KR20130135372A

KR20130135372A - Fe계 금속판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130135372A
Application number: KR1020137027882A
Authority: KR
Inventors: 토오루 이나구마; 미호 도미타; 히로아키 사카모토; 요오지 미즈하라
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-04-27
Filing date: 2012-04-27
Publication date: 2013-12-10
Also published as: US20150197836A1; KR101463368B1; TWI495732B; CA2834392C; MX366630B; JP5278626B2; EP2703514B1; WO2012147922A1; US20140069555A1; CN103492602B; EP2703514A1; BR112013027490B1; CA2834392A1; US9856549B2; MX2013012421A; BR112013027490A2; PL2703514T3; JPWO2012147922A1; US9267194B2; BR122018071520B1

Abstract

C:0.02질량％ 미만을 함유하고, α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 주조편에 대해 A3점 이상의 온도에서 열간 압연을 행하고, 그리고 300℃ 이상, 또한 A3점 미만의 온도에서 α 영역 압연을 행하여 표층부에 {100} 집합 조직을 갖는 모재 금속판을 제작한다. 그리고, 소정의 조건으로 열처리를 행함으로써, 판면에 있어서의 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞의 각각의 방향의 X선 회절에 의한 강도비를 각각 A, B, C로 하고, Z＝(A＋0.97B)/0.98C로 한 경우에, Z의 값이 2.0 이상, 200 이하인 Fe계 금속판을 얻는다.

Description

Fe계 금속판 및 그 제조 방법 {Fe-BASED METAL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 전동기, 발전기, 변압기의 자심 등의 용도에 적합하고, 이들 자심의 소형화나 에너지 손실 저감에 공헌할 수 있는 높은 {200}면 집적도를 갖는 Fe계 금속판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2011년 4월 27일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-100014호, 2011년 4월 28일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-101893호 및 2012년 3월 26일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-070166호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

종래부터 전동기, 발전기, 변압기 등의 자심에는, 규소 등을 합금화한 전자 강판이 사용되고 있다. 전자 강판 중, 결정 방위가 비교적 랜덤인 무방향성 전자 강판은 저렴한 비용으로 제조할 수 있으므로, 가전 등의 모터나 변압기 등에 범용적으로 사용되고 있다. 이 무방향성 전자 강판의 결정 방위는 랜덤이므로, 높은 자속 밀도는 얻어지지 않는다. 이에 대해, 결정 방위를 정렬시킨 방향성 전자 강판은, 높은 자속 밀도가 얻어지므로, HV차 등의 구동용 모터 등 하이엔드 용도에 적용되고 있다. 그러나, 현재 공업화되어 있는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서는, 장시간의 열처리를 필요로 하여, 비용이 높은 것으로 되어 있다.

이와 같이 무방향성 전자 강판에서는 충분히 높은 자속 밀도가 얻어지지 않고, 방향성 전자 강판에서는 높은 자속 밀도가 얻어지는 방향이 1∼2 방향으로 한정된다. 한편, HV차 등에 있어서는 고 토크화 및 소형화가 요구되고, 구동용 모터 등의 코어재에 사용하는 금속판으로서, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지는 금속판을 제조하고자 한다는 요망이 있다. 따라서, 공업화되어 있는 방향성 전자 강판의 제조 방법 이외의 방법으로, 특정 결정 방위의 집적도를 높이는 기술이나 철손을 저감시키는 다양한 기술이 제안되어 있다. 그러나, 예를 들어 특허문헌 7에 기재된 기술에서는, {200}면의 집적도를 높일 수 있지만, 특정 방위에 방향성이 발생하고 있으므로, 특정 방향의 자속 밀도는 높지만, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지지 않는 등, 종래의 기술에서는, 반드시 만족할 수 있는 특성이 얻어지지는 않았다.

일본 특허 출원 공개 평10-168542호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-45613호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-144116호 공보 일본 특허 출원 공개 평10-180522호 공보 일본 특허 출원 공개 평1-252727호 공보 일본 특허 출원 공개 평7-173542호 공보 국제 공개 제2011/052654호

따라서, 본 발명의 과제는, 판 면내에서 자화되기 쉽고, 또한 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지는 집합 조직을 갖는 Fe계 금속판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 철판 등의 Fe계 금속에 대해 특정 방위에 대한 배향률을 제어함으로써, 금속판 면내에 αFe의 ＜100＞ 방위가 보다 밀하게 구석구석까지 분포하여, 높은 자속 밀도가 면내 주위 방향으로 구석구석까지 얻어지는 것을 발견하였다.

또한 본 발명자들은, 이러한 Fe계 금속판을 제조하기 위해서는, 우선 {100}면의 집적도를 높인 집합 조직을 표층부에 형성하고, 그 후의 열처리에 의해 γ-α 변태시킬 때에, 그 {100} 집합 조직을 이어받는 형태로 변태시키는 것에 착상하였다. 그리고, 표층부에 있어서의 {100} 집합 조직의 형성 방법 및 γ-α 변태를 이용하는 {200}면의 고집적화에 대해 예의 검토하였다.

그 결과, Fe계 금속판을 슬래브로부터 압연에 의해 제조할 때, 압연 온도와 압하율을 최적화함으로써, {100} 집합 조직을 적어도 표층부에 형성할 수 있는 것을 발견하였다. 그리고, 그 후, γ-α 변태를 이용하여 표층부의 {100} 집합 조직을 이어받을 때에, 미리 표면으로부터 Fe 이외의 이종 금속을 확산시켜 두고, 확산한 영역을 α-Fe상화해 두면, 그 α-Fe상화된 영역이 {100} 집합 조직을 형성하고, γ-α 변태시에, 또한 변태에 의해 발생한 α-Fe상의 {200}면 집적도가 높아져, ＜100＞ 방위로 보다 밀하게 구석구석까지 분포하여, 높은 자속 밀도가 면내 주위 방향으로 구석구석까지 얻어지는 것을 발견하였다.

또한 본 발명자들은, C 함유량이 많이 함유되는 경우에, 탈탄 어닐링에 의해 C 함유량을 줄일 때에, 소정의 조건으로 탈탄 어닐링을 행함으로써도, {100} 집합 조직을 적어도 표층부에 형성할 수 있어, 최종적으로 얻어지는 Fe계 금속판은, ＜100＞ 방위로 보다 밀하게 구석구석까지 분포하여, 높은 자속 밀도가 면내 주위 방향으로 구석구석까지 얻어지는 것을 발견하였다.

그러한 검토의 결과 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) Fe 이외의 적어도 1종의 페라이트 형성 원소를 함유하고, 판면에 있어서의 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞의 각각의 방향의 X선 회절에 의한 강도비를 각각 A, B, C로 하고, Z＝(A＋0.97B)/0.98C로 한 경우에, Z의 값이 2.0 이상, 200 이하인 것을 특징으로 하는 Fe계 금속판.

(2) 페라이트 형성 원소가 표면으로부터 확산되어 Fe와 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 Fe계 금속판.

(3) 상기 Fe계 금속판의 표면의 적어도 편측에 상기 페라이트 형성 원소를 포함하는 층이 형성되어 있고, 상기 층의 일부로부터 확산된 페라이트 형성 원소가 Fe와 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 Fe계 금속판.

(4) 상기 페라이트 형성 원소를 포함하는 층의 두께가 0.01㎛ 이상 500㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 (3)에 기재된 Fe계 금속판.

(5) {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 것을 특징으로 하는 (1)∼(4) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.

(6) 상기 페라이트 형성 원소가 Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소인 것을 특징으로 하는 (1)∼(5) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.

(7) 상기 Fe계 금속판의 표면을 포함하는 적어도 일부의 영역이 α단상계 성분으로 이루어지는 α단상 영역이고, 상기 Fe계 금속판의 단면에 있어서의 상기 α단상 영역의 비율이 1％ 이상인 것을 특징으로 하는 (1)∼(6) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.

(8) 상기 Fe계 금속판의 두께가 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 (1)∼(7) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.

(9) 상기 Fe계 금속판의 표면측과 이면측에 α단상 영역이 형성되어 있고, 상기 표면측의 α단상 영역과 상기 이면측의 α단상 영역에 걸친 결정립이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 (1)∼(8) 중 어느 하나에 기재된 Fe계 금속판.

(10) C:0.02질량％ 미만을 함유하고, α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 주조편에 대해 상기 주조편의 A3점 이상의 온도에서 열간 압연을 행하여 열간 압연판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연판에 대해, 300℃보다 크고, 또한 상기 주조편의 A3점 미만의 온도에서 α 영역 압연을 행하여 압연판을 얻는 공정과,

상기 압연판에 대해 냉간 압연을 행하여, 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하의 모재 금속판을 얻는 공정과,

상기 모재 금속판의 편면 혹은 양면에 페라이트 형성 원소를 부착시키는 공정과,

상기 페라이트 형성 원소가 부착된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점까지 가열하는 공정과,

상기 가열한 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 더 가열하여 유지하는 공정과,

상기 가열하여 유지된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 미만의 온도로 냉각하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe계 금속판의 제조 방법.

(11) 상기 α 영역 압연에서의 압하율이 진변형 환산으로 -1.0 이하이고, 상기 α 영역 압연 및 냉간 압연에서의 압하율의 합이 진변형 환산으로 -2.5 이하인 것을 특징으로 하는 (10)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.

(12) 상기 열간 압연에서의 압하율이 진변형 환산으로 -0.5 이하인 것을 특징으로 하는 (10) 또는 (11)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.

(13) C:0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 강판을, A1점 이상의 온도이며, C:0.02질량％ 미만까지 탈탄하였을 때에 α단상으로 되는 온도로 가열하여, 표면으로부터 깊이 방향으로 5㎛ 이상 50㎛ 이하의 범위에서 C:0.02질량％ 미만까지 탈탄한 모재 금속판을 얻는 공정과,

(14) 상기 Fe계 금속으로 이루어지는 강판이, Mn을 0.2질량％∼2.0질량％ 더 함유하고, 탈탄과 탈Mn을 함께 행하는 것을 특징으로 하는 (13)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.

(15) C:0.02질량％ 미만을 함유하고, 판 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 강판에 침탄하여, 상기 C:0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하로 제어하는 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 (13) 또는 (14)에 기재된 Fe계 금속판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지는 Fe계 금속판을 제조할 수 있다.

도 1은 평균 자속 밀도 B50의 산출 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 2는 Z값과, 포화 자속 밀도 Bs에 대한 평균 자속 밀도 B50의 비율 B50/Bs 및 자속 밀도의 차 ΔB의 관계를 나타내는 개념도이다.
도 3a는 {100} 조직 집합이 표층부에 형성된 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 3b는 이종 금속의 층이 표층부에 형성된 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 3c는 승온 과정에 있어서의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 3d는 가열 유지 과정에 있어서의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 3e는 냉각 과정에 있어서의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 4a는 A3점 이상의 온도로 유지된 상태의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 4b는 이종 금속의 층을 잔류시킨 경우의 냉각 후의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 4c는 A3점 이상의 온도로 유지된 상태에서, 모재 금속판의 중앙부까지 합금화시킨 경우의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 4d는 모재 금속판의 중앙부까지 합금화시킨 경우의 냉각 후의 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 5는 결정립이 조대화된 모재 금속판의 단면의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.

일반적으로, α-Fe의 결정에는 자화 용이 방위가 존재하고, ＜100＞, ＜010＞, ＜001＞ 방위(이하, 총칭하여 [100] 방위라 함)가 그 방위와의 방향 코사인이 큰 방향으로, 일정 자장에서 여자되어 자기 측정하면 높은 자속 밀도가 얻어지기 쉬워진다. 한편, 자화 곤란 방위인 ＜111＞ 방위와의 방향 코사인이 큰 방향으로 여자되어 자기 측정하면 높은 자속 밀도가 얻어지기 어려워진다. 본 발명자들은, α-Fe 결정의 [100] 방위가 보다 많은 판면 내에 존재하고, 또한 판면 내에 구석구석까지 분포되어 있는 특정한 집합 조직으로 제어함으로써, 금속판 면내의 임의의 방향에 있어서 항상 [100] 방위와의 방향 코사인이 커져, 금속판 면내의 임의의 방향으로 자장을 인가하여 자기 측정하면 높은 자속 밀도가 얻어지는 것을 발견하였다.

본 발명의 Fe계 금속판이 갖는 특정한 집합 조직은, Fe 이외의 적어도 1종의 페라이트 형성 원소를 함유하고, 판면에 있어서의 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞의 각각의 방향의 X선 회절에 의한 강도비를, 각각 A, B, C로 하고, Z＝(A＋0.97B)/0.98C로 한 경우에, Z값이 2.0 이상, 200 이하인 것을 특징으로 한다.

