JPS62227035A - 連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、連続ラインにおける化学気相蒸着（以下、Ｃ
ＶＤと称す）法による高珪素ｔ’Ａ帯の製造方法に関す
る。

〔従来の技術〕

電磁銅板として高珪素鋼板が用いられている。この１１
の鋼板はｓｉの含有量が増すほど鉄損が低減され、８ｋ
　：　６．５％では、磁歪がＯとなり、最大透磁率もピ
ークとなる等量も優れた磁気特性を呈することが知られ
てぃ６゜　　　　　　′ 従来、高珪素鋼板を製造する方法として、圧延法、＠接
錫造法及び滲珪法があるが、このうち圧延法ばＳｉ含含
有量４程程までは製造可能であるが、それ以上のＳｉ含
有量では加工性が著しく悪くなるため冷間加工は困難で
ある。また直接鋳造法、所謂ストリップキャスティング
は圧延法のような加工性の問題は生じないが、未だ開発
途上の技術であり、形状不良を起し易く、特に高珪素鋼
板の製造は困難である。

これに対し、滲珪法は低珪素鋼を溶製して圧延により薄
板とじた後、表面からＳｉを浸透させることにより高珪
素鋼板を製造するもので、これによれば加工性や形状不
良の問題を生じることなく高珪素鋼板を得ることができ
る。

〔発明が解決しようとする問題点〕

この滲珪法は、五弓、間部により提案され、三谷、大曲
らにより詳しく検討されたものであるが、従来提案され
た方法はいずれも浸透処理時間が３０分以上と長く、ま
たＣＶＤ処理後に行われる拡散熱処理も、蒸着したｓｉ
を゛母、材内部に均一に拡散させる必要から比較的長時
間を要し、事実上連続ラインには適用できないという根
本的な問題がある。またＣＶＤ処理温度も１２３０℃程
度と極めて高いことから浸透処理後の薄鋼板の形状が極
めて悪く、加えて処理温度が高過ぎるためエツジ部が過
加熱ζこよって溶解するおそれがあり、連続ラインでの
安定通板が期待できない。

また、滲珪法では蒸着反応により鋼板面のＦｅがＦｅＣ
Ｌｚ等の形で放散され、これζこよって板厚が減少する
。しかしこの種の処理では雰囲気ガス濃度分布の不均一
性等の原因で蒸着（膜厚）が不均一になり易く、この結
果板厚の減り方にバラツキを生じ、板厚が幅方向、長手
方向で不均一になり易いという問題がある。

加えて、Ｓｉ含有量が４．０％以上の高珪素鋼板は脆性
てあり、処理後鋼板をコイルに捲取る場合４４＝＝ｈ破
断し易いという問題もある。

本発明はこのような従来技術の欠点を改善するため番こ
なされたもので、滲珪法を用い、連続ラインにおいて短
時間でしかも高品質の高珪素鋼帯を安定して製造するこ
とができる方法の提供を目的とする。

〔問題を解決するための手段〕

このため本発明は、鋼帯を、５ｔｃ４をｍｏ１分率で５
〜３５チ含んだ無酸化性ガス雰囲気中で、化学気相蒸着
法により１０２３〜１２００℃の温度で連続的に滲珪処
理し、次いでＳｉＣｌ２４を含まない無酸化性ガス雰囲
気中でＳｉを鋼帯内部に拡散させる拡散処理するに当り
、該拡散処理を表＃Ｓｉ譲度が鋼帯厚み方向中心部のＳ
ｉ濃度よりも高い状態にあるうちに打ら切り、Ｓｉ濃度
が厚み方向で不均一な鋼帯を得、をその基本的特徴とす
る・ し、次いで焼付処理するようにしたことを他の基本的特
徴とする・ 以下、本発明の詳細な説明する。

本発明において、母材たる鋼帯（出発薄鋼帯）の成分組
成は、特に限定はないが、優れた磁気特性を得るため以
下のように定めるのが好ましい。

■３〜６．５％５ｉ−Ｆｅ合金の場合 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０〜４．０％、Ｍｎ　：　
２−以下、その他年可避不純物は極力低い方が望ましい
。

