(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の表面と裏面にフェライト生成元素を濃化させて形成した異種金属元素濃化領域と、前記表面に形成された前記異種金属元素濃化領域中に形成されたα単相表面側領域と、前記裏面に形成された前記異種金属元素濃化領域中に形成されたα単相裏面側領域と、前記α単相表面側領域の一部と前記α単相裏面側領域の一部とに跨る結晶粒とを備え、
前記α単相表面側領域の割合と前記α単相裏面側領域の割合との和であるα単相領域の割合が面積率で１％以上９０％以下であり、前記結晶粒の含有量が面積率で３％以上９０％以下であり、Ｆｅ系金属板の表面と裏面のα−Ｆｅ相の面集積度それぞれが、｛２００｝面集積度で３０％以上９９％以下、｛２２２｝面集積度で０．０１％以上３０％以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
ここで、前記α単層領域の割合は、Ｆｅ系金属板の長手方向の圧延断面の断面で観察した板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面の面積をＳ0、表面側と裏面側の異種金属元素濃化領域における異種金属元素の濃度がＦｅと該異種金属元素の２元系状態図でγ−ループ上の最も大きな濃度であるＣ0以上である領域の面積をＳ1及びＳ2として、（Ｓ1＋Ｓ2）／Ｓ0×１００（％）で定義する面積率であり、
前記｛２００｝面集積度、｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝あるいは｛２２２｝強度の比率を百分率として求めたものである。
【請求項２】
前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からな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α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．１質量％、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からな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４】
前記結晶粒が、前記Ｆｅ系金属板の板厚方向断面における圧延方向の粒径をｄ、前記Ｆｅ系金属板の板厚をｔとしたとき、０．０１ｍｍ≦ｔ≦２ｍｍ、かつ、０．１ｔ≦ｄ≦５ｔを満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項５】
前記結晶粒の含有量が、面積率で１０％以上９０％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項６】
前記異種金属元素濃化領域に濃化されるフェライト生成元素が、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎのうちから選んだ１種以上の元素であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板。
【請求項７】
α−γ変態系のＦｅ系母材金属板を冷間加工し、冷間加工前のビッカース硬さをＨ0、冷間加工後のビッカース硬さをＨ1としたときのＨ1−Ｈ0を、１１０Ｈｖ以上２１０Ｈｖ以下にして高い歪を付与しつつ、フェライト生成元素を前記Ｆｅ系母材金属板の表面と裏面に付着させ、異種金属元素付着金属板とする異種金属元素付着工程と、
前記異種金属元素付着金属板を、Ａ3点以上１３００℃以下の温度Ｔ1に加熱し、温度Ｔ1で０．０１〜６０００分間保持したのち、さらに、Ｔ1以上１３００℃以下の温度Ｔ2に加熱し、温度Ｔ2で０．０１分以上６０００分以下で保持したあと、Ａ3点未満の温度へ冷却するに際し、Ａ3点からＡ3点−５０℃までの範囲は、平均冷却速度：５０℃／分以下で冷却する熱処理工程と
を有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【請求項８】
前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項７に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【請求項９】
前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．１質量％、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項７に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【請求項１０】
前記熱処理工程が、前記異種金属元素付着金属板を、Ａ3点からＡ3点−１０℃までの範囲につき、平均冷却速度：２０℃／分以下で冷却することを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【請求項１１】
