JPS62227033A - 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〕

電磁鋼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の含有量が増すほど妖損が低減され、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８１含有
量４％程度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
板とした後、表面からＳｌ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、同郡により提案され、三谷、大西
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処理処理後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
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。

加えて、Ｓｉ含有量が４．０−以上の高珪素鋼板は脆性
であり、処理後鋼板をコイルに捲取る場合軸破断し易い
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、ＳｉＣｌ４をｍｏｌ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―珪
処理し１次いでＳ　ｉ　Ｃ１゜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
自り、該拡散処理を、表層Ｓｉ濃度が鋼帯厚み方向中心
部のＳｉａ度よりも高い状態にあるうちに打ち切り、Ｓ
ｉ濃度が厚み方向で不均一な鋼帯を得るようにしたこと
をその基本的特徴とする。

また本発明は、上記拡散処理−冷却後、絶縁皮膜コーテ
ィング及び焼付処理を施す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％５ｔ−Ｆ６合金の場合 Ｃ：０．０１％以下、５ｉｌｏ　〜４．０％、Ｍｎ　：
　２チ以下、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チ以下、Ｓｉ：４％以下、Ａｔ：３〜８チ
、Ｎｉ：４％以下、Ｍｎ　：　２　％以下、Ｃｒ　、　
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、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環ラインを示
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、Ｓ　ｉ　Ｃ１，を含む無酸化性ガス雰囲気中でＣ
ＶＤ法による８珪処理が施される。ＳｉＣｌｔ、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
ｉＣ２，のキャリアガスとしてはＡｒ　、Ｎｌ　、Ｈｅ
　、Ｈｚ　、　Ｃｔ（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、ＨＳＣＨ，等はＨＣｔ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いＡｒ　
、　Ｈｅ　、　Ｎ、が望ましく、さらに材料の窒化を防
止するという観点からすればこれらのうちでも特にＡｙ
　、　）ｌｅが最も好ましい。

ＣＶＤ処理におけるＷ４帯表面の主反応は、５　Ｆｅ　
＋ＳｉＣｌ４→ＦｅａＳ　ｉ　＋２　ＦｅＣ１＊↑であ
る。Ｓｉ　１原子が鋼帯面に蒸着してＦｅａＳｉ層を形
成し、Ｆｅ　２原子ＦｅＣ１，となりｓ　ＦｅＣ４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。ちなみ
に、Ｓ１３％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俤減少し、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０本発明者等が検討した
ところでは、ＣＶ　Ｄ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ＳｉＣｌｔ４濃度の適正化。

■処理温度の適正化。

■Ｓ　ｉ　Ｃｔ、の鋼帯表面への拡散及びＦｅＣｌ２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
Ｓｉ濃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
ｃｌ、濃度ｍｏｌ分率で５〜３５チに規定し、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５ｉｃｚ、が５チ未満であると期待するＳｉ
富化効果が得られず、また、例えば鋼帯のＳｉを１．０
チ富化するために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、ＳｉＣｌｔ、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、５ｉｃｋ　８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ＳｉＣｌ４１３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、ＳｉＣｌｔ４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ｓ１１度の低下に応じて
処理温度を上げることにより、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、ＳｉＣｌ４７９度が
３５％を超えると、発生するボイドの径が太き（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、５ｔｃｚ。

濃度が３５−以下であればあまり大きなボイドにはなら
ないため拡散処理で消滅可能である・ ＣＶＤ処理温度は１０２３〜１２００℃の範囲とする・
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ＦｅＣ１゜の沸点は
１０２３℃であり、この温度以下ではＦｅＣ４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Ｆｅｃｔ！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。Ｆｅ５Ｓｉの融点は、第３図に示すＦ、　−Ｓｉ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１
２５０℃以下でも鋼帯が溶解するのは、鋼帯表面ではＦ
ｅ３Ｓｉ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。

これに対し処理温度が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、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℃〜１２ｏｏ℃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Ｓ　ｉ　Ｃ１，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
よって表面に過濃状態にあるＳｉを鋼帯内部正こ拡散さ
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
門番こ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８１濃度よりも高い状態にあ
るうち化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Ｓｉｇ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、このような傾向
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
一な鋼帯を得るようにしたものである。

