11 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1000℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.11-1 내지 조건 No.11-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 26에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.11-1, No.11-8, No.11-15, No.11-22, No.11-29 및 No.11-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Ga층을 증착법에 의해 형성했다. Ga층의 두께(양면 합계)를 표 26에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 26에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Ga 함유량이 4.1질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 27에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 27에 나타낸다.
표 26에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.11-2 내지 No.11-7, No.11-9 내지 No.11-14, No.11-16 내지 No.11-21, No.11-23 내지 No.11-28, No.11-30 내지 No.11-35 및 No.11-37 내지 No.11-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 27에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 27에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제12 실험)
제12 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.12-1 내지 조건 No.12-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제12 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 V의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제12 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1000℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.12-1 내지 조건 No.12-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 28에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.12-1, No.12-8, No.12-15, No.12-22, No.12-29 및 No.12-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 Ge층을 스퍼터법에 의해 형성했다. Ge층의 두께(양면 합계)를 표 28에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 28에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, Ge 함유량이 6.4질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 29에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 29에 나타낸다.
표 28에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.12-2 내지 No.12-7, No.12-9 내지 No.12-14, No.12-16 내지 No.12-21, No.12-23 내지 No.12-28, No.12-30 내지 No.12-35 및 No.12-37 내지 No.12-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 29에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율은 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 29에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
(제13 실험)
제13 실험에서는, 42종류의 제조 조건(조건 No.13-1 내지 조건 No.13-42)에서의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와 철손의 관계에 대해서 조사했다.
제13 실험에서 사용한 모재 금속판(규소 강판)은, 표 11에 나타내는 조성 W의 성분 및 불가피적 불순물을 포함하고 있고, 잔량부는 Fe였다. 제13 실험에서 사용한 모재 금속판의 γ단상으로 되는 A3점의 실측값은 1010℃였다. 모재 금속판은, 제4 실험과 마찬가지로 하여 제작했다. 조건 No.13-1 내지 조건 No.13-42에서는, 각각 조건 No.4-1 내지 조건 No.4-42와 마찬가지의 냉간 압연을 행했다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 투과형 전자 현미경을 사용해서 각 모재 금속판의 전위 밀도를 측정했다. 단, 블라스트 처리를 실시한 모재 금속판에 대해서는, 표면에서부터 30㎛의 영역에서 전위 밀도가 높은 조직이 관찰되었기 때문에, 이 영역에서의 전위 밀도를 측정했다. 얻어진 전위 밀도의 평균값을 표 30에 나타낸다.
모재 금속판의 상온에서의 조직을 관찰한 결과, 주상은 α상이었다. 또한, 상술한 방법으로 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정한 결과, 압연 상태 그대로는, 각 모재 금속판의 α상의 {200}면 집적도는 17% 내지 24%, {222}면 집적도는 17% 내지 24%의 범위 내에 있었다.
그 후, 조건 No.13-1, No.13-8, No.13-15, No.13-22, No.13-29 및 No.13-36을 제외하고, 각 모재 금속판의 표면 및 이면에 금속층으로서 W층을 스퍼터법에 의해 형성했다. W층의 두께(양면 합계)를 표 30에 나타낸다.
계속해서, 제1 실험과 마찬가지로, 금속층을 형성한 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시했다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로, 조건마다 3개의 시료를 준비하여, 열처리의 3단계에서 α상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 측정했다. 이들의 결과를 표 30에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 각 Fe계 금속판의 금속층의 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율을 측정했다. 단, 합금화 비율을 구할 때에는, Fe 함유량이 0.5질량% 이하, 또한 페라이트 형성 원소의 함유량이 99.5질량% 이상인 영역을 합금층으로 간주했다. 또한, W 함유량이 6.6질량% 이상인 영역을 α단상 영역으로 간주하고, 상기의 식 (4)로부터 α단상 영역의 비율을 구했다. 이들의 결과를 표 31에 나타낸다.
또한, 제1 실험과 마찬가지로, 자속 밀도(B50) 및 포화 자속 밀도(Bs)를 측정하여, 포화 자속 밀도(Bs)에 대한 자속 밀도(B50)의 비율(B50/Bs)을 산출했다. 또한, 자속 밀도가 1.0T일 때의 주파수 1000Hz에서의 철손[W10/1k(W10/1000)]을 측정했다. 이들의 결과를 표 31에 나타낸다.
표 30에 나타낸 바와 같이, 본 발명예(조건 No.13-2 내지 No.13-7, No.13-9 내지 No.13-14, No.13-16 내지 No.13-21, No.13-23 내지 No.13-28, No.13-30 내지 No.13-35 및 No.13-37 내지 No.13-42)에서는, 열처리의 각 단계에서 α상의 {200}면 집적도가 본 발명의 범위에 들어 있었다. 또한, 표 31에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에서는, 합금화 비율 및 α단상 영역의 비율이 본 발명의 바람직한 범위에 들어 있었다. 그리고, 표 31에 나타낸 바와 같이, 본 발명예에 따르면, α상의 {200}면 집적도가 30% 이상, 또한 α상의 {222}면 집적도가 30% 이하인 Fe계 금속판이 얻어졌다. 또한, 본 발명예의 Fe계 금속판의 비율(B50/Bs)은 0.85 이상이었다.
