(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
α−γ変態を生じうる組成のＦｅ又はＦｅ合金板の表面から内部へのＳｉの拡散により構成され、
表面に対するフェライト相の｛２００｝面集積度が３０％以上であり、｛２２２｝面集積度が３０％以下であり、
前記｛２００｝面集積度は下記式（１）で表わされ、前記｛２２２｝面集積度は下記式（２）で表わされることを特徴とするＦｅ系金属板。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（１）
｛２２２｝面集積度＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（２）
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記Ｆｅ系金属板の表面における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度であり、Ｉ（ｈｋｌ）は、ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度であり、｛ｈｋｌ｝面としては、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、及び｛４４２｝の１１種の面が用いられる。
【請求項２】
表面にＳｉを含有する金属層を有することを特徴とする請求項１に記載のＦｅ系金属板。
【請求項３】
前記｛２００｝面集積度が５０％以上であり、｛２２２｝面集積度が１５％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＦｅ系金属板。
【請求項４】
フェライト単相領域を金属板の厚さ断面での面積率で１％以上含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項５】
内部にα−γ変態を生じうる組成の領域を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項６】
Ｓｉに加えて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎからなる群から選択された少なくとも１種が、前記α−γ変態を生じうる組成のＦｅ又はＦｅ合金板の表面から内部へ拡散していることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項７】
飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の比率が０．９０以上であることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁心等に用いられるＦｅ系金属板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、電動機、発電機、変圧器等の磁心にケイ素鋼板が用いられている。磁心に用いられるケイ素鋼板には、交番磁界中での磁気的なエネルギー損失（鉄損）が少ないこと、及び実用的な磁界中での磁束密度が高いことが要求される。これらを実現するには、電気抵抗を高め、かつ、αＦｅの磁化容易方向である＜１００＞軸を、使用する磁界の方向に集積させることが有効である。特に、ケイ素鋼板の表面（圧延面）内にαＦｅの｛１００｝面を高集積化すると、＜１００＞軸が圧延面内に高集積するため、より高い磁束密度が得られる。そこで、ケイ素鋼板の表面に｛１００｝面を高集積化させることを目的とした種々の技術が提案されている。
【０００３】
しかしながら、従来の技術では、ケイ素鋼板等のＦｅ系金属板の表面に｛１００｝面を安定して高集積化させることが困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１−２５２７２７号公報
【特許文献２】特開平５−２７９７４０号公報
【特許文献３】特開２００７−５１３３８号公報
【特許文献４】特開２００６−１４４１１６号公報
【特許文献５】特表２０１０−５１３７１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、より高い磁束密度を得ることができるＦｅ系金属板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
（１）  α−γ変態を生じうる組成のＦｅ又はＦｅ合金板の表面から内部へのＳｉの拡散により構成され、
表面に対するフェライト相の｛２００｝面集積度が３０％以上であり、｛２２２｝面集積度が３０％以下であり、
前記｛２００｝面集積度は下記式（１）で表わされ、前記｛２２２｝面集積度は下記式（２）で表わされることを特徴とするＦｅ系金属板。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（１）
｛２２２｝面集積度＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（２）
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、前記Ｆｅ系金属板の表面における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度であり、Ｉ（ｈｋｌ）は、ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度であり、｛ｈｋｌ｝面としては、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、及び｛４４２｝の１１種の面が用いられる。
【０００７】
（２）  表面にＳｉを含有する金属層を有することを特徴とする（１）に記載のＦｅ系金属板。
【０００８】
（３）  前記｛２００｝面集積度が５０％以上であり、｛２２２｝面集積度が１５％以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載のＦｅ系金属板。
【０００９】
（４）  フェライト単相領域を金属板の厚さ断面での面積率で１％以上含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００１０】
（５）  内部にα−γ変態を生じうる組成の領域を含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００１１】
（６）  Ｓｉに加えて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎからなる群から選択された少なくとも１種が、前記α−γ変態を生じうる組成のＦｅ又はＦｅ合金板の表面から内部へ拡散していることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００１２】
（７）  飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の比率が０．９０以上であることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、フェライト相の｛２００｝面集積度が高く、｛２２２｝面集積度が低いＦｅ系金属板を得ることができ、磁束密度を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１Ａ】図１Ａは、本発明の基本原理を示す断面図である。
【図１Ｂ】図１Ｂは、図１Ａに引き続き、本発明の基本原理を示す断面図である。
【図１Ｃ】図１Ｃは、図１Ｂに引き続き、本発明の基本原理を示す断面図である。
【図１Ｄ】図１Ｄは、図１Ｃに引き続き、本発明の基本原理を示す断面図である。
【図１Ｅ】図１Ｅは、図１Ｄに引き続き、本発明の基本原理を示す断面図である。
【図２Ａ】図２Ａは、第１の参考例に係るＦｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【図２Ｂ】図２Ｂは、図２Ａに引き続き、Ｆｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【図２Ｃ】図２Ｃは、図２Ｂに引き続き、Ｆｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【図２Ｄ】図２Ｄは、図２Ｃに引き続き、Ｆｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【図３】図３は、第２の参考例に係るＦｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【図４】図４は、第３の参考例に係るＦｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
（本発明の基本原理）