■センダスト合金の場合 ｃ：ｏ、ｏ１％以下、Ｓｌ：４％以下、Ａｔ：３〜８％
、Ｎｉ：４％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｏｒ、Ｔｉ　など
の耐食性を増す元素５％以下、その他の不可避不純物は
極力低い方が望ましい。

鋼帯は熱間圧延−冷間圧延により得られるものに限らず
、直接鋳造、急冷凝固法により得られたものでもよい・ なお、上述したよう惇鋼帯はＣＶＤ処理により板厚が減
少するものであり、このため最終製品板厚に対し減少板
厚外を付加した板厚のものを用いる必要がある。

本発明は、このような鋼帯にＣＶＤ法による滲珪処理−
拡散処理を施すことにより高珪素鋼帯を得るものである
。

第１図は本発明法を実施するための連続処理ラインを示
すもので、（１）は加熱炉、（２）はＣＶＤ処理炉、（
３）は拡散処理炉、（４）は冷却炉である。

鋼＠（Ｓ）は加熱炉（１）でＣＶＤ処理温度またはその
近傍まで無酸化加熱された後、ＣＶＤ処理炉（２）に導
かれ、ＳｉＣｌ４を含む無酸化性ガス雰囲気中でＣＶＤ
法による滲珪処理が施される。ＳｉＣｌ２を含む無酸化
性ガスとは、中性或いは還元性ガスを意味し、Ｓ　ｉＣ
４のキャリアガスとしてはＡｒ　、　Ｎ２　、　Ｈｅ　
、　Ｈａ　＋　ＣＩ（４等を使用することができる。こ
れらキャリアガスのうち、排ガスの処理性を考慮した場
合、Ｈ鵞。

ＣＨ，等はＨＣｌを発生させその処理の必要性が生じる
難点があり、このような問題を生じなｔｚ）Ａｒ　、　
Ｈｅ　、　Ｎｌが望ましく、さらに材料ノ窒化を防止す
るという観点からすればこれらのうちでも特にＡｒ　、
　Ｈｅが最も好ましい。

ＣＶＤ処理における鋼帯表面の主反応は、５　Ｆｅ＋　
Ｓｉ　Ｃ４→Ｆｅｓ　Ｓｔ　＋　２　Ｆｅ　ＣＬ＊↑で
ある。Ｓｔ　１原子が鋼帯面に蒸着してＦｅ、　Ｓ　１
層を形成し、Ｆｅ　２原子がＦｅＣＬ冨となり、　Ｆｅ
Ｃｔ怠の沸点１０２３℃以上の温度において気体状態で
鋼帯表面から放散される。したがってＳｉ原子量が２８
．０８６、Ｆｅ！−７−ｔが５５．８４７であることか
ら、鋼帯は質量減少し、これに伴い板厚も減少すること
になる。ちなみに、Ｓｔ　３％鋼帯を母材とし、ＣＶＤ
処理でＳｉ６．５％鋼帯を製造すると、質量は８，７％
減少し、板厚は約７．１チ減少する。

従来法においてＣＶＤ処理に時間がかかり過ぎるのは、
そのＣＶＤ処理条件に十分な検討が加えられていなかっ
たことによるものと考えられる。本発明者等が検討した
ところでは、ＣＶＤ処理を迅速に行うための要素には次
のようなものがあることが判った。

■雰囲気ガス中のＳｉＣ２，濃度の適正化。

■処理温度の適正化。

■Ｓ　ｉ　Ｃ１４の鋼帯表面への拡散及びＦ　ｅＣ４の
鋼帯表面からの放散の促進。

このため本発明ではＣＶＤ処理における雰囲気ガス中の
Ｓｉａ度及び処理温度を規定するものである。

まず、ＣＶＤ処理における無酸化性ガス雰囲気中の５Ｉ
Ｃｔ４濃度をｍｏ１分率で５〜３５％に規定し、このよ
うな雰囲気中で鋼帯を連続的にＣＶＤ処理する。

雰囲気中の５ｉｃｔ、が５％未満であると期待するｓｔ
ｇ化効果が得られず、また、例えば鋼帯のＳｔを１．０
％富化するために５分以上も必要となる等、処理に時間
がかかり過ぎ、連続プロセス化することが困難となる。