다음에, 전술한 Z값에 대해 설명한다.

본 발명에서 착안한 주된 방위는, {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞이다. 본 발명자들은, 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직의 상태를 조사한 바, 상기 3개의 면 방위의 X선 랜덤 강도비가 제품의 자기 특성에 따라 변화되는 것을 인식하고, 이것을 수식화함으로써 제품의 자기 특성과의 관계를 정량화할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다.

이들 각 방위의 X선 랜덤 강도비는, {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직, 혹은 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다. 예를 들어, 후자의 방법에 있어서의 상기 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비에는, 3차원 집합 조직의 φ2＝45°단면에 있어서의 (001)[4 -7 0], (116)[1 -12 1], (223) [6 -9 2]의 강도를 그대로 사용하면 된다.

계속해서, Z＝(A＋0.97B)/0.98C의 식을 발견한 이유에 대해 설명한다.

우선, {001}＜470＞ 방위의 강도를 A로 한다. 이 방위는 {100}면 내에 있으므로, {100}면과의 방향 코사인은 1.0이다. {100}면은 자화 용이 방위인 [100] 방위를 갖고 있으므로, 금속판 면내에 배향시키면 금속판 면내에서 높은 자속 밀도를 얻기 위해 유리하다. 따라서, 강도 A에는 자속 밀도를 향상시키는 공헌도를 방향 코사인 1.0으로 가중치 부여하여, Z값 중의 하나의 파라미터로 하였다.

다음에, {116}＜6 12 1＞ 방위의 강도를 B로 한다. 이 방위는, {001}면과의 각도차가 13.3°이고, 방향 코사인이 0.97이다.

{001}면도 자화 용이 방위인 [100] 방위를 갖고 있으므로, 금속판 면내에 배향시키면 금속판 면내에서 높은 자속 밀도를 얻기 위해 유리하다. 이로 인해, 강도 B에는 자속 밀도를 향상시키는 공헌도를 방향 코사인 0.97로 가중치 부여하여, Z값 중의 하나의 파라미터로 하였다.

또한, {223}＜692＞ 방위의 강도를 C로 한다. {223}＜692＞ 방위와 {111}면의 각도차는 11.4°이고, 방향 코사인은 0.98이다. 앞서 서술한 바와 같이, {111}면은 용이 자화 방위인 [100] 방위는 포함하고 있지 않아, 이 면이 금속판 면에 배향되면 높은 자속 밀도를 얻기 위해서는 불리하다. 따라서, 강도 C는 자속 밀도를 향상시키는 공헌도는 없는 것으로 하고, Z값으로는 나누는 파라미터로 하여 편입하고, 그 가중치로서 {111}면과의 방향 코사인 0.98을 곱하였다.

이상의 사고방식으로부터, 금속판 면에 있어서의 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞, {223}＜692＞의 각각의 방향의 X선 회절에 의한 강도비를, 각각 A, B, C로 한 경우에, Z＝(A＋0.97B)/0.98C라는 공식이 만들어 내어져, Z값이 커질수록 금속판 면내에 여자하여 자기 측정을 행하면 높은 자속 밀도가 얻어지는 것이 발견되었다.

또한 본 발명자들은, 높은 자속 밀도가 금속판 면내의 임의의 방향에서 얻어지는 특별한 조건으로서, Z값이 2.0 이상, 200 이하인 경우인 것을 수많은 실험으로부터 발견할 수 있었다. Z값이 이 범위에 한정되면, 자화 용이 방위인 [100] 방위가 금속판 면내에 구석구석까지 분포되게 되는 사실을 파악하였지만, 현 시점에서는 이 현상을 이론적으로 설명할 수 있는 증거를 얻는 것에까지 이르고 있지 않다.

본 발명자들은, Z값이 2.0 이상 200 이하이면, 포화 자속 밀도 Bs에 대한 평균 자속 밀도 B50의 비율 B50/Bs가 0.80 이상의 높은 레벨로 되는 동시에, 금속판 면내에서 측정한 자속 밀도의 차 ΔB가 0.15T 이하의 낮은 레벨로 되는 것을 발견하였다. 도 2에는, 이 관계에 대해 모식적으로 나타내고 있다.

Z값이 2.0 미만이면, α-Fe의 결정 배향은, 금속판 면내에 자화 용이 방위인 [100] 방위를 감소시키는 경향을 나타낸다. 혹은, 금속판 면내의 [100] 방위의 분포가 균일하지 않게 되는 경향을 나타내게 된다. 즉, 금속판 면내의 평균 자속 밀도 B50이 작아져, 포화 자속 밀도 Bs에 대한 평균 자속 밀도 B50의 비율 B50/Bs가 0.8 미만으로 된다. 혹은, 특정 방향에 대한 자속 밀도만이 높아져, 자속 밀도의 차 ΔB가 0.15T를 초과하게 된다. 따라서, 본 발명에서는, Z값을 2.0 이상으로 한다.

한편, Z값이 200을 초과하면, 자속 밀도의 증가는 포화되고, 금속판 면내의 자속 밀도의 균일성의 증가도 포화된다. 이에 대해, Z값이 200을 초과하는 금속판을 제조하기 위해서는, 열처리 시간을 연장하는 등 공업적으로는 곤란해지므로, Z값의 조건은 200 이하로 하였다.

여기서, 도 1은 평균 자속 밀도 B50의 산출 방법을 설명하기 위한 도면이다. 제조 방법에 대해서는 후술하지만, α 영역 압연을 800℃에서 행하고, 이종 금속으로서 2.6질량％의 Sn 및 0.9질량％의 Al을 사용하면, 얻어지는 두께가 0.2㎜인 Fe계 금속판은, 높은 자속 밀도가 면내 주위 방향으로 구석구석까지 얻어져 있는 것을 알 수 있다.

여기서, Z값이 2.0 이상 200 이하로 되는 본 발명의 Fe계 금속판의 집합 조직 중, 더욱 높은 {200}면 집적도를 갖는 금속판에서는, 보다 높은 자속 밀도를 얻을 수 있다. 구체적으로는, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 집합 조직에서는, 보다 높은 자속 밀도가 얻어진다.

{200}면 집적도가 30％ 미만, 혹은 {222}면 집적도가 30％ 초과이면, Z값이 본 발명 범위라도 평균 자속 밀도 B50이 약간 저하되는 경향이 있다. 또한, {200}면 집적도가 99％ 초과, 혹은 {222}면 집적도가 0.01％ 미만인 금속판은 자속 밀도 B50의 증가가 포화되는 동시에, 열처리 시간이 길어지는 등 제조 조건이 공업적으로 불리해진다.

다음에, 전술한 Fe계 금속판의 제조 방법에 대해 설명한다.

(제1 실시 형태)

본 실시 형태에 있어서의 Fe계 금속판의 제조 방법으로서, 압연 온도와 압하율을 최적화함으로써, 적어도 금속판의 표층부에 {100} 집합 조직을 형성하고, 표면으로부터 이 영역의 일부 또는 전부에 페라이트 형성 원소를 확산시켜, 냉각시에 Fe계 금속판 전체를 {100}으로 배향시키도록 한다. 이에 의해, 높은 자속 밀도가 금속판 면내의 임의의 방향에서 얻어지게 된다.

이러한 본 실시 형태는, 본 발명자들이, 표층부에 형성된 집합 조직에 있어서의 {100} 결정립은, 페라이트 형성 원소를 확산시키기 위해 행해지는 가열 과정의 A3점 이상에 있어서 우선적으로 입성장하는 것을 발견한 것, 나아가서는 페라이트 형성 원소를 내부에 확산시켜 합금화시킨 후에 냉각하면, Fe계 금속판의 판면의 {200}면 집적도가 높아지는 것을 발견한 것에 기초하고 있다.

[본 발명의 제1 실시 형태의 기본 원리의 설명]

우선, 높은 {200}면 집적도가 얻어지는 본 실시 형태의 기본 원리를, 도 3a∼도 3e에 기초하여 설명한다.

(a) 모재 금속판의 제조[집합 조직의 종(種) 부착]

C:0.02질량％ 미만을 함유하고, α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 주조편으로부터 압연에 의해 두께를 감소시켜 금속판을 얻는 공정에 있어서, A3점 이상의 판 온도에서 열간 압연하고, A3점 미만 300℃ 이상의 판 온도에서 α 영역 압연하고, 다시 소정의 판 두께로 냉간 압연한다. 이 공정에 의해, 도 3a에 나타내는 바와 같이, 내부의 영역(4)이 α상의 Fe이고, 적어도 표층부(3)에 {100} 집합 조직(2)을 갖는 모재 금속판(1)을 얻는다. 또한, 특유의 변형 미끄럼에 의해, 재결정 집합 조직에 Z값의 조건을 만족시키는 결정의 종이 형성된다.

(b) 제2층의 형성

다음에, 도 3b에 나타내는 바와 같이, 냉간 압연된 모재 금속판(1)의 편면 혹은 양면에, 예를 들어 Al 등의 페라이트 형성 원소를, 증착법 등을 이용하여 부착시켜, 제2층(5)을 형성한다.

(c) 집합 조직의 보존

다음에, 페라이트 형성 원소를 부착시킨 모재 금속판(1)을, 모재 금속판(1)의 A3점까지 가열하여, 모재 금속판(1) 내의 {100} 집합 조직(2)을 갖는 영역의 일부 또는 전부에 페라이트 형성 원소를 확산시켜 모재 금속판(1)을 합금화시킨다. 도 3c에 나타내는 바와 같이, 합금화하는 영역(6)에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 가, α 단상 성분으로 된다. 그때, 표층부(3)에 형성된 {100} 집합 조직(2)의 배향을 이어받아 변태되므로, 합금화하는 영역(6)에서도 {100}으로 배향된 조직이 형성된다.

(d) 집합 조직의 고집적화

다음에, 일부가 합금화된 모재 금속판(1)을 다시 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열하여 그 온도를 유지한다. α 단상 성분의 영역은, γ 변태되지 않는 α-Fe상이므로, {100} 결정립은 그대로 유지되고, 그 영역 중에서 {100} 결정립이 우선 성장하여 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, 도 3d에 나타내는 바와 같이, α단상 성분이 아닌 영역(8)은 α상으로부터 γ상으로 변태된다.

또한, 가열 후의 온도의 유지 시간을 길게 하면, {100} 결정립이 합체되어 보다 큰 {100} 결정립(7)으로 우선적으로 입성장한다. 이 결과, {200}면 집적도는 더욱 증가한다. 또한, 페라이트 형성 원소의 확산에 수반하여, 페라이트 형성 원소와 합금화된 영역(6)에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 간다. 그때, 변태되는 영역에 인접하는 영역에서는 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립으로 되어 있고, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이들에 의해, 유지 시간이 길어지는 동시에 {200}면 집적도가 증가한다.

(e) 집합 조직의 성장

모재 금속판을 A3점 미만의 온도로 냉각한다. 이때, 도 3e에 나타내는 바와 같이, 합금화되어 있지 않은 내부의 영역(10)의 γ-Fe상은, α-Fe상으로 변태된다. 이 내부의 영역(10)은, A3점 이상의 온도 영역에 있어서 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립으로 되어 있는 영역에 인접하고 있고, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받아 변태되어, 보다 큰 {100}으로 배향된 α상의 결정립(9)이 형성된다. 이로 인해, 그 영역에서도 {200}면 집적도가 증가한다. 이 현상에 의해, 합금화되어 있지 않은 영역에서도 높은 {200}면 집적도가 얻어지게 된다.

앞의 도 3d에 나타내는 상태의 단계에서, 금속판 전체에 걸쳐 합금화될 때까지 A3점 이상의 온도로 유지된 경우에는, 금속판 전체에 걸쳐 이미 높은 {200}면 집적도의 조직이 형성되어 있으므로, 냉각 개시시의 상태를 유지한 채 냉각된다.

이상, 본 실시 형태의 기본적인 원리에 대해 설명하였지만, 또한 본 실시 형태의 제조 방법을 규정하는 개개의 조건의 한정 이유 및 본 실시 형태의 바람직한 조건에 대해 설명한다.