先ず、本発明の基本原理について説明する。図１Ａ〜図１Ｅは、本発明の基本原理を示す断面図である。
【００１７】
本発明では、例えば、図１Ａに示すように、α−γ変態系、つまりα−γ変態を生じうる組成のＦｅ系金属（Ｆｅ又はＦｅ合金）からなる母材金属板１の少なくとも一方の表面に、フェライト形成元素を含有する金属層２を形成する。母材金属板１としては、例えば、９９．８％程度の非常に高い圧下率での冷間圧延が施された純鉄板を用いる。また、金属層２としては、例えば、Ａｌ層を形成する。
【００１８】
次いで、母材金属板１及び金属層２を、母材金属板１の材料（純鉄）のＡ３点まで加熱する。この加熱中に、図１Ｂに示すように、金属層２中のフェライト形成元素であるＡｌが母材金属板１中に拡散し、フェライト相（α相）の合金領域１ｂが形成される。母材金属板１の残部は、Ａ３点に到達する直前までα相の未合金領域１ａである。この加熱に伴って、合金領域１ｂ及び未合金領域１ａ内で再結晶が生じる。また、冷間圧延によって大きな歪が生じているため、再結晶により生じる結晶粒の母材金属板１の表面（圧延面）に平行な面は｛１００｝に配向しやすい。従って、合金領域１ｂ及び未合金領域１ａの両方に、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒が多数発生する。ここで、本発明の重要なポイントは、Ａ３点に温度が達する前までに｛１００｝に配向したα相結晶粒がフェライト形成元素であるＡｌの拡散によって合金領域１ｂに含まれ、さらに、α単相系の合金成分になっていることである。
【００１９】
その後、母材金属板１及び金属層２を純鉄のＡ３点以上の温度まで更に加熱する。この結果、図１Ｃに示すように、純鉄からなる未合金領域１ａはγ変態してオーステナイト相（γ相）となる一方で、フェライト形成元素であるＡｌを含有する合金領域１ｂはα相のままである。Ａ３点未満で形成された｛１００｝に配向したα相結晶はＡ３点以上の温度でもγ変態しないで、その結晶方位は維持される。更に、合金領域１ｂ内では、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒３が優先的に成長する。｛１００｝結晶粒の成長に付随して、他の方位に配向した結晶粒が消滅していく。例えば、圧延面に平行な面が｛１１１｝に配向した結晶粒が減少していく。このため、合金領域１ｂにおけるα相の｛２００｝面集積度が増加し、｛２２２｝面集積度が低下する。
【００２０】
そして、母材金属板１及び金属層２を純鉄のＡ３点以上の温度に保持すると、更に金属層２中のＡｌが母材金属板１中に拡散し、図１Ｄに示すように、α相の合金領域１ｂが拡大する。つまり、フェライト形成元素であるＡｌの拡散に伴って、γ相である未合金領域１ａの一部がα相である合金領域１ｂに変化する。この変化の際には、当該変化が生じる領域の金属層２側に隣接する領域である合金領域１ｂが既に｛１００｝に配向しているため、当該変化が生じる領域は合金領域１ｂの結晶方位を引き継いで｛１００｝に配向する。これらの結果、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒３が更に成長する。そして、結晶粒３の成長に付随して、α相の｛２００｝面集積度が更に増加し、｛２２２｝面集積度が更に低下する。
【００２１】
続いて、母材金属板１を純鉄のＡ３点未満の温度まで冷却する。この結果、図１Ｅに示すように、純鉄からなる未合金領域１ａはα変態してα相となる。この相変態の際にも、相変態が生じる領域の金属層２側に隣接する領域である合金領域１ｂが既に｛１００｝に配向しているため、当該相変態が生じる領域は合金領域１ｂの結晶方位を引き継いで｛１００｝に配向する。この結果、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒３が更に成長する。そして、結晶粒３の成長に付随して、α相の｛２００｝面集積度が更に増加し、｛２２２｝面集積度が更に低下する。つまり、未合金領域１ａでも高いα相の｛２００｝面集積度が得られるようになる。
【００２２】
なお、金属層２が厚く、Ａ３点以上の温度に保持する時間が長い場合には、Ａｌが十分に拡散して、冷却の際に母材金属板１の温度がＡ３点未満となる以前に、未合金領域１ａが消失することもある。この場合には、未合金領域１ａの相変態は生じないが、既に全体が合金領域１ｂとなっているため、冷却開始時の状態が保持される。
【００２３】
従って、これらの処理を経て製造されたＦｅ系金属板（Ｆｅ又はＦｅ合金板）では、α相の｛２００｝面集積度が極めて高く、｛２２２｝面集積度が極めて低くなる。このため、高い磁束密度が得られる。
【００２４】
ここで、本発明における諸条件について説明する。
【００２５】
「母材金属板」
母材金属板の材料には、α−γ変態系、つまりα−γ変態を生じうる組成のＦｅ系金属（Ｆｅ又はＦｅ合金）を用いる。Ｆｅ系金属は、例えば７０質量％以上のＦｅを含有する。また、α−γ変態系は、例えば、約６００℃〜１０００℃の範囲内にＡ３点を有し、Ａ３点未満ではα相が主相となり、Ａ３点以上ではγ相が主相となる成分系である。ここで、主相とは、体積比率が５０％を超えている相をいう。α−γ変態系のＦｅ系金属を用いることにより、フェライト形成元素の拡散及び合金化に伴って、α単相系の組成を有する領域を形成することができる。α−γ変態系のＦｅ系金属としては、純鉄及び低炭素鋼等が挙げられる。例えば、Ｃ含有量が１質量ｐｐｍ〜０．２質量％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物よりなる純鉄を用いることができる。Ｃ含有量が０．１質量％以下、Ｓｉ含有量が０．１質量％〜１．５質量％を基本的な成分とするα−γ変態系成分のケイ素鋼を用いることもできる。また、これらに、種々の元素が添加されたものを用いることもできる。種々の元素としては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、及びＳ等が挙げられる。但し、Ｍｎ及びＮｉは、磁束密度を低下させる恐れがあるため含まれていないことが好ましい。
【００２６】
母材金属板としては、例えば、歪が導入されたものを用いる。母材金属板の再結晶の際に、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒を多数発生させ、α相の｛２００｝面集積度を向上させるためである。例えば、転位密度が１×１０15ｍ／ｍ3以上１×１０17ｍ／ｍ3以下となる加工歪が導入されていることが好ましい。このような歪を生じさせる方法は特に限定されないが、例えば、高い圧下率、特に９７％以上９９．９９％以下の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。また、冷間圧延によって、０．２以上のせん断歪を生じさせてもよい。せん断歪は、例えば冷間圧延時に上下の圧延ロールを互いに異なる速度で回転させれば生じさせることができる。この場合、上下の圧延ロールの回転速度の差が大きいほど、せん断歪が大きくなる。せん断歪の大きさは、圧延ロールの直径と回転速度の差とから算出することができる。
【００２７】
歪は母材金属板の厚さ方向の全体に生じている必要はなく、合金化領域が形成し始める部分、即ち母材金属板の表層部に歪が存在していればよい。従って、ショットブラスト処理により加工歪を導入してもよく、冷間圧延による加工歪の導入又はせん断歪の導入と、ショットブラスト処理による加工歪の導入とを組み合わせてもよい。冷間圧延とショットブラスト処理とを組み合わせる場合、冷間圧延の圧下率は５０％以上９９．９９％以下とすればよい。せん断歪の導入とショットブラスト処理とを組み合わる場合、せん断歪は０．１以上とすればよい。ショットブラスト処理により加工歪を導入した場合、結晶粒の｛１００｝面の方位をＦｅ系金属板の表面に平行な面内で均等にすることができる。
【００２８】
母材金属板として、例えば、｛１００｝に配向した集合組織が表層部に予め形成されたものを用いてもよい。この場合でも、合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度を増加させ、｛２２２｝面集積度を低下させることができる。このような母材金属板は、例えば、大きな歪を含む金属板を再結晶焼鈍することによって得ることができる。
【００２９】
詳細は後述するが、Ａ３点まで加熱したときに、α相の｛２００｝面集積度が２５％以上、かつα相の｛２２２｝面集積度が４０％以下のα相の合金領域が形成される母材金属板を用いればよい。
【００３０】
母材金属板の厚さは、例えば１０μｍ以上５ｍｍ以下であることが好ましい。後述のように、Ｆｅ系金属板の厚さは１０μｍ超６ｍｍ以下であることが好ましい。金属層が形成されることを考慮すると、母材金属板の厚さが１０μｍ以上５ｍｍ以下の場合に、Ｆｅ系金属板の厚さを１０μｍ超６ｍｍ以下としやすい。