一方、ＳｉＣ２，を３５−を超えて含有させても界面に
おける反応が律速になり、それ以上のｓｉ富化効果が期
待できなくなる。

またＣＶＤ処理では、ＳｉＣｌｚ＋濃度が高いほど所謂
カーケンダールボイドと称する大きなボイドが生成し易
い。このボイドは５ｔｃ４濃度が１５−程度まではほと
んど見られないが、１５％を超えると生成しはじめる。

しかし、５ＩＣｔ、濃度が３５−以下では、ボイドが生
成してもＣＶＤ処理に引き続き行われる拡散処理により
ほぼ完全に消失させることができる。

ボイドが消滅するために要する時間は、拡散処理温度に
強く依存し、拡散開始後に表層Ｓｔ濃度の低下に応じて
処理温度を上げること）こより、短時間でボイドを消滅
させることができる。しかしながら、ＳＩＣム濃度が３
５％を超えると、発生するボイドの径が大きくなり、ま
た隣接するボイドが合体してさらに大きなものとなり、
長時間拡散均熱処理を施してもボイドが残存してしまう
。これに対し、ＳｉＣｌ４濃度が３５％以下であればあ
まり大きなボイドζこはならないため拡散処理で消滅可
能である。

ＣＶＤ処理温度は１０２３〜１２００℃の範囲みする。

ＣＶＤ処理反応は鋼帯表面における反応であるから、こ
の処理温度は厳密には鋼帯表面温度である。

ＣＶＤ処理による反応生成物であるＦｅＣｌ２の沸点は
１０２３℃であり、この温度以下ではＦ６Ｃｔ２が鋼帯
表面から気体状態で放散されず、鋼帯表面に液体状に付
着しそ蒸着反応を阻害してしまう。本発明者らが行った
基礎実験の結果では、このＦｅＣｔｚの沸点を項番こ、
単位時間当りのＳｉの富化割合が著しく異なり、　１０
２３℃以下では蒸着速度が小さいため連続プロセスへの
適用は困難である。このため処理温度の下限は１０２３
℃とする。

一方、上限を１２００℃と規定する理由は次の通りであ
る・Ｆｅ３Ｓｉの融点は、第４図に示すＦｅ−８ｉ状態
図から明らかなように１２５０℃であるが、発明者等の
実験によれば、１２５０℃より低い１２３０℃程度で処
理した場合でも、鋼帯表面が部分的に溶解し、また、鋼
帯エツジ部分が過加熱のため溶解する。このように１２
５０℃以下でも鋼帯が溶解するのは、鋼帯表面ではＦｅ
５ｓｔ相当のＳｔ濃度１ｔｓｓ以上にｓｉが蒸着されて
いるためであると推定される。

これに対し処理温度が１２００Ｃ以下であれば鋼帯表面
は溶解は全く認められず、また、エツジの過加熱も、鋼
帯中心部の平均温度を１２００℃とすることで、１２２
０℃程度におさえることが可能であり、微量な溶解で済
むことが実験的に確認できた。以上の理由から、ＣＶＤ
処理温度は１０２３℃〜１２００℃と規定する。

以上のようにしてＣＶＤ処理された鋼帯（Ｓ）は、引き
続き拡散炉（３）に導かれ５１ｃｚ、を含まない無酸化
性ガス雰囲気中で拡散処理される・すなわち、ＣＶＤ処
理直後では、鋼帯表面近くは中心部に較べＳｉ濃度が極
めて高く、鋼帯を均熱することによって表面番こ過濃状
態にあるＳｉを鋼帯内部に拡散させる処理をする。

しかし、本発明では、この拡散熱処理によりＳｉを鋼帯
内に均一に拡散させるようなことはせず、表層Ｓｉ濃度
が鋼帯厚み方向中心部のＳｉ濃度よりも高い状態にある
うちに拡散処理を打ち切り、Ｓｉ濃度が厚み方向で不均
一な鋼帯とするものである、 本発明者等が拡散処理時間を短縮化するという観点から
ＣＶＤ処理鋼材のＳｔ　ａ度分布と磁気特性との関係等
について検討を加えた結果、高珪素鋼材の磁気特性は鋼
材表層部の結晶粒径とＳｉ濃度に大きく支配され、表層
部を所定の粒度とＳｉ濃度に調整することにより、Ｓｉ
濃度を板厚方向で均一としなくとも十分な磁気特性が得
られることを見い出した。

