專利名稱：Fe系金屬板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于磁心等中的狗系金屬板及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，在電動(dòng)機(jī)、發(fā)電機(jī)、變壓器等的磁心中使用硅鋼板。對(duì)于在磁心中使用的硅鋼板，要求在交變磁場(chǎng)中的磁能損失(鐵損)少、及在實(shí)用性的磁場(chǎng)中的磁通密度高。為了實(shí)現(xiàn)這些，提高電阻且使ai^e的易磁化方向即<100>軸向使用的磁場(chǎng)的方向聚集是有效的。特別是如果使ai^e的{100}面在硅鋼板的表面(軋制面)內(nèi)高聚集化，則<100>軸在軋制面內(nèi)高聚集，因此，可得到更高的磁通密度。因此，提出了以使{100}面在硅鋼板的表面高聚集化作為目的的各種技術(shù)。但是，在以往的技術(shù)中，難以使{100}面在硅鋼板等！^系金屬板的表面穩(wěn)定并高
聚集化?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本特開平1-252727號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開平5-279740號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開2007-51338號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本特開2006-144116號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5 日本特表2010-513716號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題本發(fā)明的目的在于提供能獲得更高的磁通密度的狗系金屬板及其制造方法。用于解決課題的手段(1) 一種狗系金屬板的制造方法，其特征在于，具有下述工序在由α-γ相變系的狗或！^合金形成的母材金屬板的至少一個(gè)表面上形成含有鐵素體形成元素的金屬層的工序；接著，將所述母材金屬板及所述金屬層加熱到所述!^e或!^e合金的A3點(diǎn)為止，使所述鐵素體形成元素?cái)U(kuò)散到所述母材金屬板中，形成{200}面聚集度為25%以上、{222}面聚集度為40%以下的鐵素體相的合金區(qū)域的工序；接著，將所述母材金屬板加熱到所述狗或狗合金的A3點(diǎn)以上的溫度為止，邊將所述合金區(qū)域維持在鐵素體相，邊使所述{200}面聚集度增加，使所述{22 面聚集度降低的工序。(2)根據(jù)(1)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{22 面聚集度降低的工序之后，具有下述
工序
將所述母材金屬板冷卻到低于所述Fe或Fe合金的A3點(diǎn)的溫度為止，使所述母材金屬板中的未合金區(qū)域由奧氏體相相變成鐵素體相，并使所述{200}面聚集度進(jìn)一步增加，使所述{222}面聚集度進(jìn)一步降低。(3)根據(jù)(I)或(2)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200} 面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使所述{200}面聚集度為30%以上， 使所述{222}面聚集度為30%以下。(4)根據(jù)⑴或⑵所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200} 面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使所述{200}面聚集度為50%以上， 使所述{222}面聚集度為15%以下。(5)根據(jù)(I) (4)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使所述金屬層中所含的所述鐵素體形成元素全部擴(kuò)散到所述母材金屬板中。(6)根據(jù)⑴ (5)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，所述鐵素體形成元素為選自Al、Cr、Ga、Ge、Mo、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一種。(7)根據(jù)(I) (6)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使厚度方向的截面中的鐵素體單相區(qū)域相對(duì)于金屬板的面積率為1%以上。(8)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用導(dǎo)入有位錯(cuò)密度為lX1015m/m3以上且I X 1017m/m3以下的加工變形的金屬板。(9)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過壓下率為97%以上且99. 99%以下的冷軋而導(dǎo)入了加工變形的金屬板。(10)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過噴丸處理導(dǎo)入了加工變形的金屬板。(11)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過壓下率為50%以上且99. 99%以下的冷軋及噴丸處理而導(dǎo)入了加工變形的金屬板。(12)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過冷軋而導(dǎo)入了 O. 2以上的剪切變形的金屬板。(13)根據(jù)⑴ (7)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過冷軋導(dǎo)入了 O. I以上的剪切變形及通過噴丸處理導(dǎo)入了加工變形的金屬板。(14)根據(jù)⑴ (13)中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，所述母材金屬板的厚度為10 μ m以上且5mm以下。(15) 一種Fe系金屬板，其特征在于，含有鐵素體形成元素，相對(duì)于表面的鐵素體相的{200}面聚集度為30%以上，{222}面聚集度為30%以下。(16)根據(jù)(15)所述的Fe系金屬板，其特征在于，通過所述鐵素體形成元素從 α-Υ相變系的Fe或Fe合金板的表面向內(nèi)部擴(kuò)散而構(gòu)成。