【００３１】
「フェライト形成元素及び金属層」
フェライト形成元素としては、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎ等を用いることが好ましい。これらの元素を用いると、α単相系の組成を有する領域が形成されやすく、α相の｛２００｝面集積度を効率的に向上させることができる。
【００３２】
フェライト形成元素を含む金属層を形成する方法は特に限定されず、例えば、溶融めっき法及び電解めっき法等のめっき法、物理気相堆積（ＰＶＤ：physical vapor deposition）法及び化学気相堆積（ＣＶＤ：chemical vapor deposition）法等のドライプロセス法、圧延クラッド法、並びに粉末の塗布等が挙げられる。この中でも、特に工業的に実施する場合には、めっき法及び圧延クラッド法が好ましい。効率的に金属層を形成しやすいからである。
【００３３】
金属層の厚さは、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることが好ましい。金属層の厚さが０．０５μｍ未満であると、合金領域を十分に形成することが困難になって、十分なα相の｛２００｝面集積度が得られないことがある。また、金属層の厚さが１０００μｍを超えていると、Ａ３点未満への冷却後に金属層が厚く残存することがあり、高い磁気特性が得られないことがある。
【００３４】
「金属層の合金化させる割合」
金属層の母材金属板と合金化させる部分の割合は、厚さ方向における１０％以上とすることが好ましい。この割合が１０％未満であると、合金領域を十分に形成することが困難になって、十分なα相の｛２００｝面集積度が得られないことがある。なお、この割合（合金化割合）は、母材金属板の表面に垂直な断面における加熱前の金属層の面積をＳ０、加熱及び冷却後の金属層の厚さをＳとすると、式（３）で表すことができる。
合金化割合＝（（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０）×１００  ・・・（３）
【００３５】
「α単相領域の割合」
フェライト形成元素とＦｅとの合金化によってα単相系の組成を有することとなった領域は、加熱及び冷却後に主としてフェライトの単相（α単相領域）となる。一方、母材金属板の合金化しなかった領域は、加熱及び冷却後に主としてα−γ変態系領域、つまりα−γ変態を生じうる組成の領域となる。従って、α単相領域は合金化領域とほぼ等しい。そして、α単相領域の母材金属板に対する割合は、厚さ方向断面における面積率を１％以上とすることが好ましい。この割合が１％未満であると、合金領域が十分に形成されておらず、十分なα相の｛２００｝面集積度が得られないことがある。より高いα相の｛２００｝面集積度を得るためには、この割合が５％以上であることが好ましい。
【００３６】
さらに、フェライト形成元素が合金化したα単相領域では電気抵抗が高くなることから、鉄損特性を向上させる効果が得られる。この効果の得られる望ましい条件として厚さ方向におけるα単相領域の金属板に対する割合は１％以上である。１％未満であると｛２００｝面集積度が十分高くなく、優れた鉄損特性を得にくくなる。
【００３７】
さらに優れた鉄損特性を得るためには、厚さ方向におけるα単相領域の金属板に対する割合は５％以上８０％以下が望ましい。５％以上であると｛２００｝面集積度が著しく高くなって、それに伴って鉄損特性が向上する。８０％以下では、α単相領域の電気抵抗がより高くなり、｛２００｝面集積度が向上する効果と相乗効果で鉄損が著しく低下する。
【００３８】
ここで、α単相領域の割合は、加熱及び冷却後のＦｅ系金属板の表面に垂直な断面の面積をＴ０、加熱及び冷却後のα単相領域の面積をＴとすると、式（４）で表すことができる。ここで、α単相領域は、例えばフェライト形成元素がＡｌの場合であれば、濃度が０．９質量％以上１０質量％以下の領域である。この範囲はフェライト形成元素ごとで異なり、Ｆｅ系合金状態図などで示されている範囲である。
α単相領域の割合＝（Ｔ／Ｔ０）×１００  ・・・（４）
【００３９】
「Ｆｅ系金属板の面集積度」
Ｆｅ系金属板の表面（圧延面）に対するα相の｛２００｝面集積度は３０％以上とする。α相の｛２００｝面集積度が３０％未満であると、十分に高い磁束密度が得られない。より高い磁束密度を得るためには、α相の｛２００｝面集積度は５０％以上であることが好ましい。但し、α相の｛２００｝面集積度が９９％を超えると、磁束密度が飽和する。また、α相の｛２００｝面集積度を９９％より高くすることは、製造上、困難である。従って、α相の｛２００｝面集積度は９９％以下であること好ましく、９５％以下であることがより好ましい。
【００４０】
Ｆｅ系金属板の表面（圧延面）に対するα相の｛２２２｝面集積度は３０％以下とする。α相の｛２２２｝面集積度が３０％を超えていると、十分に高い磁束密度が得られない。より高い磁束密度を得るためには、α相の｛２２２｝面集積度は１５％以下であることが好ましい。但し、α相の｛２２２｝面集積度が０．０１％未満であると、磁束密度が飽和する。また、α相の｛２２２｝面集積度を０．０１％未満とすることは、製造上、困難である。従って、α相の｛２２２｝面集積度は０．０１％以上であること好ましい。
【００４１】
これらの面集積度の測定は、ＭｏＫα線によるＸ線回折で行うことができる。詳細に述べると、各試料について、試料表面に対して平行なα相結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、及び｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝あるいは｛２２２｝強度の比率を百分率で求める。
【００４２】
その際、例えば、α相の｛２００｝面集積度は式（１）で表わされ、｛２２２｝面集積度は式（２）で表わされる。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（１）
｛２２２｝面集積度＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００  ・・・（２）
ここで、ｉ（ｈｋｌ）は、当該Ｆｅ系金属板又は母材金属板の表面における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度であり、Ｉ（ｈｋｌ）は、ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度である。なお、ランダム方位を持つ試料の理論積分強度に代えて、試料を用いた実測の結果（実測値）を用いてもよい。
【００４３】
なお、電気抵抗の増加に伴う鉄損の低減を目的として、鋼板にＡｌ及びＳｉを含有させても、磁歪の影響により、それだけでは鉄損を十分に低減することは困難である。α相の面集積度が上記の範囲内にある場合に、極めて良好な鉄損を得ることができる。これは、結晶粒間の磁歪の差が極めて小さくなるためであると考えられる。また、この効果は、特にＦｅ系金属板の表面に垂直な方向に延びる柱状晶が多い場合に顕著となる。
【００４４】
「Ｆｅ系金属板の厚さ」
Ｆｅ系金属板の厚さは、１０μｍ超６ｍｍ以下であることが好ましい。厚さが１０μｍ以下であると、積層させて磁心を作製する際に非常に多くのＦｅ系金属板を用いることとなり、積層に伴う空隙の発生頻度が高くなる。この結果、高い磁束密度を得にくくなる。また、厚さが６ｍｍを超えていると、広く合金化領域を形成することが困難になり、α相の｛２００｝面集積度を十分に向上させることが困難になる。
【００４５】
「加熱及び冷却後の金属層の状態」
加熱及び冷却に伴って金属層の全体が母材金属板中に拡散してもよく、金属層の一部が母材金属板の表面及び／又は裏面に残存していてもよい。また、加熱及び冷却後に金属層の一部が残存している場合、エッチング等により残存している部分を除去してもよい。母材金属板の表面及び／又は裏面に残存する金属層は、その組成によってはＦｅ系金属板の表層部の化学安定性を高めて耐食性を向上させることもできる。耐食性の向上を目的として金属層を残存させる場合、その厚さは０．０１μｍ以上５００μｍ以下とすることが好ましい。厚さが０．０１μｍ未満であると、金属層に破れ等の欠陥が生じて鉄損が不安定になりやすい。厚さが５００μｍを超えていると、金属層の剥離等の欠陥が生じて耐食性が不安定になりやすい。
【００４６】
「α相の面集積度の遷移」