前記異種金属元素付着工程が、フェライト生成元素として、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎのうちから選んだ１種類以上を、前記Ｆｅ系母材金属板の表面と裏面に付着させることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ系金属板及びその製造方法に関する。本発明は、特に、電動機、発電機、変圧器の磁心等の用途に好適であり、これらの磁心の小型化やエネルギー損失低減に貢献する、｛２００｝面集積度が高いＦｅ系金属板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から電動機、発電機、変圧器等の磁心には珪素鋼板が用いられている。珪素鋼板には小さな励磁磁場で高磁束密度が得られること、交流励磁磁場において低鉄損であることが求められる。
【０００３】
高磁束密度を得るためには、磁化容易方向であるα−Ｆｅ相の＜１００＞軸を、使用する磁界方向に集積させることが有効とされている。即ち、鋼板面内にα−Ｆｅ相の｛１００｝面を高集積化させる必要がある。
【０００４】
圧延面内に｛１００｝面を高集積化させ、高磁束密度が得られるＦｅ系金属板については、次のような技術が知られている。
【０００５】
特許文献１には、Ｓｉ：０．１〜３．５％を含有する珪素鋼板において、熱間仕上げ圧延を通常より高温・強圧下条件にすることで、結晶粒径１０μｍ以上５００μｍ以下に限定し、｛１００｝＜００１＞集積度がランダム組織の１０倍以上の集合組織を得る技術が記載されている。この技術により、交流磁心としての用途に好適な優れた磁気特性を有する電磁鋼板が得られる。
【０００６】
また、鉄損を低減するために、電気抵抗を大きくして渦電流を減少させたり、磁壁の移動を妨害する介在物を少なくしたりすることが行われてきた。鉄損は、渦電流損とヒステリシス損の和で表されるからである。
【０００７】
従来から、渦電流損を低減するため、鋼板の電気抵抗を上げたり、鋼板の薄手化が行われてきた。そして、ヒステリシス損を低減するため、二次再結晶によって結晶粒を粗大化させて、磁壁のピンニングサイトとなる結晶粒界を減らすことが行われてきた。
【０００８】
例えば、特許文献２にはＳｏｌ．Ａｌを２５ｐｐｍ以上３００ｐｐｍ以下含有する二次再結晶粒より構成された一方向性電磁鋼板に冷延と１０５０℃以上１３００℃以下の浸珪処理を行い、高磁束密度と低鉄損を両立する磁気特性を得る技術が記載されている。
【０００９】
特許文献３には、板厚をｔ、平均結晶粒径をｄとした場合、０．０３ｍｍ≦ｔ≦０．１５ｍｍ、１≦ｄ／ｔ＜５であり、かつ、ゴス方位である｛１１０｝＜００１＞方位からのずれが１５°未満である結晶の、全体に対する面積率が１０％以上９０％未満であり、鋼板表層から板厚×０．１の深さまでの領域の平均Ｓｉ濃度が６．０〜６．５質量％、板厚中央部の平均Ｓｉ濃度が３．８〜５．０質量％である電磁鋼板を得る技術が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平１１−１７２３８２号公報
【特許文献２】特開平２００８−１６９４５０号公報
【特許文献３】特開２００９−２３５５２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１〜３に記載された従来技術では、均一組成で｛１００｝高配向した鋼板の結晶粒径を熱処理条件で粗大化させたり、既に｛１００｝高配向した一方向性電磁鋼板に浸珪処理して低鉄損化させたりしていた。しかしながら、このような均一組成では十分に鉄損を下げることができない。また、方向性電磁鋼板の製品にさらに浸珪処理をするには莫大な工数を要していた。加えて、高磁束密度かつ低鉄損を、高いレベルで両立している技術はなかった。
【００１２】
かかる実情に鑑み、本発明は、｛１００｝面をより高集積化して高磁束密度化し、異種金属元素が濃化して鉄損特性に優れたＦｅ系金属板、及び、そのようなＦｅ系金属板を安定的に製造する方法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】
【００１３】
本発明者らは、組成が均一でないＦｅ系金属板の鉄損について、鋭意研究、検討を行った。その結果、本発明者らは、異種金属元素としてフェライト生成元素を選択したとき、そのフェライト生成元素が濃化して、Ｆｅ系金属板表層の電気抵抗が増加することを見出した。加えて、｛１００｝粒が、Ｆｅ系金属板の表裏面付近に存在するα単相表面側領域の一部とα単相裏面側領域の一部とに跨って存在すると、Ｆｅ系金属板の表裏面付近で磁壁の数が増加し、鉄損に好影響を及ぼす現象を見出した。
【００１４】
この磁壁数の増加は、フェライト生成元素の濃化が局所的な磁歪差を生み、静磁エネルギーと磁壁エネルギーの和を最小にしようとして生じたものと考えられる。そして、この磁壁数の増加は、特に、α単相表面側領域の一部とα単相裏面側領域の一部に跨った結晶粒の鋼板面に平行な面方位が｛１００｝であると大きくなる。
【００１５】
ここで、磁壁の数が増加すると、磁化反転の際に磁壁の移動距離が短くなって、表層を流れる渦電流が小さくなる。このため、表層の電気抵抗増加と相まって、磁壁数の増加効果によって、渦電流損失は大きく低減することを知見した。
【００１６】
また、このα単相領域へ跨った結晶粒の粒径が粗大であると、板厚中心部では結晶粒界が少なくなり、ヒステリシス損も低減できることを、併せて知見した。
【００１７】