そして、このような順向は特に高周波磁気特性において
顕著であることも判った。

このため本発明では、ＣＶＤ処理に続く拡散処理を、表
層Ｓｔａ度が鋼帯厚み方向中心部のＳｉ濃度よりも高い
状態にあるうちに打ち切り、Ｓｉ濃度が厚み方向で不均
一な鋼帯を得るようにしたものである。

このような方法番こよれば短時間の拡散熱処理により磁
気特性が十分確保された鋼帯を得ることができる。加え
て、このようにして得を適切に防ぐことができる。

第５図は本発明法における鋼帯板厚方向のＳｉａ度分布
の変化を示すものであり、３％Ｓｉ添加銅の鋼帯を母材
とし、これをＣＶＤ処理−拡散処理した場合を示してい
る。（Ａ）はＣＶＤ処理直後の状態を示しており、鋼帯
表面にはＦｅ５Ｓｉ相当（Ｓｔ　：　１４．５　％　）
のＳｔが蒸着している。本発明ではこのような鋼帯をＣ
Ｂ）の状態まで拡散熱処理し、板厚方向で８１２１１度
が不均一なｆ／／：４帝を得る。（Ｂ）に示す例では表
層の５ｉｆｉｉが６．５％になるまで拡散熱処理が施さ
れたものであり、板厚中心部はほぼ母材Ｓｉ鏝度たる３
％ζこ維持されている。

このようにして得られる鋼帯は、拡散熱処理温度と処理
時間を選択して表層部を適当な粒径とＳｉ濃度に調整す
ることにより優れた磁気特性、特に高周波磁気特性を確
保することができる。

この拡散処理は、鋼帯表面を酸化させない為に、無酸化
雰囲気中で行う必要があり、また高温で行うほど処理時
間が少なくて済む。

拡散処理は１．−宮温度で行ってもよいが、第４図のＦ
ｅ−８ｉ状態図から判るように、拡散の進行とともに鋼
帯表層部のＳｌ濃度が減少しその融点が上がることから
、拡散の進行に伴い鋼帯を溶解させない程度に徐々に昇
温させる（例えば複数段階で昇温−させる）こと１こよ
り、処理を短時間で行うことができる。

このような拡散処理後、鋼帯（Ｓ）は冷却炉（４）で冷
却され、しかる後捲取られるが、本発明動炉の具体的な
構造例を示すもので、冷却炉（４）の途中には中間室（
８）が設けられ、この中間室（８）にスキンバスミル（
９）が配設されている。

拡散炉（３）を出た鋼帯（Ｓ）は冷却炉（４）の前部冷
却室（４１）で温間状態まで冷却された後、中間室（８
）のスキンバスミル（９）で圧延され、最終冷却される
ことなく温間状態でそのまま捲取られるか或いは引き続
き後部冷却室（４２）で室温まで冷却された後捲取られ
る・ 上述したようにＣＶＤ処理では蒸着反応により鋼帯面の
ＦｅがＦｅＣｌ４の形で放散され、その分板厚が減少す
ることになるが、ＣＶＤ処理炉（２）内での雰囲気ガス
濃度分布の不均−ｉとよりｓｔ蒸着が不均一になり易く
、このためＣＶＤ処理−拡散処理後の鋼帯（Ｓ）は幅方
向、長手方向で板厚にバラツキを生じている。そこで本
発明では温間状態番こある鋼帯（Ｓ）に圧延（スキンパ
ス圧延または通常圧延）を施すことにより、板厚を均一
化するものであり、かかる圧延により形状矯正と表面粗
さの調整も合せて行うことができる。なお、圧延はスキ
ンパス圧延のような軽圧下ではなく、板厚の減少を目的
としてより大きな圧下量（通常の圧延）で行ってもよい
。本発明は高珪素鋼帯を製造対象とするもので、このた
め鋼帯（Ｓ）の温度が２００〜６００℃程度の温間状態
でスキンパス圧延を行う。すなわち鋼帯温度が２００℃
未満では所望の塑性加工性が得られない。

鋼帯（Ｓ）は通常、常温ないし３００℃までの温間状態
で捲取られる。一般にＳｔ含有量が多く（例えば４．０
チ以上）、板厚が比較的厚い鋼帯番識間で捲取ることが
好ましい、したがって、鋼帯（Ｓ）は熱間状態から冷却
炉（４）で上記温度域まで冷却された後圧延による塑性
加工が施され、そのまま温間状態で捲取られるか、或い
は室温で捲取なお、実ラインにおいてはミルの上流に板
厚計、プロフィル計を設け、これによる板厚、板形状の
検出ｌこ基づきミルが制御される。

