JPS62227080A - 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）法による高珪素鋼帯の製造方法に関する。

［従来の技術］ 電ｔａＷＡ板として高珪素鋼板が用いられている。

この種の鋼板はＳｉの含有ｍが増づほど鉄損が低減され
、Ｓｉ：　　６．５％では、磁歪が０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
知られている。

従来、高珪素鋼板を製造する方法として、圧延法、直接
鋳造法及び滲珪法があるが、このうち圧延法はＳｉ含含
有４％程度までは製造可能であるが、それ以上のＳｉ含
含有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′）方法、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
板とした後、表面からＳｉを浸透させることにより高珪
素鋼板を！！４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、五目、同郡により提案され、三番、大凶
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、事
実上連桧ラインには適用できないという根本的な問題が
ある。また処理温度も１２３０℃程度と極めて高いこと
から浸透処理後のａ９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によって溶解
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ＲがＦｃＣ，
０２等の形で放散され、これによって板厚が減少する。

し７＋）シこの種の処理では、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。

本発明はこのような従来技術の欠点を改善するためにな
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、ＳｉＣρ４をｍｏｊ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３１を鋼帯内部に略均一に拡散させる拡散処理
を施し、続く冷却過程の途中または冷却後、鋼帯を温間
状態で圧延ににり塑性加工するようにしたことをその基
本的特徴とする。

また本発明は、上記拡散処理−冷却及び圧延による塑性
加工後、絶縁被膜コーティングを施し、次いで焼付処理
覆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％３ｉ−ｒｅ金合金場合Ｃ：ｏ、ｏ１％
以下、Ｓｉ：Ｏ〜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：０．０１％以下、Ｓｉ：４％以下、Ａｊ：３〜８％
、Ｎ１：４％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ、Ｔｉなどの
ｉ４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、上述またように鋼帯は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
厚分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法にょる滲珪処即−
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ＩＭ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１．ｌｌ炉である。

鋼帯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、５ｉＣ
ｊ）　４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。ＳｉＣρ１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、ＳｉＣｌｌ　４の
キャリアガスとしては△ｒ。

Ｎ２　、Ｈａ　、Ｈ２、ＣＨ４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處
した場合、ｌ−１２，ＣＨ４等【よＨＣＮを発生させぞ
の処理の必要性が生じる難点があり、このような問題を
生じないＡｒ　、　ｔ−ＩＱ　、　Ｎ２が望ましく、さ
らに材料の窒化を防止すると（Ｘう観点ｈ＼らずればこ
れらのうらでも特に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　Ｆｃ＋　
ＳｉＣ，０４−＋　Ｆｅ＋　Ｓｉ＋　２　　ｒｅｃｎ　
２↑である。Ｓｉ１原子が鋼帯面に蒸着してＦｅ３Ｓｉ
層を形成し、Ｆｅ２原子がＦｅＣ１２となり、ＦｅＣｊ
　２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８１原子債が２８．
０８６、「ｅ原子量が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
。ちナミニ、Ｓ　ｉ　３　％　ｎＡ　ｍ　ヲＩＩ）　ｔ
Ａ　トＬ／、ＣＶＤ５１１１！［！ｔ’ｓｉ６．５％鋼
帯をＴ！ｌＪ造すると、質量は８．７％減少し、板厚は
約７．１％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Ｈ，１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５ｉＣｊ　４　’ａ度の適正化。

■　処理温度の適正化。

■　５ｉＣｊ）　４の鋼帯表面への拡散及びＦｅＣｊ　
２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【ノる雰囲気ガス中
のＳ　ｉ　７Ｊ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Ｓｉ
Ｃｌ　４淵度をｍｏｊ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ＳｉＣｌ　４が５％未満であると期待する５
ｉｒＸ化効果が得られず、また、例えば鋼帯の８１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、ＳｉＣｌ　４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、ＳｉＣρ４ｒＡ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ＳｉＣｌ　４濃度が１５％程度までは
ほとんど見られないが、１５％をこえると生成しはじめ
る。しかし、５ｉＣｊ　４８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。換さ°すれ
ばＳｉＣｌ　４　ｆＪ度が３５％を超えるとボイドの生
成が著しく、拡散処理後でもボイドが残留してしまう。