(17)根據(jù)(15)或(16)所述的Fe系金屬板，其特征在于，在表面具有含有所述鐵素體形成元素的金屬層。(18)根據(jù)權(quán)利要求(15) (17)中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，所述{200}面聚集度為50%以上，{222}面聚集度為15%以下。(19)根據(jù)(15) (18)中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，所述鐵素體形成元素為選自Al、Cr、Ga、Ge、Mo、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一種。(20)根據(jù)(15) (19)中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，鐵素體單相區(qū)域以在金屬板的厚度截面中的面積率計(jì)含有1%以上。另外，鐵素體相的{200}面聚集度由式(I)表示，{222}面聚集度由式(2)表示。{200}面聚集度=[U (200)/I (200)} / Σ U (hkl)/I (hkl)} ] X 100... (I){222}面聚集度=[{i (222)/I (222)}/ Σ U (hkl)/I (hkl)}] X 100... (2)這里，i (hkl)為該Fe系金屬板或母材金屬板的表面中的{hkl}面的實(shí)測(cè)積分強(qiáng)度，I (hkl)為具有隨機(jī)方位的試樣中的{hkl}面的理論積分強(qiáng)度。作為{hkl}面，例如可使用{110}、{200}、{211}、{310}、{222}、{321}、{411}、{420}、{332}、{521}及{442}這 11 種面。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能得到鐵素體相的{200}面聚集度高、{222}面聚集度低的Fe系金屬板，能使磁通密度提高。


[圖1A]圖IA是表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。[圖1B]圖IB是接著圖IA表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。[圖1C]圖IC是接著圖IB表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。[圖1D]圖ID是接著圖IC表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。[圖1E]圖IE是接著圖ID表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。[圖2A]圖2A是表示第I實(shí)施方式涉及的Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。[圖2B]圖2B是接著圖2A表示Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。[圖2C]圖2C是接著圖2B表示Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。[圖2D]圖2D是接著圖2C表示Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。[圖3]圖3是表示第2實(shí)施方式涉及的Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。[圖4]圖4是表示第3實(shí)施方式涉及的Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。
具體實(shí)施例方式(本發(fā)明的基本原理)首先，對(duì)本發(fā)明的基本原理進(jìn)行說明。圖IA 圖IE是表示本發(fā)明的基本原理的剖面圖。在本發(fā)明中，例如，如圖IA所示，在由α-Υ相變系的Fe系金屬(Fe或Fe合金) 形成的母材金屬板I的至少一個(gè)表面上形成含有鐵素體形成元素的金屬層2。作為母材金屬板1，使用例如實(shí)施了在99. 8%左右的非常高的壓下率下的冷軋的純鐵板。此外，作為金屬層2，例如形成Al層。接著，將母材金屬板1及金屬層2加熱到母材金屬板1的材料(純鐵)的A3點(diǎn)為止。在該加熱中，如圖IB所示，金屬層2中的鐵素體形成元素即Al擴(kuò)散到母材金屬板1中，形成鐵素體相(α相)的合金區(qū)域lb。母材金屬板1的剩余部分在即將達(dá)到A3點(diǎn)之前為止為α相的未合金區(qū)域la。伴隨著該加熱，在合金區(qū)域Ib及未合金區(qū)域Ia內(nèi)發(fā)生再結(jié)晶。此外，由于通過冷軋產(chǎn)生了大的變形，因此，通過再結(jié)晶生成的晶粒的與母材金屬板1的表面(軋制面)平行的面容易向{100}取向。因此，在合金區(qū)域Ib及未合金區(qū)域Ia兩者中大量產(chǎn)生與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒。這里，本發(fā)明的要點(diǎn)是，在溫度達(dá)到A3點(diǎn)之前為止，向{100}取向的α相晶粒通過鐵素體形成元素即Al的擴(kuò)散而包含在合金區(qū)域Ib中，進(jìn)而成為α單相系的合金成分。然后，將母材金屬板1及金屬層2進(jìn)一步加熱到純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度為止。