Металлический лист на основе железа и способ его изготовления

Металлический лист на основе железа и способ его изготовления

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники, к которой относится изобретение

Настоящее изобретение относится к металлическому листу на основе железа, имеющему высокую степень накопления плоскостей {200}, соответствующим образом используемому для магнитных сердечников и аналогичных деталей электромоторов, электрогенераторов и трансформаторов и способному обеспечивать уменьшение размеров этих магнитных сердечников и сокращение потерь электроэнергии, а также к способу его изготовления. Настоящая заявка составлена на основании и испрашивает приоритет предшествующей японской патентной заявки № 2011-100014, поданной 27 апреля 2011 г., предшествующей японской патентной заявки № 2011-101893, поданной 28 апреля 2011 г., и предшествующей японской патентной заявки № 2012-070166, поданной 26 марта 2012 г., полное содержание которых включается в настоящий документ посредством ссылки.

Уровень техники

Электротехнические стальные листы, легированные кремнием и/или подобными элементами, традиционно используются для магнитных сердечников электромоторов, электрогенераторов, трансформаторов и подобных устройств. В числе электротехнических стальных листов нетекстурованные электротехнические стальные листы, имеющие относительно случайную ориентацию кристаллов, можно изготавливать при низкой себестоимости, чтобы, таким образом, использовать их для электромоторов, трансформаторов и подобных бытовых электроприборов и аналогичных устройств многоцелевого назначения.

Ориентация кристаллов данного нетекстурованного электротехнического стального листа является случайной (рандомизированной), делая, таким образом, невозможным получение высокой плотности магнитного потока. С другой стороны, текстурованные электротехнические стальные листы, имеющие упорядоченную ориентацию кристаллов, способны обеспечивать высокую плотность магнитного потока, и, таким образом, их можно использовать в передовых технологиях для изготовления приводных электродвигателей и подобных устройств гибридных автомобилей и аналогичных транспортных средств. Однако в способе изготовления текстурованного электротехнического стального листа, который используется в промышленном масштабе в настоящее время, требуется продолжительная термическая обработка, что, таким образом, повышает себестоимость.

Как указано выше, в случае нетекстурованного электротехнического стального листа не может быть получена достаточно высокая плотность магнитного потока, а в случае текстурованного электротехнического стального листа направления, в которых может быть получена высокая плотность магнитного потока, ограничиваются одним направлением или двумя направлениями. С другой стороны, в случае гибридных автомобилей и аналогичных транспортных средств требуется достижение высокого вращающего момента и уменьшение размеров, и поэтому возникает спрос на изготовление металлического листа, способного в полной мере обеспечивать высокую плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости, когда металлический лист используют в качестве материала сердечников приводных электродвигателей и подобных устройств. Таким образом, в качестве альтернативы промышленному способу изготовления текстурованного электротехнического стального листа предложен способ увеличения степени накопления определенных ориентаций кристаллов и разнообразные способы уменьшения потерь в сердечнике. Однако, например, в способе, описанном в патентном документе 7, оказывается возможным увеличение степени накопления плоскостей {200}, но возникает направленность к определенной ориентации, и, таким образом, создается высокая плотность магнитного потока в определенном направлении, но совершенно не может быть получена высокая плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости и подобное, и в результате этого в рамках традиционного способа необязательно должны получаться удовлетворительные свойства.

Список цитируемой литературы

Патентная литература

Патентный документ 1: японская выложенная патентная публикация № 10-168542.

Патентный документ 2: японская выложенная патентная публикация № 2006-45613.

Патентный документ 3: японская выложенная патентная публикация № 2006-144116.

Патентный документ 4: японская выложенная патентная публикация № 10-180522.

Патентный документ 5: японская выложенная патентная публикация № 01-252727.

Патентный документ 6: японская выложенная патентная публикация № 07-173542.

Патентный документ 7: публикация международной патентной заявки № WO2011/052654.

Сущность изобретения

Техническая проблема

Таким образом, задача настоящего изобретения заключается в том, чтобы предложить металлический лист на основе Fe (железа), который легко намагничивается в плоскости листа, а также имеет текстуру, способную в полной мере обеспечивать высокую плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости, и способ его изготовления.