[모재로 되는 Fe계 금속]

(C 함유량)

본 실시 형태에서는, 우선, Fe계 금속으로 이루어지는 모재 금속판의 표층부에 판 내의 {200}면 집적도를 높이기 위한 싹으로 되는 {100}으로 배향된 결정립을 형성한다. 그리고, 최종적으로는, 그 싹으로 되는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받는 형태로 금속판 내에 γ-α 변태를 진행시켜, 금속판 전체의 {200}면 집적도를 높인다. 이로 인해, 모재 금속판에 사용하는 Fe계 금속은, α-γ 변태 성분계의 조성을 갖는다. 모재 금속판에 사용하는 Fe계 금속이 α-γ 변태계의 성분인 경우에는, 페라이트 형성 원소를 금속판 내에 확산시켜, 합금화함으로써, α단상계 성분의 영역을 형성할 수 있다.

본 실시 형태에 있어서는, 모재 금속판의 C 함유량은 0.02질량％ 미만으로 한다. 또한, 제품의 금속판의 자기 특성의 점으로부터는, C 함유량이 0.01질량％ 이하인 것이 바람직하다. C 함유량이 0.02질량％ 미만인 조건에 있어서, 페라이트 형성 원소를 금속판 내에 확산시켜 합금화함으로써, α단상계 성분의 영역을 형성할 수 있다. 또한, C는, 슬래브를 제조하는 과정에서 잔류하는 성분이고, 또한 자기 특성의 점에서 적은 쪽이 바람직하므로, 반드시 하한이 필요한 것은 아니지만, 정련 과정의 비용의 점에서 0.0001질량％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(그 밖의 함유 원소)

본 실시 형태에서는, 원리적으로, α-γ 변태계의 성분을 갖는 Fe계 금속에 적용 가능하므로, 특정 조성 범위의 Fe계 금속에 한정되는 것은 아니다. α-γ 변태계 성분의 대표적인 것으로서, 순철이나 보통강 등의 강이 예시된다. 예를 들어, C를 상술한 바와 같이 1ppm∼0.02질량％ 미만 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 순철이나 강을 기본으로 하여, 적절하게, 첨가 원소를 함유시킨 것이다. 그 밖에, C:0.02질량％ 미만, Si:0.1질량％∼2.5질량％를 기본 성분으로 하는 α-γ 변태계 성분의 규소 강이어도 된다. 또한, 그 밖의 불순물로서는, 미량의 Ni, Cr, Al, Mo, W, V, Ti, Nb, B, Cu, Zr, Y, Hf, La, Ce, N, O, P, S 등이 포함된다. 또한, Al이나 Mn을 첨가하여 전기 저항을 증가시켜 철손을 저감하거나, Co를 첨가하여 포화 자속 밀도 Bs를 증가시켜 자속 밀도를 증가시키는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

(모재 금속판의 두께)

모재 금속판의 두께는, 10㎛ 이상, 6㎜ 이하로 한다. 두께가 10㎛ 미만이면, 적층시켜 자심으로서 사용할 때에, 적층 매수가 증가하여 간극이 많아져, 높은 자속 밀도가 얻어지지 않는다. 또한, 두께가 6㎜를 초과하면, α 영역 압연의 압하율을 조정해도 {100} 집합 조직을 충분히 성장시킬 수 없어, 높은 자속 밀도가 얻어지지 않는다.

[압연 조건]

본 실시 형태에서는, 전술한 바와 같이 적어도 표층부에 금속판 내의 {200}면 집적도를 높이기 위한 싹으로 되는 {100}으로 배향된 결정립을 갖는 Fe계 금속을 출발 소재로서 사용한다. 모재 금속판의 {100}면을 고집적화하는 방법으로서는, 주조편으로부터 판 형상으로 압연하는 과정에서 α 영역 압연을 행하는 방법을 이용한다.

우선, C:0.02질량％ 미만의 α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 연속 주조 슬래브나 잉곳과 같은 주조편을 준비한다. 그리고, 그 주조편으로부터 압연에 의해 두께를 감소시켜 모재 금속판을 얻는 공정에 있어서, 우선, A3점 이상의 온도에서 열간 압연을 행한다. 다음에, A3점 미만이며 300℃를 초과하는 온도에서 α 영역 압연을 행하고, 다시 금속판을 소정의 두께로 냉간 압연함으로써, 표층부에 {100} 집합 조직을 형성한 모재 금속판을 얻는다.

주조편으로부터 모재 금속판을 얻을 때까지 행해지는 각 압연 공정의 압하율에 대해서는, α 영역 압연에서의 전체 압하율은 진변형 환산으로 -1.0 이하로 하고, α 영역 압연과 냉간 압연에서의 전체 압하율의 합은 진변형 환산으로 -2.5 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 이외의 조건에서는, 표층부에 {100} 집합 조직을 충분히 형성할 수 없을 가능성도 있다. 압하율을 진변형 ε로 나타내는 방법은, 각 압연 공정의 압연 전의 두께를 h0, 압연 후의 두께를 h로 하면 다음 식 (1)에 의해 나타내어진다.

α 영역 압연과 냉간 압연에서의 전체 압하율의 합이 전술한 바람직한 범위인 경우에는, 재결정시키면 {100} 집합 조직이 형성되는 변형 조직을 모재 금속판의 적어도 표층부 부근에 부여할 수 있다. 이들 압하율에서 일어나는 특유의 결정 미끄럼이나 결정 회전이 일어난다고 생각된다. 따라서, 이들의 범위인 것이 바람직하다.

또한, 주조편으로부터 모재 금속판을 얻을 때까지 행해지는 각 압연 공정의 압하율에 대해, 열간 압연에서의 압하율이 진변형 환산으로 -0.5 이하이면 바람직하고, 보다 높은 {200}면 집적도를 얻기 쉬워진다. 이것은, α 영역 압연이나 냉간 압연에서 바람직한 변형이 행해지므로, γ 영역에 있어서의 열간 압연에서의 변형도 밀접하게 영향을 미치는 것을 본 발명자들이 발견한 결과이다. 따라서, 이들의 범위가 바람직하다.

{100} 집합 조직이 형성되는 표층부의 영역은, 표면으로부터 판 두께 방향의 거리로 1㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 다음의 확산 처리에 있어서 {200}면 집적도를 30％ 이상으로 할 수 있다. 거리의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 압연에 의해 500㎛ 이상의 영역에 {100} 집합 조직을 형성하는 것은 곤란하다.

또한 {200}면 집적도의 측정은, MoKα선에 의한 X선 회절에 의해 행할 수 있다. 상세하게 서술하면, 각 시료에 대해, 시료 표면에 대해 평행한 α-Fe 결정의 11의 방위면({110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521}, {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, {200}면 집적도는, 이하의 식 (2)에 의해 나타내어진다.

여기서, i(hkl)은 측정한 시료에 있어서의 {hkl}면의 실측 적분 강도이고, I(hkl)은 랜덤 방위를 갖는 시료에 있어서의 {hkl}면의 이론 적분 강도이다. 또한, Σ는 α-Fe 결정의 11의 방위면에 대한 합이다. 여기서, 랜덤 방위를 갖는 시료의 이론 적분 강도는, 시료를 사용한 실측값을 사용해도 된다.

[이종 금속]

다음에, 상기 압연 공정에 의해 제조된 모재 금속판에, Fe 이외의 이종 금속을 확산시켜, 강판의 두께 방향으로 {100} 집합 조직의 영역을 증가시킨다. 이종 금속으로서는, 페라이트 형성 원소를 사용한다. 순서로서는, 우선, α-γ 변태계 성분의 Fe계 금속으로 이루어지는 모재 금속판의 편면 혹은 양면에 이종 금속을 제2층으로 하여 층상으로 부착시킨다. 그리고, 그 이종 금속의 원소가 확산되어 합금화된 영역을 α단상계의 성분으로 하여, 그 영역을 α상으로 변태시킨 영역 이외에도 금속판 내의 {200}면 집적도를 높이기 위한 {100} 배향의 싹으로서 유지할 수 있도록 한다. 그러한 페라이트 형성 원소로서, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, Zn 중 적어도 1종을 단독으로, 혹은 조합하여 사용할 수 있다.

이종 금속을 층상으로 모재 금속판의 표면에 부착시키는 방법으로서는, 용융 도금이나 전해 도금 등의 도금법, 압연 클래드법, PVD나 CVD 등의 드라이 프로세스, 나아가서는 분말 도포 등 다양한 방법을 채용할 수 있다. 공업적으로 실시하기 위해 효율적으로 이종 금속을 부착시키는 방법으로서는, 도금법 혹은 압연 클래드법이 적합하다.

이종 금속이 부착될 때의 가열 전의 이종 금속의 두께는, 0.05㎛ 이상, 1000㎛ 이하인 것이 바람직하다. 두께가 0.05㎛ 미만에서는 충분한 {200}면 집적도를 얻을 수 없다. 또한, 1000㎛를 초과하면, 이종 금속의 층을 잔류시키는 경우라도 그 두께가 필요 이상으로 커진다.

[가열 확산 처리]

이종 금속으로서 페라이트 형성 원소를 부착시킨 모재 금속판을, 모재 금속판의 A3점까지 가열함으로써, 모재 금속판의 표층부에 형성된 {100} 집합 조직의 영역의 일부 또는 전체에 페라이트 형성 원소를 확산시켜, 모재 금속판을 합금화시킨다. 페라이트 형성 원소가 합금화된 영역에서는 α단상 성분으로 되고, 그 영역에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 간다. 그때, 표층부에 형성된 {100} 집합 조직의 배향을 이어받아 변태되므로, 합금화된 영역에서도 {100}으로 배향된 조직이 형성된다. 이 결과, 합금화된 영역에서는, α-Fe상의 {200}면 집적도가 25％ 이상 50％ 이하로 되고, 그것에 따라서 {222}면 집적도가 1％ 이상 40％ 이하로 된 조직이 형성된다.

그리고, 모재 금속판을 다시 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열하고, 그 온도를 유지한다. 이미 합금화되어 있는 영역에서는 γ상으로 변태되지 않는 α단상의 조직으로 되므로, {100} 집합 조직의 결정립은 그대로 유지되고, 그 영역 중에서 {100} 집합 조직의 결정립이 우선 성장하여 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, α단상 성분이 아닌 영역은 γ상으로 변태된다.

또한, 유지 시간을 길게 하면, {100} 집합 조직의 결정립은 입자끼리가 합체하여 우선적으로 입성장한다. 이 결과, {200}면 집적도는 더욱 증가한다. 또한, 가일층의 페라이트 형성 원소의 확산에 수반하여, 페라이트 형성 원소와 합금화된 영역에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 간다. 그때, 도 4a에 나타내는 바와 같이, 변태되는 영역에 인접하는 영역에서는 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립(7)으로 되어 있어, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립(7)의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이들 현상에 의해, 유지 시간이 길어지는 동시에 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, 그 결과로서 {222}면 집적도는 저하된다.

또한, 최종적으로 50％ 이상의 높은 {200}면 집적도로 하기 위해서는, 유지 시간을 조정하여, 이 단계에 있어서, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상이고, 또한 {222}면 집적도를 30％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 금속판 전체가 합금화될 때까지 A3점 이상으로 유지된 경우에는, 도 4c에 나타내는 바와 같이, 금속판의 중심부까지 α단상 조직으로 되어, {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심에 도달한다.

승온 후의 유지 온도는, A3점 이상 1300℃ 이하로 한다. 1300℃를 초과하는 온도로 가열해도 자기 특성에 대한 효과는 포화된다. 또한, 유지 온도에 도달 후, 즉시 냉각을 개시(그 경우, 실질적으로는 0.01초 이상 유지됨)해도 되고, 600분 이하의 시간으로 유지하여 냉각을 개시해도 된다. 600분을 초과하여 유지해도 효과가 포화된다. 이 조건을 만족시키면, {200}면 배향의 싹의 고집적화가 보다 진행되어, 보다 확실하게 냉각 후에 α-Fe상의 {200}면 집적도를 30％ 이상으로 할 수 있다.

[가열 확산 처리 후의 냉각]

확산 처리 후, 페라이트 형성 원소가 합금화되어 있지 않은 영역이 남은 상태에서 냉각하면, 도 4b에 나타내는 바와 같이, 합금화되어 있지 않은 영역에서는, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립(9)으로 되어 영역의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이에 의해 {200}면 집적도가 증가하여, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 집합 조직을 갖는 금속판이 얻어져, Z값의 조건을 만족시키는 결정이 성장하여, 높은 자속 밀도가 금속판 면내의 임의의 방향에서 얻어지게 된다.

