JPH048504B2 - - Google Patents
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- JPH048504B2 JPH048504B2 JP61165517A JP16551786A JPH048504B2 JP H048504 B2 JPH048504 B2 JP H048504B2 JP 61165517 A JP61165517 A JP 61165517A JP 16551786 A JP16551786 A JP 16551786A JP H048504 B2 JPH048504 B2 JP H048504B2
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- Japan
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- steel plate
- steel
- treatment
- cvd
- concentration
- Prior art date
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は表面に絶縁皮膜を有する高珪素鋼板の
製造方法に関する。
製造方法に関する。
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最も優れた磁気特性を呈す
ることが知られている。
この種の鋼板はSiの含有量が増すほど鉄損が低減
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最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、所謂ストリツプキヤステイングは圧延法のよ
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。
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、所謂ストリツプキヤステイングは圧延法のよ
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。
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。
ところで、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
コーテイングが施される。従来、この絶縁皮膜コ
ーテイングは液状のコーテイン材を塗布し、乾
燥、焼付けを行うことにより行われている。
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
コーテイングが施される。従来、この絶縁皮膜コ
ーテイングは液状のコーテイン材を塗布し、乾
燥、焼付けを行うことにより行われている。
しかし、このような塗布による絶縁皮膜の形成
には次のような問題がある。
には次のような問題がある。
） 塗布ムラによりコーテイング膜厚が不均一
になり易い。
になり易い。
） 乾燥・焼付工程で鋼帯を再加熱する必要が
ある。
ある。
） コーテイング材が無機系である場合、乾
燥・焼付工程で約700〜800℃にも加熱する必要
があり、このため、鋼板の結晶成長が起こる
等、最終製品の磁気特性に悪影響を与えるおそ
れがある。
燥・焼付工程で約700〜800℃にも加熱する必要
があり、このため、鋼板の結晶成長が起こる
等、最終製品の磁気特性に悪影響を与えるおそ
れがある。
） コーテイングされた膜厚が厚いため、鋼板
を積層使用する際、積層材厚さが大きくなつて
しまう。（単位厚み当りの積層数が少ない） ） コーテイングが剥離し易い。
を積層使用する際、積層材厚さが大きくなつて
しまう。（単位厚み当りの積層数が少ない） ） コーテイングが剥離し易い。
一方、滲珪法のうち化学気相蒸着（以下、
CVDという）により高珪素鋼板を製造方法する
方法では、処理に長時間を要し、またSiの蒸着膜
厚が不均一になり易いという問題があり、これら
がCVD法を高珪素鋼板の製造に適用する際の障
害の一つとなつていた。
CVDという）により高珪素鋼板を製造方法する
方法では、処理に長時間を要し、またSiの蒸着膜
厚が不均一になり易いという問題があり、これら
がCVD法を高珪素鋼板の製造に適用する際の障
害の一つとなつていた。
本発明はこのような問題に鑑みなされたもの
で、CVD処理において均一なSi蒸着膜が短時間
で得られ、加えて焼付処理を要することなく、薄
膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることができ、
これによつて板面方向でのSi濃度が均一で、しか
も薄膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることがで
き、これによつて板面方向でのSi濃度が均一で、
しかも薄膜且つ均一な絶縁皮膜を有する高珪素鋼
板を効率的に製造することができる方法を提供せ
んとするものである。
で、CVD処理において均一なSi蒸着膜が短時間
で得られ、加えて焼付処理を要することなく、薄
膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることができ、
これによつて板面方向でのSi濃度が均一で、しか
も薄膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることがで
き、これによつて板面方向でのSi濃度が均一で、
しかも薄膜且つ均一な絶縁皮膜を有する高珪素鋼
板を効率的に製造することができる方法を提供せ
んとするものである。
このため本発明は、SiCl4をmol分率で５〜35
％含んだ無酸化性ガス雰囲気中において鋼板に吹
付ノズルから雰囲気ガスを吹き付け、処理温度
1023〜1200℃で鋼板をSi蒸着処理した後、Siを鋼
板内部に拡散させる処理を行い、しかる後、鋼板
面に安定酸化物を形成し得る原子の金属イオンを
照射し、次いでO2 +イオンを照射することにより
鋼板面に絶縁性皮膜を形成させることをその基本
的特徴とする。
％含んだ無酸化性ガス雰囲気中において鋼板に吹
付ノズルから雰囲気ガスを吹き付け、処理温度
1023〜1200℃で鋼板をSi蒸着処理した後、Siを鋼
板内部に拡散させる処理を行い、しかる後、鋼板
面に安定酸化物を形成し得る原子の金属イオンを