Решение проблемы

В результате всестороннего исследования авторы настоящего изобретения обнаружили, что склонность к выбору определенной ориентации регулируется по отношению к металлу на основе железа в стальном листе или подобном предмете, и в результате этого ориентация <100> α-железа оказывается более плотно и полностью распределенной в плоскости металлического листа, что делает в полной мере возможным получение высокой плотности магнитного потока в окружном направлении в плоскости.

Кроме того, авторы настоящего изобретения выяснили, что для изготовления такого металлического листа на основе Fe сначала в части поверхностного слоя образуется текстура, в которой увеличивается степень накопления плоскостей {100}, и во время фазового перехода γ-α под действием последующей термической обработки текстура преобразуется, поглощая при этом текстуру {100}. После этого авторы всесторонне исследовали способ образования текстуры {100} в части поверхностного слоя и достижение высокого накопления плоскостей {200} с использованием фазового перехода γ-α.

В результате было обнаружено, что, когда металлический лист на основе Fe изготавливают из плоской заготовки (сляба) путем прокатки, температуру прокатки и коэффициент обжатия оптимизируют, и в результате этого становится возможным образование текстуры {100} по меньшей мере в части поверхностного слоя. После этого было обнаружено, что, когда текстура {100} в части поверхностного слоя поглощается путем использования последующего фазового перехода γ-α, легирующий железо металл заставляют заблаговременно диффундировать от поверхности, область диффузии превращается в фазу α-Fe, и в результате этого в области, превратившейся в фазу α-Fe, образуется текстура {100}, и во время фазового перехода γ-α увеличивается степень накопления плоскостей {200} в фазе α-Fe, дополнительно образующейся в результате фазового перехода, и ориентация <100> распределяется более плотно и полно, и в результате этого становится в полной мере возможным получение высокой плотности магнитного потока в окружном направлении в плоскости.

Кроме того, авторы настоящего изобретения обнаружили, что, когда в случае большого количества присутствующего углерода, содержание C уменьшают посредством обезуглероживающего отжига, этот обезуглероживающий отжиг осуществляют в заданных условиях, и в результате этого также становится возможным образование текстуры {100} по меньшей мере в части поверхностного слоя, и в окончательно получаемом металлическом листе на основе Fe ориентация <100> распределяется более плотно и полно, и в результате этого оказывается в полной мере возможным получение высокой плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости.

Сущность настоящего изобретения, выполненного в результате таких исследований, выражается следующим образом.

(1) Металлический лист на основе Fe, содержащий по меньшей мере один тип ферритообразующего элемента помимо Fe, в котором, когда соотношения интенсивностей соответствующих направлений {001}<470>, {116}<6 12 1> и {223}<692> в плоскости листа по рентгеновской дифрактограмме составляют A, B и C соответственно и выполняется условие Z=(A+0,97B)/0,98C, значение Z составляет не менее чем 2,0 и не более чем 200.

(2) Металлический лист на основе Fe по п. (1), в котором ферритообразующий элемент диффундирует от поверхности, легируя Fe.

(3) Металлический лист на основе Fe по п. (1) или (2), в котором слой, содержащий ферритообразующий элемент, образуется по меньшей мере на одной стороне поверхностей металлического листа на основе Fe, и ферритообразующий элемент, который диффундирует из части слоя, легирует Fe.

(4) Металлический лист на основе Fe по п. (3), в котором толщина слоя, содержащего ферритообразующий элемент, составляет не менее чем 0,01 мкм и не более чем 500 мкм.

(5) Металлический лист на основе Fe по любому из пп. (1)-(4), в котором степень накопления плоскостей {200} составляет не менее чем 30% и не более чем 99%, и степень накопления плоскостей {222} составляет не менее чем 0,01% и не более чем 30%.

(6) Металлический лист на основе Fe по любому из пп. (1)-(5), в котором ферритообразующий элемент представляет один или несколько типов элементов, выбранных из группы, состоящей из Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W и Zn.