其結(jié)果是，如圖IC所示，由純鐵形成的未合金區(qū)域Ia進(jìn)行Y相變而成為奧氏體相(Y相)，另一方面，含有作為鐵素體形成元素的Al的合金區(qū)域Ib仍為α相。在低于A3點(diǎn)時(shí)形成的向{100}取向的α相晶體即使在A3點(diǎn)以上的溫度下也不發(fā)生γ相變，維持其晶體取向。進(jìn)而，在合金區(qū)域Ib內(nèi)，與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒3優(yōu)先成長。伴隨著{100}晶粒的成長，向其他方位取向的晶粒消失。例如，與軋制面平行的面向{111}取向的晶粒減少。因此，合金區(qū)域Ib中的α相的{200}面聚集度增加，{222}面聚集度降低。然后，若將母材金屬板1及金屬層2保持在純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度下，則金屬層2中的Al進(jìn)一步向母材金屬板1中擴(kuò)散，如圖ID所示，α相的合金區(qū)域Ib擴(kuò)大。也就是說，伴隨著作為鐵素體形成元素的Al的擴(kuò)散，作為γ相的未合金區(qū)域Ia的一部分變成為作為α相的合金區(qū)域lb。在發(fā)生該變化時(shí)，由于發(fā)生該變化的區(qū)域的與金屬層2側(cè)鄰接的區(qū)域即合金區(qū)域Ib已經(jīng)向{100}取向，因此，發(fā)生該變化的區(qū)域接著合金區(qū)域Ib的晶體取向而向{100}取向。其結(jié)果是，與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒3進(jìn)一步成長。并且，伴隨著晶粒3的成長，α相的{200}面聚集度進(jìn)一步增加，{222}面聚集度進(jìn)一步降低。接著，將母材金屬板1冷卻到低于純鐵的A3點(diǎn)的溫度為止。其結(jié)果是，如圖IE所示，由純鐵形成的未合金區(qū)域Ia發(fā)生α相變而成為α相。在發(fā)生該相變時(shí)，發(fā)生相變的區(qū)域的與金屬層2側(cè)鄰接的區(qū)域即合金區(qū)域Ib已經(jīng)向{100}取向，因此，發(fā)生該相變的區(qū)域接著合金區(qū)域Ib的晶體取向而向{100}取向。其結(jié)果是，與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒3進(jìn)一步成長。于是，伴隨著晶粒3的成長，α相的{200}面聚集度進(jìn)一步增加，{222}面聚集度進(jìn)一步降低。也就是說，在未合金區(qū)域Ia中也能得到高的α相的{200}面聚集度。另外，在金屬層2厚、在A3點(diǎn)以上的溫度下保持的時(shí)間長的情況下，Al充分?jǐn)U散，在冷卻時(shí)母材金屬板1的溫度成為低于A3點(diǎn)之前，有時(shí)未合金區(qū)域Ia消失。在該情況下，不發(fā)生未合金區(qū)域Ia的相變，但是，整體已經(jīng)成為合金區(qū)域lb，因此，可保持冷卻開始時(shí)的狀態(tài)。因此，在經(jīng)過這些處理而制造的!^e系金屬板0 或狗合金板)中，α相的{200}面聚集度非常高、{222}面聚集度非常低。因此，可得到高的磁通密度。這里，對(duì)本發(fā)明中的各條件進(jìn)行說明?！澳覆慕饘侔濉?br> 作為母材金屬板的材料，使用α - Y相變系的Fe系金屬(Fe或Fe合金)。Fe系金屬含有例如70質(zhì)量％以上的Fe。此外，α-γ相變系是例如在約600°C 1000°C的范圍內(nèi)具有A3點(diǎn)，在低于A3點(diǎn)的情況下α相成為主相，在為A3點(diǎn)以上的情況下Y相成為主相的成分系。這里，所謂的主相是指體積比率超過50%的相。通過使用α-Y相變系的Fe系金屬，伴隨著鐵素體形成元素的擴(kuò)散及合金化，能形成具有α單相系的組成的區(qū)域。作為 α - Y相變系的Fe系金屬，可舉出純鐵及低碳鋼等。可以使用例如C含量為I質(zhì)量ppm O. 2質(zhì)量％、剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)的純鐵。也可以使用以C含量為O. I質(zhì)量％ 以下、Si含量為O. I質(zhì)量％ 2.5質(zhì)量％作為基本成分的α-Υ相變系成分的硅鋼。此外， 也可以使用在它們中添加了各種元素的金屬。作為各種元素，可舉出Mn、Ni、Cr、Al、Mo、W、 V、Ti、Nb、B、Cu、Co、Zr、Y、Hf、La、Ce、N、0、P及S等。其中，Mn及Ni由于存在使磁通密度降低的擔(dān)憂，因此優(yōu)選不含有。作為母材金屬板，例如使用導(dǎo)入了變形的金屬板。這是為了在母材金屬板的再結(jié)晶時(shí)，使與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒大量產(chǎn)生，使α相的{200}面聚集度提高。 例如，優(yōu)選導(dǎo)入有位錯(cuò)密度為IX IO1Wm3以上且IX IO1Wm3以下的加工變形。使這樣的變形產(chǎn)生的方法沒有特別限定，例如，優(yōu)選以高的壓下率、特別是97%以上且99. 99%以下的壓下率實(shí)施冷軋。此外，通過冷軋使O. 2以上的剪切變形產(chǎn)生。剪切變形例如只要在冷軋時(shí)使上下的軋制輥以互相不同的速度旋轉(zhuǎn)就能產(chǎn)生。此時(shí)，上下的軋制輥的旋轉(zhuǎn)速度的差越大，剪切變形越大。剪切變形的大小可由軋制輥的直徑與旋轉(zhuǎn)速度的差算出。變形不需要在母材金屬板的厚度方向的整體生成，只要在合金化區(qū)域開始形成的部分、即母材金屬板的表層部存在變形即可。因此，可以通過噴丸處理導(dǎo)入加工變形，也可以將利用冷軋的加工變形的導(dǎo)入或剪切變形的導(dǎo)入、與利用噴丸處理的加工變形的導(dǎo)入進(jìn)行組合。在將冷軋與噴丸處理組合的情況下，冷軋的壓下率設(shè)為50%以上且99. 