母材金属板及び金属層の加熱に際して、Ａ３点に到達する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は２５％以上とし、｛２２２｝面集積度は４０％以下とする。α相の｛２００｝面集積度が２５％未満の場合、及び｛２２２｝面集積度が４０％を超えている場合、Ｆｅ系金属板のα相の｛２２２｝面集積度を３０％以下、｛２２２｝面集積度を３０％未満とすることが困難である。また、Ａ３点に到達する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は５０％以下となっていることが好ましく、｛２２２｝面集積度は１％以上となっていることが好ましい。α相の｛２００｝面集積度が５０％を超えても、｛２２２｝面集積度が１％未満であっても、Ｆｅ系金属板の磁束密度が飽和しやすい。また、製造上、α相の｛２００｝面集積度を５０％より高くしたり、｛２２２｝面集積度を１％未満としたりすることは困難である。
【００４７】
また、母材金属板及び金属層の加熱及び冷却に際して、冷却を開始する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は３０％以上となっていることが好ましく、α相の｛２２２｝面集積度は３０％以下となっていることが好ましい。α相の｛２００｝面集積度が３０％未満の場合、及び｛２２２｝面集積度が３０％を超えている場合、Ｆｅ系金属板のα相の｛２２２｝面集積度を３０％以下、｛２２２｝面集積度を３０％未満とすることが困難になりやすい。また、冷却を開始する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は９９％以下となっていることが好ましく、｛２２２｝面集積度は０．０１%以上となっていることが好ましい。α相の｛２００｝面集積度が９９％を超えても、｛２２２｝面集積度が０．０１％未満であっても、Ｆｅ系金属板の磁束密度が飽和しやすい。また、製造上、α相の｛２００｝面集積度を９９％より高くしたり、｛２２２｝面集積度を０．０１％未満としたりすることは困難である。
【００４８】
更に、冷却を開始する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は５０％以上となっていることがより好ましく、α相の｛２２２｝面集積度は１５％以下となっていることがより好ましい。また、冷却を開始する際に合金領域におけるα相の｛２００｝面集積度は９５％以下となっていることがより好ましい。
【００４９】
冷却を開始する際に未合金領域が存在する場合、上述のように、未合金領域はＡ３点でγ相からα相に変態する。この変態後の未合金領域でも、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下となっていることが好ましい。α相の｛２００｝面集積度が３０％未満の場合、Ｆｅ系金属板のα相の｛２２２｝面集積度を３０％以下にすることが困難になりやすい。α相の｛２００｝面集積度が９９％を超えても、Ｆｅ系金属板の磁束密度が飽和しやすい。また、製造上、α相の｛２００｝面集積度を９９％より高くすることは困難である。
【００５０】
「昇温速度及び冷却速度」
Ａ３点の温度までの加熱及びＡ３点以上の温度までの加熱は連続して行うことができ、これらの昇温速度は、０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。この範囲の昇温速度において、再結晶の際に、母材金属板の表面に平行な面が｛１００｝に配向する結晶粒が発生しやすい。
【００５１】
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下であることが好ましい。１３００℃を超える温度に保持しても効果が飽和する。また、保持時間は特に限定されず、所定の温度に到達後に直ちに冷却を開始してもよい。また、３６０００ｓｅｃ（１０時間）の保持を行えば、金属層中のフェライト形成元素を十分に拡散することができる。
【００５２】
Ａ３点未満の温度への冷却時の冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。この温度範囲で冷却すると、α相の｛２００｝面集積度が向上しやすい。
【００５３】
昇温時の雰囲気及び冷却時の雰囲気は特に限定されないが、母材金属板及び金属層の酸化を抑制するために、非酸化雰囲気とすることが好ましい。例えば、Ａｒガス又はＮ2ガス等の不活性ガスとＨ2ガス等の還元性ガスとの混合ガス雰囲気とすることが好ましい。また、真空下で昇温及び／又は冷却を行ってもよい。
【００５４】
（第１の実施形態）
次に、第１の実施形態について説明する。図２Ａ〜図２Ｄは、本発明の第１の実施形態に係るＦｅ系金属板の製造方法を工程順に示す断面図である。
【００５５】
第１の実施形態では、先ず、図２Ａに示すように、歪が存在し、純鉄からなる母材金属板１１の表面及び裏面に、Ａｌ含有する金属層１２を形成する。
【００５６】
次いで、母材金属板１１及び金属層１２を純鉄のＡ３点（９１１℃）まで加熱し、金属層１２中のフェライト形成元素を母材金属板１１中に拡散させ、α相の合金領域を形成する。母材金属板１１の残部は、Ａ３点に到達する直前までα相の未合金領域である。この加熱に伴って、母材金属板１１内で再結晶が生じる。また、母材金属板１１に歪が存在するため、再結晶により生じる結晶粒の母材金属板１１の表面（圧延面）に平行な面は｛１００｝に配向しやすい。従って、母材金属板１１中に、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒が多数発生する。
【００５７】
その後、母材金属板１１及び金属層１２を純鉄のＡ３点以上の温度まで更に加熱する。この結果、図２Ｂに示すように、α−γ変態系、つまりα−γ変態を生じうる組成の純鉄からなる未合金領域１１ａはγ変態してγ相となる一方で、フェライト形成元素であるＡｌを含有する合金領域１１ｂはα相のままである。また、金属層１２中のＡｌが更に母材金属板１１中に拡散し、α相の合金領域１１ｂが拡大する。更に、合金領域１１ｂ内では、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒１３が優先的に成長するため、合金領域１１ｂにおけるα相の｛２００｝面集積度が増加し、｛２２２｝面集積度が低下する。
【００５８】
そして、母材金属板１１及び金属層１２を純鉄のＡ３点以上の温度に保持すると、更に金属層１２中のＡｌが母材金属板１１中に拡散し、図２Ｃに示すように、α相の合金領域１１ｂが拡大する。つまり、Ａｌの拡散に伴って、γ相の未合金領域１１ａの一部がα相の合金領域１１ｂに変化する。この変化の際には、当該変化が生じる領域の金属層１２側に隣接する領域である合金領域１１ｂが既に｛１００｝に配向しているため、当該変化が生じる領域は合金領域１１ｂの結晶方位を引き継いで｛１００｝に配向する。この結果、圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒１３が更に成長する。そして、結晶粒１３の成長に付随して、他の方位に配向した結晶粒が消滅していく。例えば、圧延面に平行な面が｛１１１｝に配向した結晶粒が減少していく。この結果、α相の｛２００｝面集積度が更に増加し、｛２２２｝面集積度が更に低下する。
【００５９】
続いて、母材金属板１１を純鉄のＡ３点未満の温度まで冷却する。この結果、図２Ｄに示すように、未合金領域１１ａがα変態してα相となる。この相変態の際にも、相変態が生じる領域の金属層１２側に隣接する領域である合金領域１１ｂが既に｛１００｝に配向しているため、当該相変態が生じる領域は合金領域１１ｂの結晶方位を引き継いで｛１００｝に配向する。この結果、結晶粒１３が更に成長する。そして、結晶粒１３の成長に付随して、他の方位に配向した結晶粒が更に消滅していく。この結果、α相の｛２００｝面集積度が更に増加し、｛２２２｝面集積度が更に低下する。つまり、未合金領域１１ａでも高いα相の｛２００｝面集積度が得られるようになる。
【００６０】
その後、金属層１２の表面に絶縁被膜を形成する。このようにして、Ｆｅ系金属板を製造することができる。なお、絶縁被膜の形成前に金属層１２を除去してもよい。
【００６１】
（第２の実施形態）
次に、第２の実施形態について説明する。図３は、本発明の第２の実施形態に係るＦｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【００６２】
第２の実施形態では、先ず、第１の実施形態と同様にして、母材金属板１１及び金属層１２の純鉄のＡ３点の温度までの加熱までの処理を行う（図２Ａ〜図２Ｂ）。そして、母材金属板１１及び金属層１２を純鉄のＡ３点以上の温度に保持する。このとき、第１の実施形態よりも長時間の保持を行うか、保持温度を高くし、図３に示すように、金属層１２中のＡｌを全て母材金属板１１中に拡散させる。また、結晶粒１３を著しく成長させ、｛１００｝以外の方位に配向した結晶粒をほとんど消滅させ、母材金属板１１全体をα相とする。
【００６３】
その後、第１の実施形態と同様にして、母材金属板１１の冷却及び絶縁被膜の形成を行う。このようにして、Ｆｅ系金属板が製造される。
【００６４】
（第３の実施形態）
次に、第３の実施形態について説明する。図４は、本発明の第３の実施形態に係るＦｅ系金属板の製造方法を示す断面図である。