本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は次のとおりである。
【００１８】
（１）α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の表面と裏面にフェライト生成元素を濃化させて形成した異種金属元素濃化領域と、前記表面に形成された前記異種金属元素濃化領域中に形成されたα単相表面側領域と、前記裏面に形成された前記異種金属元素濃化領域中に形成されたα単相裏面側領域と、前記α単相表面側領域の一部と前記α単相裏面側領域の一部とに跨る結晶粒とを備え、
前記α単相表面側領域の割合と前記α単相裏面側領域の割合との和であるα単相領域の割合が面積率で１％以上９０％以下であり、前記結晶粒の含有量が面積率で３％以上９０％以下であり、Ｆｅ系金属板の表面と裏面のα−Ｆｅ相の面集積度それぞれが、｛２００｝面集積度で３０％以上９９％以下、｛２２２｝面集積度で０．０１％以上３０％以下であることを特徴とするＦｅ系金属板。
ここで、前記α単層領域の割合は、Ｆｅ系金属板の長手方向の圧延断面の断面で観察した板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面の面積をＳ0、表面側と裏面側の異種金属元素濃化領域における異種金属元素の濃度がＦｅと該異種金属元素の２元系状態図でγ−ループ上の最も大きな濃度であるＣ0以上である領域の面積をＳ1及びＳ2として、（Ｓ1＋Ｓ2）／Ｓ0×１００（％）で定義する面積率であり、
前記｛２００｝面集積度、｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝あるいは｛２２２｝強度の比率を百分率として求めたものである。
【００１９】
（２）前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載のＦｅ系金属板。
【００２０】
（３）前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．１質量％、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載のＦｅ系金属板。
【００２１】
（４）前記結晶粒が、前記Ｆｅ系金属板の板厚方向断面における圧延方向の粒径をｄ、前記Ｆｅ系金属板の板厚をｔとしたとき、０．０１ｍｍ≦ｔ≦２ｍｍ、かつ、０．１ｔ≦ｄ≦５ｔを満足することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００２２】
（５）前記結晶粒の含有量が、面積率で１０％以上９０％以下であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００２３】
（６）前記異種金属元素濃化領域に濃化されるフェライト生成元素が、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎのうちから選んだ１種以上の元素であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載のＦｅ系金属板。
【００２４】
（７）α−γ変態系のＦｅ系母材金属板を冷間加工し、冷間加工前のビッカース硬さをＨ0、冷間加工後のビッカース硬さをＨ1としたときのＨ1−Ｈ0を、１１０Ｈｖ以上２１０Ｈｖ以下にして高い歪を付与しつつ、フェライト生成元素を前記Ｆｅ系母材金属板の表面と裏面に付着させ、異種金属元素付着金属板とする異種金属元素付着工程と、
前記異種金属元素付着金属板を、Ａ3点以上１３００℃以下の温度Ｔ1に加熱し、温度Ｔ1で０．０１〜６０００分間保持したのち、さらに、Ｔ1以上１３００℃以下の温度Ｔ2に加熱しし、温度Ｔ2で０．０１分以上６０００分以下で保持したあと、Ａ3点未満の温度へ冷却するに際し、Ａ3点からＡ3点−５０℃までの範囲を、平均冷却速度：５０℃／分以下で冷却する熱処理工程と
を有することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【００２５】
（８）前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする上記（７）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【００２６】
（９）前記α−γ変態系のＦｅ系母材金属板の成分組成が、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．１質量％、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする上記（７）に記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【００２７】
（１０）前記熱処理工程が、前記異種金属元素付着金属板を、Ａ3点からＡ3点−１０℃までの範囲につき、平均冷却速度：２０℃／分以下で冷却することを特徴とする上記（７）〜（９）のいずれかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【００２８】