第１３図は５ｉＣ１４２０％の雰囲気でＣＶＤ処理した
直後の鋼帯断面を示すもので、蒸着層にはボイドがみら
れる。第１４図はこの鋼帯を１２００℃Ｘ２ｏｍｉｎの
拡散処理した後の断面を示すものであり、ＣＶＤ処理直
後のボイドはほぼ完全に消失している。これに対し第１
５図はＳｉＣ，Ｉｌ　４４０％でＣＶＤ処理し、その後
拡散処理した鋼帯の断面を示すもので、ボイドが層状に
残留していることが判る。

ＣＶＤ処ＬＴ［！温度は１０２３〜１２００℃の範囲と
づる。

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Ｊ：る反応生成物であるＦｅＣＪ　２の沸
点は１０２３℃であり、この温度以下ではＦｅＣｊ２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
に付着して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［ｅＣｊｌ　２の沸点を
境に、単位時間当りのＳｉの富化割合が著しく異なり、
１０２３℃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。Ｆｅ３　Ｓｉの融点は、第４図に示すＦｅ−５ｉ状
態図から明らかなように１２５０℃であるが、発明台等
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１２５０℃以下でも鋼帯が溶解するのは、鋼
帯表面ではＦｅ３　Ｓｉ相当のＳｉ濃度１４．５％以上
にＳｉが蒸着されているためであると推定される。こレ
ニ対シ処理湿度が１２００℃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、１２２０℃
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℃と規定ザる。

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５−ｉＣρ４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処理直模
では、鋼帯表面近くは５ｉｆ１度が高く、中心部分では
母材５ｉｌｌ　Ｕのままであり、これを均熱・拡散処理
し均−Ｓｉ淵度とする必要がある。

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有り、また高温で行うほど処理時
間が少なくて済む。

この拡散処理は、一定温度で行ってもよいが、第４図の
Ｆｃ−３ｉ状態図から判るように、拡散の進行とどちに
鋼帯表層部の５ｉｃＡ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
に昇温さヒる（例えば複数段階で昇渇さける）ことによ
り、拡散を促進させることができる。例えば６，５％Ｓ
ｉ鋼の場合、エツジ部の過加熱を考慮しても１４００℃
までの昇温が可能である。

このような拡散処理後、鋼帯Ｓは冷却炉４で冷月１され
、しかる後捲取られるが、本発明ではこの冷却途中また
は冷却後、温間状態で圧延による塑性加］：を行う。第
３図はこのための冷却炉の具体的な１１４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にスキンパスミル９が配設されている。このよう
な設備によれば、拡散炉３を出た鋼帯Ｓは冷却炉４の前
部冷ｒＪＩ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ｆＪＩ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°Ｎ着反応により鋼帯面
のＦＯがＦｅＣＪｌ　２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ｍ度分布の不均一によりＳ；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で生じている。そこで本発明
では温間状態にある鋼帯Ｓに圧延（スキンバス圧延また
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Ｕ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ｆｆ１（通常の圧延）で行ってらよい。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℃程度の温間状態で寿手≠≠
哄圧延を行う。すなわち鋼帯温度が２００℃未満では所
望の塑性加工性が１！？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、一般にＳｉ含有蚤が多く（例えば４．０％以上
）、板厚が比較的厚い鋼帯は温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１、或いは室温で捲取
る場合には、上記圧延後、冷却炉後段で室温まで最終冷
却され、しかる後捲取られる。

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、板形状の検出に基づき
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、上述したように雰囲気ガス中のＳｉＣｌ　
４８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５ｉＣ４４拡散とＦｅＣｊ　２
の鋼帯表面からの放散とを促進りることにより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
、蒸着層にボイドが発生し、また蒸着層の純度も低下す
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、このようにガス流肋が抑
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［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
＆Ｉ痕に分布を生じ、この結果蒸着膜厚の不均一化を眉
くことが判った。

ぞして、このような事実に基づぎさらに検討を加えた結
果、ＣＶＤ処理炉にＪ３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ＳｉＣｌｌ　４の鋼帯表面へ
の拡散及び反応生成物たるＦｃＣρ２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に吹付ける方法が特に有効である。