99%以下即可。在將剪切變形的導(dǎo)入與噴丸處理組合的情況下，剪切變形設(shè)為O. I以上即可。在通過噴丸處理導(dǎo)入了加工變形的情況下，能使晶粒的{100}面的方位在與Fe系金屬板的表面平行的面內(nèi)均等。作為母材金屬板，例如可以使用預(yù)先在表層部形成有向{100}取向的織構(gòu)的金屬板。在該情況下，也能使合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度增加、使{222}面聚集度降低。這樣的母材金屬板例如可以通過對(duì)包含大的變形的金屬板進(jìn)行再結(jié)晶退火而得到。詳細(xì)情況如后所述，但是只要使用在加熱到A3點(diǎn)為止時(shí)可形成α相的{200}面聚集度為25%以上、且α相的{222}面聚集度為40%以下的α相的合金區(qū)域的母材金屬板即可。母材金屬板的厚度例如優(yōu)選為10 μ m以上且5mm以下。如后所述,Fe系金屬板的厚度優(yōu)選大于10 μ m且為6mm以下。若考慮到形成金屬層,則在母材金屬板的厚度為10 μ m 以上且5mm以下的情況下,容易使Fe系金屬板的厚度大于10 μ m且為6mm以下?！拌F素體形成元素及金屬層”作為鐵素體形成元素，優(yōu)選使用Al、Cr、Ga、Ge、Mo、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W及Zn
等。若使用這些元素，則容易形成具有α單相系的組成的區(qū)域，能有效地使α相的{200} 面聚集度提聞。形成含有鐵素體形成元素的金屬層的方法沒有特別限定，例如可舉出熱浸鍍法及電鍍法等鍍覆法、物理氣相沉積(PVD:physiCal vapor deposition)法及化學(xué)氣相沉積(CVD chemical vapor exposition)法等干法、軋制包覆法、以及粉末的涂布等。其中，特別是在工業(yè)上實(shí)施的情況下，優(yōu)選鍍覆法及軋制包覆法。這是因?yàn)槿菀子行У匦纬山饘賹?。金屬層的厚度?yōu)選為0.05μπι以上且IOOOym以下。若金屬層的厚度低于0.05 μ m，則難以充分地形成合金區(qū)域，有時(shí)無法得到充分的α相的{200}面聚集度。此外，若金屬層的厚度超過1000 μ m，則有時(shí)在冷卻到低于A3點(diǎn)后金屬層較厚地殘存，有時(shí)無法得到高的磁特性?！笆菇饘賹雍辖鸹谋壤苯饘賹拥呐c母材金屬板合金化的部分的比例優(yōu)選設(shè)為厚度方向的10%以上。若該比例低于10%，則難以充分形成合金區(qū)域，有時(shí)無法得到充分的α相的{200}面聚集度。另外，該比例(合金化比例)在將與母材金屬板的表面垂直的截面中的加熱前的金屬層的面積設(shè)為S0、將加熱及冷卻后的金屬層的厚度設(shè)為S時(shí)，可以由式C3)表示。合金化比例=((SO-S)/SO)X 100... (3)“α單相區(qū)域的比例”通過鐵素體形成元素與!^e的合金化而具有α單相系的組成的區(qū)域在加熱及冷卻后主要成為鐵素體的單相(α單相區(qū)域)。另一方面，母材金屬板的未合金化的區(qū)域在加熱及冷卻后主要成為α-Υ相變系區(qū)域。因此，α單相區(qū)域幾乎與合金化區(qū)域相等。并且，α單相區(qū)域相對(duì)于母材金屬板的比例優(yōu)選將厚度方向截面中的面積率設(shè)為以上。若該比例低于1%，則合金區(qū)域無法充分地形成，有時(shí)無法得到充分的α相的{200}面聚集度。為了得到更高的α相的{200}面聚集度，優(yōu)選該比例為5%以上。進(jìn)而，由于在鐵素體形成元素合金化了的α單相區(qū)域中電阻增高，因此可得到使鐵損特性提高的效果。作為得到該效果的優(yōu)選的條件，相對(duì)于厚度方向的α單相區(qū)域的金屬板的比例為以上。若低于1%，則{200}面聚集度不夠高，難以得到優(yōu)異的鐵損特性。進(jìn)而，為了得到優(yōu)異的鐵損特性，厚度方向的α單相區(qū)域相對(duì)于金屬板的比例優(yōu)選為5%以上且80%以下。若為5%以上，則{200}面聚集度顯著增高，隨之，鐵損特性提高。在80%以下的情況下，α單相區(qū)域的電阻變得更高，通過{200}面聚集度提高的效果和協(xié)同效果，鐵損顯著降低。這里，若α單相區(qū)域的比例在將加熱及冷卻后的!^e系金屬板的垂直于表面的截面的面積設(shè)為Τ0、將加熱及冷卻后的α單相區(qū)域的面積設(shè)為Τ，則可由式(4)表示。這里，在例如鐵素體形成元素為Al的情況下，α單相區(qū)域?yàn)闈舛葹?. 9質(zhì)量％以上且10質(zhì)量％以下的區(qū)域。該范圍根據(jù)鐵素體形成元素的不同而不同，為在狗系合金狀態(tài)圖等中所示的范圍。α 單相區(qū)域的比例=(Τ/ΤΟ) Χ100- (4)"Fe系金屬板的面聚集度”相對(duì)于！^系金屬板的表面(軋制面)的α相的{200}面聚集度設(shè)為30%以上。若α相的{200}面聚集度低于30%，則無法得到充分高的磁通密度。為了得到更高的磁通密度，α相的{200}面聚集度優(yōu)選為50%以上。但是，若α相的{200}面聚集度超過99%，則磁通密度飽和。此外，使α相的{200}面聚集度高于99%在制造上是困難的。因此，α相的{200}面聚集度優(yōu)選為99%以下，更優(yōu)選為95%以下。