또한, 도 4c에 나타내는 바와 같이, 금속판 전체가 합금화될 때까지 A3점 이상으로 유지되고, {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심에 도달한 경우에는, 도 4d에 나타내는 바와 같이, 그대로 냉각하여 {100}으로 배향된 결정립(9)이 금속판의 중심까지 도달한 집합 조직을 얻을 수 있다. 이에 의해, 이종 금속이 금속판 전체에 합금화되어, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 집합 조직을 갖는 금속판이 얻어진다.

이상과 같이, {200}면 집적도의 값 및 모재 금속판 표면의 이종 금속의 잔류 상태는, A3점 이상의 온도의 유지 시간이나 유지하는 온도에 따라 변화된다. 도 4b에 나타내는 예에서는, {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심까지는 도달하지 않고, 이종 금속도 표면에 잔류하여, 제2층인 α단상 표면측 영역과 α단상 이면측 영역이 형성된 상태에 있지만, 금속판의 중심까지 {100}으로 배향된 입자 조직으로 하고, 표면의 제2층의 전부를 합금화할 수도 있다.

또한, 확산 처리 후의 냉각시, 냉각 속도는 0.1℃/sec 이상 500℃/sec 이하가 바람직하다. 이 온도 범위에서 냉각하면, {200}면 배향의 싹의 성장이 보다 진행된다.

또한, 얻어지는 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하의 Fe계 금속판은, 제2층을 잔류시키는 경우에는, 그 두께를 0.01㎛ 이상 500㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 단계에서 합금화된 α단상 영역의 비율은, Fe계 금속판의 단면에 있어서 1％ 이상인 것이 바람직하다.

또한, 도 4a에 나타내는 상태에서 A3점 미만의 온도로 냉각할 때에, A3점으로부터 A3점-50℃까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도를 50℃/분 이하로 해도 된다. 이 범위의 냉각 속도로 냉각하면, 인접하는 {100}으로 배향된 결정립끼리가 합체하여 성장하고, 도 5에 나타내는 바와 같이, 표면측 제2층(5a)에 인접하는 α단상 표면측 영역(6a)의 일부와 이면측 제2층(5b)에 인접하는 α단상 이면측 영역(6b)의 일부에 걸치는 조대한 결정립(11)이 형성된다. A₃점으로부터 A₃점-50℃까지의 평균 냉각 속도가 50℃/분을 초과하면, 결정립(11)의 성장에 충분한 시간이 없어, 우수한 철손 특성이 얻어지지 않는다. 한편, A₃점으로부터 A₃점-50℃까지의 평균 냉각 속도의 하한에 제한은 없지만, 생산성의 관점에서 1℃/분을 하한으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 보다 우수한 철손 특성을 얻기 위해서는, A₃점으로부터 A₃점-10℃까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도를 20℃/분 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, A₃점으로부터 A₃점-10℃까지의 평균 냉각 속도의 하한에 제한은 없지만, 생산성의 관점에서 1℃/분을 하한으로 하는 것이 바람직하다.

(제2 실시 형태)

전술한 제1 실시 형태에 있어서는, C:0.02질량％ 미만을 함유하고, α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 주조편을 사용하여 전술한 Fe계 금속판을 제조하는 방법에 대해 설명하였다. 이에 대해 본 실시 형태에서는, C:0.02질량％ 이상을 함유하는 주조편을 사용하여 전술한 Fe계 금속판을 제조하는 방법에 대해 설명한다.

C 함유량이 많으면 양호한 자기 특성이 얻어지지 않으므로, 탈탄 어닐링을 행하여 C를 제거할 필요가 있다. 따라서, 이하에 설명하는 조건으로 탈탄 어닐링을 행함으로써, {200}면 집적도를 높게 할 수 있다.

본 실시 형태의 방법은, 탈탄(나아가서는, 탈Mn)에 수반되는 γ-α 변태를 이용하여 {100} 집합 조직을 Fe계 금속판의 표층부에 형성하고, 그 후, 표면으로부터 탈탄된 영역의 일부 혹은 전체에, 나아가서는 상기 영역을 초과하여 페라이트 형성 원소를 확산시키고, 냉각시에 Fe계 금속판 전체를 {100}으로 배향시킨다.

이러한 본 실시 형태는, 본 발명자들이, 표면에 형성된 집합 조직에 있어서의 {100} 결정립은, 페라이트 형성 원소를 확산시키기 위해 행해지는 가열 과정의 A3점 이상에 있어서 우선적으로 입성장하는 것을 발견한 것, 나아가서는, 페라이트 형성 원소를 내부에 확산시켜 합금화시킨 후에 냉각하면, Fe계 금속판의 판면의 {200}면 집적도가 높아지는 것을 발견한 것에 기초하고 있다.

[본 발명의 제2 실시 형태의 기본 원리의 설명]

우선, 높은 {200}면 집적도가 얻어지는 본 실시 형태의 기본 원리를, 탈탄에 의한 경우를 예로 들어, 도 3a∼도 3d에 기초하여 설명한다.

(a) 집합 조직의 종 부착

C:0.02질량％ 이상 함유하고, α-γ 변태 성분계의 조성을 갖는 Fe계 금속판을, C:0.02질량％ 미만까지 탈탄할 때에, α단상으로 되는 온도이고, 또한 γ단상 혹은 γ상과 α상의 2상 영역의 온도(즉, A1점 이상의 온도)로 가열하여, Fe계 금속판의 표층부를 C:0.02질량％ 미만까지 탈탄시킨다. 이에 의해 탈탄 과정에서 γ-α 변태를 발생시켜, 탈탄된 표층부를 α상화한다.

이때, 격자간의 간극이 큰 γ상의 ＜110＞ 방향에서 가장 탈탄이 진행되고, 그 부분으로부터 C 농도가 0.02％ 미만으로 되어 α상으로의 변태가 일어난다. γ상의 {110}면은, BCC 구조의 α상으로 되면 {100}면으로 되므로, 탈탄 후의 α상에서는, {100}면이 우선적으로 형성된다. 또한, 표면에 형성된 α층의 결정립의 판 두께 방향으로의 성장은, 탈탄 속도로 율속되어 느리기 때문에, 표면에 형성된 α상의 결정립은 판면과 평행 방향으로 성장한다. 또한, 금속판의 표면에서는, 표면에너지를 구동력으로 하여 {100}면이 우선적으로 성장한다. 그 결과, 최종적으로는 금속판의 표면의 전체면이 {100}으로 배향된 조직으로 된다. 이 공정에 의해, 도 3a에 나타내는 바와 같이, 내부의 영역(4)이 α상의 Fe이고, 탈탄된 영역의 {200}면 집적도를 20％ 이상으로 한 모재 금속판(1)을 얻을 수 있다. 또한, 탈탄시에 표면 에너지를 구동력으로 하여 형성되는 조직에 Z값의 조건을 만족시키는 결정의 종이 형성된다.

(b) 제2층의 형성

다음에, 도 3b에 나타내는 바와 같이, 탈탄 후의 모재 금속판(1)의 편면 혹은 양면에, Al 등의 페라이트 형성 원소를, 증착법 등을 이용하여 부착시켜, 제2층(5)을 형성한다.

(c) 집합 조직의 보존

다음에, 페라이트 형성 원소를 부착시킨 모재 금속판(1)을, 모재 금속판(1)의 A3점까지 가열하여, 모재 금속판(1) 내의 탈탄된 영역의 일부 또는 전부에 페라이트 형성 원소를 확산시켜 모재 금속판(1)을 합금화시킨다. 이에 의해, 도 3c에 나타내는 바와 같이, 합금화하는 영역(6)에서는 α상을 형성한다. 혹은, 탈탄된 영역을 초과하여 내부에 페라이트 형성 원소를 확산시켜 합금화하고, 합금화하는 영역을 부분적으로 α단상 성분으로 함으로써, 그 영역을 α상화한다. 그때, 탈탄에 의해 형성된 영역의 배향을 이어받아 변태되므로, 합금화하는 영역(6)에서도 {100}으로 배향된 조직이 형성된다. 또한, 먼저 α상화된 결정립에 있어서도 더욱 {100}으로의 배향이 높아진다. 또한, 페라이트 형성 원소가 확산되어 결정이 배향될 때에, Z값의 조건을 만족시키는 결정의 종이 우선 성장한다.

(d) 집합 조직의 고집적화

다음에, 일부가 합금화된 모재 금속판(1)을 다시 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열하여, 그 온도를 유지한다. α단상 성분의 영역은, γ 변태되지 않는 α-Fe상이므로, {100} 결정립은 그대로 유지되고, 그 영역 중에서 {100}립이 우선 성장하여 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, 도 3d에 나타내는 바와 같이, α단상 성분이 아닌 영역은 α상으로부터 γ상으로 변태된다.

또한, 가열 후의 온도의 유지 시간을 길게 하면, {100} 결정립이 합체하여 보다 큰 {100} 결정립(7)으로 우선적으로 입성장한다. 이 결과, {200}면 집적도는 더욱 증가한다. 또한, Al의 확산에 수반하여, Al과 합금화된 영역에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 간다. 그때, 변태되는 영역에 인접하는 영역에서는 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립으로 되어 있고, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이들에 의해, 유지 시간이 길어지는 동시에 {200}면 집적도가 증가한다.

(e) 집합 조직의 성장

다음에, 모재 금속판을 A3점 미만의 온도로 냉각한다. 이때, 도 3e에 나타내는 바와 같이, 합금화되어 있지 않은 내부의 영역(10)의 γ-Fe상은, α-Fe상으로 변태된다. 이 내부의 영역(10)은, A3점 이상의 온도 영역에 있어서 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립으로 되어 있는 영역에 인접하고 있어, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받아 변태되어, 보다 큰 {100}으로 배향된 α상의 결정립(9)이 형성된다. 이로 인해, 그 영역에서도 {200}면 집적도가 증가한다(도 6d에 나타내는 상태 참조). 이 현상에 의해, 합금화되어 있지 않은 영역(10)에서도 높은 {200}면 집적도가 얻어지게 된다.

또한, 이상 설명한 예에서는, C:0.02질량％ 이상 함유하는 Fe계 금속판을 사용하였지만, C:0.02질량％ 미만 함유하는 Fe계 금속판을 사용하는 경우는, 탈탄 전에 침탄하여, 탈탄되는 영역의 C 함유량을 0.02질량％ 이상으로 한다.

이상, 본 실시 형태의 기본적인 구성에 대해 설명하였지만, 또한 본 실시 형태의 제조 방법을 규정하는 개개의 조건의 한정 이유 및 본 실시 형태의 바람직한 조건에 대해 설명한다.

[모재로 되는 Fe계 금속]

(C 함유량)

본 실시 형태에서는, 우선, Fe계 금속으로 이루어지는 모재 금속판의 표면에 {200}면 집적도를 높이기 위한 싹으로 되는 {100}으로 배향된 결정립을 형성한다. 그리고, 최종적으로는, 그 싹으로 되는 α상의 결정립의 결정 방위를 이어받는 형태로 금속판 내에 γ-α 변태를 진행시켜, 금속판 전체의 {200}면 집적도를 높인다.

본 실시 형태에서는, 탈탄 혹은 탈Mn에 수반되는 γ-α 변태를 이용한 조직 제어에 의해 {100}으로 배향된 결정립의 싹을 모재 금속판의 표면에 형성한다. 모재 금속판에 사용하는 Fe계 금속은, α-γ 변태 성분계의 조성을 갖고, 탈탄하는 영역에 있어서 C 함유량을 0.02질량％ 이상으로 한다.

또한, 모재 금속판에 사용하는 Fe계 금속은 α-γ 변태계의 성분이며, 페라이트 형성 원소를 금속판 내에 확산시켜 합금화함으로써, α단상계 성분의 영역을 형성할 수 있다. 또한, 탈탄하는 영역에 있어서 C 함유량을 0.02질량％ 이상으로 함으로써, 탈탄에 수반되는 γ-α 변태를 이용할 수 있다.

모재 금속판의 C 함유량을 0.02질량％ 이상으로 하기 위해서는, C:0.02질량％ 이상 함유하도록 조정된 용융 원료로부터, 주조ㆍ압연의 공정을 거쳐 제조된 모재 금속판을 사용하는 방법(용제에 의한 방법)이 있다. 그 밖의 방법으로서는, C 함유량이 0.02질량％ 미만의 모재 금속판을 사용하고, 그 모재 금속판의 표층부에 침탄에 의해 C:0.02질량％ 이상 함유하는 영역을 형성하는 방법이 있다.