照射し、次いでO2 +イオンを照射することにより
鋼板面に絶縁性皮膜を形成させることをその基本
的特徴とする。
本発明はCVD法により後述するような条件で
鋼板表面にSiを蒸着させた後、Siを鋼板内部に拡
散させる拡散処理を施し、次いでこのような高珪
素鋼板に対し、イオンビーム照射法により絶縁皮
膜を形成させる。
鋼板表面にSiを蒸着させた後、Siを鋼板内部に拡
散させる拡散処理を施し、次いでこのような高珪
素鋼板に対し、イオンビーム照射法により絶縁皮
膜を形成させる。
この絶縁皮膜コーテイング工程では、まず、
Mg+、Si+、Al+等の安定酸化物を形成し得る原
子の金属イオンを鋼板面に照射してこの金属を鋼
板面に蒸着させる。イオンビーム照射は原子をイ
オン化し、これを磁界中で加速して鋼板面に衝突
させることにより行われるもので、これにより金
属は鋼板面に蒸着される。
Mg+、Si+、Al+等の安定酸化物を形成し得る原
子の金属イオンを鋼板面に照射してこの金属を鋼
板面に蒸着させる。イオンビーム照射は原子をイ
オン化し、これを磁界中で加速して鋼板面に衝突
させることにより行われるもので、これにより金
属は鋼板面に蒸着される。
上記金属イオン照射後、さらに鋼板面にはO2 +
イオンが照射され、これによつて先に蒸着してい
る金属が酸化され、鋼板表面にSiO2、MgO、
Al2O3等の非に薄く（数百μm〜数μm程度）しか
も非常に緻密で高絶縁性を有する皮膜（酸化物皮
膜）が形成される。
イオンが照射され、これによつて先に蒸着してい
る金属が酸化され、鋼板表面にSiO2、MgO、
Al2O3等の非に薄く（数百μm〜数μm程度）しか
も非常に緻密で高絶縁性を有する皮膜（酸化物皮
膜）が形成される。
この酸化物皮膜は、極めて均一且つ薄く形成さ
れるため、母材に対する密着性にも優れている。
れるため、母材に対する密着性にも優れている。
また、以上のような絶縁皮膜の形成処理は、従
来のような乾燥・焼付処理を行わないため、母材
である高珪素鋼板の磁気特性が害されることがな
いという利点がある。
来のような乾燥・焼付処理を行わないため、母材
である高珪素鋼板の磁気特性が害されることがな
いという利点がある。
本発明において、Siを鋼板表面に蒸着させる方
法としてCVD法が取られる。
法としてCVD法が取られる。
CVD法による鋼板の連続処理は、SiCl4をmol
分率で５〜35％含んだ無酸化性ガス雰囲気中にお
いて、1023〜1200℃の温度で連続的に行われる。
分率で５〜35％含んだ無酸化性ガス雰囲気中にお
いて、1023〜1200℃の温度で連続的に行われる。
SiCl4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、SiCl4のキヤリアガスとして
はAr、N2、He、H2、CH4等を使用することが
できる。これらキヤリアガスのうち、排ガスの処
理法を考慮した場合、H2、CH4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いAr、He、N2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Ar、Heが最も好まし
い。
元性ガスを意味し、SiCl4のキヤリアガスとして
はAr、N2、He、H2、CH4等を使用することが
できる。これらキヤリアガスのうち、排ガスの処
理法を考慮した場合、H2、CH4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いAr、He、N2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Ar、Heが最も好まし
い。
CVD処理における鋼板表面の主反応は、
5Fe＋SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2↑である。Si1原
子が鋼板面に蒸着してFe3Si層を形成し、Fe2原
子がFeCl2となり、FeCl2の沸点1023℃以上の温
度において気体状態で鋼板表面から放散される。
したがつてSi原子量が28.086、Fe原子量が55.847
であることから、鋼板は質量減少し、これに伴い
板厚も減少することになる。ちなみに、Si3％鋼
板を母材とし、CVD処理でSi6.5％鋼板を製造す
ると、質量は8.7％減少し、板厚は約7.1％減少す
る。
子が鋼板面に蒸着してFe3Si層を形成し、Fe2原
子がFeCl2となり、FeCl2の沸点1023℃以上の温
度において気体状態で鋼板表面から放散される。
したがつてSi原子量が28.086、Fe原子量が55.847
であることから、鋼板は質量減少し、これに伴い
板厚も減少することになる。ちなみに、Si3％鋼
板を母材とし、CVD処理でSi6.5％鋼板を製造す
ると、質量は8.7％減少し、板厚は約7.1％減少す
る。
従来、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
なかつたことによるものと考えられる。本発明質
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
つた。
そのCVD処理条件に十分な検討が加えられてい
なかつたことによるものと考えられる。本発明質
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
つた。
雰囲気ガス中のSiCl4濃度の適正化。
処理温度の適正化。
SiCl4の鋼板表面への拡散及びFeCl2の鋼板表
面からの放散の促進。
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、処理温度および鋼板に対する雰
囲気ガスの供給方式を規定するものである。
ガス中のSi濃度、処理温度および鋼板に対する雰
囲気ガスの供給方式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SiCl4濃度をmol分率で５〜35％に規定し、
このような雰囲気中で鋼板を連続的にCVD処理
する。
中のSiCl4濃度をmol分率で５〜35％に規定し、
このような雰囲気中で鋼板を連続的にCVD処理
する。
雰囲気中のSiCl4が５％未満であると期待する
Si富化効果が得られず、また、例えば鋼板のSi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。