相對(duì)于Fe系金屬板的表面(軋制面)的α相的{222}面聚集度設(shè)為30%以下。 若α相的{222}面聚集度超過30%，則無法得到充分高的磁通密度。為了得到更高的磁通密度，α相的{222}面聚集度優(yōu)選為15%以下。但是，若α相的{222}面聚集度低于 O. 01%，則磁通密度飽和。此外，使α相的{222}面聚集度低于O. 01 %在制造上是困難的。 因此，α相的{222}面聚集度優(yōu)選為O. 01%以上。這些面聚集度的測(cè)定可通過利用MoKa射線的X射線衍射來進(jìn)行。詳細(xì)來說，對(duì)于各試樣，測(cè)定相對(duì)于試樣表面平行的α相晶體的11種方位面({110}、{200}、{211}、{310}、 {222}、{321}、{411}、{420}、{332}、{521}及{442})的積分強(qiáng)度，將該測(cè)定值分別除以隨機(jī)方位的試樣的理論積分強(qiáng)度后，以百分率求出{200}或{222}強(qiáng)度的比率。此時(shí)，例如，α相的{200}面聚集度由式(I)表示，{222}面聚集度由式⑵表示。{200}面聚集度=[{i (200)/I (200)}/ Σ {i (hkl)/I (hkl)}] X 100... (I){222}面聚集度=[U (222)/I (222)} / Σ U (hkl)/I (hkl)} ] X 100... (2)這里，i (hkl)為該Fe系金屬板或母材金屬板的表面的{hkl}面的實(shí)測(cè)積分強(qiáng)度， I (hkl)為具有隨機(jī)方位的試樣的{hkl}面的理論積分強(qiáng)度。另外，代替具有隨機(jī)方位的試樣的理論積分強(qiáng)度，也可以使用利用試樣得到的實(shí)測(cè)的結(jié)果(實(shí)測(cè)值)。另外，以伴隨著電阻的增加的鐵損的降低為目的，即使使鋼板中含有Al及Si，因磁致伸縮的影響，僅靠其難以使鐵損充分降低。α相的面聚集度在上述范圍內(nèi)的情況下能得到非常良好的鐵損。認(rèn)為這是因?yàn)榫Яｉg的磁致伸縮的差極小。此外，該效果特別是在向與Fe系金屬板的表面垂直的方向延伸的柱狀晶多的情況下變得顯著?！癋e系金屬板的厚度”Fe系金屬板的厚度優(yōu)選大于10 μ m且為6mm以下。若厚度為10 μ m以下,貝U在層疊制作磁心時(shí)需要使用非常多的Fe系金屬板，伴隨著層疊的空隙的產(chǎn)生頻率增高。其結(jié)果是，難以得到高磁通密度。此外，若厚度超過6mm，則難以廣泛地形成合金化區(qū)域，難以使α 相的{200}面聚集度充分地提高?！凹訜峒袄鋮s后的金屬層的狀態(tài)”伴隨著加熱及冷卻，可以是金屬層整體擴(kuò)散到母材金屬板中，也可以是金屬層的一部分殘留在母材金屬板的表面和/或背面。此外，在加熱及冷卻后殘留金屬層的一部分的情況下，也可以通過蝕刻等將殘留的部分除去。在母材金屬板的表面和/或背面殘留的金屬層通過其組成能提高Fe系金屬板的表層部的化學(xué)穩(wěn)定性，使耐腐蝕性提高。以提高耐腐蝕性為目的而使金屬層殘留的情況下，優(yōu)選其厚度設(shè)為O. 01 μ m以上且500 μ m以下。若厚度低于0.01 μ m，則在金屬層中產(chǎn)生裂紋等缺陷，鐵損易變得不穩(wěn)定。若厚度超過 500 μ m，則易發(fā)生金屬層的剝離等缺陷，耐腐蝕性易變得不穩(wěn)定?！唉料嗟拿婢奂鹊倪w移”在母材金屬板及金屬層的加熱時(shí)，在達(dá)到A3點(diǎn)時(shí)合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度設(shè)為25%以上，{222}面聚集度設(shè)為40%以下。在α相的{200}面聚集度低于25% 的情況下及{222}面聚集度超過40%的情況下，難以使Fe系金屬板的α相的{222}面聚集度為30%以下、難以使{222}面聚集度低于30%。此外，在達(dá)到A3點(diǎn)時(shí)合金區(qū)域中的α 相的{200}面聚集度優(yōu)選成為50%以下，{222}面聚集度優(yōu)選成為1%以上。即使α相的 {200}面聚集度超過50%，{222}面聚集度低于1%，F(xiàn)e系金屬板的磁通密度也容易飽和。此外，在制造上，難以使α相的{200}面聚集度高于50%或使{222}面聚集度低于1%。此外，在母材金屬板及金屬層的加熱及冷卻時(shí)，在開始冷卻時(shí)合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度優(yōu)選成為30%以上，α相的{222}面聚集度優(yōu)選成為30%以下。在α相的{200}面聚集度低于30%的情況下及{222}面聚集度超過30%的情況下，容易變得難以使狗系金屬板的α相的{222}面聚集度為30%以下、難以使{222}面聚集度低于30%。此外，在開始冷卻時(shí)合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度優(yōu)選成為99%以下，{222}面聚集度優(yōu)選成為0.01%以上。即使α相的{200}面聚集度超過99%，{222}面聚集度低于0.01%, ！^系金屬板的磁通密度也易飽和。此外，在制造上，難以使α相的{200}面聚集度高于99%或使{222}面聚集度低于0.01%。進(jìn)而，在開始冷卻時(shí)合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度更優(yōu)選成為50%以上，α相的{222}面聚集度更優(yōu)選成為15%以下。此外，在開始冷卻時(shí)，合金區(qū)域中的α相的{200}面聚集度更優(yōu)選成為95%以下。在開始冷卻時(shí)存在未合金區(qū)域的情況下，如上所述，未合金區(qū)域在A3點(diǎn)由Y相相變成α相。在該相變后的未合金區(qū)域中，也優(yōu)選α相的{200}面聚集度為30%以上且99%以下。在α相的{200}面聚集度低于30%的情況下，容易變得難以使!^e系金屬板的α相的{222}面聚集度成為30%以下。α相的{200}面聚集度即使超過99% Je系金屬板的磁通密度也易飽和。此外，在制造上，難以使α相的{200}面聚集度高于99%?！吧郎厮俣燃袄鋮s速度”到A3點(diǎn)的溫度為止的加熱及到A3點(diǎn)以上的溫度為止的加熱可連續(xù)進(jìn)行，它們的升溫速度優(yōu)選為0. 1°C/sec以上且500°C/sec以下。在該范圍的升溫速度中，在再結(jié)晶時(shí)，容易產(chǎn)生與母材金屬板的表面平行的面向{100}取向的晶粒。升溫后的保持溫度優(yōu)選為A3點(diǎn)以上且1300°C以下。即使保持在超過1300°C的溫度，效果也飽和。此外，保持時(shí)間沒有特別限定，也可以在達(dá)到規(guī)定的溫度后立即開始冷卻。