（１１）前記異種金属元素付着工程が、フェライト生成元素として、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＺｎのうちから選んだ１種類以上を、前記Ｆｅ系母材金属板の表面と裏面に付着させることを特徴とする上記（７）〜（１０）のいずれかに記載のＦｅ系金属板の製造方法。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、高い周波数の交番磁界を鋼板に印加させたときに生じる鉄損を、著しく低減させることができる。即ち、本発明のＦｅ系金属板においては、高い｛２００｝面集積度により、高磁束密度化が達成される。また、同時に、異種金属であるフェライト生成元素がＦｅ系金属板の表面と裏面に濃化し、表面と裏面に濃化した、これらの異種金属濃化領域を跨ぐ粗大化した結晶粒により、著しい低鉄損化が達成される。
【００３０】
また、本発明によれば、既存設備を利用して、高磁束密度で低鉄損のＦｅ系金属板を短時間に、安定して製造することができ、経済性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】本発明のＦｅ系金属板の板厚方向断面における金属組織を説明する図である。
【図２】本発明のＦｅ金属板の製造方法の概要を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
本発明について、図面を参照しながら説明する。図１は、本発明のＦｅ系金属板の板厚方向断面における金属組織を説明する図である。図１の符号１は、本発明のＦｅ系金属板を示す。
【００３３】
Ｆｅ系金属板１は、図１に示したように、α−γ変態系鋼板５の表裏面に異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂを有する。異種金属元素濃化領域１０ａのある側を表面、異種金属元素濃化領域１０ｂのある側を裏面と、便宜上するが、逆でもよい。
【００３４】
異種金属元素濃化領域１０ａの中は、α単相表面側領域１２ａ、異種金属元素濃化領域１０ｂの中は、α単相裏面側領域１２ｂとなっている。そして、α単相表面側領域１２ａの一部と、α単相側裏面側領域１２ｂの一部とに跨る粗大化した結晶粒２０を有する。
【００３５】
Ｆｅ系金属板１の特徴について、組成、α−Ｆｅ相の面集積度、異種金属元素の種類、異種金属元素濃化領域の厚さ、α単相表面側領域及びα単相裏面側領域の量（割合）、Ｆｅ系金属板の板厚、結晶粒の大きさ、及び、結晶粒の含有量（割合）に分けて説明する。
【００３６】
（組成）
Ｆｅ系金属板１の組成は、異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂを除き、Ａ3点を有するα−γ変態系の組成である。即ち、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．２質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる金属板を基本とする。このような金属板としては、例えば、純鉄又は低炭素鋼があるが、これに限られるものではない。これに、適宜、添加元素を含有させる。例えば、Ｃ：１質量ｐｐｍ〜０．１質量％、Ｓｉ：０．１〜２．５質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなるα−γ変態系成分の組成を有する珪素鋼板である。
【００３７】
なお、α−γ変態系成分の組成を有するＦｅ系金属板に含有される不純物は、微量のＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｓ等である。
【００３８】
（α−Ｆｅ相の面集積度）
Ｆｅ系金属板１の板面に対するα−Ｆｅ相の｛２００｝面集積度は、３０％以上９９％以下とする必要がある。この集積度が３０％未満であると、十分に高い磁束密度が得られない。一方、９９％を超えると、磁束密度は飽和し、製造も困難になる。好ましくは、５０％以上９５％以下である。
【００３９】
また、｛２２２｝面集積度は、０．０１％以上３０％以下とする必要がある。０．０１％未満であると、磁束密度は飽和し、製造も困難になる。一方、３０％を超えると、十分に高い磁束密度は得られなくなる。好ましくは、０．０１％以上１５％以下である。
【００４０】
これらの面集積度の測定は、ＭｏＫα線によるＸ線回折によって行うことができる。Ｘ線回折法において｛１００｝面は、ブラッグの反射条件により｛２００｝面として反射が得られるため、｛１００｝面のＸ線反射強度は｛２００｝面集積度と表す。
【００４１】
詳細に述べると、各試料について試料表面に対して平行なα−Ｆｅ結晶の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝あるいは｛２２２｝強度の比率を百分率で求める。
【００４２】
その際、例えば｛２００｝強度比率では、以下の式（Ｉ）で表される。
｛２００｝面集積度＝［｛ｉ（２００）／Ｉ（２００）｝／Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００      ・・・（Ｉ）
ただし、記号は以下のとおりである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ｛ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝：α−Ｆｅ結晶の１１の方位面についての和