용제에 의한 방법의 경우에는, C 함유량의 범위는, 0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하로 한다. 0.02질량％ 미만에서는, 탈탄에 수반되는 γ-α 변태를 이용한 {200} 집합 조직의 형성을 이용할 수 없다. 또한, 1.0질량％ 이상에서는, 탈탄에 장시간을 필요로 한다. C 함유량의 바람직한 범위는, 0.05질량％ 이상 0.5질량％ 이하이다.

침탄에 의한 방법의 경우에는, 모재 금속판으로 되는 Fe계 금속의 C 함유량의 범위는, 1ppm 이상 0.02질량％ 미만으로 한다. 그리고, 이 Fe계 금속의 표층에, C 농도가 용제된 경우와 동일한 0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하로 되도록 침탄한다.

또한, 침탄하는 범위는, 표면으로부터 깊이 방향의 거리를 y로 하면, 표면으로부터 거리 y까지의 영역으로 한다. 이 거리 y는 5㎛ 이상 50㎛ 이하이다. 거리 y가 5㎛ 미만이면, 탈탄 후의 확산 처리에 있어서, {200}면 집적도를 30％ 이상으로 하는 것이 곤란하므로 5㎛ 이상으로 하였다. 또한, 50㎛를 초과하는 거리에서는 침탄에 장시간을 필요로 하는 데 더하여, 침탄한 영역의 전부를 탈탄하는 데도 장시간을 필요로 한다. 또한, 얻어지는 효과도 포화되므로 바람직한 거리 y는 50㎛ 이하로 하였다. 침탄 방법은, 특별히 제한되지 않고, 잘 알려져 있는 가스 침탄법 등으로 행하면 된다.

또한, 제품 금속판의 자기 특성의 점에서는, C 함유량이 0.005질량％ 이하인 것이 바람직하므로, 자기 특성이 우수한 강판을 제조하기 위해서는, C 함유량이 0.005질량％ 이하인 규소강을 사용하여, 상술한 C 농도로 침탄하는 것이 비용적으로 유리하다.

(Mn 함유량)

Fe계 금속에 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 함유시키는 경우는, 탈Mn에 수반되는 γ-α 변태를 이용한 조직 제어에 의해 {100}으로 배향된 결정립의 싹을 형성할 수 있다. 탈탄과 함께 탈Mn을 아울러 행함으로써, 표층부의 α상화가 보다 효율적으로 행해져, 탈탄 및 탈Mn된 영역의 {200}면 집적도가 보다 높아진다. 이러한 기능을 발휘시키기 위해서는, 탈Mn 처리를 하기 전의 Mn 함유량은, 0.2질량％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상술한 γ-α 변태를 이용한 조직 제어는 탈탄 단독으로도 행할 수 있으므로, Mn은 함유시키지 않아도 된다. 단, Mn을 함유시키면, 전기 저항을 크게 하여 철손을 저감시키는 효과도 있으므로, 탈Mn을 행하지 않는 경우라도, 필요에 따라서, 2.0질량％ 이하의 범위에서 Mn을 함유시켜도 된다. 이상의 점에서, Mn을 함유시키는 경우의 Mn 함유량의 범위는, 0.2질량％∼2.0질량％로 하는 것이 바람직하다.

(그 밖의 함유 원소)

본 실시 형태에서는, 원리적으로, α-γ 변태계의 성분을 갖는 Fe계 금속에 적용 가능하므로, 특정한 조성 범위의 Fe계 금속에 한정되는 것은 아니다. α-γ 변태계 성분의 대표적인 것으로서, 순철이나 보통강 등의 강이 예시된다. 예를 들어, C를 상술한 바와 같이 1ppm∼0.10질량％ 함유하고, 혹은 Mn을 0.2질량％∼2.0질량％ 더 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 순철이나 강을 기본으로 하여, 적절하게 첨가 원소를 함유시킨 것이다. 그 밖에, C:1.0질량％ 이하, Si:0.1질량％∼2.5질량％를 기본 성분으로 하는 α-γ 변태계 성분의 규소 강이어도 된다. 또한, 그 밖의 불순물로서는, 미량의 Ni, Cr, Al, Mo, W, V, Ti, Nb, B, Cu, Co, Zr, Y, Hf, La, Ce, N, O, P, S 등이 포함된다. 또한, Al이나 Mn을 첨가하여 전기 저항을 증가시켜 철손을 저감시키거나, Co를 첨가하여 포화 자속 밀도 Bs를 증가시켜 자속 밀도를 증가시키는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

(모재 금속판의 두께)

모재 금속판의 두께는, 10㎛ 이상, 6㎜ 이하로 한다. 두께가 10㎛ 미만이면, 적층시켜 자심으로서 사용할 때에, 적층 매수가 증가하여 간극이 많아져, 높은 자속 밀도가 얻어지지 않는다. 또한, 두께가 6㎜ 초과이면, 확산 처리 후의 냉각 후에 {100} 집합 조직을 충분히 성장시킬 수 없어, 높은 자속 밀도가 얻어지지 않는다.

[탈탄 처리]

모재 금속판의 표층부를 α상화하기 위한 탈탄 처리에 있어서, 탈탄 분위기 중에서 가열하여 탈탄하기 위해서는, 다음과 같이 행하는 것이 좋다.

(탈탄 처리의 온도)

탈탄 처리의 온도는, A1점 이상의 온도이며, C:0.02질량％ 미만까지 탈탄하였을 때에 α단상으로 되는 온도로 한다. C:0.02질량％ 이상 함유하는 모재 금속판을 탈탄에 의해 γ-α 변태를 일으키게 하기 위해서는, γ단상 혹은 γ상과 α상의 2상 영역의 온도(즉, A1점 이상의 온도)로 가열한다.

(탈탄 처리의 분위기)

탈탄 분위기는, 방향성 전자 강판의 제조 등에서 종래 알려져 있는 방법을 채용할 수 있다. 예를 들어, 처음에는, 약탈탄성 분위기, 예를 들어 1Torr 이하의 진공중, 혹은 이슬점 -20℃ 미만의 H₂, He, Ne, Nr, Kr, Xe, Rn, N₂ 중 1종 또는 2종 이상의 가스중의 분위기에서 탈탄하고, 이어서 강탈탄성 분위기, 예를 들어 이슬점 -20℃ 이상의 H₂에 불활성 가스 또는 CO, CO₂를 첨가한 가스 중의 분위기에서 탈탄하는 방법이 있다. 이 경우, 약탈탄성 분위기에서 끝까지 탈탄을 계속하면, 장시간을 필요로 한다.

(탈탄 처리를 행하는 시간)

탈탄 처리를 행하는 시간은, 0.1분 이상 600분 이하가 바람직하다. 0.1분 미만에서는 탈탄 후에 {200}면 집적도를 20％ 이상으로 하는 것이 곤란하고, 600분을 초과하는 장시간에서는 비용이 지나치게 많이 든다.

(탈탄 처리를 행하는 범위)

탈탄 처리를 행하는 범위는, 표면으로부터 깊이 방향의 거리를 x로 하면, 거리 x까지의 범위이며, 거리 x는 5㎛ 이상 50㎛ 이하이다. 거리 x가 5㎛ 미만이면, 탈탄 후의 확산 처리에 있어서, {200}면 집적도를 30％ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 이로 인해, 표면으로부터 깊이 방향의 거리 x는 5㎛ 이상으로 하였다. 또한, 50㎛를 초과하는 거리에서는 탈탄에 장시간을 필요로 하는 데 더하여, {200}면 집적도는 포화되므로 공업적으로 유리하지 않다. 따라서, 거리 x는 50㎛ 이하로 하였다.

(다른 탈탄 방법)

또한, 특허문헌 6에 기재되어 있는 바와 같이, 탈탄을 촉진시키는 물질을 어닐링 분리재로서 강판 표면에 도포하고, 이것을 코일에 권취하여 코일 어닐링하여 탈탄 영역을 형성해도 된다. 또한, 단판 형상의 강판 표면에 상기한 어닐링 분리재를 도포하여 적층하고, 이것을 상기 온도에서 마찬가지의 시간 어닐링함으로써 탈탄 영역을 형성해도 된다.

(탈탄 후의 C량)

탈탄 후의 C량은, 상술한 바와 같이, α상 단상의 조직을 얻기 위해 0.02질량％ 미만으로 한다. 제품의 자기 특성의 점에서 바람직하게는, 0.005질량％ 이하이다.

(탈탄 후의 {200}면 집적도)

이상과 같은 조건으로 탈탄 어닐링을 행함으로써, 탈탄 후에 있어서의 탈탄된 영역의 {200}면 집적도가 20％ 이상으로 되어 있는 것이 바람직하다. 20％ 미만에서는, 다음에 행해지는 확산 처리에 있어서, {200}면 집적도를 30％ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 또한, {200}면 집적도의 상한은 99％로 하는 것이 바람직하다. 99％ 초과에서는 자기 특성은 열화된다. {200}면 집적도는, 탈탄 온도, 탈탄 시간, 탈탄 분위기를 등의 조건을 선택함으로써 상기 범위에 들어가도록 조정된다. 또한, 상기 방위면의 면 집적도의 측정은, 제1 실시 형태와 마찬가지로, MoKα선에 의한 X선 회절에 의해 행할 수 있다.

[탈Mn 처리]

본 실시 형태에서는, 모재 금속판에 Mn을 함유시켜 탈탄 처리와 탈Mn 처리를 병용해도 된다. 탈Mn 처리는, 탈탄과 동시 혹은 탈탄에 이어서 다음과 같은 조건으로 행한다. 또한, 특허문헌 6에 개시되는 바와 같이, 강판에, 탈탄을 촉진시키는 물질과 탈Mn을 촉진시키는 물질을 포함하는 어닐링 분리제를 도포하여, 강판을 적층한 상태에서 탈탄 처리와 탈Mn 처리를 동시에 행할 수도 있다.

(탈Mn 처리의 온도 및 범위)

탈Mn 처리를 행하는 온도는, 탈탄과 마찬가지로 A1점 이상의 온도로 한다. 탈Mn 분위기는, 감압 분위기하에서 행하는 것이 좋다. 또한, 탈Mn 처리를 행하는 시간은, 탈탄과 같이 0.1분 이상 600분 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

(탈Mn 처리를 행하는 범위)

탈Mn 처리를 행하는 범위는, 표면으로부터 깊이 방향의 거리를 x로 하면, 거리 x까지의 범위이며, 거리 x는 5㎛ 이상 50㎛ 이하인 것이 바람직하다. 거리 x가 5㎛ 미만이면, 탈Mn 후의 확산 처리에 있어서, {200}면 집적도를 30％ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 이로 인해, 바람직한 표면으로부터 깊이 방향의 거리 x는 5㎛ 이상으로 하였다. 또한, 50㎛를 초과하는 거리에서는 탈Mn에 장시간을 필요로 하는 데 더하여 {200}면 집적도는 포화되므로 공업적으로 유리하지 않다. 따라서, 바람직한 거리 x는 50㎛ 이하로 하였다.

(탈Mn 후의 {200}면 집적도)

이상과 같은 조건으로 탈탄 어닐링을 행함으로써, 탈Mn 후에 있어서 탈Mn 처리가 이루어진 영역의 {200}면 집적도가 20％ 이상으로 되어 있는 것이 바람직하다. 20％ 미만에서는, 다음에 행해지는 확산 처리에 있어서, {200}면 집적도를 30％ 이상으로 하는 것이 곤란하다. {200}면 집적도의 상한은 99％로 하는 것이 바람직하다. 99％ 초과에서는 자기 특성은 열화된다.

[이종 금속]

다음에, 탈탄에 의해 표층부가 α상화된 모재 금속판에, Fe 이외의 이종 금속을 확산시켜, 금속판의 두께 방향으로 {100} 집합 조직의 영역을 증가시킨다. 이종 금속으로서는, 페라이트 형성 원소를 사용한다. 순서로서는, 우선, α-γ 변태계 성분의 Fe계 금속으로 이루어지는 모재 금속판의 편면 혹은 양면에 이종 금속을 제2층으로 하여 층상으로 부착시킨다. 그리고, 그 이종 금속의 원소가 확산되어 합금화된 영역을 α단상계의 성분으로 하여, 그 영역을 탈탄(혹은 또한 탈Mn)하여 α상으로 변태시킨 영역 이외에도, 금속판 내의 {200}면 집적도를 높이기 위한 {100} 배향의 싹으로서 유지할 수 있도록 한다. 그러한 페라이트 형성 원소로서, Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, Zn 중 적어도 1종을 단독으로 혹은 조합하여 사용할 수 있다.