このような方法に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
、このようにして得られた鋼帯は、厚みの中心部が低Ｓ
ｉ濃度に維持されているため靭性が確保され、破断をへ
適切に防ぐことができる。

第４図は本発明法における鋼帯板厚方向のＳｉ濃度分布
の変化を示すものであり、３％Ｓｉ添加鋼の鋼帯を母材
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ｉ　（Ｓｉ：　１４．５％）のＳ
ｉが蒸着している。本発明ではこのような鋼帯を（Ｂ）
状態まで拡散熱処理し、板厚方向でＳｉ濃度が不均一な
鋼帯を得る。（Ｂ）に示す例では表層のＳｉ濃度が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濃度たる３％に維持されている。

このようにして得られるｗ４帝は、拡散熱処理温度と処
理時間を選択して表層部を追出な粒径と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（て済む。

拡散処理は、一定温度で行ってもよいが、第３図のＦｅ
−８ｔ状態図から判るように、拡散の進行とともに鋼帯
表膚部のＳｉ　（１％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）ことによ
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。鋼？ｆ　（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、Ｓｉ含有量が多く（例えば４．０％以上）、板厚が
比較的厚い鋼帯は温間で捲取るのが好ましい。

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ＳｉＣｌ４
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５ｔｃｚ、拡散とＦｅＣ４の鋼帯
表面からの放散とを促進、することにより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１こ
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処理炉にお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ＳｉＣｌ４の鋼帯表面への拡散
及び反応生成物たるＦｅＣ４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ＳｉＣｌ４を當む
雰囲気ガスが吹付けられる。第６図（イ）及び仲）は、
吹付ノズル（５）による吹付状況を示すもので、ビ）に
示すように鋼帯面に対して直角に、或いは（Ｃ４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ｌこよる単位時間車りの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
期待できない。一般的番こは、５　Ｎｍ／ｓｅｃ以下の
流速で十分な効果が得られる。

また本発明では、上記拡散処理−冷却後、鋼帯に連続的
に絶縁皮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。

Ｓｉ含有量が４．０分以上の鋼帯は、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処理ラインど別ラインで行っ
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、
無水クロム改、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。塗料ハロールコー
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、有機系血相の場
合には２００〜３００℃程度で焼付処理する・なお前記
加熱炉（１７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運車に
組み合せた加熱方法が採られる。なお１間接加熱刃式を
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％Ｓｉ鋼帯のよう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
く歩留りが悪かったＳｉ　：　２〜４％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＝惨←炸暑←を用い、・ＣＶＤ処理
性に対するＳＩ　Ｃｔ４鑓度及び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、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５図に示すように雰囲気カスを鋼帯面に０．５　ｎＬ
／３の流速で吹き付けつつＣＶＤ処理した場合を示す。

なお、これによれば、Ｓ　ｉ　Ｃｔ、濃度５ｑｂ以上、
Ｃ’ＶＤ処理温度１０２３℃以上番こおいて大きな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９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８１濃度（母材Ｓｉ量士
蒸着Ｓｌ量）との関係を、Ｓｉ　：　３％、板厚０．５
−の鋼帯をＳｉＣｌ４＠度２１俤、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
、ノズル吹吹付けた。同図から判るように、６．５％Ｓ
ｉ鋼相当のｓ１蒸着量を得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（第７図及び°第８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カス流速に比例
して鋼帯のＳｉ富化割合が増大している。

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Ｓｉ拡散の度合い及び磁気特性を調べた・ 具体的には板厚０．３５ｍｘ、板幅９００周の８１３チ
含有鋼帯を素材とし、ラインスピードを５〜ｓ　ｏ　ｍ
ｐｍ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（ＣＶＤ処理温度１０５０〜１１５０
℃）−拡散処理を行った。なお、ラインスピードの違い
によってＳｉ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ＣＶＤｇ囲気ガス中のＳｉＣ／４濃度
（１０〜３０ｔＬ）、及びガス吹付ノズルからの雰囲気
ガス吹付量を変え、Ｓｉの蒸着量がラインスピードに関
係なく一定となるよう調整した。本実施例では母材を含
めた平均Ｓｉ濃度が６．５　ｗｔ　’１６となるような
蒸着量でＳｉを蒸着させ、才た一連の処理は第１１図に
示す熱サイクルで行った。なお、拡散処理時間が短い鋼
帯については、表層部のＳｌ　−ＩＪが非常に多いこと
から、表層のヒビ割れを防止するため温間（２５０〜３
００℃）で巻壜った。