(7) Металлический лист на основе Fe по любому из пп. (1)-(6), в котором по меньшей мере частичная область, включающая поверхности металлического листа на основе Fe, представляет собой однофазную область, состоящую из компонента на однофазной основе, и соотношение однофазной α-области и сечения металлического листа на основе Fe составляет 1% или более.

(8) Металлический лист на основе Fe по любому из пп. (1)-(7), в котором толщина металлического листа на основе Fe составляет не менее чем 10 мкм и не более чем 6 мм.

(9) Металлический лист на основе Fe по любому из пп. (1)-(8), в котором однофазная α-область образуется на стороне передней поверхности и на стороне задней поверхности металлического листа на основе Fe, и образуется кристаллическое зерно, покрывающее однофазную α-область на стороне передней поверхности и однофазную α-область на стороне задней поверхности.

(10) Способ изготовления металлического листа на основе Fe, включающий:

осуществление горячей прокатки литой плоской заготовки, содержащей менее чем 0,02 масс.% C и изготовленной из металла на основе Fe компонента с фазовым переходом α-γ, при температуре литой плоской заготовки на уровне температуры A3 или выше для получения горячекатаного листа;

осуществление прокатки в α-области горячекатаного листа при температуре, составляющей 300°C или выше и ниже температуры A3 литой плоской заготовки, для получения катаного листа;

осуществление холодной прокатки катаного листа для получения основного металлического листа, у которого толщина составляет не менее чем 10 мкм и не более чем 6 мм;

нанесение ферритообразующего элемента на одну поверхность или на обе поверхности основного металлического листа;

нагревание основного металлического листа, на который нанесен ферритообразующий элемент, до температуры A3 основного металлического листа; и

дополнительное нагревание нагретого основного металлического листа до температуры, составляющей не менее чем температура A3 основного металлического листа и не более чем 1300°C, и выдерживание основного металлического листа; и

охлаждение нагретого и выдержанного основного металлического листа до температуры, составляющей менее чем температура A3 основного металлического листа.

(11) Способ изготовления металлического листа на основе Fe по п. 10, в котором коэффициент обжатия при прокатке в α-области составляет -1,0 или менее в пересчете на истинную деформацию, и сумма коэффициента обжатия при прокатке в α-области и коэффициента обжатия при холодной прокатке составляет -2,5 или менее в пересчете на истинную деформацию.

(12) Способ изготовления металлического листа на основе Fe по п. 10 или 11, в котором коэффициент обжатия при горячей прокатке составляет -0,5 или менее в пересчете на истинную деформацию.

(13) Способ изготовления металлического листа на основе Fe, включающий:

нагревание стального листа, содержащего не менее чем 0,02 масс.% и не более чем 1,0 масс.% C, у которого толщина составляет не менее чем 10 мкм и не более чем 6 мм, и изготовленного из металла на основе Fe компонента с фазовым переходом α-γ, до температуры на уровне температуры A1 или выше и температуры, при которой структура превращается в однофазную, когда осуществляется обезуглероживание, до тех пор, пока содержание C не составит менее чем 0,02 масс.%, для получения основного металлического листа, который подвергнут обезуглероживанию в интервале, составляющем не менее чем 5 мкм и не более чем 50 мкм в направлении глубины от своей поверхности, до тех пор, пока содержание C не составит менее чем 0,02 масс.%;

нанесение ферритообразующего элемента на одну поверхность или на обе поверхности основного металлического листа;

нагревание основного металлического листа, на который нанесен ферритообразующий элемент, до температуры A3 основного металлического листа; и

дополнительное нагревание нагретого основного металлического листа до температуры, составляющей не менее чем температура A3 основного металлического листа и не более чем 1300°C, и выдерживание основного металлического листа; и

охлаждение нагретого и выдержанного основного металлического листа до температуры, составляющей менее чем температура A3 основного металлического листа.

(14) Способ изготовления металлического листа на основе Fe по п. 13, в котором стальной лист, изготовленный из металла на основе Fe, дополнительно содержит Mn в количестве от 0,2 масс.% до 2,0 масс.%, и обезуглероживание и уменьшение содержания марганца осуществляются совместным образом.