第５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Ｓｉｎ、Ｉｔ　４を含む雰囲気ガ
スが吹付（プられる。第６図（→及び（ロ）は、吹付ノ
ズル５にょる吹イ」状況を示すもので、←）に示すよう
に鋼帯面に対して直角に、或いは（ロ）に示すように斜
め方向から吹付けることができる。

このにうなノズル吹付にょるｑ１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Ｓｉ富化効果は期待
でき４Ｔい。一般的には、５Ｎ　ｍ　／　ｓｅｃ以下の
流速で（−分な効果が得られる。

また本発明では、上記拡散処理−冷却及び圧延による塑
性加工後、鋼帯に連続的に絶縁被膜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。

電磁鋼板は通常！１！１層状態で使用され、この場合積
層される各鋼板はぞ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ディングが施される。Ｓ
ｉ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。このため絶縁被
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ｒＪＩ及び圧延による塑
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、また有機系塗料ど
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８００℃程度、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４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〕−ラジアントブユーブ間接加熱（
セラミックラジアントデユープ方式）％式％ また、冷却炉４での冷却方式に特に限定はなく、ガスジ
Ｊ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％５ｉｌｌｉ！帯のような珪素含有Ｒ
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
形が多く歩留りが悪かったＳｉ：２〜４％稈度の高珪素
鋼帯も容易に製造できる利点がある。

［実　施　例］ ○　実施例−１ 小型のＣＶＤ処理炉−拡散処理炉を用い、Ｃ■Ｄ９８理
性に対する５ｉＣｆＪ４濃度及びＣＶＤ処理温度の影響
を調べた。その結果を第７図及び第８図に示す。

図中、八が雰囲気法、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５図に示すように雰囲気ガスを鋼帯面に０．５ｍ／Ｓ
の流速で吹き付けつつＣＶＤ処理した場合を示す。なお
、Ｓｉ″ｍ化割合とは、母材当初のＳｉ１度に対するＣ
ＶＤ処理−拡散処理後のＳｉ増加分を示す。

これによれば、ＳｉＣρ４？１１度５％以上、ＣＶＤ処
理温度１０２３℃以上において大きなＳｉ富化効果が１
：Ｉ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（）る方法の場合、単に雰囲気中で鋼
帯を通板せしめる１門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９図は同様のＣＶＤ処理炉−拡散処理炉を用い、雰囲
気法△とノズル吹付法Ｂの蒸着時間と鋼帯中５ｉｉ１１
度（拡散処理後の５ｉｉ１３度）との関係を、Ｓｉ：３
％、板厚０．５ｇの鋼帯をＳｉＣｌ４’ｔｌ１度２１％
、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０．２Ｎｆｆｌ／Ｓ
ｅｃの流速で雰囲気ガスを吹付けた。同図から判るよう
に、６．５％Ｓｉ鋼とするために雰囲気法人では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。

第１０図はこのようにして得られた鋼帯の磁気特性を示
すもので、いずれの場合も良好な結果が１９られている
。

第１１図はノズル吹付法における衝突ガス流速と鋼帯の
Ｓｉ富化割合（拡散処理後の割合）との関係を示ずもの
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８１富化割合が増大している。

○　実施例−２ 第１図に示す連続ブ［Ｉ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０．３３麿
のＳｉ　３．５％含有鋼帯を母材とし、２５ｍｐ＋ｎの
ラインスピードにより、目標板厚０．３０．、幅９００
ｍのＳｉ　６．５％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ｊ製造した。

Δ）　　ＣＶＤ処理を、Ａｒ８０％、ＳｉＣｌ　４２０
％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
を実施する。

Ｃ）　　ＣＶＤ処理を、Ａｒ８０％、ＳｉＣｌ　４２０
％の反応ガスをノズル吹付法で鋼帯に対し、０−３ＮＴ
ｒＬ／ｓａｃのガス流速で衝突させることにより実施し
、スキンバ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
延を実施した。

第１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）及び表面粗さを訓電した
結果を示したもので、スキンバス圧延を実施することに
より板厚が精度良く均一化していることが判る。