본 발명예에서는, α단상 영역의 비율이 1% 이상이고, {200}면 집적도가 30% 이상이면, 자속 밀도(B50) 외에도 철손(W10/1k)이 보다 높은 특성 레벨을 유지하고 있었다. 또한, α단상 영역의 비율이 5% 이상 80% 이하이면, 철손(W10/1k)이 더욱 양호한 특성 레벨이 됨을 확인할 수 있었다.
본 발명은, 예를 들어, 철심 등의 자성 재료 관련 산업에서 이용할 수 있다.
Claims (20)
- α-γ 변태를 일으킬 수 있는 조성의 Fe 또는 Fe 합금으로 이루어지는 모재 금속판의 적어도 한쪽 표면에, 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층을 형성하는 공정과,
다음으로, 상기 모재 금속판 및 상기 금속층을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점까지 가열해서, 상기 페라이트 형성 원소를 상기 모재 금속판 중에 확산시켜, {200}면 집적도가 25% 이상, {222}면 집적도가 40% 이하의 페라이트상의 합금 영역을 형성하는 공정과,
다음으로, 상기 모재 금속판을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점 이상의 온도까지 가열해서, 상기 합금 영역을 페라이트상으로 유지하면서 상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정을 갖고,
상기 {200}면 집적도는 하기 식 (1)로 나타내어지고, 상기 {222}면 집적도는 하기 식 (2)로 나타내어지는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
{200}면 집적도 = [{i(200)/I(200)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (1)
{222}면 집적도 = [{i(222)/I(222)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (2)
여기서, i(hkl)은, 상기 모재 금속판의 표면에서의 {hkl}면의 실측 적분 강도이며, I(hkl)은, 랜덤 방위를 갖는 시료에서의 {hkl}면의 이론 적분 강도이며, {hkl}면으로는, {110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521} 및 {442}의 11종의 면이 사용된다. - 제1항에 있어서,
상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정 후에,
상기 모재 금속판을 상기 Fe 또는 Fe 합금의 A3점 미만의 온도까지 냉각하여, 상기 모재 금속판 중의 미합금 영역을 오스테나이트 상에서 페라이트상으로 변태시키는 동시에, 상기 {200}면 집적도를 더 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 더 저하시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 {200}면 집적도를 30% 이상으로 하고, 상기 {222}면 집적도를 30% 이하로 하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 {200}면 집적도를 50% 이상으로 하고, 상기 {222}면 집적도를 15% 이하로 하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 상기 금속층에 포함되는 상기 페라이트 형성 원소를 모두 상기 모재 금속판 중에 확산시키는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 페라이트 형성 원소는, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 {200}면 집적도를 증가시키고, 상기 {222}면 집적도를 저하시키는 공정에서, 두께 방향의 단면에서의 페라이트 단상 영역의 금속판에 대한 면적률을 1% 이상으로 하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 전위 밀도가 1×1015m/m3 이상 1×1017m/m3 이하로 되는 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 압하율이 97% 이상 99.99% 이하의 냉간 압연에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 압하율이 50% 이상 99.99% 이하의 냉간 압연 및 쇼트 블라스트 처리에 의해 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 냉간 압연에 의해 0.2 이상의 전단 변형이 도입된 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판으로서, 냉간 압연에 의한 0.1 이상의 전단 변형 및 쇼트 블라스트 처리에 의한 가공 변형이 도입되어 있는 것을 사용하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재 금속판의 두께는, 10㎛ 이상 5mm 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법. - Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Sn, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종의 페라이트 형성 원소의, α-γ 변태를 일으킬 수 있는 조성의 Fe 또는 Fe 합금판의 표면으로부터 내부로의 확산에 의해 구성되고,
표면에 대한 페라이트상의 {200}면 집적도가 30% 이상이며, {222}면 집적도가 30% 이하이며,
상기 {200}면 집적도는 하기 식 (1)로 나타내어지고, 상기 {222}면 집적도는 하기 식 (2)로 나타내어지는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
{200}면 집적도 = [{i(200)/I(200)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (1)
{222}면 집적도 = [{i(222)/I(222)}/Σ{i(hkl)/I(hkl)}]×100 … (2)
여기서, i(hkl)은, 상기 Fe계 금속판의 표면에서의 {hkl}면의 실측 적분 강도이며, I(hkl)은, 랜덤 방위를 갖는 시료에서의 {hkl}면의 이론 적분 강도이며, {hkl}면으로는, {110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521} 및 {442}의 11종의 면이 사용된다. - 제15항에 있어서,
표면에 상기 페라이트 형성 원소를 함유하는 금속층을 갖는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판. - 제15항 또는 제16항에 있어서,
상기 {200}면 집적도가 50% 이상이며, {222}면 집적도가 15% 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판. - 제15항 또는 제16항에 있어서,
페라이트 단상 영역이 금속판의 두께 단면에서의 면적률로 1% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판. - 제15항 또는 제16항에 있어서,
상기 페라이트 형성 원소는, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Sn, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판. - 삭제
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