(15) Способ изготовления металлического листа на основе Fe по п. 13 или 14, дополнительно включающий:

осуществление науглероживания стального листа, содержащего менее чем 0,02 масс.% C, у которого толщина листа составляет не менее чем 10 мкм и не более чем 6 мм, и изготовленного из металла на основе Fe с фазовым переходом α-γ, для получения содержания C, составляющего не менее чем 0,02 масс.% и не более чем 1,0 масс.%.

Полезные эффекты изобретения

Согласно настоящему изобретению, становится возможным изготовление металлического листа на основе Fe, способного в полной мере обеспечивать высокую плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости.

Краткое описание чертежей

[Фиг. 1] Фиг. 1 представляет изображение, разъясняющее способ вычисления средней плотности магнитного потока B50;

[фиг. 2] фиг. 2 представляет концептуальную схему, иллюстрирующую взаимосвязь между значением Z, соотношением B50/Bs средней плотности магнитного потока B50 и плотностью магнитного потока насыщения Bs и разностью плотностей магнитного потока ΔB;

[фиг. 3A] фиг. 3A представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа, имеющего текстуру {100}, образованную на участке поверхностного слоя;

[фиг. 3B] фиг. 3B представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа, имеющего легирующий металлический слой, образованный на участке поверхностного слоя;

[фиг. 3C] фиг. 3C представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа в процессе увеличения температуры;

[фиг. 3D] фиг. 3D представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа в процессе нагревания и выдерживания;

[фиг. 3E] фиг. 3E представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа в процессе охлаждения;

[фиг. 4A] фиг. 4A представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа в состоянии выдерживания при температуре на уровне температуры A3 или выше;

[фиг. 4B] фиг. 4B представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа после охлаждения в том случае, когда должны оставаться легирующие металлические слои;

[фиг. 4C] фиг. 4C представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа в том случае, когда основной металлический лист легирован вплоть до своей центральной части в состоянии выдерживания при температуре на уровне температуры A3 или выше;

[фиг. 4D] фиг. 4D представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа после охлаждения в том случае, когда основной металлический лист легирован вплоть до центральной части, и

[фиг. 5] фиг. 5 представляет изображение, схематически иллюстрирующее структуру сечения основного металлического листа, в котором кристаллические зерна становятся крупными.

Описание вариантов осуществления

Как правило, в кристалле α-Fe существует ориентация легкого намагничивания, и когда в направлении, в котором являются большими косинусы между ориентациями <100>, <010>, <001> (которые будут называться общим термином «ориентация [100]») и данной ориентацией, осуществляют возбуждение в стационарном магнитном поле, и проводят магнитные измерения, становится вероятным получение высокой плотности магнитного потока. С другой стороны, когда в направлении, в котором являются большими косинусы направления по отношению к ориентации <111>, которая представляет собой ориентацию трудного намагничивания, осуществляют возбуждение и проводят магнитные измерения, становится невероятным получение высокой плотности магнитного потока. Авторы настоящего изобретения обнаружили, что в кристалле α-Fe существует большее число ориентаций [100] в плоскости листа, а также у кристалла α-Fe устанавливается определенная текстура, которая в полной мере распределяется в плоскости листа, и в результате этого косинусы направления по отношению к ориентации [100] всегда становятся большими в произвольном направлении в плоскости металлического листа, и когда магнитное поле прилагают в произвольном направлении в плоскости металлического листа, и проводят магнитные измерения, может быть получена высокая плотность магнитного потока.

Отличие заключается в том, что определенная текстура, которую имеет металлический лист на основе Fe согласно настоящему изобретению, содержит по меньшей мере один тип ферритообразующего элемента помимо Fe, в котором когда соотношения интенсивностей в соответствующих направлениях {001}<470>, {116}<6 12 1> и {223}<692> в плоскости листа по рентгеновской дифрактограмме составляют A, B и C соответственно и выполняется условие Z=(A+0,97B)/0,98C, значение Z составляет не менее чем 2,0 и не более чем 200.