ＣＶＤ処理速度を鋼帯の連続処理を可能ならしめるまで
高めるには、上述したよう番こ雰囲気ガス中の５ｉｃＬ
４濃度と処理温度の適正化を図ることが必要であるが、
これに加え鋼帯表面へのＳｉＣｌｔ４拡散とＦｅ　ｃＭ
ゞｚ２とによりＣＶＤ処理速度をより高めることが可能
となる。

従来では、ＣＶＤ処理で反応ガスを大きく流動させると
、蒸着力にボイドが発生し、また蒸Ｍ層の純度も低下す
るとされ、このためガス流動は必要最小限にとどめると
いう考え方が定着していた。しかし本発明者等の研究で
は、このようにガス流動が抑えられることにより、反応
ガスの母材界面への拡散移動、及び反応副生成物の界面
表層からの離脱がスムースに行われず、このため処理に
長時間を要すること、さらにはガス流動が抑えられるた
めＣＶＤ処理炉内の反応ガス濃度に分布を生じ、この結
果蒸着膜厚の不均一化を招くことが判った。

そして、このような事実に基づきさらに検討を加えた結
果、ＣＶＤ処理処理炉詰いて吹込ノズルにより雰囲気ガ
スを被処理材に吹付け、或いはファン等により雰囲気を
強制循環させることによりＳｉＣｌｔ４の鋼帯表面への
拡散及び反応生成物たるＦｅｃｔ、の鋼帯表面からの放
散を著しく促進し、高い蒸着速度でしかも蒸着膜の不均
一化を抑えつつＣＶＤ処理できることが判った。

このようなＣＶＤ処理性の向上は、吹付ノズルにより雰
囲気ガスを鋼帯表面（こ吹付ける方法が特に有効である
。第６図はこのノズル吹付方式による実施状況を示すも
ので、ＣＶＤ処理炉（２）内に鋼帯（Ｓ）に面して吹付
ノズル（５）が配置され、鋼帯表面にＳ　ｉ　Ｃｔ、を
含む雰囲気ガスが吹付けられる。第７図（イ）及び（０
）は、吹付ノズル（５）による吹付状況を示すもので、
（イ）に示すように鋼帯面に対して直角に、或いは（０
）に示すように斜め方向から吹付けることができる。

このようなノズル吹付による単位時間当りのＳｉ富化割
合は、ガスの鋼帯表面に対する衝突流速の増大に比例し
て大きくなるが、流速を過剰に大きくしても界面におけ
る反応律速となるためそれ以上のＳｔ富化効果は期待で
き５Ｎｍ／ｓｅｃ以下 ない・一般的＃占ｒωＴｒｆ’−１−分な効果が得られ
る。

コーティングを施し、焼付処理後捲取るようにすること
ができる。第２図はこのための連続処理ラインを示すも
ので、（６）はコーティング装置、（７）は焼付炉であ
る。

電磁鋼板鳩は通常積層状態で使用され、この場合積層さ
れる各鋼板はそれぞれ絶縁される必要がある。このため
電磁鋼板には絶縁皮膜コーティングが施される− Ｓｔ含有量が４．０％以上の鋼帯は、常温状態ではぜい
性材料であり、はとんど塑性変形しない。このため絶縁
皮膜コーティングをＣＶＤ処理ラインと別ラインで行っ
た場合、コイルの捲戻し、捲取り時に鋼帯が破断するお
それがある。そこで、本発明は拡散処理−冷却及び圧延
　塑性加工後、鋼帯（Ｓ）にコーティング装置　（６）
で絶縁塗料を塗布し、次いで塗装焼付炉（７）で焼付処
理する。

絶縁塗料としては、無機系、有機系の適宜なものを用い
ることができる。無機系塗料としては、例えばリン酸マ
グネシウム、無水クロム酸、シリカゾル等が、また有機
系塗料としてはプラスチック樹脂等が用いられる。塗料
はロールコータ方式、スプレ一方式等により鋼帯（Ｓ）
に塗布され、無機系塗料の場合には約ｓｏｏ′ｃｉｉ度
、有機系塗料の場合には２００〜３００℃程度で焼付処
理する。