ここで、ランダム方位をもつ試料の積分強度は、試料を用意して実測してもよい。
【００４３】
なお、α−Ｆｅ相の面集積度は、Ｆｅ系金属板１の表面と裏面のそれぞれについて、上記の内容を満足する必要がある。
【００４４】
（異種金属元素の種類）
異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂ中の異種金属元素としてフェライト生成元素を用いると、その元素が拡散した領域はα単相となり、｛２００｝面集積度を高めるための｛１００｝配向した結晶粒をＦｅ系金属板中に存在させおくことができる。
【００４５】
また、フェライト生成元素には、Ａｌ、Ａｓ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎがあるが、Ａｓ、Ｂｅ、ＰやＳｂは人体に有害であり、扱いが危険であるため、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎのうちから、少なくとも１種類以上の元素を選ぶことが好ましい。
【００４６】
（異種金属元素濃化領域の厚さ）
異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂそれぞれの厚さは、Ｆｅ系金属板１の板厚をｔとしたとき、最大で０．４５ｔとすることが好ましい。０．４５ｔを超えると、十分に渦電流損失を抑えることができず、優れた鉄損特性を得られないことがあるためである。
【００４７】
（α単相表面側領域の割合とα単相裏面側領域の割合の和であるα単相領域の割合）
異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂのうち、異種金属元素との合金化によりα単相の成分となった部分においては、α単相表面側領域１２ａ、α単相裏面側領域１２ｂが形成される。ここで、α単相表面側領域１２ａの量（割合）は、任意の厚さ断面で観察したＦｅ系金属板１の板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面の面積をＳ0、表面側の異種金属元素濃化領域１０ａにおける異種金属元素の濃度がＣ0以上である領域の面積をＳ1として、Ｓ1／Ｓ0×１００（％）で定義する面積率である。
【００４８】
同様に、α単相裏面側領域１２ｂの量（割合）は、Ｓ2／Ｓ0×１００（％）で定義する面積率である。なお、単に、「α単相領域の割合」といった場合には、α単相領域１２ａの面積率とα単相領域１２ｂの面積率の合計である。即ち、（Ｓ1＋Ｓ2）／Ｓ0×１００（％）となる。
【００４９】
このα単相領域の割合は３％以上である必要がある。３％未満では熱処理後に｛２００｝面集積度を３０％以上とすることが困難だからである。一方、α単相領域の割合は、高いほどよい。しかし、α単相領域の割合は、上述したように、Ｆｅ系金属板１の断面積Ｓ0に対する比である。Ｆｅ系金属板１の断面には、結晶粒２０などがあるため、α単相領域の割合は、９０％を上限とする。ここで、異種金属元素濃度Ｃ0は、Ｆｅと該異種金属元素の２元系状態図でγ−ループ上の最も大きな濃度である。例えば、ＡｌではＣ0＝０．９質量％である。
【００５０】
（Ｆｅ系金属板の板厚）
Ｆｅ系金属板１の板厚は、図１において、ｔで示される。ｔは１０μｍ以上、２ｍｍ以下が好ましい。ｔが１０μｍ以上であれば、Ｆｅ系金属板１を積層させて磁心として使用する際に、一枚毎の磁束密度が十分であり、高い磁束密度を有する磁心が得られる。また、２ｍｍ以下であると、Ｆｅ系金属板１の｛２００｝面集積度が高くなり、高い磁束密度が得られる。
【００５１】
（結晶粒の大きさ）
図１に示したように、異種金属元素濃化領域１０ａ、１０ｂの内部は、母材金属板と異種金属元素とが合金化される。この合金化により、Ｆｅ系金属板１の表裏面それぞれにα単相表面側領域１２ａ、α単相裏面側１２ｂが形成される。
【００５２】
Ｆｅ系金属板１の板厚方向断面には、α単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部とに跨る結晶粒２０が存在する。任意で選んだＦｅ系金属板１の板厚方向断面における圧延方向の結晶粒径をｄ、Ｆｅ系金属板１の板厚をｔとすると、０．１ｔ≦ｄ≦５ｔであることが好ましい。結晶粒径ｄが０．１ｔ未満であると、磁壁の移動を妨げる粒界が多くなるため十分な鉄損特性を得られないことがあるからである。一方、５ｔを超えると、長時間の熱処理が必要であるため、製造コストがかかるからである。なお、この場合の板厚の範囲は、０．０１ｍｍ≦ｔ≦２ｍｍとする。
【００５３】
（結晶粒の含有量（割合））
結晶粒の含有量（割合）は、任意で選んだ熱処理後のＦｅ系金属板１の板厚方向断面の面積における結晶粒２０の面積率で定義する。即ち、任意で選んだ熱処理後のＦｅ系金属板１の板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面積をＴ0、同じ断面における熱処理後の結晶粒２０の面積をＴとして、結晶粒の含有量（割合）を、Ｔ／Ｔ0×１００（％）で定義する。即ち、Ｔ／Ｔ0×１００（％）は、面積率である。
【００５４】