Далее будет разъяснено описанное выше значение Z.

Основные ориентации, на которых сосредоточено внимание в настоящем изобретении, представляют собой {001}<470>, {116}<6 12 1> и {223}<692>. При исследовании состояния трехмерной текстуры, вычисляемого векторным методом, авторы настоящего изобретения обнаружили, что соотношение рентгеновских интенсивностей в произвольном направлении в описанных выше ориентациях трех плоскостей изменяются в зависимости от магнитных свойств изделия, выяснили, что соответствующая математическая обработка делает возможным количественное определение взаимосвязи с магнитными свойствами изделия, и выполнили настоящее изобретение.

Соотношение рентгеновских интенсивностей в произвольном направлении этих соответствующих ориентаций может быть получено из трехмерной текстуры, вычисляемой векторным методом на основании полюсной фигуры {110}, или их можно также получать из трехмерной текстуры, вычисляемой методом разложения в ряд, используя множество (предпочтительно три или более) полюсных фигур из числа полюсных фигур {110}, {100}, {211} и {310}. Для соотношения рентгеновских интенсивностей в произвольном направлении в описанной выше соответствующей ориентации кристаллов данным методом можно использовать, например, интенсивности (001) [4 -7 0], (116) [1 -12 1] и (223) [6 -9 2] при сечении ϕ2 = 45° трехмерной текстуры в неизменном виде.

Далее будет разъяснена причина, по которой было обнаружено выражение Z=(A+0,97B)/0,98C.

Прежде всего, A представляет собой интенсивность для ориентации {001}<470>. Эта ориентация находится в плоскости {100}, таким образом, что косинусы направления по отношению к плоскости {100} составляют 1,0. В плоскости {100} существует ориентация [100], которая представляет собой ориентацию легкого намагничивания, и, таким образом, ориентация этой плоскости в плоскости металлического листа является преимущественной для получения высокой плотности магнитного потока в плоскости металлического листа. Таким образом, интенсивность A взвешивают с косинусами направления, составляющими 1,0, по отношению к степени влияния на повышение плотности магнитного потока, чтобы установить один из параметров в значении Z.

Далее, В представляет собой интенсивность ориентации {116}<6 12 1>. Угловая разность между этой ориентацией и плоскостью {001} составляет 13,3° и косинусы данного направления составляют 0,97. В плоскости {001} также существует ориентация [100], которая представляет собой ориентацию легкого намагничивания, и, таким образом, ориентация этой плоскости в плоскости металлического листа является преимущественной для получения высокой плотности магнитного потока в плоскости металлического листа. По этой причине интенсивность В взвешивают с косинусами направления, составляющими 0,97, по отношению к степени влияния на повышение плотности магнитного потока, чтобы установить один из параметров в значении Z.

Кроме того, C представляет собой интенсивность в ориентации {223}<692>. Угловая разность между ориентацией {223}<692> и плоскостью {111} составляет 11,4°, и косинусы направления составляют 0,98. Как описано выше, в плоскости {111} не содержится ориентация [100], которая представляет собой ориентацию легкого намагничивания, и ориентация этой плоскости в плоскости металлического листа является неблагоприятной для получения высокой плотности магнитного потока. Таким образом, интенсивность C не оказывает воздействия на повышение плотности магнитного потока и входит в значение Z как параметр, на который производится деление, и умножается на 0,98, то есть косинус направления по отношению к плоскости {111}, как свой весовой коэффициент.

На основании описанных выше соображений было обнаружено, что, когда соотношения интенсивностей для соответствующих направлений {001}<470>, {116}<6 12 1> и {223}<692> в плоскости металлического листа по рентгеновской дифрактограмме составляют A, B и C соответственно, получается выражение Z=(A+0,97B)/0,98C, и при увеличении значения Z может быть получена высокая плотность магнитного потока, когда осуществляется возбуждение в плоскости металлического листа для проведения магнитных измерений.