【００６５】
第３の実施形態では、先ず、第１の実施形態と同様にして、母材金属板１１及び金属層１２の純鉄のＡ３点の温度までの加熱までの処理を行う（図２Ａ〜図２Ｂ）。但し、第１の実施形態よりも金属層１２を厚く形成しておく。そして、母材金属板１１及び金属層１２を純鉄のＡ３点以上の温度に保持する。このとき、第１の実施形態よりも長時間の保持を行うか、保持温度を高くし、図４に示すように、Ａｌを母材金属板１１の全体に拡散させる。つまり、母材金属板１１全体を合金領域１１ｂとする。
【００６６】
その後、第１の実施形態と同様にして、母材金属板１１の冷却及び絶縁被膜の形成を行う。このようにして、Ｆｅ系金属板を製造することができる。
【実施例】
【００６７】
（第１の実験）
第１の実験では、２７種類の製造条件（条件Ｎｏ．１−１〜条件Ｎｏ．１−２７）と｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度との関係について調査した。
【００６８】
第１の実験で用いた母材金属板は、Ｃ：０．０００１質量％、Ｓｉ：０．０００１質量％、Ａｌ：０．０００２質量％、及び不可避的不純物を含んでおり、残部はＦｅであった。母材金属板は、真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延を行って作製した。熱間圧延では、１０００℃に加熱した厚さが２３０ｍｍのインゴットを５０ｍｍの厚さまで薄肉化して熱延板を得た。その後、熱延板から機械加工によって各種厚さの板材を切り出し、板材に対して表１に示す圧下率で冷間圧延を行った。得られた母材金属板（冷延板）の厚さを表１に示す。
【００６９】
次いで、透過型電子顕微鏡を使用して各母材金属板の転位密度を測定した。この測定では、母材金属板の表面に垂直な断面の組織が観察できる薄膜試料を作製し、母材金属板の表面から厚さ方向の中心までの間の領域の観察を行った。そして、この領域内の数箇所で組織写真を撮影し、転位線の数から転位密度を求めた。得られた転位密度の平均値を表１に示す。
【００７０】
母材金属板の常温での組織を観察したところ、主相はα相であった。また、前述の方法でα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定したところ、圧延ままでは、各母材金属板のα相の｛２００｝面集積度は２０％〜２６％、｛２２２｝面集積度は１８％〜２４％の範囲内にあった。
【００７１】
その後、条件Ｎｏ．１−１を除き、各母材金属板の表面及び裏面に、金属層としてＡｌ層をイオンプレーティング（ＩＰ）法又は溶融めっき法によって形成した。金属層の厚さ（両面合計）を表１に示す。厚さ（両面合計）が０．０１μｍ〜０．４μｍの金属層はＩＰ法で形成し、厚さ（両面合計）が１３μｍ〜１５０μｍの金属層は溶融めっき法で形成した。両面合計の厚さは、片面ずつで測定した厚さを合計して得られた値である。
【００７２】
続いて、金属層を形成した母材金属板に各種条件で熱処理を施した。熱処理にはゴールドイメージ炉を用い、プログラム制御により各種昇温速度、保持時間を制御した。昇温及び保持は、１０-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気内で行った。１℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する際には、真空中で炉出力制御によって温度制御を行った。１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する際には、Ａｒガスを導入して流量の調整によって冷却速度を制御した。このようにして２７種類のＦｅ系金属板を製造した。
【００７３】
また、熱処理に際しては、条件毎に３個の試料を準備し、熱処理の３段階においてα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。
【００７４】
１個の試料（第１の試料）については、条件Ｎｏ．１−２を除き、室温からＡ３点（９１１℃）まで表１に示す昇温速度で加熱し、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で直ちに室温まで冷却した。条件Ｎｏ．１−２では、９００℃まで加熱し、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で直ちに室温まで冷却した。そして、α相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表１に示す。
【００７５】
他の１個の試料（第２の試料）については、Ｎｏ．１−２を除き、室温から１０００℃まで第１の試料と同一の昇温速度で加熱し、表１に示す時間だけ１０００℃に保持し、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で室温まで冷却した。条件Ｎｏ．１−２では、９００℃まで加熱し、表１に示す時間だけ９００℃に保持し、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で室温まで冷却した。そして、α相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表１に示す。
【００７６】
残りの他の１個の試料（第３の試料）については、第２の試料と同様に、加熱及び９００℃又は１０００℃の保持を行い、その後、表１に示す冷却速度で室温まで冷却した。そして、α相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表１に示す。第３の試料のα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度の測定では、Ｆｅ系合金板の全体が合金化している場合には、厚さ方向の中心領域を評価対象とし、Ｆｅ系合金板に未合金領域が存在する場合には、当該未合金領域を評価対象とした。これら評価対象のＦｅ系合金板の表面からの距離を表１に示す（「距離」の欄）。試験片の作製に当たっては、評価対象が現れるようにその上方の部位を除去した。
【００７７】
【表１】
0005533801.tif 000002
【００７８】
更に、各Ｆｅ系金属板の金属層の合金化割合及びα単相領域の割合を次のようにして測定した。先ず、Ｆｅ系金属板の表面に垂直な断面におけるＦｅ含有量の面分布及びＡｌ含有量の面分布を、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro-Analysis）法により測定した。このとき、視野については、Ｆｅ系金属板の表面に平行な方向（圧延方向）の寸法を１ｍｍ、厚さ方向の寸法を当該Ｆｅ系金属板の厚さとした。そして、Ｆｅ含有量が０．５質量％以下、かつＡｌ含有量が９９．５質量％以上の領域を合金層とみなし、上記の式（３）から合金化割合を求めた。また、Ａｌ含有量が０．９質量％以上の領域を合金領域とみなし、上記の式（４）からα単相領域の割合を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００７９】
また、５０００Ａ／ｍの磁化力に対する磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定した。磁束密度Ｂ５０の測定では、ＳＳＴ（Single Sheet Tester）を用い、測定周波数を５０Ｈｚとした。飽和磁束密度Ｂｓの測定では、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）を用い、０．８×１０6Ａ／ｍの磁化力を印加した。そして、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。これらの結果を表２に示す。
【００８０】
【表２】
0005533801.tif 000003
【００８１】
表１に示すように、参考例（条件Ｎｏ．１−３〜Ｎｏ．１−２７）では、熱処理の各段階においてα相の｛２００｝面集積度が高かった。また、表２に示すように、参考例では、合金化割合及びα単相領域の割合が高かった。そして、表２に示すように、参考例によれば、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、かつα相の｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下のＦｅ系金属板が得られた。また、参考例のＦｅ系金属板の比率Ｂ５０／Ｂｓは０．８７以上であった。つまり、参考例によれば、優れた磁気特性が得られた。
【００８２】