結晶粒の含有量（割合）は３％以上とすることが必要である。３％未満では、結晶粒２０の表面付近で磁壁の数を増加させることが困難になり易いからである。さらに、磁壁の移動を妨げる粒界が板厚中心部に多く存在するため、十分な鉄損特性を得られないことがあるからである。より優れた鉄損特性を得るためには１０％以上とすることが好ましい。
【００５５】
一方、結晶粒の含有量（割合）は、高いほどよい。しかし、結晶粒の含有量（割合）は、上述したように、Ｆｅ系金属板１の断面積Ｔ0に対する比である。Ｆｅ系金属板１の断面には、α単相表面側領域１２ａなどがあるため、結晶粒の含有量（割合）は、９０％を上限とする。なお、結晶粒２０は、α単相表面側領域１２ａとα単相裏面側領域１２ｂに跨ることから、結晶粒２０とα単相表面側領域１２ａには重複部分があり、結晶粒２０とα単相裏面側領域１２ｂには重複部分がある。したがって、α単相領域の割合と結晶粒の含有量（割合）との和は１００％を超えることがある。
【００５６】
次に本発明のＦｅ系金属板の製造方法について説明する。
【００５７】
（製造方法の概要）
本発明のＦｅ金属板の製造方法の概要を図２に示す。本発明の母材金属板は、α−γ変態系の成分を有するＦｅ系金属板を母材金属板とし、冷間加工中に両面に異種金属元素であるフェライト生成元素を付着させ、異種金属元素付着金属板とする。この異種金属元素付着金属板を、常温からＡ3点以上１３００℃以下の温度Ｔ1まで加熱してフェライト生成元素を母材金属板内へ拡散、合金化させ、Ａ3点以上１３００℃以下の温度Ｔ1まで加熱して、０．０１〜６０００分間保持する。また、加熱した異種金属元素付着金属板を冷却する過程で、冷却速度を所定以下とすることにより、異種金属濃化領域に跨った結晶粒が得られる。そして、Ｆｅ系金属板の板面の｛２００｝面集積度が高くすることができる。以下、詳細に説明する。
【００５８】
（冷間加工方法）
母材金属板として用いられるＦｅ系金属板は、Ａ3点を有するα−γ変態系の成分を有しており、高歪みになるように冷間で加工される必要がある。冷間加工によって歪みエネルギーを蓄積することで、再結晶後に｛１００｝配向した組織が得られる。
【００５９】
冷間加工の程度は、金属板表面の硬度で制御する。圧延面から測定したビッカース硬さのうち、冷間加工前をＨ0、冷間加工後をＨ1として、Ｈ1−Ｈ0が１１０Ｈｖ以上２１０Ｈｖ以下であると、再結晶後に｛１００｝配向した結晶粒が得られる。特にＨ1−Ｈ0が１５０Ｈｖ以上とすると、低温でも｛１００｝粒が再結晶できるため好ましい。一方、Ｈ1−Ｈ0を２１０Ｈｖ超にする冷間加工は困難である。
【００６０】
冷間加工の方法としては、冷間圧延やショットブラスト等が挙げられる。また、これらを組み合わせでもよい。
【００６１】
（フェライト生成元素の付着方法）
母材金属板の表面と裏面に、異種金属元素であるフェライト生成元素を付着させる方法としては、溶融めっきや電解めっき等のめっき法、圧延クラッド法、ＰＶＤやＣＶＤ等のドライプロセス、さらには粉末塗布等の種々の方法が採用可能である。工業的には、効率のよい、めっき法あるいは圧延クラッド法が適している。
【００６２】
フェライト生成元素としては、上述したように、Ａｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ，Ｖ、Ｗ、及びＺｎのうちの１種類以上の元素であることが好ましい。
【００６３】
フェライト生成元素を付着させた異種金属元素付着金属板は加熱されるが、加熱前の付着厚さは０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることが好ましい。付着厚みが０．０５μｍ以下では十分な｛２００｝面集積度を得ることができないことがある。一方、１０００μｍを超えると、剥離等の欠陥が発生する可能性がある。
【００６４】
また、異種金属元素付着金属板に、追加で冷間加工を行い、さらに歪みエネルギーを累積させることも再結晶後に｛１００｝高配向する組織を得る上で有効である。
【００６５】
（熱処理工程）
異種金属元素付着金属板を常温からＡ3点以上１３００℃以下の温度Ｔ1まで加熱して、異種金属元素付着金属板を再結晶させるとともに、異種金属元素であるフェライト生成元素を異種金属元素付着金属板の板厚中心方向へ拡散させて、母材金属板成分と合金化させる。Ｔ1はＡ3点以上であれば、フェライト元素の拡散に支障はないが、１３００℃を超えると、効果が飽和することになる。
【００６６】
また、Ｔ1での保持時間は、０．０１〜６０００分とする必要がある。０．０１分未満では、フェライト元素の拡散が十分ではない。一方、６０００分を超えると効果が飽和して不経済となる弊害があるからである。
【００６７】
Ｔ1で保持した後の異種金属元素付着金属板の再結晶粒は、｛１００｝に配向しており、その後の｛１００｝面集積度を高めるための芽となる。異種金属元素であるフェライト生成元素と合金化した領域では、｛１００｝に配向したα単相表面側領域１２ａ及びα単相裏面側領域１２ｂとなる。なお、フェライト生成元素と合金化する領域は母材金属板全体でも一部の領域でもよい。
【００６８】
次に、Ｔ1以上１３００℃以下の温度Ｔ2まで加熱して、温度Ｔ2で保持する。異種金属元素と合金化した領域では、α単相領域であるためγ変態は起こらず、｛１００｝に配向した結晶粒が成長し、｛２００｝面集積度が増加する。
【００６９】