なお前記加熱炉（１）では無酸化加熱が行われるもので
あり、このため電気間接加熱、誘導加熱、ラジアントチ
ューブ間接加熱、直火還元加熱等の加熱方式を単独また
は適当に組み合せた加熱方法が採られる。なお、間接加
熱方式を採る場合、加熱に先立ち電気洗浄等の前処理が
行われる。前処理を含めた加熱方式として例えば次のよ
うなものを採用できる。

■前処理−〔予熱〕−電気間接加熱（または誘導加熱） ■前処理−〔予熱〕−ラジアントチューブ加熱−電気間
接加熱（または誘導加熱）■〔予熱〕−直火還元加熱−
電気間接加熱（または誘導加熱） ■前処理−〔予熱〕−ラジアントチューブ間接加熱（セ
ラミックラジアントチューブ方式） ％式％ また、冷却炉（４）での冷却方式に特に限定はなくガス
ジェット冷却、ミスト冷却、放射冷却等の各種冷却方式
を単独または組合せた形で採用することができる。

本発明は、６．５％ＳＬ鋼帝の鋼帯な珪素含有量が極め
て高い鋼帯の製造に好適なものであることは以上述べた
通りであるが、従来、圧延法で製造する場合に変形が多
（歩留りが悪かったＳｔ　：　２〜４チ程度の高珪素鋼
帯も容易に製造できる利点がある。

〔実施例〕

０実施例−１ 小型のＣＶＤ処理炉を用い、Ｃ’ＶＤ処理性に対する５
ｉｃｔ４濃度及びＣＶＤ処理温度の影響を調べた。その
結果を第８図及び第９図に示す。

図中、Ａが雰囲気法、すなわちノズル吹付を行わないで
ＣＶＤ処理した場合、またＢがノズル吹付法、すなわち
第６図１こ示すように雰囲気ガスを鋼帯面に０−５　”
／　ｓの速度で吹き付けつつＣＶＤ処理した場合を示す
、なお、Ｅｉｉ富化割合とは、母材当初の５ｉｆｆｉに
対するＣＶＤ処理のＳｔ量増加分を示す。

これによれば、５ｉｃｔ、濃度５チ以上、ＣＶＤ処理温
度１０２３℃以上において大きなＳｉ富化効果が得られ
ている。また同じ条件でも、吹付ノズルにより雰囲気ガ
スを吹付ける方法の場合、単に雰囲気中で鋼帯を通板せ
しめる場合に較べ格段に優れたＳｉ富化効果（ＣＶＤ処
理性）が得られていることが判る。

第１０図は同様のＣＶＤ処理炉を用い、雰囲気法Ａとノ
ズル吹付法Ｂの蒸着時間と鋼帯中Ｓｔ　Ｄａ　（母材Ｓ
ｔ　ｆ！、＋　Ｗ＝Ｍ　Ｓｉ　量）　トノ関係を、Ｓｉ
：３襲、板厚０．５−の鋼帯を５ＩＣ４＃度２１チ、処
理温度１１５０℃でＣＶＤ処理した場合について調べた
ものである。なお、ノズル吹付法では、スリットノズル
により鋼帯に対し垂直方向から０．２　Ｎｍ／　！１１
！（！の流速で雰囲気ガスを吹付けた。同図から判るよ
うζこ、６．５％Ｓｔ鋼相尚のＳｉ蒸着量を得るため雰
囲気法人では７分かかるのに対し、ノズル吹付法Ｂでは
１．５分で処理することができたー 第１１図はノズル吹付法における衝突ガス流速と鋼帯の
Ｓｔ富化割合（第８図及び第９図と同様）との関係を示
すものであり、所定レベルまでは衝突ガス流速に比例し
て鋼帯の一１＼ ゝ＼、 ０実施例−２ 第１図に示す連続プロセスにより、それぞれ同量のｓｉ
蒸着量で拡散処理時間を変えた鋼帯を製造し、これらの
鋼帯の８１拡散の度合い及び磁気特性を調べた。