Кроме того, в результате многочисленных экспериментов авторы настоящего изобретения смогли обнаружить, что особое условие, при котором можно получать высокую плотность магнитного потока в произвольном направлении в плоскости металлического листа, заключается в том, что значение Z должно составлять не менее чем 2,0 и не более чем 200. Они обнаружили, что значение Z ограничено данным интервалом, и в результате этого ориентация [100], которая представляет собой ориентацию легкого намагничивания, в полной мере распределяется в плоскости металлического листа, но до настоящего времени не было получено доказательство, делающее возможным теоретическое объяснение данного явления.

Авторы настоящего изобретения обнаружили, что когда значение Z составляет не менее чем 2,0 и не более чем 200, соотношение B50/Bs средней плотности магнитного потока B50 и плотности магнитного потока насыщения Bs оказывается на высоком уровне, составляя 0,80 или более, а разность плотностей магнитного потока ΔB при измерении в плоскости металлического листа оказывается на низком уровне, составляя 0,15 Тл или менее. Фиг. 2 схематически представляет данное соотношение.

Когда значение Z составляет менее чем 2,0, ориентация кристаллов α-Fe проявляет тенденцию к уменьшению ориентации [100], которая представляет собой ориентацию легкого намагничивания в плоскости металлического листа. В качестве альтернативы, проявляется тенденция к тому, что содержание ориентации [100] в плоскости металлического листа становится неоднородным. Другими словами, средняя плотность магнитного потока B50 в плоскости металлического листа становится малой, и соотношение B50/Bs средней плотности магнитного потока B50 и плотности магнитного потока насыщения Bs составляет менее чем 0,8. В качестве альтернативы, увеличивается только плотность магнитного потока в определенном направлении, и разность плотностей магнитного потока ΔB составляет более чем 0,15 Тл. Таким образом, значение Z составляет 2,0 или более в настоящем изобретении.

С другой стороны, когда значение Z превышает 200, увеличение плотности магнитного потока насыщается, и увеличение однородности плотности магнитного потока в плоскости металлического листа также насыщается. Напротив, для изготовления металлического лист таким образом, чтобы значение Z превышало 200, необходимо увеличивать продолжительность термической обработки или предпринимать подобные действия, что оказывается затруднительным в промышленном масштабе, и, таким образом, условие заключается в том, что значение Z составляет 200 или менее.

Здесь Фиг. 1 представляет изображение, которое разъясняет способ вычисления средней плотности магнитного потока B50. Способ изготовления будет описан далее, но видно, что прокатку в α-области осуществляют при 800°C, и в качестве другого металла используют 2,6 масс.% Sn и 0,9 масс.% Al, и в результате этого в изготавливаемом металлическом листе на основе Fe, у которого толщина составляет 0,2 мм, может быть в полной мере получена высокая плотность магнитного потока в окружном направлении в плоскости.

Здесь в металлическом листе, имеющем повышенную степень накопления плоскостей {200} из текстур металлических листов на основе Fe согласно настоящему изобретению, у которых значение Z составляет не менее чем 2,0 и не более чем 200, может быть получена более высокая плотность магнитного потока. В частности, в текстуре, в которой степень накопления плоскостей {200} в фазе α-Fe составляет не менее чем 30% и не более чем 99%, и степень накопления плоскостей {222} в фазе α-Fe составляет не менее чем 001% и не более чем 30%, может быть получена более высокая плотность магнитного потока.

Когда степень накопления плоскостей {200} составляет менее чем 30%, или степень накопления плоскостей {222} составляет более чем 30%, средняя плотность магнитного потока B50 проявляет тенденцию к незначительному уменьшению, даже несмотря на то, что значение Z находится в интервале согласно настоящему изобретению. Кроме того, в металлическом листе, у которого степень накопления плоскостей {200} составляет более чем 99%, или степень накопления плоскостей {222} составляет менее чем 0,01%, насыщается увеличение плотности магнитного потока B50, увеличивается продолжительность термической обработки, и происходят подобные явления, в результате чего условия становятся неблагоприятными для производства в промышленном масштабе.

Далее разъясняется способ изготовления описанного выше металлического листа на основе Fe.