合金化していない領域がある場合には、Ａ3点を超えると、α−γ変態が起こり、γ．相となる。金属板はＡ3点以上１３００℃以下の温度で０．０１分以上６０００分以下の時間で保持してから、冷却を開始する。この条件を満たすと、冷却後に高い｛２００｝面集積度を得ることができる。
【００７０】
保持温度Ｔ2がＴ1点未満では、十分な｛２００｝面集積度は得られない。また、１３００℃を超す温度で保持すると、異種金属元素の拡散速度が大きく、拡散領域の異種金属元素の濃度がＣ0を下回るため、α単相領域が所望の割合とならない。また、製品形状が悪くなるため、好ましくない。
【００７１】
Ｔ2での保持時間が０．０１分未満では、｛２００｝面集積度が十分ではなく、一方、６０００分を超えても、｛２００｝面集積度を向上させる効果は飽和する。
【００７２】
Ｔ2での保持が終了した異種金属元素付着金属板は、所定の速度で冷却される。冷却の過程で、異種金属元素と合金化した領域では、｛１００｝に配向したα単相表面側領域１２ａとα単相裏面側領域１２ｂとが形成される。
【００７３】
冷却開始時点で合金化していない領域、即ち、γ相領域では、γからαへと変態する際に、α単相表面側領域１２ａ又はα単相裏面側領域１２ｂに隣接する領域では、｛１００｝配向したα粒の結晶方位を引き継いで変態し、｛１００｝配向した結晶粒２０となる。
【００７４】
この時、Ａ3点からＡ3点−５０℃まで冷却する際の平均冷却速度は５０℃／分以下とする必要がある。この範囲の冷却速度において、隣接する｛１００｝に配向した結晶粒同士が合体・成長し、α単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部に跨る粗大な結晶粒２０となり、優れた鉄損特性を得られる。Ａ3点からＡ3点−５０℃までの平均冷却速度が５０℃／分を超えると、結晶粒２０の成長に十分な時間がなく、優れた鉄損特性が得られない。一方、Ａ3点からＡ3点−５０℃までの平均冷却速度の下限に制限はないが、生産性の観点から１℃／分を下限とすることが好ましい。
【００７５】
また、より優れた鉄損特性を得るためには、Ａ3点からＡ3点−１０℃まで冷却する際の平均冷却速度を２０℃／分以下とすることが好ましい。一方、Ａ3点からＡ3点−１０℃までの平均冷却速度の下限に制限はないが、生産性の観点から１℃／分を下限とすることが好ましい。
【実施例】
【００７６】
本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
従来では、加熱温度からＡ3点未満の室温までの平均冷却速度を０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下としていた。これに対して、本発明の冷却はＡ3点からＡ3−５０℃の間の平均冷却速度を５０℃／ｍｉｎ以下とし、これによって本発明のα単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部に跨る粗大な結晶粒２０を得た。従来の冷却速度は室温までの平均値であり、高温ほど冷却速度は高くなり、Ａ3点からＡ3−５０℃の間では５０℃／ｍｉｎを超えていた。したがって、本発明のα単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部に跨る粗大な結晶粒２０は得られなかった。
【００７７】
真空溶解炉で鋼を溶解し、表１に示す成分組成に調整したインゴットを鋳造した。インゴットをγ域まで加熱して熱間圧延し、厚さ１００ｍｍの熱延板とし、この熱延板を母材金属板とした。なお、この母材金属板のＡ3点は、鋼種１が９１１℃、鋼種２が９２１℃、鋼種３はＡ3点を持たないα単相系であった。
【００７８】
【表１】
0006044093.tif 000002
【００７９】
このようにして得られた母材金属板に冷間加工として冷間圧延やショットブラストを行い、厚さ８μｍ〜２．３ｍｍの冷延板とした。
【００８０】
また、一部の焼鈍後の冷延板には、冷間加工として、さらに、ショットブラストを施した。ショットブラストは、直径１〜３ｍｍの鉄ビーズを用いて、両面に５分ずつ連続して行った。
【００８１】
冷間圧延のみ、又は、冷間圧延とショットブラストの両方を行った金属板の両面に、発明例においては、異種金属元素として、フェライト生成元素を付着させた。比較例においては、異種金属元素として、オーステナイト生成元素であるＮｉを付着させた。異種金属元素はＥＢ蒸着法、めっき法及びスパッタ法によって、冷間加工後のＦｅ系金属板に付着させた（皮膜した）。
【００８２】
次いで、異種金属元素付着金属板に熱処理を行った。熱処理炉には赤外炉を用い、１０-3Ｐａレベルまで真空引きした雰囲気中で熱処理した。熱処理条件は表２、４、６、８中に示した。なお、温度Ｔ1での保持は、保持時間を０．１〜１０分とした。冷却過程が急冷の場合には、Ａｒガスを吹付けることによって冷却速度を調整した。温度Ｔ2は９００〜１３００℃とし、温度Ｔ2での保持時間は０．０５〜７５００分とした。冷却過程が急冷の場合には、Ａｒガスを吹付けることによって冷却速度を調整した。
【００８３】
得られたＦｅ系金属板を次のように評価した。集合組織については、Ｘ線回折法で評価した。磁気特性については、ＳＳＴ（Single Sheet Tester）を用いて、５０００Ａ／ｍの磁化力に対する磁束密度Ｂ50を求めた。この時、測定周波数は５０Ｈｚとした。