이종 금속을 부착시킬 때의 가열 전의 이종 금속의 두께는, 0.05㎛ 이상, 1000㎛ 이하인 것이 바람직하다. 두께가 0.05㎛ 미만에서는 충분한 {200}면 집적도를 얻을 수 없다. 또한, 1000㎛를 초과하면, 이종 금속의 층을 잔류시키는 경우라도 그 두께가 필요 이상으로 두꺼워진다.

[가열 확산 처리]

페라이트 형성 원소를 부착시킨 모재 금속판을, 모재 금속판의 A3점까지 가열함으로써, 모재 금속판 내의 일부 또는 전체에 페라이트 형성 원소를 확산시켜, 모재 금속판을 합금화시킨다. 페라이트 형성 원소가 합금화된 영역에서는 α상이 유지된다. 혹은, 탈탄된 영역을 넘어 내부에 페라이트 형성 원소를 확산시켜 합금화하고, 합금화된 영역을 부분적으로 α단상 성분으로 함으로써, 그 영역을 α상화한다. 그때, 탈탄에 의해 형성된 영역의 배향을 이어받아 변태되므로, {200}면 집적도는 더욱 높아진다. 이 결과, 합금화된 영역에서는, α-Fe상의 {200}면 집적도가 25％ 이상 50％ 이하로 되고, 그것에 따라서 {222}면 집적도가 1％ 이상 40％ 이하로 된 조직이 형성된다.

그리고, 모재 금속판을 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 더 가열하고, 그 온도를 유지한다. 이미 합금화되어 있는 영역에서는 γ상으로 변태되지 않는 α단상의 조직으로 되므로, {100} 결정립은 그대로 유지되고, 그 영역 중에서 {100} 집합 조직의 결정립이 우선 성장하여 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, α단상 성분이 아닌 영역은 γ상으로 변태된다.

또한, 유지 시간을 길게 하면, {100} 집합 조직의 결정립을 입자끼리가 합체하여 우선적으로 입성장한다. 이 결과, {200}면 집적도는 더욱 증가한다. 또한, 가일층의 페라이트 형성 원소의 확산에 수반하여, 페라이트 형성 원소와 합금화된 영역에서는 γ상으로부터 α상으로 변태되어 간다. 그때, 도 4a에 나타내는 바와 같이, 변태되는 영역에 인접하는 영역에서는 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립(7)으로 되어 있고, γ상으로부터 α상으로 변태될 때에, 인접하는 α상의 결정립(7)의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이들에 의해, 유지 시간이 길어지는 동시에 {200}면 집적도가 증가한다. 또한, 그 결과로서 {222}면 집적도는 저하된다.

승온 후의 유지 온도는, A3점 이상 1300℃ 이하로 한다. 1300℃를 초과하는 온도로 가열해도 자기 특성에 대한 효과가 포화된다. 또한, 유지 온도에 도달 후, 즉시 냉각을 개시해도 되고, 6000분 이하의 시간으로 유지하여 냉각을 개시해도 된다. 이 조건을 만족시키면, {200}면 배향의 싹의 고집적화가 보다 진행되어, 보다 확실하게 냉각 후에 α-Fe상의 {200}면 집적도를 30％ 이상으로 할 수 있다.

[가열 확산 처리 후의 냉각]

확산 처리 후, 페라이트 형성 원소가 합금화되어 있지 않은 영역이 남은 상태에서 냉각하면, 도 4b에 나타내는 바와 같이, 합금화되어 있지 않은 영역에서는, γ상으로부터 α상으로의 변태될 때에, 이미 {100}으로 배향된 α상의 결정립(9)으로 되어 영역의 결정 방위를 이어받는 형태로 변태된다. 이에 의해 {200}면 집적도가 증가하여, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 집합 조직을 갖는 금속판이 얻어지고, Z값의 조건을 만족시키는 결정이 성장하여, 높은 자속 밀도가 금속판 면내의 임의의 방향에서 얻어지게 된다.

또한, 도 4c에 나타내는 바와 같이, 금속판 전체가 합금화될 때까지 A3점 이상으로 유지되고, {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심에 도달한 경우에는, 도 4d에 나타내는 바와 같이, 그대로 냉각하여 {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심까지 도달한 집합 조직을 얻을 수 있다. 이에 의해, 이종 금속이 금속판 전체에 합금화되고, α-Fe상의 {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 집합 조직을 갖는 금속판이 얻어진다.

이상과 같이, {200}면 집적도의 값 및 모재 금속판 표면의 이종 금속의 잔류 상태는, A3점 이상의 온도의 유지 시간이나 유지하는 온도에 따라 변화된다. 도 4b에 나타내는 예에서는, {100}으로 배향된 입자 조직이 금속판의 중심까지는 도달하지 않고, 이종 금속도 표면에 잔류한 상태에 있지만, 금속판의 중심까지 {100}으로 배향된 입자 조직으로 하고, 표면의 제2층의 전부를 합금화할 수도 있다.

또한, 확산 처리 후의 냉각시, 냉각 속도는 0.1℃/sec 이상 500℃/sec 이하가 바람직하다. 0.1℃/sec 미만에서는 냉각에 장시간을 필요로 하여 적당하지 않고, 500℃/sec 초과에서는 금속판이 변형되는 경우가 있으므로, 500℃/sec 이하가 바람직하다.

또한, 도 5에 나타내는 조직을 형성하는 것도 가능하고, 이 경우, 평균 냉각 속도를 제1 실시 형태와 마찬가지의 조건을 만족시키도록 함으로써 실현이 가능하다.

실시예

다음에, 본 발명자들이 행한 실험에 대해 설명한다. 이들 실험에 있어서의 조건 등은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 예이며, 본 발명은 이들의 예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예 1)

본 실시예에서는 이하의 표 1에 나타내는 성분 A 또는 B로 이루어지는 No.1∼16의 모재 금속판을 각종 압연 조건에서 제조하고, 그 후, 제2층에 각종 이종 금속을 적용하여 Fe계 금속판을 제작하여, 전술한 Z의 값(＝(A＋0.97B)/0.98C) 및 자속 밀도의 차 ΔB에 대해 조사하였다. 또한, 각종 제조 조건과 {200}면 집적도의 관계에 대해서도 조사하였다. 또한, α 영역 압연 공정에 있어서의 개시 온도를 변화시킨 효과에 대해서도 상세하게 조사하였다.

우선, 표 1에 나타낸 A 또는 B의 성분을 갖고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 잉곳을 진공 용해에 의해 용제하였다. 그리고, 이들을 압연 소재로서 사용하여, 이하의 표 2에 나타낸 열간 압연, α 영역 압연, 냉간 압연의 조건에 의해 소정의 두께의 냉간 압연판(모재 금속판)으로 가공하였다.

성분 A의 경우에는, 우선, 1150℃로 가열한 두께 250㎜의 잉곳을, 진변형으로 -3.22의 압연율로 열간 압연하여, 두께 10㎜의 열간 압연판을 얻었다. 이어서, 이 열간 압연판을 각각 300∼1000℃의 온도에서, 진변형으로 -1.39의 압연율로 α 영역 압연하였다. α 영역 압연에 의해 얻어진 이들 압연판을 산세한 후, 냉간 압연에 의해 모재 금속판을 얻었다. 이때, 압하율은 진변형으로 -2.53이고, 그 결과, 얻어진 모재 금속판의 두께는 0.2㎜였다.

성분 B의 경우에는, 우선, 1200℃로 가열한 두께 200㎜의 잉곳을, 진변형으로 -2.93의 압연율로 열간 압연하여, 두께 15㎜의 열간 압연판을 얻었다. 이어서, 이 열간 압연판을 각각 300∼1050℃의 온도에서, 진변형으로 -1.46의 압연율로 α 영역 압연하였다. α 영역 압연에 의해 얻어진 이들 압연판을 산세한 후, 냉간 압연에 의해 모재 금속판을 얻었다. 이때, 압하율은 진변형으로 -1.95이고, 그 결과, 얻어진 모재 금속판의 두께는 0.5㎜였다.

이상과 같은 순서에 의해 얻어진 모재 금속판에 대해, X선 회절에 의해 모재의 표층부의 집합 조직을 측정하고, 전술한 방법에 의해 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다. 또한, L 단면에 수직 방향으로부터 조직을 관찰할 수 있도록 박편화하여, 표면으로부터 1/4t(t는 두께)까지의 사이의 영역을 관찰하였다. 얻어진 모재 금속판의 상온에서의 주상은 α-Fe상이었다. 또한, α-γ 변태를 일으키는 A3점은 측정 결과, 성분 A에서는 925℃, 성분 B에서는 1010℃였다.

다음에, 표 2에 나타낸 No.1∼17의 각 모재 금속판에, 제2층으로서, 증착법, 스퍼터법, 또는 전기 도금법에 의해 양면에 각종 이종 금속 원소를 피막하였다. 이하의 표 3 및 표 4에 나타내는 바와 같이, 이종 금속 원소로서는, Al, Si, Mo, Ga, Sn, Ti, Ge, Sb, V, W 중 어느 하나를 선택하였다. 피막의 두께는 표 3 및 표 4에 나타낸 바와 같이 하였다.

다음에, 제2층을 부착시킨 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시하는 실험을 행하였다. 열처리에는 골드 이미지로를 사용하여, 프로그램 제어에 의해 유지 시간을 제어하였다. 승온하고 나서 유지할 때까지의 동안은, 압력이 10^-3Pa 레벨까지 진공화된 분위기 중에서 열처리를 행하였다. 냉각시에는, 냉각 속도가 1℃/sec 이하인 경우에는 진공 중에서 노 출력 제어에 의해 온도 제어를 행하였다. 또한, 냉각 속도가 10℃/sec 이상인 경우에는 Ar 가스를 도입하여, 유량의 조정에 의해 냉각 속도를 제어하였다.

여기서, A3점까지 가열하는 승온 과정과, A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열하여 유지하는 유지 과정과, A3점 미만의 온도로 냉각하는 냉각 과정에 있어서의 집합 조직의 변화를 조사하였다. 구체적으로는, 동일한 모재-피막 조건의 조합의 모재 금속판을 3개 준비하여, 각각의 과정마다 열처리 실험을 행하여 집합 조직의 변화를 조사하였다.

승온 과정에 관한 시료는, 모재 금속판을 소정의 승온 속도로 실온으로부터 A3점까지 가열하고, 유지 시간 없이 실온까지 냉각하여 제작하였다. 냉각 속도는 100℃/sec로 하였다. 집합 조직의 측정은 전술한 X선 회절법에 의한 방법으로 행하고, X선은 표면으로부터 조사하여, 역극점도에서 α-Fe상의 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다.

유지 과정에 관한 시료는, 모재 금속판을 소정의 승온 속도로 실온으로부터 A3점을 초과하는 소정 온도까지 가열하고, 소정의 유지 시간 후에 실온까지 냉각하여 제작하였다. 그리고, 제작한 시료의 집합 조직을 마찬가지로 측정하여, α-Fe상의 {200}, {222}면 집적도를 구하였다.

냉각 과정에 관한 시료는, 모재 금속판을 소정의 승온 속도로 실온으로부터 A3점을 초과하는 소정 온도까지 가열하고, 소정의 유지 시간 후에 소정의 냉각 속도로 실온까지 냉각하여 제작하였다. 또한, 합금화되어 있지 않은 위치의 {200}, {222}면 집적도를 평가하기 위해, 합금화되어 있지 않은 위치가 평가면으로 되도록, 제작한 시료의 표면으로부터 소정의 거리까지의 층을 제거한 시험편을 제작하였다. 또한, 금속판 전체에 합금화되어 있는 경우는, 평가면을 판 두께의 1/2의 위치로 하였다. 제작한 시료의 집합 조직의 측정은, X선을 시험편의 표면과, 층이 제거된 시험편의 소정의 면으로부터 각각 조사하여, 마찬가지로 각각의 α-Fe상의 {200}, {222}면 집적도를 구하였다.