具体的には、板厚０．３５電、板＠９００　ｍのＳｉ３
％含有鋼帯を素材とし、ラインスピードを５〜ｓ　ｏ　
ｍｐｍの範囲で変化させることにより拡散炉の通過時間
を変え、ＣＶＤ処理を行った。なお、ラインスピードの
違いによって８１蒸着量が変化しないようにするため、
ラインスピードに応じＣＶＤ雰囲気ガス中の５ｌｃｔ、
濃度、及びガス吹付ノズルからの雰囲気ガス吹付量を変
え、Ｓｌの蒸着量がラインスピードに関係なく一定とな
るよらＤａした。

本実施例では母材を含めた平均Ｓｌ濃度が６．５ｗｔ’
ｌ　　となるような蒸着量でＳｉを蒸着させ、また一連
の処理は第１２図に示す熱サイクルで行った。なお、拡
散処理時間が短い＃４帯については、表層部のＳｌｔが
非常に多いことから、表層のひび割れを防止するため温
間（２５０〜３００°Ｃ）で巻取った。

第１３図はＣＶＤ処理ままの鋼帯、及び拡散時間が各５
分、１０分、２０分、４０分の上記鋼帯について、板厚
方向断面のＳｔ　ｅ！度及びＦｅ濃度をＸＭＡにより測
定したもので、約４０分の拡散処理（１２００ｏ　）で
、はぼ均一に８１が拡散されている。

第１４図は上記と同様条件により拡散時間を変えて得ら
れたサンプルについて、磁気特性たる鉄損を測定した結
果を示すもので、拡散処理時間１０分外匣、すなわち第
１３図（Ｃ）程度の８１拡散状態でＳｔを均一拡散させ
た場合とほぼ同等の十分に高い磁気特性が得られている
ことが判る。

Ｏ実施例１−３ 実施例−２と同様の素材鋼帯について、連続プロセスに
より各棟ＳｉＣ２，濃度の雰囲気でＣＶＤ処理をし、引
き続き１２００’０Ｘ１０分の拡散均熱処理を施し、ボ
イドの残存度合いを調べた。その結果を第１表に示す。

第　　　１　　　表 このようにｓ　ｉ　ｃｔ、濃度３０４．３５％ではボイ
ドの残存が認められた。そこで５ｌｃｔ、濃度３０％、
３５ｑｂについて、処理温度を、Ａ）　１２００°〇一
定ＸＩＯ分 Ｂ）　１２００　’ＯＸ　５分→１２５０　’ＯＸ　Ｓ
分Ｃ）　１２００°ＯＸ３分−＄１２５０°ＯＸ３分→
１２８Ｑ’ＯＸ４分 の３水準に設定して鋼帯を製造し、それらのボイド残存
を調査した。その結果を第２表に示す。

」 第　　　　　２　　　　　表 このように波数処理条件を選択することにより、ＳｉＣ
ｌＬ、　３５　’１でもある程度満足し得る製品が得ら
れる。但し、実際には若干の温度制御によりボイドを消
滅させることができる８ｉＣＬ、６度３０４以下が好ま
しい。

０実施例−４ 第１図に示す連続プロセスに第３図のスキンパスミルを
組み込んだプロセスラインにおいて、板厚０．３３ｗの
ｓｉ３．ｓ％含有鋼帯を母材とし、５０ｍｐｍのライン
スピードにより、目標板厚０．３０ｍ、＋ｉｕ　９００
＋ｓの８ｉ６．５％含有鋼帯を製造した。この際、次の
４条件によりそれぞれ鋼帯を製造した。なお、いずれも
拡散処理は１２００°ｏｘｉｏ分で行った。

Ａ）ＣＶＤ処理を、Ａｒ８０％、ＳｉＣ’ｔ、２０％の
雰囲気中で実施し、スキンパス圧延 を実施しない。

Ｂ）Ａ）と同様のＣＶＤ処理を行いスキンパス圧延を実
施。

Ｃ）ＣＶＤ処理を、Ａｒ８０％、５ｉｃｚ、ｚｏＬ４の
反応ガスをノズル吹付法で鋼帯に対 し、０．５　Ｎｍ／ａのガス流速で衝突させることによ
り実施し、スキンパス圧延 を実施しない。