(Первый вариант осуществления)

Что касается способа изготовления металлического листа на основе Fe в данном варианте осуществления, температура прокатки и коэффициент обжатия оптимизируются, и в результате этого текстура {100} образуется, по меньшей мере, на участке поверхностного слоя металлического листа, обеспечивается диффузия ферритообразующего элемента в эту частичную или полную область от поверхности, и во время охлаждения весь металлический лист на основе Fe становится ориентированным в {100}. Это делает возможным получение высокой плотности магнитного потока в произвольном направлении в плоскости металлического листа.

Данный вариант осуществления, как указано выше, основан на обнаружении авторами настоящего изобретения того факта, что кристаллические зерна в текстуре {100}, образованной на участке поверхностного слоя, предпочтительно растут при температуре A3 или выше в процессе нагревания, осуществляемом для диффузии ферритообразующего элемента, и затем, когда осуществляется диффузия ферритообразующего элемента во внутреннюю часть для соответствующего легирования металлического листа, и после этого осуществляется охлаждение, увеличивается степень накопления плоскостей {200} в плоскости листа металлического листа на основе Fe.

[Разъяснение основного принципа первого варианта осуществления настоящего изобретения]

Прежде всего, основной принцип данного варианта осуществления, который обеспечивает получение высокой степени накопления плоскостей {200}, будет разъяснен на основании фиг. 3A-3E.

(a) Изготовление основного металлического листа («затравливание» текстуры)

В процессе, в котором литая плоская заготовка, содержащая менее чем 0,02 масс.% C и изготовленная из металла на основе Fe компонента с фазовым переходом α-γ, уменьшается в толщине путем прокатки, в результате чего получается металлический лист, горячую прокатку осуществляют при температуре листа на уровне температуры A3 или выше, прокатку в α-области осуществляют при температуре листа, составляющей менее чем температура A3 и 300°C или выше, и последующую холодную прокатку осуществляют до заданной толщины листа. В результате этого процесса, как представлено на фиг. 3A, получается основной металлический лист 1, имеющий внутреннюю область 4, состоящую из Fe в α-фазе и имеющую текстуру 2 ориентации {100} по меньшей мере в части поверхностного слоя 3. Кроме того, затравочный кристалл, который удовлетворяет условию для значения Z, образуется в перекристаллизованной текстуре в результате определенного деформационного сдвига.

(b) (Образование второго слоя)

После этого, как представлено на фиг. 3B, ферритообразующий элемент, такой как, например, Al, наносят на одну поверхность или на обе поверхности холоднокатаного основного металлического листа 1, используя способ осаждения из газовой (паровой) фазы или аналогичный способ, для изготовления второго слоя 5.

(c) Сохранение текстуры

После этого основной металлический лист 1, на который нанесен ферритообразующий элемент, нагревают до температуры A3 основного металлического листа 1, чтобы заставить ферритообразующий элемент диффундировать и занять частично или полностью область, имеющую текстуру 2 {100} в основном металлическом листе 1, в результате чего происходит легирование основного металлического листа 1 этим элементом. Как представлено на фиг. 3C, легированная область 6 переходит в α-фазу из γ-фазы, и получается однофазный компонент. При этом легированная область 6 преобразуется, принимая одновременно ориентацию текстуры 2 ориентации {100}, которая образована на участке поверхностного слоя 3, таким образом, что структура, ориентированная в направлении {100}, образуется также в легированной области 6.

(d) Достижение высокого накопления текстуры

После этого частично легированный основной металлический лист 1 дополнительно нагревают до температуры, составляющей не менее чем температура A3 и не более чем 1300°C, и выдерживают при этой температуре. Область содержащего одну α-фазу компонента представляет собой фазу α-Fe, в которой не происходит переход в γ-фазу, и, таким образом, кристаллические зерна {100} сохраняются в неизменном виде, причем кристаллические зерна {100} предпочтительно растут в данной области, и степень накопления плоскостей {200} увеличивается. Кроме того, как представлено на фиг. 3D, область 8, в которой отсутствует содержащий одну α-фазу компонент, переходит в γ-фазу из α-фазы.

