α-γ変態系の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以下であることを特徴とするFe系金属板。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。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。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。内部にα-γ変態系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。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変態系の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。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。前記{200}面集積度及び前記{222}面集積度は、{110}、{200}、{211}、{310}、{222}、{321}、{411}、{420}、{332}、{521}、及び{442}の11種の面での集積度であることを特徴とする請求項1乃至7のいずれか1項に記載のFe系金属板。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。1α-γ変態系の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以下であることを特徴とするFe系金属板。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。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。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。5内部にα-γ変態系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。6Si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変態系の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。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。8前記{200}面集積度及び前記{222}面集積度は、{110}、{200}、{211}、{310}、{222}、{321}、{411}、{420}、{332}、{521}、及び{442}の11種の面での集積度であることを特徴とする1~7のいずれかに記載のFe系金属板。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。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。本発明では、例えば、図1Aに示すように、α-γ変態系の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。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。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。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。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。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。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。ここで、本発明における諸条件について説明する。母材金属板母材金属板の材料には、α-γ変態系の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°C~1000°C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~2.5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。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。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。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。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。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。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。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:physicalvapordeposition法及び化学気相堆積CVD:chemicalvapordeposition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。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。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/S0×1003α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。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。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。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/T0×1004Fe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。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。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。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=[{i200/I200}/Σ{ihkl/Ihkl}]×1001{222}面集積度=[{i222/I222}/Σ{ihkl/Ihkl}]×1002ここで、ihkl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、Ihkl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。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。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。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。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。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。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。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。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°C/sec以上500°C/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。昇温後の保持温度は、A3点以上1300°C以下であることが好ましい。1300°C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、36000sec10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。A3点未満の温度への冷却時の冷却速度は0.1°C/sec以上500°C/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。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。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。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。次いで、母材金属板11及び金属層12を純鉄のA3点911°C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。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。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。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。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。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。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。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。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。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。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。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。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°C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。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。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。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。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、103Paレベルまで真空引きした雰囲気内で行った。1°C/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°C/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。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。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°Cまで表1に示す昇温速度で加熱し、100°C/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°Cまで加熱し、100°C/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。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°C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°Cに保持し、100°C/secの冷却速度で室温まで冷却した。条件No.1-2では、900°Cまで加熱し、表1に示す時間だけ900°Cに保持し、100°C/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。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°C又は1000°C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。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、EPMAElectronProbeMicroAnalysis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。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、SSTSingleSheetTester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、VSMVibratingSampleMagnetometer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。表1に示すように、本発明例条件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、本発明例では、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、本発明例によれば、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、本発明例のFe系金属板の比率B50/Bsは0.87以上であった。つまり、本発明例によれば、優れた磁気特性が得られた。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°C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。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。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°C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。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。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。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。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。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。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。表4及び表5に示すように、本発明例条件No.2-3~No.2-12、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、本発明例によれば、優れた磁気特性が得られた。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。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。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°C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。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。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。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。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。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。表9に示すように、本発明例条件No.3-3~No.3-12、No.3-15~No.3-18、No.3-21~No.3-24、No.3-27~No.3-30、No.3-33~No.3-36、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、本発明例によれば、優れた磁気特性が得られた。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。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。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°C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°Cであった。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。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。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。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。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。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。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表13に示す。表12に示すように、本発明例条件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、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13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。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。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。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°C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。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。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。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。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。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。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表15に示す。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。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。第6の実験第6の実験では、42種類の製造条件条件No.6-1~条件No.6-42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。