第１２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＃４帝について、板厚
方向断面のＳｉ６：＆度およびｒｅ濃度をＸＭＡにより
測定したもので、約４０分の拡散処理（１２００℃）で
ほぼ均一にＳｉが拡散されている。

第１３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分程度、すなわち第
１２図（Ｃ）程度のＳｉ拡散状態でＳｉ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。

０実施例−３ 実施例−２と同様の素材鋼帯について、連続プロセスに
より各種５ｉｃｔ４濃度の雰囲気でＣＵＤ処理をし、引
き続き１２００ＣＸ１０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。

このように５ｔｃｚ、濃度３０％、３５チではボイドの
残存が認められた。そこで、５ｉｃｔ、　濃度３０％、
３５チについて、処理温度を、Ａ）　　１２００℃一定
×１０分 ａ）　　１２００℃×５分→１２５０℃×５分Ｃ）　　
１２００℃×３分→１２５０℃×３分→１２８０℃×４
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表に示する。

第　　　　２　　　　表 このように拡散処理条件を選択することによりＳｉＣ１
％　３５　％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ＳｉＣ４濃度３０％以下が好ましい。

〔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
等の問題を生じさせることがなく、加えて磁気持性を損
うことなく鋼帯の靭性を向上させることができ、このよ
うなことからラインの長大化を招くことな（高品質の高
珪素銅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Ｆｅ−８
ｉ系状態図である、第４図（ＡＸＢ）は本発明の拡散熱
処理における鋼帯板厚方向のＳｉ濃度分布の変化を示す
ものである。第５図及び第６図Ｇ（）　（１：９はノズ
ル吹付方式によるＣＶＤ処理状況を示すもので、第５図
は全体説明図、第６図ビ）及び（ｑはそれぞれノズル吹
付方法を示す説明図である。第７図はｃｖｎ処理におけ
るガス中５ｉｃｔ４濃度と鋼帯Ｓｉ富化割合との関係、
第８図はＣＶＤ処理温度と鋼帯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Ｓｉ　９度との関係を、雰曲気法及び
ノズル吹付法で比較して示したものである。第１θ図は
ノズル吹付法によるＣＶＤ処理処理語いて、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１１図は実施例で採った熱サイ
クルを示すものである。第１２図（ａ）〜（ｅ）は実施
例における各供試材のＳｉ濃度分布を示すものである。 第１３図は実施例ζこ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、（力は焼付炉、（Ｓ）は鋼帯である― 特許出願人　　日本鋼管株式会社 発　明　者　　　阿　　　部　　　正　　　広間　　　
　　　　　　　岡　　　１）　　和　　　大同　　　　
　　　　　　　１）　　　中　　　　　　　　　哨同　
　　　　　　　大　　　和　　　正　　　室間　　　　
　　　　　　高　　　１）　　芳　　　−代理人弁理士
　　　吉　　　原　　　省　　　三向　　升−士　　　
吉　　　原　　　弘　　　子第４図 Ｓｉ　　濃度 ３Ｘ　　８．５Ｘ Ｓｉ　　濃度 第５図 第　６　図 （イ）　　　　　　　　　　　　　　（ロ）Ｓｉ　　窩
　イと・害り　弓’ｒ　　　　（ｗｔ’、ン藁）第１３
図 ＆収賄間 手続補正書（自発） 昭ｆ＋＋　６１年　　６７１２５０ 特許１１長ビ　宇　賀　道　部　　　　殿（特、ｎｌｉ
ボ肖ＩＸ　　　　　　　　　　　　　　　　　　殿）Ｉ
　・１１件の表示 昭和６１　年　特　　許　願第　７１４８９弓２、発明
の名称 ［ＩＩＩ続ラインにおける高珪素＃Ｉ帯の製造方法（４
１２）　　目木鋼管株式会社 ４代理人 ５、　　ｈｌｉ正命令の１１付 ７捕市の内容　別紙のとおり 補　　　正　　　内　　　容 ／本願明細畜牛第１２ＪｉｌＯ行Ｇ冒頭に「鋼帯表面は
」とあろを「鋼帯表面の」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、冷却後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。