一方、条件Ｎｏ．１−１の比較例では、金属層を形成していないため、母材金属板に転位が高密度で存在していても、高いα相の｛２００｝面集積度が得られず、良好な磁気特性が得られなかった。条件Ｎｏ．１−２の比較例では、加熱温度がＡ３点（９１１℃）未満であるため、γ−α変態に基づくα相の｛２００｝面集積度の向上が生じず、良好な磁気特性が得られなかった。
【００８３】
（第２の実験）
第２の実験では、組成が相違する６種類の母材金属板を用い、種々の材料を金属層に用いて、７３種類の条件（条件Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−７３）とα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度との関係について調査した。
【００８４】
第２の実験で用いた６種類の母材金属板に含まれる成分を表３に示す。母材金属板の残部はＦｅ及び不可避的不純物であった。表３には、各母材金属板のＡ３点の実測値も示す。母材金属板は、真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延を行って作製した。熱間圧延では、１０００℃に加熱した厚さが２３０ｍｍのインゴットを５０ｍｍの厚さまで薄肉化して熱延板を得た。その後、熱延板から機械加工によって各種厚さの板材を切り出し、板材に対して表４に示す圧下率で冷間圧延を行うか、ショットブラスト処理を行うか、これらの双方を行った。ショットブラスト処理では、直径が１ｍｍ〜３ｍｍの鉄ビーズを母材金属板の両面に１０秒間ずつ連続して衝突させた。ショットブラスト処理の有無、及び得られた母材金属板（冷延板）の厚さを表４及び表５に示す。
【００８５】
【表３】
0005533801.tif 000004
【００８６】
次いで、第１の実験と同様に、透過型電子顕微鏡を使用して各母材金属板の転位密度を測定した。但し、ブラスト処理を施した母材金属板については、表面から５０μｍの領域において転位密度の高い組織が観察されたため、この領域における転位密度を測定した。得られた転位密度の平均値を表４及び表５に示す。
【００８７】
母材金属板の常温での組織を観察したところ、主相はα相であった。また、前述の方法でα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定したところ、圧延ままでは、各母材金属板のα相の｛２００｝面集積度は１９％〜２７％、｛２２２｝面集積度は１８％〜２５％の範囲内にあった。
【００８８】
その後、条件Ｎｏ．２−１、Ｎｏ．２−１３、Ｎｏ．２−２５、Ｎｏ．２−３７、Ｎｏ．２−４３、Ｎｏ．２−４９、Ｎｏ．２−５５、Ｎｏ．２−６１、及びＮｏ．２−６７を除き、各母材金属板の表面及び裏面に、金属層をＩＰ法、溶融めっき法、スパッタ法、又は蒸着法によって形成した。金属層の厚さ（両面合計）を表４及び表５に示す。Ｓｉ層はＩＰ法により形成し、Ｓｎ層は溶融めっき法により形成し、Ｔｉ層はスパッタ法により形成した。また、Ｇａ層は蒸着法により形成し、Ｇｅ層は蒸着法により形成し、Ｍｏ層はスパッタ法により形成し、Ｖはスパッタ法により形成し、Ｃｒ層はスパッタ法により形成し、Ａｓ層は蒸着法により形成した。
【００８９】
続いて、第１の実験と同様に、金属層を形成した母材金属板に各種条件で熱処理を施した。また、第１の実験と同様に、条件毎に３個の試料を準備し、熱処理の３段階においてα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表４及び表５に示す。
【００９０】
【表４】
0005533801.tif 000005
【００９１】
【表５】
0005533801.tif 000006
【００９２】
更に、第１の実験と同様に、各Ｆｅ系金属板の金属層の合金化割合及びα単相領域の割合を測定した。但し、合金化割合を求める際には、Ｆｅ含有量が０．５質量％以下、かつフェライト形成元素の含有量が９９．５質量％以上の領域を合金層とみなした。また、α単相領域の割合を求める際には、以下に示すように合金領域を決定した。金属層にＳｉを用いた条件Ｎｏ．２−２〜Ｎｏ．２−１２では、Ｓｉ含有量が１．９質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＳｎを用いた条件Ｎｏ．２−１４〜Ｎｏ．２−２４では、Ｓｎ含有量が３．０質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＴｉを用いた条件Ｎｏ．２−２６〜Ｎｏ．２−３６では、Ｔｉ含有量が１．２質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＧａを用いた条件Ｎｏ．２−３８〜Ｎｏ．２−４２では、Ｇａ含有量が４．１質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＧｅを用いた条件Ｎｏ．２−４４〜Ｎｏ．２−４８では、Ｇｅ含有量が６．４質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＭｏを用いた条件Ｎｏ．２−５０〜Ｎｏ．２−５４では、Ｍｏ含有量が３．８質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＶを用いた条件Ｎｏ．２−５６〜Ｎｏ．２−６０では、Ｖ含有量が１．８質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＣｒを用いた条件Ｎｏ．２−６２〜Ｎｏ．２−６６では、Ｃｒ含有量が１３．０質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＡｓを用いた条件Ｎｏ．２−６８〜Ｎｏ．２−７３では、Ａｓ含有量が３．４質量％以上の領域を合金領域とみなした。これらの結果を表６及び表７に示す。
【００９３】
また、第１の実験と同様に、磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定し、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。これらの結果を表６及び表７に示す。
【００９４】
【表６】
0005533801.tif 000007
【００９５】
【表７】
0005533801.tif 000008
【００９６】
表４及び表５に示すように、本発明例（条件Ｎｏ．２−３〜Ｎｏ．２−１２）並びに参考例（Ｎｏ．２−１５〜Ｎｏ．２−２４、Ｎｏ．２−２７〜Ｎｏ．２−３６、Ｎｏ．２−３９〜Ｎｏ．２−４２、Ｎｏ．２−４５〜Ｎｏ．２−４８、Ｎｏ．２−５１〜Ｎｏ．２−５４、Ｎｏ．２−５７〜Ｎｏ．２−６０、Ｎｏ．２−６３〜Ｎｏ．２−６６、及びＮｏ．２−６９〜Ｎｏ．２−７３）では、熱処理の各段階においてα相の｛２００｝面集積度が高かった。また、表６及び表７に示すように、本発明例及び参考例では、合金化割合及びα単相領域の割合が高かった。そして、表６及び表７に示すように、本発明例及び参考例によれば、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、かつα相の｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下のＦｅ系金属板が得られた。また、本発明例及び参考例のＦｅ系金属板の比率Ｂ５０／Ｂｓは０．８５以上であった。つまり、本発明例及び参考例によれば、優れた磁気特性が得られた。
【００９７】
一方、条件Ｎｏ．２−１、Ｎｏ．２−１３、Ｎｏ．２−２５、Ｎｏ．２−３７、Ｎｏ．２−４３、Ｎｏ．２−４９、Ｎｏ．２−５５、Ｎｏ．２−６１、及びＮｏ．２−６７の比較例では、金属層を形成していないため、母材金属板に転位が高密度で存在していても、高いα相の｛２００｝面集積度が得られず、良好な磁気特性が得られなかった。条件Ｎｏ．２−２、Ｎｏ．２−１４、Ｎｏ．２−２６、Ｎｏ．２−３８、Ｎｏ．２−４４、Ｎｏ．２−５０、Ｎｏ．２−５６、Ｎｏ．２−６２、及びＮｏ．２−６８の比較例では、加熱温度がＡ３点未満であるため、γ−α変態に基づくα相の｛２００｝面集積度の向上が生じず、良好な磁気特性が得られなかった。
【００９８】
（第３の実験）
第３の実験では、組成が相違する６種類の母材金属板を用い、種々の材料を金属層に用いて、４２種類の条件（条件Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−４２）と｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度との関係について調査した。
【００９９】