다음에, 얻어진 제품을 평가하기 위해, 자기 측정을 행하였다. 우선, SST(Single Sheet Tester)를 사용하여 5000A/m의 자화력에 대한 평균 자속 밀도 B50 및 자속 밀도의 차 ΔB를 구하였다. 이때, 측정 주파수는 50㎐로 하였다. 평균 자속 밀도 B50을 구할 때에는, 도 1에 나타내는 바와 같이, 제품의 주위 방향으로 22.5°마다 자속 밀도 B50을 구하여, 이들 16방향의 자속 밀도 B50의 평균값을 산출하였다. 또한, 이들 16방향의 자속 밀도 B50 중, 최대값과 최소값의 차를 자속 밀도의 차 ΔB로 하였다. 다음에, VSM(Vibrating Sample Magnetometer)을 사용하여 포화 자속 밀도 Bs를 구하였다. 이때 인가한 자화력은 0.8×10⁶A/m였다. 평가값은, 포화 자속 밀도에 대한 평균 자속 밀도 B50의 비율 B50/Bs로 하였다.

또한, 전술한 X선 회절에 의해 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞의 강도비를 산출함으로써 전술한 Z값을 산출하였다.

이하의 표 3 및 표 4에는, 제조 도중의 각각의 과정 및 제조 후에 있어서 측정한 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와, 얻어진 Fe계 금속판의 Z값과, 자기 측정의 평가 결과를 나타낸다.

본 발명예에서는, 모두 Z는 2.0 이상 200 이하로, 자속 밀도의 차 ΔB가 비교예와 비교하여 작은 값으로 되어 있어, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이들 Fe계 금속판은, B50/Bs값이 0.80 이상의 우수한 자기 특성이 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 본 발명예는, 표 2∼표 4에 나타내는 바와 같이, 열처리의 각 단계에 있어서 α-Fe상의 {200}면이 고집적화되기 쉬운 것을 확인할 수 있었다.

또한, 본 발명예의 L 단면을 관찰하여, 표면을 포함하는 적어도 일부의 영역이 α단상계 성분으로 이루어지는 α단상 영역이 존재하고, L 단면에 대한 α단상 영역의 비율이 모두 1％ 이상인 것을 확인하였다.

이상과 같이 본 발명에서 규정하는 바와 같이, Z값이 2 이상 200 이하인 경우에는, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이러한 Fe계 금속판을 얻기 위해, 열간 압연과 냉간 압연 사이에, 300℃보다도 크고, 또한 A3점 미만의 온도에서 α 영역 압연을 실시하면, 목적으로 하는 제품이 얻어졌다.

이에 대해, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 조건으로 압연을 행한 모재 금속판을 사용하면, 본 발명예와 같은 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지지 않았다.

(실시예 2)

본 실시예에서는 표 1에 나타낸 성분 C, D, 또는 E로 이루어지는 No.18∼35의 모재 금속판을 각종 압연 조건으로 제조하고, 그 후, 제2층에 각종 이종 금속을 적용하여 Fe계 금속판을 제작하여, 전술한 Z의 값(＝(A＋0.97B)/0.98C) 및 자속 밀도의 차 ΔB에 대해 조사하였다. 또한, 각종 제조 조건과 {200}면 집적도의 관계에 대해서도 조사하였다. 또한, α 영역 압연 공정에 있어서의 개시 온도를 변화시킨 효과에 대해서도 상세하게 조사하였다.

우선, 표 1에 나타낸 C, D, 또는 E의 성분을 갖고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 잉곳을 진공 용해에 의해 용제하였다. 그리고, 이들을 압연 소재로서 사용하여, 이하의 표 5에 나타낸 열간 압연, α 영역 압연, 냉간 압연의 조건에 의해 소정의 두께의 냉간 압연판(모재 금속판)으로 가공하였다.

성분 C의 경우에는, 우선, 1050℃로 가열한 두께 200㎜의 잉곳을, 진변형으로 각각 -1.20∼-3.22의 압연율로 열간 압연하여, 두께가 각각 4㎜∼60㎜인 열간 압연판을 얻었다. 이어서, 이 열간 압연판에 대해 α 영역 압연을 700℃에서 개시하고, 진변형으로 각각 -0.69∼-3.40의 압연율로 α 영역 압연하여 두께 2㎜로 하였다. 그리고, 이들 압연판을 산세한 후, 냉간 압연에 의해 모재 금속판을 얻었다. 이때, 압하율은 진변형으로 -1.74이고, 그 결과, 얻어진 모재 금속판의 두께는 0.35㎜였다.

성분 D의 경우에는, 우선, 1050℃로 가열한 각각의 두께 20㎜∼300㎜의 잉곳을, 진변형으로 각각 -0.29∼-3.00의 압하율로 열간 압연하여, 두께가 15㎜인 열간 압연판을 얻었다. 이어서, 이 열간 압연판에 대해 α 영역 압연을 650℃에서 개시하고, 진변형으로 각각 -1.46의 압하율로 α 영역 압연하여 두께 3.5㎜로 하였다. 그리고, 이들 압연판을 산세한 후, 냉간 압연에 의해 모재 금속판을 얻었다. 이때, 압하율은 진변형으로 -1.95이고, 그 결과, 얻어진 모재 금속판의 두께는 0.50㎜였다.

성분 E의 경우에는, 우선, 1200℃로 가열한 두께 240㎜의 잉곳을, 진변형으로 -2.77의 압하율로 열간 압연하여, 두께가 15㎜인 열간 압연판을 얻었다. 이어서, 이 열간 압연판에 α 영역 압연을 750℃에서 개시하고, 진변형으로 -1.61의 압하율로 α 영역 압연하여 두께 6.0㎜로 하였다. 그리고, 이들 압연판을 산세한 후, 냉간 압연에 의해 모재 금속판을 얻었다. 이때, 압하율은 진변형으로 각각 -0.69∼-6.40이고, 그 결과, 얻어진 모재 금속판의 두께는 각각 0.01㎜∼3.0㎜였다.

이상과 같은 순서에 의해 얻어진 모재 금속판에 대해, X선 회절에 의해 모재의 표층부의 집합 조직을 측정하여, 전술한 방법에 의해 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다. 또한, L 단면에 수직 방향으로부터 조직을 관찰할 수 있도록 박편화하여, 표면으로부터 1/4t 까지의 사이의 영역을 관찰하였다. 얻어진 모재 금속판의 상온에서의 주상은 αFe상이었다. 또한, α-γ 변태를 일으키는 A3점은 측정 결과, 성분 C에서는 915℃이고, 성분 D에서는 870℃이고, 성분 E에서는 942℃였다.

다음에, 표 5에 나타낸 No.18∼35의 각 모재 금속판에, 제2층으로서, 증착법, 스퍼터법, 전기 도금법, 또는 용융 도금법에 의해 양면에 각종 이종 금속 원소를 피막하였다. 이하의 표 6 및 표 7에 나타내는 바와 같이, 이종 금속 원소로서는, Al, Si, Ga, Sn, V, W, Mo, Zn 중 어느 하나를 선택하였다. 피막의 두께는 표6 및 표 7에 나타낸 바와 같이 하였다.

다음에, 제2층을 부착시킨 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시하는 실험을 행하였다. 실험 방법으로서는, 실시예 1에 나타낸 동일한 방법으로 행하였다. 또한, 이 사이에 있어서의 집합 조직의 관찰도 실시예 1에 나타낸 동일한 방법으로 행하였다.

또한, 얻어진 제품의 평가에서는, 실시예 1과 마찬가지로 자기 측정을 행하고, 나아가서는 X선 회절에 의해 Z값을 산출하였다.

이하의 표 6 및 표 7에는, 제조 도중의 각각의 과정 및 제조 후에 있어서 측정한 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와, 얻어진 Fe계 금속판의 Z값과, 자기 측정의 평가 결과를 나타낸다.

본 발명예에서는, 모두 자속 밀도의 차 ΔB가 비교예와 비교하여 작은 값으로 되어 있어, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이들 Fe계 금속판은, B50/Bs값이 0.86 이상의 우수한 자기 특성이 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 본 발명예는, 표 5∼표 7에 나타내는 바와 같이, 열처리의 각 단계에 있어서 α-Fe상의 {200}면이 고집적화되기 쉬운 것을 확인할 수 있었다.

이상과 같이 본 발명에서 규정하는 바와 같이, Z값이 2 이상 200 이하인 경우에는, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이러한 Fe계 금속판을 얻기 위해, 열간 압연과 냉간 압연 사이에, 300℃ 이상, 또한 A3점 미만의 온도에서 α 영역 압연을 실시하면, 목적으로 하는 제품이 얻어졌다.

이에 대해, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 조건으로 α 영역 압연을 행한 모재 금속판을 사용하면, 본 발명예와 같은 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지지 않았다.

(실시예 3)

본 실시예에서는, 모재 금속판으로서, C:0.050질량％, Si:0.0001질량％, Al:0.0002질량％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 순철을 탈탄하고, 제2층에 Al을 적용하여 Fe계 금속판을 제작하여, 전술한 Z의 값(＝(A＋0.97B)/0.98C) 및 자속 밀도의 차 ΔB에 대해 조사하였다. 또한, 제조 조건과 {200}면 집적도의 관계에 대해서도 조사하였다.

우선, 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연을 행하여 소정의 두께로 가공하여, 전술한 조성으로 이루어지는 모재 금속판을 얻었다. 또한, 모재 금속판의 A1점은, 727℃였다.

열간 압연에서는, 1000℃로 가열한 두께 230㎜의 잉곳을 두께 50㎜까지 박육화하여 열간 압연판을 얻었다. 이 열간 압연판으로부터 기계 가공에 의해 각종 두께의 판재를 잘라낸 후에 냉간 압연을 실시하여, 두께 8㎛∼750㎛의 냉간 압연판(모재 금속판)을 얻었다.

또한, 모재 금속판의 상온에서의 주상은 αFe상이고, α-γ 변태를 일으키는 A3점은 측정 결과 911℃였다. 또한, X선 회절에 의해 모재 금속판의 αFe상의 집합 조직을 측정하여, 전술한 방법에 의해 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다. 또한, 냉간 압연까지 행한 결과, 각각의 모재 금속판의 {200}면 집적도는 20∼26％이고, {222}면 집적도는 18∼24％인 것을 확인하였다.

다음에, 이 모재 금속판에 대해, 탈탄 깊이(거리 x)가 1㎛∼59㎛로 되도록 탈탄 어닐링을 실시하였다. 탈탄 조건은, 온도는 800℃, 탈탄 시간은 0.05분∼550분으로 하였다. 탈탄 어닐링 중의 분위기는, 1분 이하로 탈탄 어닐링을 행하는 경우에는 강탈탄 분위기로 하고, 1분을 초과하여 탈탄 어닐링을 행하는 경우에는 전반을 약탈탄 분위기로 하고, 후반은 강탈탄 분위기로 하였다.

그리고, 탈탄 어닐링을 행한 후, 탈탄 깊이와 탈탄 영역의 C량을 측정하는 동시에, 표층의 조직과 결정 방위를 조사하였다. 결정 방위의 측정은 전술한 X선 회절법에 의한 방법으로 행하고, X선은 표면으로부터 조사하여, α-Fe상의 {200}면 집적도를 구하였다.

탈탄 어닐링 후, 각 모재 금속판에 제2층으로서 양면에 Al을 이온 플레이팅법(이하 IP법)에 의해 각각 1㎛의 두께로 피막하였다.

다음에, 제2층을 부착시킨 모재 금속판에 각종 조건으로 열처리를 실시하는 실험을 행하였다. 열처리에는 골드 이미지로를 사용하여, 프로그램 제어에 의해 각종 승온 속도, 유지 온도 및 유지 시간을 제어하였다. 승온하고 나서 유지할 때까지의 동안은, 압력이 10^-3Pa 레벨까지 진공화된 분위기 중에서 열처리를 행하였다. 냉각시에는, 냉각 속도가 1℃/sec 이하인 경우에는 진공 중에서 노 출력 제어에 의해 온도 제어를 행하였다. 또한, 냉각 속도가 10℃/sec 이상인 경우에는 Ar 가스를 도입하여, 유량의 조정에 의해 냉각 속도를 제어하였다.

또한, 이 사이에 있어서의 집합 조직의 관찰도 실시예 1에 나타낸 동일한 방법으로 행하였다. 또한, 얻어진 제품의 평가에서는, 실시예 1과 마찬가지로 자기 측정을 행하고, 나아가서는 X선 회절에 의해 Z값을 산출하였다.

또한, 제2층에 있어서 합금화된 비율 및 α단상 영역의 비율은 다음과 같이 정의하여 구하였다.