Ｏ実施例−３ 第１図に示す連続プロセスで板厚０　、３５　ｍｍ　％
板幅９００ｇ　、　Ｓ　ｉ　：、　３．５％含有鋼帯を
母材とし、ラインスピード２５ｍｐｍでＳｉ　：　６．
５％含有鋼帯を製造した。なお、ＣＶＤ処理炉では、吹
付ノズル方式により、ＡｒをキャリアガスとしたＳｉＣ
１４ｍ度２０ｍ０ρ％の雰囲気ガスを、鋼板に対し０．
３Ｎｍ／ｓｅｃのガス流速で吹き付けた。

第１２図はこの場合の熱１ナイクルを示すもので、本実
施例では拡散処理時に１２００℃から１３２０℃の２段
昇熱を実施した。この結果、Ｗ１ｏ１５ｏ：０．５５Ｗ
　／　Ｋ９という極めて低鉄損の良質な６．５％Ｓｉ鋼
帯を製造できた。

［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で
ＣＶＤ！２！ｌｌｌを行うことができ、また１２００℃
以下の温度でＣＶＤ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けることがなく、しかも均
一な板厚の鋼板を得ることができ、このためラインの長
大化を（？１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ｕ１炉の具体的構成例を示す説明図
である。第４図はＦｅ−３ｉ系状態図である。第５図及
び第６図ω、（Ｏ）はノズル吹Ｈ方式によるＣＶＤ処理
状況を示すもので、第５図は全体説明図、第６図（→及
び（２）はそれぞれノズル吹イ４方法を示す説明図であ
る。第７図はＣＶＤ処理におけるガス中ＳｉＣｌｌ　４
８度と鋼帯Ｓｉ富化割合との関係、第８図はＣＶＤ処Ｌ
！し！温度と鋼帯Ｓｉ富化割合との関係をそれぞれ示す
ものである。第９図は本発明におけるＳｉ蒸着時間と鋼
帯中Ｓｉｍ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１０図は本発明法により
得られた鋼帯の磁気特性を雰囲気法によるものとノズル
吹付法によるもの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流速と鋼帯Ｓｉ富化割
合との関係を示すものである。第１２図は本発明実施例
における熱サイクルを示すものである。 第１３図ないし笥１５図は本発明材及び比較材たる鋼帯
断面の金典組織を示す顕微鏡拡大写真であり、第１３図
はＳｉＣｌｌ　４　：　２０％の雰囲気でＣＶＤ処理し
た直後の組織、第１４図はその鋼帯を拡散熱処理した後
の組織、第１５図ハ５ｉＣｊ　４　：　４０９６　テＣ
Ｖ　Ｄ　処理し、その後拡散処理した後の組織を示して
いる。 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はスキンバスミル、Ｓは鋼帯である。 Ｓｉ　　ｔイしＩＩ　８（ｗｔ％） Ｓｉ　　畠イじし場−１＠−θＶ１ンら）乍邑千中Ｓｉ
ｉ震度（ｗｔ％） 張大透鳳率μ、（Ｘ１♂） 昌１２　図 リニ１３　ニス 年１４しｌ ズフしく、′Ｉ ；１５　ｆ、ＡＩ 手続補正書（自発） 昭和６１イ１　６月２５０ 特許庁長官　宇　賀　道　部　　　　殿（特許庁水査官
　　　　　　　　　　　　　　　　殿）■　事件の表示 昭和６１　年　特　　許　願力　７１４８７弓２、発明
の名称 連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法（４１２）　
　［（木鋼管株式会社 ４、代理人 ５、補正命令の日付　　　　　　　　　　　　　−１−
一一一一７、補正の内容　別紙のとおり −ｈ−１ｔ　　乙へ 補　　　正　　　内　　　容 １本願明細書中温１０負１３行目中ｒＦｅｓ　Ｓｉの融
点は、」とあるをｒ　Ｆｅ５Ｓｉの融点は、」と訂正す
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
   Ｓｉを鋼帯内部に略均一に拡散させる拡散処理を施し、
   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
   Ｓｉを鋼帯内部に略均一に拡散させる拡散処理を施し、
   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。