第３の実験で用いた６種類の母材金属板に含まれる成分を表８に示す。母材金属板の残部はＦｅ及び不可避的不純物であった。表８には、各母材金属板のＡ３点の実測値も示す。母材金属板は、真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延を行って作製した。熱間圧延では、１０００℃に加熱した厚さが２３０ｍｍのインゴットを５０ｍｍの厚さまで薄肉化して熱延板を得た。その後、熱延板から機械加工によって各種厚さの板材を切り出し、板材に対して表９に示す圧下率で冷間圧延を行い、せん断歪を生じさせた。せん断歪は、冷間圧延時に上下の圧延ロールを異なる速度で回転させて生じさせた。一部の母材金属板に対しては、第２の実験と同様に、ショットブラスト処理も行った。ショットブラスト処理の有無、せん断歪の大きさ、及び得られた母材金属板（冷延板）の厚さを表９に示す。なお、せん断歪の大きさは、圧延ロールの直径及び圧延ロールの速度の差から算出した。
【０１００】
【表８】
0005533801.tif 000009
【０１０１】
母材金属板の常温での組織を観察したところ、主相はα相であった。また、前述の方法でα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定したところ、圧延ままでは、各母材金属板のα相の｛２００｝面集積度は１９％〜２７％、｛２２２｝面集積度は１８％〜２５％の範囲内にあった。
【０１０２】
その後、条件Ｎｏ．３−１３、Ｎｏ．３−１９、Ｎｏ．３−２５、Ｎｏ．３−３１、及びＮｏ．３−３７を除き、各母材金属板の表面及び裏面に、金属層をＩＰ法、溶融めっき法、スパッタ法、又は圧延クラッド法によって形成した。金属層の厚さ（両面合計）を表９に示す。厚さが０．７μｍのＡｌ層はＩＰ法により形成し、厚さが７μｍ〜６８μｍのＡｌ層は溶融めっき法により形成し、厚さが２０５μｍ又は４１０μｍのＡｌ層は圧延クラッド法により形成した。Ｓｂ層及びＷ層はスパッタ法により形成し、Ｚｎ層、Ａｌ−Ｓｉ合金層、及びＳｎ−Ｚｎ合金層は溶融めっき法により形成した。
【０１０３】
続いて、第１の実験と同様に、金属層を形成した母材金属板に各種条件で熱処理を施した。また、第１の実験と同様に、条件毎に３個の試料を準備し、熱処理の３段階においてα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表９に示す。
【０１０４】
【表９】
0005533801.tif 000010
【０１０５】
更に、第１の実験と同様に、各Ｆｅ系金属板の金属層の合金化割合及びα単相領域の割合を測定した。但し、合金化割合を求める際には、Ｆｅ含有量が０．５質量％以下、かつフェライト形成元素の含有量が９９．５質量％以上の領域を合金層とみなした。また、α単相領域の割合を求める際には、以下に示すように合金領域を決定した。金属層にＡｌを用いた条件Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−１２では、Ａｌ含有量が０．９質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＳｂを用いた条件Ｎｏ．３−１４〜Ｎｏ．３−１８では、Ｓｂ含有量が３．６質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＷを用いた条件Ｎｏ．３−２０〜Ｎｏ．３−２４では、Ｗ含有量が６．６質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＺｎを用いた条件Ｎｏ．３−２６〜Ｎｏ．３−３０では、Ｚｎ含有量が７．２質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＡｌ−Ｓｉ合金を用いた条件Ｎｏ．３−３２〜Ｎｏ．３−３６では、Ａｌ含有量が０．９質量％以上、かつＳｉ含有量が０．２質量％以上の領域を合金領域とみなした。金属層にＳｎ−Ｚｎ合金を用いた条件Ｎｏ．３−３８〜Ｎｏ．３−４２では、Ｓｎ含有量が２．９質量％以上、かつＺｎ含有量が０．６質量％以上の領域を合金領域とみなした。これらの結果を表１０に示す。
【０１０６】
また、第１の実験と同様に、磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定し、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。これらの結果を表６及び表７に示す。
【０１０７】
【表１０】
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【０１０８】
表９に示すように、本発明例（条件Ｎｏ．３−３３〜Ｎｏ．３−３６）並びに参考例（条件Ｎｏ．３−３〜Ｎｏ．３−１２、Ｎｏ．３−１５〜Ｎｏ．３−１８、Ｎｏ．３−２１〜Ｎｏ．３−２４、Ｎｏ．３−２７〜Ｎｏ．３−３０、及びＮｏ．３−３９〜Ｎｏ．３−４２）では、熱処理の各段階においてα相の｛２００｝面集積度が高かった。また、表１０に示すように、本発明例及び参考例では、合金化割合及びα単相領域の割合が高かった。そして、表１０に示すように、本発明例及び参考例によれば、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上９９％以下、かつα相の｛２２２｝面集積度が０．０１％以上３０％以下のＦｅ系金属板が得られた。また、本発明例及び参考例のＦｅ系金属板の比率Ｂ５０／Ｂｓは０．８５以上であった。つまり、本発明例及び参考例によれば、優れた磁気特性が得られた。
【０１０９】
一方、条件Ｎｏ．３−１及びＮｏ．３−２の比較例では、金属層を形成していても、せん断歪及び圧下率が小さく、「Ａ３点まで加熱したときに、α相の｛２００｝面集積度が２５％以上、かつα相の｛２２２｝面集積度が４０％以下」という要件が満たされていなかったため、高いα相の｛２００｝面集積度が得られず、良好な磁気特性が得られなかった。Ｎｏ．３−１３、Ｎｏ．３−１９、Ｎｏ．３−２５、Ｎｏ．３−３１、及びＮｏ．３−３７の比較例では、金属層を形成していないため、大きなせん断歪が存在していても、高いα相の｛２００｝面集積度が得られず、良好な磁気特性が得られなかった。条件Ｎｏ．３−１４、Ｎｏ．３−２０、Ｎｏ．３−２６、Ｎｏ．３−３２、及びＮｏ．３−３８の比較例では、加熱温度がＡ３点未満であるため、γ−α変態に基づくα相の｛２００｝面集積度の向上が生じず、良好な磁気特性が得られなかった。
【０１１０】
（第４の実験）
第４の実験では、４２種類の製造条件（条件Ｎｏ．４−１〜条件Ｎｏ．４−４２）における｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と鉄損との関係について調査した。
【０１１１】
第４の実験で用いた母材金属板（ケイ素鋼板）は、表１１に示す組成Ｎの成分及び不可避的不純物を含んでおり、残部はＦｅであった。母材金属板は、真空溶解によってインゴットを溶製した後に、熱間圧延及び冷間圧延を行って作製した。熱間圧延では、１２００℃に加熱した厚さが２３０ｍｍのインゴットを、１０．０ｍｍ、５．０ｍｍ、４．０ｍｍ及び２．０ｍｍの厚さまで薄肉化して４種類の熱延板を得た。なお、第４の実験で用いた母材金属板（ケイ素鋼板）のγ単相となるＡ３点の実測値は１０１０℃であった。
【０１１２】
【表１１】
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【０１１３】
冷間圧延は、次のような条件で行った。条件Ｎｏ．４−１〜４−７では、厚さが２．０ｍｍの熱延板を酸洗してスケールを除去した後、０．１ｍｍの厚さまで圧延した。この際の圧下率は９５％であった。条件Ｎｏ．４−８〜４−１４では、厚さが４．０ｍｍの熱延板を酸洗してスケールを除去した後、０．１ｍｍの厚さまで圧延した。この際の圧下率は９７．５％であった。条件Ｎｏ．４−１５〜４−２１では、厚さが２．０ｍｍの熱延板の両面に表面強加工としてショットブラスト処理を施した後、０．１ｍｍの厚さまで圧延した。この際の圧下率は９５％であった。このショットブラスト処理では、直径が１ｍｍ〜３ｍｍの鉄ビーズを母材金属板の両面に１０秒間ずつ連続して衝突させた。条件Ｎｏ．４−２２〜４−２８では、厚さが５．０ｍｍの熱延板を酸洗してスケールを除去した後、０．２５ｍｍの厚さまで圧延した。この際の圧下率は９５％であった。条件Ｎｏ．４−２９〜４−３５では、厚さが１０．０ｍｍの熱延板を酸洗してスケールを除去した後、０．２５ｍｍの厚さまで圧延した。この際の圧下率は９７．５％であった。条件Ｎｏ．４−３６〜４−４２では、厚さが５．０ｍｍの熱延板の両面に表面強加工としてショットブラスト処理を施した後、０．２５ｍｍの厚さまで冷延した。この際の圧下率は９５％であった。このショットブラスト処理では、直径が１ｍｍ〜３ｍｍの鉄ビーズを母材金属板の両面に１０秒間ずつ連続して衝突させた。
【０１１４】
次いで、第１の実験と同様に、透過型電子顕微鏡を使用して各母材金属板の転位密度を測定した。但し、ブラスト処理を施した母材金属板については、表面から３０μｍの領域において転位密度の高い組織が観察されたため、この領域における転位密度を測定した。得られた転位密度の平均値を表１２に示す。
【０１１５】