此外，如果保持36000sec(10小時(shí))，則能使金屬層中的鐵素體形成元素充分?jǐn)U散。向低于A3點(diǎn)的溫度冷卻時(shí)的冷卻速度優(yōu)選為0. I0C/sec以上且500°C/seC以下。若在該溫度范圍中冷卻，則α相的{200}面聚集度容易提高。升溫時(shí)的氣氛及冷卻時(shí)的氣氛沒有特別限定，但是，為了抑制母材金屬板及金屬層的氧化，優(yōu)選設(shè)為非氧化氣氛。例如，優(yōu)選設(shè)為Ar氣體或N2氣體等不活潑性氣體與H2氣體等還原性氣體的混合氣體氣氛。此外，也可以在真空下進(jìn)行升溫和/或冷卻。(第1實(shí)施方式)接著，對(duì)第1實(shí)施方式進(jìn)行說明。圖2Α 圖2D是按工序的順序表示本發(fā)明的第1實(shí)施方式的狗系金屬板的制造方法的剖面圖。在第1實(shí)施方式中，首先，如圖2Α所示，在存在變形且由純鐵形成的母材金屬板11的表面及背面形成含有Al的金屬層12。接著，將母材金屬板11及金屬層12加熱到純鐵的A3點(diǎn)(911°C )為止，使金屬層12中的鐵素體形成元素?cái)U(kuò)散到母材金屬板11中，形成α相的合金區(qū)域。母材金屬板11的剩余部分在即將達(dá)到A3點(diǎn)之前為α相的未合金區(qū)域。伴隨著該加熱，在母材金屬板11內(nèi)發(fā)生再結(jié)晶。此外，由于母材金屬板11中存在變形，因此，通過再結(jié)晶生成的晶粒的與母材金屬板11的表面(軋制面)平行的面容易向{100}取向。因此，在母材金屬板11中大量產(chǎn)生與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒。然后，進(jìn)一步將母材金屬板11及金屬層12加熱到純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度為止。 其結(jié)果是，如圖2B所示，由α-γ相變系的純鐵形成的未合金區(qū)域Ila發(fā)生Y相變而成為Y相，另一方面，含有作為鐵素體形成元素的Al的合金區(qū)域Ilb仍為α相。此外,金屬層12中的Al進(jìn)一步向母材金屬板11中擴(kuò)散，α相的合金區(qū)域Ilb擴(kuò)大。進(jìn)而，在合金區(qū)域Ilb內(nèi)，與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒13優(yōu)先成長，合金區(qū)域Ilb中的α相的 {200}面聚集度增加，{222}面聚集度降低。然后，若將母材金屬板11及金屬層12保持在純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度，則金屬層 12中的Al進(jìn)一步向母材金屬板11中擴(kuò)散，如圖2C所示，α相的合金區(qū)域Ilb擴(kuò)大。SP， 伴隨著Al的擴(kuò)散，Y相的未合金區(qū)域Ila的一部分變成α相的合金區(qū)域lib。在該變化時(shí)，發(fā)生該變化的區(qū)域的與金屬層12側(cè)鄰接的區(qū)域即合金區(qū)域Ilb已經(jīng)向{100}取向，因此，發(fā)生該變化的區(qū)域接著合金區(qū)域Ilb的晶體取向而向{100}取向。其結(jié)果是，與軋制面平行的面向{100}取向的晶粒13進(jìn)一步成長。并且，隨著晶粒13的成長，向其他方位取向的晶粒消失。例如，與軋制面平行的面向{111}取向的晶粒減少。其結(jié)果是，α相的{200} 面聚集度進(jìn)一步增加，{222}面聚集度進(jìn)一步降低。接著，將母材金屬板11冷卻到低于純鐵的A3點(diǎn)的溫度為止。其結(jié)果是，如圖2D 所示，未合金區(qū)域Ila發(fā)生α相變而成為α相。在進(jìn)行該相變時(shí)，發(fā)生相變的區(qū)域的與金屬層12側(cè)鄰接的區(qū)域即合金區(qū)域Ilb已經(jīng)向{100}取向，因此，發(fā)生該相變的區(qū)域接著合金區(qū)域Ilb的晶體取向而向{100}取向。其結(jié)果是，晶粒13進(jìn)一步成長。然后，隨著晶粒 13的成長，向其他方位取向的晶粒進(jìn)一步消失。其結(jié)果是，α相的{200}面聚集度進(jìn)一步增加，{222}面聚集度進(jìn)一步降低。即，在未合金區(qū)域Ila中也可得到高的α相的{200}面聚集度。然后，在金屬層12的表面形成絕緣被膜。如此能制造Fe系金屬板。另外，也可以在形成絕緣被膜前除去金屬層12。(第2實(shí)施方式)接著，對(duì)第2實(shí)施方式進(jìn)行說明。圖3是表示本發(fā)明的第2實(shí)施方式的Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。在第2實(shí)施方式中，首先，與第I實(shí)施方式同樣，進(jìn)行將母材金屬板11及金屬層12 加熱到純鐵的A3點(diǎn)的溫度為止的處理(圖2Α 圖2Β)。然后，將母材金屬板11及金屬層 12保持在純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度。此時(shí)，進(jìn)行比第I實(shí)施方式更長時(shí)間的保持，或者提高保持溫度，如圖3所示，使金屬層12中的Al全部擴(kuò)散到母材金屬板11中。此外，使晶粒13 顯著地成長，使向除{100}以外的方位取向的晶?；鞠В鼓覆慕饘侔?1整體成為α 相。然后，與第I實(shí)施方式同樣，進(jìn)行母材金屬板11的冷卻及絕緣被膜的形成。如此可制造Fe系金屬板。(第3實(shí)施方式)接著，對(duì)第3實(shí)施方式進(jìn)行說明。圖4是表示本發(fā)明的第3實(shí)施方式的Fe系金屬板的制造方法的剖面圖。在第3實(shí)施方式中，首先，與第I實(shí)施方式同樣，進(jìn)行將母材金屬板11及金屬層12加熱到純鐵的A3點(diǎn)的溫度為止的處理(圖2A 圖2B)。但是，比第1實(shí)施方式厚地形成金屬層12。然后，將母材金屬板11及金屬層12保持在純鐵的A3點(diǎn)以上的溫度。