Ｄ）ＣＶＤ処理をＣ）と同様に行い、スキンパス圧延を
Ｓｉ４施。

第３表は、これらの各ケースのサンプルについて、板厚
偏差（目標板厚に対する増減）及び表面用さを測定した
結果を示したもので、スキンパス圧延を’ＡＭすること
により板厚が精度良く均一化していることが判る。

〔発明の効果〕

以上述べた本発明によれば、連続ラインにおいて短時間
のＣＶＤ処理及び拡散熱処理により優れた磁気特性の高
珪素鋼帯を得ることができ、また１　２００　’Ｏ以下
の温度でｃｖｎ処理を行うため鋼帯の形状不良やエツジ
部溶解等の問題を生じさせることがなく、加えて鋼帯の
磁気特性を損うことなく優れた靭性を確保し且つ板厚を
均一化させることができ、このためラインの長大化を招
くことなく高品質の高珪素鋼板を能率的に製造すること
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図はそれぞれ本発明法を実施するための
連続処理ラインを示す説明図である。第３図は第１図及
び第２図における冷却炉の具体的構成列を示す説明図で
ある。＠４図はＦｅ−８１系状態図である。 ＠５図（Ａ）、（Ｂ）は本発明の拡散熱処理におけるｖ
！４帯板厚方向の８１濃度分布の変化を示すものである
。第６図及び第７図（イ）、（ロ）はノズル吹付方式に
よるＣＶＤ処理状況を示すもので、第６図は全体説明図
、第７図（イ）及び（ロ）はそれぞれノズル吹付方法を
示す説明図である。第８図はＣＶＤ処理におけるガス中
Ｓ　ｔ　ｃｔ、　ｐ度と鋼帯Ｓ１富化割合との関係、第
９図はＣＶＤ処理温度と鋼帯Ｓ１富化割合との関係をそ
れぞれ示すものである。第１０図は本発明におけろＳｉ
蒸着時間と鋼帯中８１濃度との関係を、雰囲気法及びノ
ズル吹付法で比較して示したものである。第１１図はノ
ズル吹付法によるＣＶＤ処理において、雰囲気ガスの鋼
帯に対する衝突ガスｉ運と鋼帯Ｓｉ富化割合との関係を
示すものである。第１２図は実施例で採った熱サイクル
を示すものである。 ｉ１３図（１ｋ）〜（ｅ）は実権例における各供試材の
Ｓｉ　濃［分布を示すものである。第１４図は実施例に
おける各供試材の磁気特性を示すものである。 図において、（１）は加熱炉、（２）はＣＶＤ処理炉、
（３）は拡散処理炉、（４）は冷却炉、（６）はコーテ
ィング装置、（７）は焼付炉、（９）はスキンパスミル
、（Ｓ）はＡ帯である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）鋼帯を、ＳｉＣｌ＿４をｍｏｌ分率で５〜３５％
   含んだ無酸化性ガス雰囲気中で、化学気相蒸着法により
   １０２３〜１２００℃の温度で連続的に滲珪処理し、次
   いでＳｉＣｌ＿４を含まない無酸化性ガス雰囲気中でＳ
   ｉを鋼帯内部に拡散させる拡散処理するに当り、該拡散
   処理を、表層Ｓｉ濃度が鋼帯厚み方向中心部のＳｉ濃度
   よりも高い状態にあるうちに打ち切り、Ｓｉ濃度が厚み
   方向で不均一な鋼帯を得、続く冷却過程の途中または冷
   却後、鋼帯を温間状態で圧延により塑性加工することを
   特徴とする連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法。
2. （２）鋼帯を、ＳｉＣｌ＿４をｍｏｌ分率で５〜３５％
   含んだ無酸化性ガス雰囲気中で、化学気相蒸着法により
   １０２３〜１２００℃の温度で連続的に滲珪処理し、次
   いでＳｉＣｌ＿４を含まない無酸化性ガス雰囲気中でＳ
   ｉを鋼帯内部に拡散させる拡散処理するに当り、該拡散
   処理を、表層Ｓｉ濃度が鋼帯厚み方向中心部のＳｉ濃度
   よりも高い状態にあるうちに打ち切り、Ｓｉ濃度が厚み
   方向で不均一な鋼帯を得、続く冷却過程の途中または冷
   却後、鋼帯を温間状態で圧延により塑性加工し、次いで
   絶縁皮膜コーティング及び焼付処理することを特徴とす
   る連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法。