母材金属板の常温での組織を観察したところ、主相はα相であった。また、前述の方法でα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定したところ、圧延ままでは、各母材金属板のα相の｛２００｝面集積度は１７％〜２４％、｛２２２｝面集積度は１７％〜２４％の範囲内にあった。
【０１１６】
その後、条件Ｎｏ．４−１、Ｎｏ．４−８、Ｎｏ．４−１５、Ｎｏ．４−２２、Ｎｏ．４−２９、及びＮｏ．４−３６を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてＡｌ層を蒸着法により形成した。Ａｌ層の厚さ（両面合計）を表１２に示す。
【０１１７】
続いて、第１の実験と同様に、金属層を形成した母材金属板に各種条件で熱処理を施した。また、第１の実験と同様に、条件毎に３個の試料を準備し、熱処理の３段階においてα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表１２に示す。
【０１１８】
【表１２】
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【０１１９】
更に、第１の実験と同様に、各Ｆｅ系金属板の金属層の合金化割合及びα単相領域の割合を測定した。但し、合金化割合を求める際には、Ｆｅ含有量が０．５質量％以下、かつフェライト形成元素の含有量が９９．５質量％以上の領域を合金層とみなした。また、Ａｌ含有量が０．９質量％以上の領域をα単相領域とみなし、上記の式（４）からα単相領域の割合を求めた。これらの結果を表１３に示す。
【０１２０】
また、第１の実験と同様に、磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定し、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。更に、磁束密度が１．０Ｔの際の周波数１０００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／１ｋ（Ｗ１０／１０００）を測定した。これらの結果を表１３に示す。
【０１２１】
【表１３】
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【０１２２】
表１２に示すように、参考例（条件Ｎｏ．４−２〜Ｎｏ．４−７、Ｎｏ．４−９〜Ｎｏ．４−１４、Ｎｏ．４−１６〜Ｎｏ．４−２１、Ｎｏ．４−２３〜Ｎｏ．４−２８、Ｎｏ．４−３０〜Ｎｏ．４−３５、及びＮｏ．４−３７〜Ｎｏ．４−４２）では、熱処理の各段階においてα相の｛２００｝面集積度は本発明の範囲に入っていた。また、表１３に示すように、参考例では、合金化割合及びα単相領域の割合は本発明の望ましい範囲に入っていた。そして、表１３に示すように、参考例によれば、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上、かつα相の｛２２２｝面集積度が３０％以下のＦｅ系金属板が得られた。また、参考例のＦｅ系金属板の比率Ｂ５０／Ｂｓは０．８５以上であった。
【０１２３】
参考例では、α単相領域の割合が１％以上であり、｛２００｝面集積度が３０％以上であれば、磁束密度Ｂ５０に加えて鉄損Ｗ１０／１ｋがより高い特性レベルを維持していた。更に、α単相領域の割合が５％以上８０％以下であると、鉄損Ｗ１０／１ｋが更に良好な特性レベルとなることが確認できた。
【０１２４】
（第５の実験）
第５の実験では、４２種類の製造条件（条件Ｎｏ．５−１〜条件Ｎｏ．５−４２）における｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度と鉄損との関係について調査した。
【０１２５】
第５の実験で用いた母材金属板（ケイ素鋼板）は、表１１に示す組成Ｏの成分及び不可避的不純物を含んでおり、残部はＦｅであった。第５の実験で用いた母材金属板のγ単相となるＡ３点の実測値は１００５℃であった。母材金属板は、第４の実験と同様にして作製した。条件Ｎｏ．５−１〜条件Ｎｏ．５−４２では、それぞれ、条件Ｎｏ．４−１〜条件Ｎｏ．４−４２と同様の冷間圧延を行った。
【０１２６】
次いで、第１の実験と同様に、透過型電子顕微鏡を使用して各母材金属板の転位密度を測定した。但し、ブラスト処理を施した母材金属板については、表面から３０μｍの領域において転位密度の高い組織が観察されたため、この領域における転位密度を測定した。得られた転位密度の平均値を表１４に示す。
【０１２７】
母材金属板の常温での組織を観察したところ、主相はα相であった。また、前述の方法でα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定したところ、圧延ままでは、各母材金属板のα相の｛２００｝面集積度は１７％〜２４％、｛２２２｝面集積度は１７％〜２４％の範囲内にあった。
【０１２８】
その後、条件Ｎｏ．５−１、Ｎｏ．５−８、Ｎｏ．５−１５、Ｎｏ．５−２２、Ｎｏ．５−２９、及びＮｏ．５−３６を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてＳｉ層を蒸着法により形成した。Ｓｉ層の厚さ（両面合計）を表１４に示す。
【０１２９】
続いて、第１の実験と同様に、金属層を形成した母材金属板に各種条件で熱処理を施した。また、第１の実験と同様に、条件毎に３個の試料を準備し、熱処理の３段階においてα相の｛２００｝面集積度及び｛２２２｝面集積度を測定した。これらの結果を表１４に示す。
【０１３０】
【表１４】
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【０１３１】
更に、第１の実験と同様に、各Ｆｅ系金属板の金属層の合金化割合及びα単相領域の割合を測定した。但し、合金化割合を求める際には、Ｆｅ含有量が０．５質量％以下、かつフェライト形成元素の含有量が９９．５質量％以上の領域を合金層とみなした。また、Ｓｉ含有量が１．９質量％以上の領域をα単相領域とみなし、上記の式（４）からα単相領域の割合を求めた。これらの結果を表１５に示す。
【０１３２】
また、第１の実験と同様に、磁束密度Ｂ５０及び飽和磁束密度Ｂｓを測定し、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率Ｂ５０／Ｂｓを算出した。更に、磁束密度が１．０Ｔの際の周波数１０００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／１ｋ（Ｗ１０／１０００）を測定した。これらの結果を表１５に示す。
【０１３３】
【表１５】
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【０１３４】
表１４に示すように、本発明例（条件Ｎｏ．５−２〜Ｎｏ．５−７、Ｎｏ．５−９〜Ｎｏ．５−１４、Ｎｏ．５−１６〜Ｎｏ．５−２１、Ｎｏ．５−２３〜Ｎｏ．５−２８、Ｎｏ．５−３０〜Ｎｏ．５−３５、及びＮｏ．５−３７〜Ｎｏ．５−４２）では、熱処理の各段階においてα相の｛２００｝面集積度は本発明の範囲に入っていた。また、表１５に示すように、本発明例では、合金化割合及びα単相領域の割合は本発明の望ましい範囲に入っていた。そして、表１５に示すように、本発明例によれば、α相の｛２００｝面集積度が３０％以上、かつα相の｛２２２｝面集積度が３０％以下のＦｅ系金属板が得られた。また、本発明例のＦｅ系金属板の比率Ｂ５０／Ｂｓは０．８５以上であった。
【０１３５】
本発明例では、α単相領域の割合が１％以上であり、｛２００｝面集積度が３０％以上であれば、磁束密度Ｂ５０に加えて鉄損Ｗ１０／１ｋがより高い特性レベルを維持していた。更に、α単相領域の割合が５％以上８０％以下であると、鉄損Ｗ１０／１ｋが更に良好な特性レベルとなることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【０２３２】
本発明は、例えば、鉄芯等の磁性材料関連産業において利用することができる。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【図１Ｃ】
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【図１Ｄ】
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【図１Ｅ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図２Ｄ】
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【図３】
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【図４】
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