第6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P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6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1010°C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.6-1~条件No.6-42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。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16に示す。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。その後、条件No.6-1、No.6-8、No.6-15、No.6-22、No.6-29、及びNo.6-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてSn層を電気めっき法により形成した。Sn層の厚さ両面合計を表16に示す。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16に示す。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、Sn含有量が3.0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17に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表17に示す。表16に示すように、本発明例条件No.6-2~No.6-7、No.6-9~No.6-14、No.6-16~No.6-21、No.6-23~No.6-28、No.6-30~No.6-35、及びNo.6-37~No.6-42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17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17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。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。第7の実験第7の実験では、42種類の製造条件条件No.7-1~条件No.7-42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。第7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Q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7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1020°C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.7-1~条件No.7-42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。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18に示す。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。その後、条件No.7-1、No.7-8、No.7-15、No.7-22、No.7-29、及びNo.7-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてMo層をスパッタ法により形成した。Mo層の厚さ両面合計を表18に示す。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18に示す。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、Mo含有量が3.8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19に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表19に示す。表18に示すように、本発明例条件No.7-2~No.7-7、No.7-9~No.7-14、No.7-16~No.7-21、No.7-23~No.7-28、No.7-30~No.7-35、及びNo.7-37~No.7-42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19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19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。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。第8の実験第8の実験では、42種類の製造条件条件No.8-1~条件No.8-42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。第8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R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8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1010°C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.8-1~条件No.8-42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。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20に示す。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。その後、条件No.8-1、No.8-8、No.8-15、No.8-22、No.8-29、及びNo.8-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてV層をスパッタ法により形成した。V層の厚さ両面合計を表20に示す。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20に示す。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、V含有量が1.8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21に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表21に示す。表20に示すように、本発明例条件No.8-2~No.8-7、No.8-9~No.8-14、No.8-16~No.8-21、No.8-23~No.8-28、No.8-30~No.8-35、及びNo.8-37~No.8-42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21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21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。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。第9の実験第9の実験では、42種類の製造条件条件No.9-1~条件No.9-42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。第9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S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9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1080°C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.9-1~条件No.9-42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。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22に示す。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。その後、条件No.9-1、No.9-8、No.9-15、No.9-22、No.9-29、及びNo.9-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてCr層を電気めっき法により形成した。Cr層の厚さ両面合計を表22に示す。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22に示す。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、Cr含有量が13.0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23に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表23に示す。表22に示すように、本発明例条件No.9-2~No.9-7、No.9-9~No.9-14、No.9-16~No.9-21、No.9-23~No.9-28、No.9-30~No.9-35、及びNo.9-37~No.9-42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23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23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。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。第10の実験第10の実験では、42種類の製造条件条件No.10-1~条件No.10-42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。第10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T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10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1020°C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.10-1~条件No.10-42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。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24に示す。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。その後、条件No.10-1、No.10-8、No.10-15、No.10-22、No.10-29、及びNo.10-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてTi層をスパッタ法により形成した。Ti層の厚さ両面合計を表24に示す。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24に示す。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、Ti含有量が1.2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25に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表25に示す。表24に示すように、本発明例条件No.10-2~No.10-7、No.10-9~No.10-14、No.10-16~No.10-21、No.10-23~No.10-28、No.10-30~No.10-35、及びNo.10-37~No.10-42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25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25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。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。第11の実験第11の実験では、42種類の製造条件条件No.11-1~条件No.11-42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。第11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U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11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1000°C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.11-1~条件No.11-42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。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26に示す。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。その後、条件No.11-1、No.11-8、No.11-15、No.11-22、No.11-29、及びNo.11-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてGa層を蒸着法により形成した。Ga層の厚さ両面合計を表26に示す。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26に示す。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、Ga含有量が4.1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27に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表27に示す。表26に示すように、本発明例条件No.11-2~No.11-7、No.11-9~No.11-14、No.11-16~No.11-21、No.11-23~No.11-28、No.11-30~No.11-35、及びNo.11-37~No.11-42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27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27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。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。第12の実験第12の実験では、42種類の製造条件条件No.12-1~条件No.12-42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。第12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V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12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1000°C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.12-1~条件No.12-42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。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28に示す。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。その後、条件No.12-1、No.12-8、No.12-15、No.12-22、No.12-29、及びNo.12-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてGe層をスパッタ法により形成した。Ge層の厚さ両面合計を表28に示す。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28に示す。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、Ge含有量が6.4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29に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表29に示す。表28に示すように、本発明例条件No.12-2~No.12-7、No.12-9~No.12-14、No.12-16~No.12-21、No.12-23~No.12-28、No.12-30~No.12-35、及びNo.12-37~No.12-42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29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29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。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。第13の実験第13の実験では、42種類の製造条件条件No.13-1~条件No.13-42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。第13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W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13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1010°C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.13-1~条件No.13-42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。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30に示す。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。その後、条件No.13-1、No.13-8、No.13-15、No.13-22、No.13-29、及びNo.13-36を除き、各母材金属板の表面及び裏面に金属層としてW層をスパッタ法により形成した。W層の厚さ両面合計を表30に示す。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30に示す。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、W含有量が6.6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31に示す。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W10/1kW10/1000を測定した。これらの結果を表31に示す。表30に示すように、本発明例条件No.13-2~No.13-7、No.13-9~No.13-14、No.13-16~No.13-21、No.13-23~No.13-28、No.13-30~No.13-35、及びNo.13-37~No.13-42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31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31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。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。