此時(shí)，進(jìn)行比第1實(shí)施方式更長時(shí)間的保持，或提高保持溫度，如圖4所示，使Al擴(kuò)散到母材金屬板11的整體中。即，使母材金屬板11整體成為合金區(qū)域lib。然后，與第1實(shí)施方式同樣，進(jìn)行母材金屬板11的冷卻及絕緣被膜的形成。如此能制造!^e系金屬板。實(shí)施例(第1實(shí)驗(yàn))在第1實(shí)驗(yàn)中，對(duì)27種制造條件(條件No. 1-1 條件No. 1-27)與{200}面聚集度及{22 面聚集度的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。在第1實(shí)驗(yàn)中使用的母材金屬板含有C :0. 0001質(zhì)量％、Si :0. 0001質(zhì)量％、Al 0. 0002質(zhì)量％、及不可避免的雜質(zhì)，剩余部分為狗。通過真空熔解將鋼錠熔煉后進(jìn)行熱軋及冷軋來制作母材金屬板。在熱軋中，將加熱到1000°c的厚度為230mm的鋼錠進(jìn)行薄壁化直到50mm的厚度為止，得到熱軋板。然后，從熱軋板通過機(jī)械加工切出各種厚度的板材，對(duì)板材按照表1所示的壓下率進(jìn)行冷軋。將得到的母材金屬板(冷軋板)的厚度示于表1。接著，使用透射型電子顯微鏡測(cè)定各母材金屬板的位錯(cuò)密度。在該測(cè)定中，制作能觀察與母材金屬板的表面垂直的截面的組織的薄膜試樣，觀察從母材金屬板的表面到厚度方向的中心之間的區(qū)域。然后，對(duì)該區(qū)域內(nèi)的數(shù)個(gè)位置拍攝組織照片，從位錯(cuò)線的數(shù)目求出位錯(cuò)密度。將得到的位錯(cuò)密度的平均值示于表1。在觀察母材金屬板的常溫下的組織后，主相為α相。此外，通過上述方法測(cè)定α相的{200}面聚集度及{22 面聚集度后，在軋制的狀態(tài)下，各母材金屬板的α相的{200}面聚集度在20% 的范圍內(nèi)，{222}面聚集度在18% 的范圍內(nèi)。然后，除了條件No. 1-1之外，在各母材金屬板的表面及背面通過離子鍍(IP)法或熱浸鍍法形成Al層作為金屬層。金屬層的厚度(兩面合計(jì))示于表1。厚度(兩面合計(jì))為0. 01 μ m 0. 4 μ m的金屬層通過IP法形成，厚度(兩面合計(jì))為13 μ m 150 μ m的金屬層通過熱浸鍍法形成。兩面合計(jì)的厚度是將在各單面測(cè)定的厚度合計(jì)而得到的值。接著，對(duì)形成了金屬層的母材金屬板在各種條件下實(shí)施熱處理。熱處理中使用鍍金聚焦?fàn)t，通過程序控制來控制各種升溫速度、保持時(shí)間。在抽真空到10-3 水平為止的氣氛內(nèi)進(jìn)行升溫及保持。以rc /sec以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻時(shí)，在真空中通過爐功率控制來進(jìn)行溫度控制。以10°C /sec以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻時(shí)，導(dǎo)入Ar氣體通過調(diào)整流量來控制冷卻速度。如此制造了 27種!^e系金屬板。此外，在熱處理時(shí)，對(duì)每個(gè)條件準(zhǔn)備3個(gè)試樣，在熱處理的3個(gè)階段中，測(cè)定α相的{200}面聚集度及{22 面聚集度。對(duì)于1個(gè)試樣(第1試樣)，除了條件No. 1-2之外，從室溫至A3點(diǎn)(911°C )以表1所示的升溫速度進(jìn)行加熱，以100°c /sec的冷卻速度立即冷卻到室溫為止。在條件No. 1-2中，加熱到900°C為止，以100°C/SeC的冷卻速度立刻冷卻到室溫為止。然后，測(cè)定α相的{200}面聚集度及{22 面聚集度。將這些結(jié)果示于表1。對(duì)于另1個(gè)試樣(第2試樣)，除了 No. 1-2之外，從室溫至1000°C以與第1試樣相同的升溫速度進(jìn)行加熱，在1000°c下僅保持表1所示的時(shí)間，以100°C /sec的冷卻速度冷卻到室溫為止。在條件No. 1-2中，加熱到900°C為止，在900°C下保持表I所示的時(shí)間， 以100°C /sec的冷卻速度冷卻到室溫為止。然后，測(cè)定α相的{200}面聚集度及{222}面聚集度。將這些結(jié)果示于表I。對(duì)于剩余的另I個(gè)試樣(第3試樣)，與第2試樣同樣，進(jìn)行加熱及900°C或1000°C 的保持，然后，以表I所示的冷卻速度冷卻到室溫。然后，測(cè)定α相的{200}面聚集度及 {222}面聚集度。將這些結(jié)果示于表I。在第3試樣的α相的{200}面聚集度及{222}面聚集度的測(cè)定中，在Fe系合金板的整體合金化的情況下，以厚度方向的中心區(qū)域作為評(píng)價(jià)對(duì)象，在Fe系合金板中存在未合金區(qū)域的情況下，將該未合金區(qū)域作為評(píng)價(jià)對(duì)象。將這些評(píng)價(jià)對(duì)象離Fe系合金板的表面的距離示于表I ( “距離”的欄)。在制作試驗(yàn)片時(shí)，以使評(píng)價(jià)對(duì)象顯現(xiàn)的方式將其上方的部位除去。
權(quán)利要求