【００８４】
また、鉄損はＪＩＳＣ  ２５５６に準拠し、単板磁気試験機（ＳＳＴ）でＷ10/400を求めた。
【００８５】
ビッカース硬さは、冷間加工の前と、全ての冷間加工が終わった後に、それぞれ圧延面から測定した。マイクロビッカース硬さ試験機によって、荷重９８ｍＮ、保持時間１０秒とし、１０点測定してその平均値をその試験片の硬さとした。
【００８６】
また、α単相領域の含有量（割合）は次のように定義して求めた。圧延方向に平行な断面における全厚みの視野で、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro-Analysis）法を用いて、Ｆｅ含有量と異種金属元素含有量の面分布を測定した。α単相領域の割合は、Ｆｅ系金属板１の長手方向の圧延断面の断面で観察した板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面の面積をＳ0、異種金属元素の濃度がＣ0以上である領域をＳ1及びＳ2とし、（Ｓ1＋Ｓ2）／Ｓ0×１００（％）で定義した。例えば、異種金属元素がＡｌの場合Ｃ0は０．９質量％、Ｂｅの場合Ｃ0は０．５質量％、Ｓｎの場合Ｃ0は２．９質量％である。
【００８７】
圧延方向の結晶粒径は、Ｆｅ系金属板１の板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について、任意の距離で観察した断面で、線分法によって求めた。また、結晶粒の含有量（割合）は、Ｆｅ系金属板１の板厚方向について、表面から裏面までを含む全板厚で、板表面に平行な方向について任意の距離の断面の面積をＴ0、同じ断面における熱処理後の両面のα単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部に跨る結晶粒２０の面積の合計をＴとして、結晶粒２０の含有量（割合）を、Ｔ／Ｔ0×１００（％）で求めた。
【００８８】
表２、４、６、８には詳細な製造条件を、表３、５、７、９にはそれによって得られたＦｅ系金属板の｛２００｝面集積度や磁気特性、結晶粒の含有量（割合）等の評価結果を示す。なお、表２、４、６、８において、紙面の都合上、「Ａ3点からＡ3点−５０℃までの平均冷却速度」は、「Ａ3−５０℃までの冷却速度」と略記してある。同様に「Ａ3点からＡ3点−１０℃まで平均冷却速度」は、「Ａ3−１０℃までの冷却速度」と略記してある。
【００８９】
【表２】
0006044093.tif 000003
【００９０】
【表３】
0006044093.tif 000004
【００９１】
【表４】
0006044093.tif 000005
【００９２】
【表５】
0006044093.tif 000006
【００９３】
【表６】
0006044093.tif 000007
【００９４】
【表７】
0006044093.tif 000008
【００９５】
【表８】
0006044093.tif 000009
【００９６】
【表９】
0006044093.tif 000010
【００９７】
表２〜表９から明らかなように、本発明のＦｅ系金属板は、高い｛２００｝面集積度が得られることを確認できた。また、本発明のＦｅ系金属板は、α単相表面側領域１２ａの一部とα単相裏面側領域１２ｂの一部に跨る粗大な結晶粒２０を有しており、高磁束密度かつ低鉄損のＦｅ系金属板が得られていることを確認できた。
【００９８】
また、冷間加工は冷間圧延に限らず、冷間圧延とショットブラストの組み合わせであっても、冷間加工の前後でビッカース硬さの差が十分であれば、本発明の高磁束密度かつ低鉄損のＦｅ系金属板が得られることを確認できた。
【００９９】
これに対し、異種金属元素を付着させなかった場合や、異種金属元素が、フェライト生成元素ではなく、オーステナイト生成元素の場合には、高磁束密度と低鉄損を両立するＦｅ系金属板は得られなかった。
【０１００】
また、試料Ｎｏ．１０のように、冷却速度が大き過ぎる場合には、α単相表面側領域１０ａの一部とα単相裏面側領域１０ｂの一部に跨る結晶粒２０の大きさが十分でなく、本発明のような、高磁束密度と低鉄損を両立するＦｅ系金属板は得られなかった。
【０１０１】
そして、母材金属板の組成が、表１の鋼種３のように、α単相系であると、十分に高い｛２００｝面集積度が得られなかった。
【０１０２】
なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明は、特許請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。
【０１０３】
例えば、冷延板の焼鈍及び酸洗の両方又は一方を省略して、Ｆｅ系母材金属板としてもよい。
【産業上の利用可能性】
【０１０４】
本発明のＦｅ系金属板は、ＨＶ車モーター用コア材等へ好適であり、珪素鋼板を用いる場合と比べて、磁気特性と鉄損を著しく改善できるため、ＨＶ車等の効率向上やエネルギー損失低減に貢献できる。
【符号の説明】
【０１０５】
１    Ｆｅ系金属板
５    α−γ変態系鋼板（Ｆｅ系母材金属板）
１０ａ、１０ｂ    異種金属元素濃化領域
１２ａ    α単相表面側領域
１２ｂ    α単相裏面側領域
２０    結晶粒
【図１】
0006044093.tif 000011
【図２】
0006044093.tif 000012