Кроме того, когда продолжительность выдерживания температуры после нагревания увеличивается, кристаллические зерна {100} объединяются, и предпочтительно вырастают в большие кристаллические зерна 7 ориентации {100}. В результате степень накопления плоскостей {200} дополнительно увеличивается. Кроме того, за счет диффузии ферритообразующего элемента область 6, легированная ферритообразующим элементом, переходит в α-фазу из γ-фазы. При этом в области, прилегающей к области, в которой происходит фазовый переход, уже образованы кристаллические зерна в α-фазе, ориентированные в направлении {100}, и во время фазового перехода в α-фазу из γ-фазы область 6 преобразуется, принимая при этом ориентацию кристаллов прилегающих кристаллических зерен в α-фазе. В результате этого увеличивается продолжительность выдерживания, и повышается степень накопления плоскостей {200}.

(e) Рост текстуры

Основной металлический лист охлаждают до температуры, составляющей менее чем температура A3. При этом, как представлено на фиг. 3E, γ-Fe фаза в нелегированной внутренней области 10 переходит в фазу α-Fe. Эта внутренняя область 10 прилегает к области, в которой кристаллические зерна в α-фазе, ориентированные в направлении {100}, уже образованы в температурном интервале на уровне температуры A3 или выше, и во время фазового перехода в α-фазу из γ-фазы внутренняя область 10 преобразуется, принимая ориентацию кристаллов прилегающих кристаллических зерен в α-фазе, и образуются более крупные кристаллические зерна 9 в α-фазе, ориентированные в направлении {100}. Таким образом, степень накопления плоскостей {200} увеличивается также и в данной области. За счет этого явления высокая степень накопления плоскостей {200} может быть получена даже в нелегированной области.

Когда на стадии предшествующего состояния, как представлено на фиг. 3D, температура на уровне температуры A3 или выше выдерживается до тех пор, пока весь металлический лист не станет легированным, структура, имеющая высокую степень накопления плоскостей {200}, уже образуется во всем металлическом листе, и, таким образом, охлаждение осуществляют, поддерживая при этом состояние, в котором начинается охлаждение.

Выше разъясняется основной принцип данного варианта осуществления, и далее разъясняется причина ограничения каждого условия, которое определяет способ изготовления согласно данному варианту осуществления и предпочтительные условия данного варианта осуществления.

[Металл на основе Fe в качестве основного материала]

(Содержание углерода)

В данном варианте осуществления, прежде всего, кристаллические зерна, ориентированные в направлении {100}, чтобы служить в качестве затравочных кристаллов для увеличения степени накопления плоскостей {200} в листе, образуются на участке поверхностного слоя основного металлического листа, изготовленного из металла на основе Fe. После этого происходит развитие фазового перехода γ-α в металлическом листе, принимающем кристаллическую ориентацию кристаллических зерен в α-фазе, которые служат в качестве затравочных кристаллов, и, в конечном счете, это приводит к увеличению степени накопления плоскостей {200} во всем металлическом листе. По этой причине металл на основе Fe, используемый для основного металлического листа, содержит в своем составе компонент с фазовым переходом α-γ. Когда металл на основе Fe, используемый для основного металлического листа, содержит компонент с фазовым переходом α-γ, осуществляется диффузия ферритообразующего элемента в металлический лист, происходит легирование металлического листа данным металлом, и в результате этого становится возможным образование области, содержащей компонент на основе одной α-фазы.

В данном варианте осуществления содержание C основного металлического листа составляет менее чем 0,02 масс.%. Кроме того, в отношении магнитных свойств изготовляемого металлического листа, содержание C составляет предпочтительно 0,01 масс.% или менее. При том условии, что содержание C составляет менее чем 0,02 масс.%, осуществляется диффузия ферритообразующего элемента в металлический лист, происходит легирование металлического листа данным металлом, и в результате этого становится возможным образование области, содержащей компонент на основе одной α-фазы. В частности, C представляет собой компонент, который остается в процессе изготовления плоской заготовки, причем пониженное содержание C является более предпочтительным в отношении магнитных свойств, и, таким образом, его нижний предел не устанавли