1.一種狗系金屬板的制造方法，其特征在于，具有下述工序在由α-Υ相變系的！^或狗合金形成的母材金屬板的至少一個(gè)表面上形成含有鐵素體形成元素的金屬層的工序；接著，將所述母材金屬板及所述金屬層加熱到所述狗或狗合金的A3點(diǎn)為止，使所述鐵素體形成元素?cái)U(kuò)散到所述母材金屬板中，形成{200}面聚集度為25%以上、{222}面聚集度為40%以下的鐵素體相的合金區(qū)域的工序；接著，將所述母材金屬板加熱到所述狗或狗合金的A3點(diǎn)以上的溫度為止，邊將所述合金區(qū)域維持在鐵素體相，邊使所述{200}面聚集度增加，使所述{22 面聚集度降低的工序。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序之后，具有下述工序?qū)⑺瞿覆慕饘侔謇鋮s到低于所述狗或狗合金的A3點(diǎn)的溫度為止，使所述母材金屬板中的未合金區(qū)域由奧氏體相相變成鐵素體相，并使所述{200}面聚集度進(jìn)一步增加，使所述{22 面聚集度進(jìn)一步降低。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使所述{200}面聚集度為30%以上，使所述{222}面聚集度為30%以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{222}面聚集度降低的工序中，使所述{200}面聚集度為50%以上，使所述{222}面聚集度為15%以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求1至4中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{22 面聚集度降低的工序中，使所述金屬層中所含的所述鐵素體形成元素全部擴(kuò)散到所述母材金屬板中。
6.根據(jù)權(quán)利要求1至5中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，所述鐵素體形成元素為選自Al、Cr、Ga、Ge、Mo、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一種。
7.根據(jù)權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述的!^e系金屬板的制造方法，其特征在于，在使所述{200}面聚集度增加、使所述{22 面聚集度降低的工序中，使厚度方向的截面中的鐵素體單相區(qū)域相對(duì)于金屬板的面積率為以上。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用導(dǎo)入有位錯(cuò)密度為lX1015m/m3以上且1 X 1017m/m3以下的加工變形的金屬板。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過壓下率為97%以上且99. 99%以下的冷軋而導(dǎo)入了加工變形的金屬板。
10.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過噴丸處理導(dǎo)入了加工變形的金屬板。
11.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的狗系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過壓下率為50%以上且99. 99%以下的冷軋及噴丸處理而導(dǎo)入了加工變形的金屬板。
12.根據(jù)權(quán)利要求I至7中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過冷軋而導(dǎo)入了 O. 2以上的剪切變形的金屬板。
13.根據(jù)權(quán)利要求I至7中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，作為所述母材金屬板，使用通過冷軋導(dǎo)入了 O. I以上的剪切變形及通過噴丸處理導(dǎo)入了加工變形的金屬板。
14.根據(jù)權(quán)利要求I至13中任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板的制造方法，其特征在于，所述母材金屬板的厚度為10 μ m以上且5mm以下。
15.—種Fe系金屬板,其特征在于，含有鐵素體形成元素，相對(duì)于表面的鐵素體相的{200}面聚集度為30%以上，{222}面聚集度為30%以下。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的Fe系金屬板，其特征在于，該Fe系金屬板通過所述鐵素體形成元素從α-Υ相變系的Fe或Fe合金板的表面向內(nèi)部擴(kuò)散而構(gòu)成。
17.根據(jù)權(quán)利要求15或16所述的Fe系金屬板，其特征在于，在表面具有含有所述鐵素體形成元素的金屬層。
18.根據(jù)權(quán)利要求15至17中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，所述{200}面聚集度為50%以上，{222}面聚集度為15%以下。
19.根據(jù)權(quán)利要求15至18中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，所述鐵素體形成元素為選自Al、Cr、Ga、Ge、Mo、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一種。
20.根據(jù)權(quán)利要求15至19中的任一項(xiàng)所述的Fe系金屬板，其特征在于，鐵素體單相區(qū)域以在金屬板的厚度截面中的面積率計(jì)含有1%以上。
全文摘要
在由α-γ相變系的Fe或Fe合金形成的母材金屬板(1)的至少一個(gè)表面上形成含有鐵素體形成元素的金屬層(2)。接著，將母材金屬板(1)及金屬層(2)加熱到Fe或Fe合金的A3點(diǎn)為止，使鐵素體形成元素?cái)U(kuò)散到母材金屬板(1)中，形成{200}面聚集度為25％以上、{222}面聚集度為40％以下的鐵素體相的合金區(qū)域(1b)。接著，將母材金屬板(1)加熱到超過Fe或Fe合金的A3點(diǎn)的溫度為止，邊將合金區(qū)域(11b)維持在鐵素體相，邊使{200}面聚集度增加，使{222}面聚集度降低。
文檔編號(hào)C21D8/12GK102597288SQ20108004862
公開日2012年7月18日 申請(qǐng)日期2010年10月27日 優(yōu)先權(quán)日2009年10月28日
發(fā)明者坂本廣明, 富田美穗, 水原洋治, 稻熊徹 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社