L 단면에 있어서 L 방향 1㎜×전체 두께의 시야에서, EPMA(Electron Probe Micro-Analysis)법을 사용하여 Fe 함유량의 면 분포와 Al 함유량의 면 분포를 측정하였다. 우선, 제2층에 있어서 합금화된 비율로서, 열처리 전후에 있어서, Fe≤0.5질량％, 또한 Al≥99.5질량％로 되는 영역의 면적을 구하였다. 그리고, Al을 피막하여 열처리를 실시하고 있지 않은 경우의 면적을 S₀으로 하고, 모든 열처리가 완료된 Fe계 금속판에서의 면적을 S로 하면, 제2층의 합금화율을 (S₀-S)/S₀×100로 정의하였다.

또한, L 단면에서 관찰한 열처리 후의 Fe계 금속판의 단면의 면적을 T₀으로 하고, 열처리 후의 이종 금속의 확산 영역의 면적을 T로 하면, α단상 영역의 비율을 (T/T₀)×100로 정의하였다. 또한, 제2층이 Al인 경우에는, T는 Al≥0.9질량％로 되는 영역의 면적으로 하였다.

표 8에는, 모재 금속판, 탈탄 및 열처리의 조건을 나타내는 동시에, 제조 도중(탈탄 어닐링 후) 및 제조 후(확산 처리 후)에 있어서 측정한 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와, 얻어진 Fe계 금속판의 Z값과, 제2층의 합금화의 비율과, 자기 측정의 평가 결과를 나타낸다.

표 8에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, 모두 자속 밀도의 차 ΔB가 비교예와 비교하여 작은 값으로 되어 있어, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이들 Fe계 금속판은, B50/Bs값이 0.80 이상의 우수한 자기 특성이 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 본 발명예에서는, 모재 금속판의 탈탄 깊이, 승온 속도, 가열한 후의 유지 온도 및 유지 시간의 조합에 의해, 합금화되는 비율 및 α단상 영역의 비율을 제어할 수 있어, 우수한 자기 특성의 Fe계 금속판이 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.

이에 대해, 예를 들어, 비교예 201과 같이 탈탄 영역이 충분하지 않은 경우, 비교예 203과 같이 제2층의 금속을 사용하지 않는 경우 및 비교예 204와 같이 A3점 이상의 온도로 가열하지 않는 경우는, 본 발명예와 같이 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지지 않았다. 또한, 본 발명예 228, 229와 같이, 온도를 보다 높은 온도로 가열하거나, 유지 시간을 보다 길게 한 경우라도, 마찬가지의 효과가 얻어지지만, 현저한 효과까지는 나타나지 않았다.

(실시예 4)

본 실시예에서는, 제2층에 페라이트 형성 원소로서 Sn, Al, Si, Ti, Ga, Ge, Mo, V, Cr, 또는 As를 적용하고, 탈탄에 더하여 탈Mn을 행한 경우의 {200}면 집적도의 관계에 대해 조사하였다.

우선, 이하의 표 9에 나타내는 6종류의 성분계 F∼K를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 모재 금속판을 준비하였다. 진공 용해에 의해 잉곳을 용제한 후에, 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 소정의 두께로 가공하여, 상술한 모재 금속판을 얻었다. 또한, 이들 모재 금속판의 A1점은, 모두 727℃였다.

열간 압연에서는, 두께 230㎜의 잉곳을 1000℃로 가열하여 두께 50㎜까지 박육화하여 열간 압연판을 얻었다. 그리고, 이 열간 압연판으로부터 기계 가공에 의해 각종 두께의 판재를 잘라낸 후에, 냉간 압연을 실시하여, 두께 10㎛∼750㎛의 범위의 모재 금속판을 제조하였다.

이때, 얻어진 모재 금속판의 상온에서의 주상은 모두 α-Fe상이었다. 또한, α-γ 변태를 일으키는 A3점은 측정 결과, 표 9에 나타낸 온도였다. 또한, X선 회절에 의해 모재 금속판의 α-Fe상의 집합 조직을 측정하여, 전술한 방법에 의해 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다. 그 결과, 냉간 압연이 종료된 단계에서는, 각각의 모재 금속판의 {200}면 집적도는 19∼27％이고, {222}면 집적도는 18∼25％인 것을 확인하였다.

다음에, 이 냉간 압연 후의 모재 금속판에, 어닐링 분리재로서 탈탄을 촉진시키는 물질, 혹은 탈탄을 촉진시키는 물질과 탈Mn을 촉진시키는 물질을 도포하고, 타이트 코일 어닐링 혹은 적층 어닐링을 행하였다. 이때, 탈탄 및 탈Mn 깊이가 1㎛ 이상 49㎛ 이하로 되도록 어닐링을 행하였다. 어닐링의 조건으로서는, 온도는 700℃∼900℃로 하고, 감압하 분위기 중에서 행하였다. 또한, 탈탄 어닐링, 혹은 탈탄 및 탈Mn의 어닐링이 종료된 후의 표층의 조직과 결정 방위를 조사하였다. 결정 방위의 측정은 X선 회절법으로 행하고, α-Fe상의 {200} 집적도 및 {222}면 집적도를 구하였다.

다음에, 탈탄 어닐링, 혹은 탈탄 및 탈Mn의 어닐링 후의 각 모재 금속판에 대해, IP법, 용융 도금법, 또는 스퍼터법을 사용하여, 모재 금속판의 양면에 합계로 두께가 10㎛인 이종 금속을 피막하였다.

계속해서, 실시예 3에서 사용한 동일한 방법에 의해 각종 조건으로 열처리를 실시하고, 제조 도중의 각 과정에 있어서 상태를 평가하는 실험을 행하였다. 제2층의 합금화율은, 실시예 3과 마찬가지로, (S₀-S)/S0×100으로 정의하고, 제2층의 금속 원소를 [M]으로 하면, 어느 원소의 경우나, Fe≤0.5질량％, 또한 [M]≥99.5질량％로 되는 영역의 면적을 구하였다.

한편, α단상 영역의 비율도 실시예 3과 마찬가지의 순서에 의해 구하였다. 단, 제2층이 Sn인 경우에는, T는 Sn≥3.0질량％로 되는 영역의 면적으로부터 구하고, 마찬가지로, Al인 경우에는 Al≥0.9질량％로 되는 영역의 면적으로부터 구하였다. 또한, Si인 경우에는 Si≥1.9질량％로 되는 영역의 면적으로부터 구하고, Ti인 경우에는 Ti≥3.0질량％로 되는 영역의 면적으로부터 구하였다. 마찬가지로, Ga인 경우에는 Ga≥4.1질량％로 되는 영역의 면적, Ge인 경우에는 Ge≥6.4질량％로 되는 영역, Mo인 경우에는 Mo≥3.8질량％로 되는 영역, V인 경우에는 V≥1.8질량％로 되는 영역, Cr인 경우에는 Cr≥14.3질량％로 되는 영역, As인 경우에는 As≥3.4질량％로 되는 영역의 면적으로부터 각각 구하였다.

표 10 및 표 11에는, 모재 금속판, 탈탄 등의 열처리의 조건을 나타내는 동시에, 제조 도중(탈탄ㆍ탈Mn 어닐링 후) 및 제조 후(확산 처리 후)에 있어서 측정한 {200}면 집적도 및 {222}면 집적도와, 얻어진 Fe계 금속판의 Z값과, 제2층의 합금화의 비율과, 자기 측정의 평가 결과를 나타낸다.

본 발명예에서는, 모두 자속 밀도의 차 ΔB가 비교예와 비교하여 작은 값으로 되어 있어, 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이들 Fe계 금속판은, B50/Bs값이 0.80 이상인 우수한 자기 특성이 얻어져 있는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 본 발명예는, 표 10 및 표 11에 나타내는 바와 같이, 열처리의 각 단계에 있어서 α-Fe상의 {200}면이 고집적화되기 쉬운 것을 확인할 수 있었다.

이에 대해, 예를 들어 비교예 207과 같이 탈탄 및 탈Mn된 영역이 충분하지 않은 경우, 비교예 208과 같이 제2층의 금속을 사용하지 않은 경우, 비교예 209와 같이 A3점 이상의 온도로 가열하지 않는 경우에서는, 본 발명예와 같이 면내 주위 방향으로 구석구석까지 높은 자속 밀도가 얻어지지 않고, 그 결과, 얻어진 자기 특성도 떨어져 있다. 본 발명예 276, 277과 같이, 온도를 보다 높은 온도로 가열하거나, 유지 시간을 보다 길게 한 경우라도 마찬가지의 효과가 얻어지지만, 현저한 효과까지는 나타나지 않았다.

이상, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자이면, 본 발명의 기술적 사상의 범주 내에 있어서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명백하고, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 양해된다.

본 발명의 Fe계 금속판은, 규소 강판이 사용되는 변압기 등의 자심 등에 적합하고, 이들 자심의 소형화나 에너지 손실 저감에 공헌할 수 있다.

Claims

Fe 이외의 적어도 1종의 페라이트 형성 원소를 함유하고, 판면에 있어서의 {001}＜470＞, {116}＜6 12 1＞ 및 {223}＜692＞의 각각의 방향의 X선 회절에 의한 강도비를 각각 A, B, C로 하고, Z＝(A＋0.97B)/0.98C로 한 경우에, Z의 값이 2.0 이상, 200 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항에 있어서, 상기 페라이트 형성 원소가 표면으로부터 확산되어 Fe와 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 Fe계 금속판의 표면의 적어도 편측에 상기 페라이트 형성 원소를 포함하는 층이 형성되어 있고, 상기 층의 일부로부터 확산된 페라이트 형성 원소가 Fe와 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제3항에 있어서, 상기 페라이트 형성 원소를 포함하는 층의 두께가 0.01㎛ 이상 500㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, {200}면 집적도가 30％ 이상 99％ 이하이고, 또한 {222}면 집적도가 0.01％ 이상 30％ 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트 형성 원소가 Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Fe계 금속판의 표면을 포함하는 적어도 일부의 영역이 α단상계 성분으로 이루어지는 α단상 영역이고, 상기 Fe계 금속판의 단면에 있어서의 상기 α단상 영역의 비율이 1％ 이상인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Fe계 금속판의 두께가 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Fe계 금속판의 표면측과 이면측에 α단상 영역이 형성되어 있고, 상기 표면측의 α단상 영역과 상기 이면측의 α단상 영역에 걸친 결정립이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판.
C:0.02질량％ 미만을 함유하고, α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 주조편에 대해 상기 주조편의 A3점 이상의 온도에서 열간 압연을 행하여 열간 압연판을 얻는 공정과,
상기 열간 압연판에 대해, 300℃ 이상, 또한 상기 주조편의 A3점 미만의 온도에서 α 영역 압연을 행하여 압연판을 얻는 공정과,
상기 압연판에 대해 냉간 압연을 행하여, 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하의 모재 금속판을 얻는 공정과,
상기 모재 금속판의 편면 혹은 양면에 페라이트 형성 원소를 부착시키는 공정과,
상기 페라이트 형성 원소가 부착된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점까지 가열하는 공정과,
상기 가열한 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 더 가열하여 유지하는 공정과,
상기 가열하여 유지된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 미만의 온도로 냉각하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
제10항에 있어서, 상기 α 영역 압연에서의 압하율이 진변형 환산으로 -1.0 이하이고, 상기 α 영역 압연 및 냉간 압연에서의 압하율의 합이 진변형 환산으로 -2.5 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 열간 압연에서의 압하율이 진변형 환산으로 -0.5 이하인 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
C:0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 강판을, A1점 이상의 온도이며, C:0.02질량％ 미만까지 탈탄하였을 때에 α단상으로 되는 온도로 가열하여, 표면으로부터 깊이 방향으로 5㎛ 이상 50㎛ 이하의 범위에서 C:0.02질량％ 미만까지 탈탄한 모재 금속판을 얻는 공정과,
상기 모재 금속판의 편면 혹은 양면에 페라이트 형성 원소를 부착시키는 공정과,
상기 페라이트 형성 원소가 부착된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점까지 가열하는 공정과,
상기 가열한 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 이상 1300℃ 이하의 온도로 더 가열하여 유지하는 공정과,
상기 가열하여 유지된 모재 금속판을, 상기 모재 금속판의 A3점 미만의 온도로 냉각하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
제13항에 있어서, 상기 Fe계 금속으로 이루어지는 강판이, Mn을 0.2질량％∼2.0질량％ 더 함유하고, 탈탄과 탈Mn을 함께 행하는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, C:0.02질량％ 미만을 함유하고, 판 두께 10㎛ 이상 6㎜ 이하인 α-γ 변태 성분계의 Fe계 금속으로 이루어지는 강판에 침탄하여, 상기 C:0.02질량％ 이상 1.0질량％ 이하로 제어하는 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, Fe계 금속판의 제조 방법.