Si富化効果が得られず、また、例えば鋼板のSi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、SiCl4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。
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、SiCl4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SiCl4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、SiCl4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。換言すればSiCl4濃度が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。
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SiCl4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、SiCl4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。換言すればSiCl4濃度が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。
CVD処理温度は1023〜1200℃の範囲とする。
CVD処理反応は鋼板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板表面温度であ
る。
CVD処理反応は鋼板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板表面温度であ
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FeCl2が鋼板
表面から気体状態で放散されず、鋼板表面に液体
状に付着して蒸着反応を阻害してしまう。本発明
者らが行つた基礎実験の結果では、このFeCl2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。
は1023℃であり、この温度以下ではFeCl2が鋼板
表面から気体状態で放散されず、鋼板表面に液体
状に付着して蒸着反応を阻害してしまう。本発明
者らが行つた基礎実験の結果では、このFeCl2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。Fe3Siの融点は、第２図に示すFe−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、鋼板表面が部分的に溶解し、
また、鋼板エツジ部分が過加熱のため溶解する。
このように1250℃以下でも鋼板が溶解するのは、
鋼板表面ではFe3Si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℃以下であれば鋼板表面は
溶解は全く認められず、また、エツジの過加熱
も、鋼板中心の平均温度を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
する。
である。Fe3Siの融点は、第２図に示すFe−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、鋼板表面が部分的に溶解し、
また、鋼板エツジ部分が過加熱のため溶解する。
このように1250℃以下でも鋼板が溶解するのは、
鋼板表面ではFe3Si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℃以下であれば鋼板表面は
溶解は全く認められず、また、エツジの過加熱
も、鋼板中心の平均温度を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
する。
以上のようにしてSiが蒸着された鋼板は引き続
きSiの拡散処理がなされる。すなわち、Si蒸着処
理直後では、鋼板表面近くはSi濃度が高く、中心
部分では母材Si濃度のままであり、これを均熱・
拡散処理し均一Si濃度或いは所定の濃度分布とす
る必要がある。
きSiの拡散処理がなされる。すなわち、Si蒸着処
理直後では、鋼板表面近くはSi濃度が高く、中心
部分では母材Si濃度のままであり、これを均熱・
拡散処理し均一Si濃度或いは所定の濃度分布とす
る必要がある。
Siを鋼帯内部に拡散させる方法としては均熱拡
散法と、イオンビーム照射拡散法とがある。
散法と、イオンビーム照射拡散法とがある。
均熱拡散法は、鋼板を所定の温度に均熱保持す
ることによりSiを拡散させるもので、鋼板表面を
酸化させないようにするため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。
ることによりSiを拡散させるもので、鋼板表面を
酸化させないようにするため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。
この拡散処理は、一定温度で行つてもよいが、
第２図のFe−Si状態図から判るように、拡散の
進行とともに鋼板表層部のSi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板を溶
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、拡散を促進させ
ることができる。例えば6.5％Si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。
第２図のFe−Si状態図から判るように、拡散の
進行とともに鋼板表層部のSi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板を溶
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、拡散を促進させ
ることができる。例えば6.5％Si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。
また、後者のイオンビーム照射法では、高い運
動エネルギーを持つたイオンを、固体表面に衝突
させることにより、スパツタ現象（固体表面を高
速でたたく効果）及び増速拡散効果、さらにはイ
オン衝突時の運動エネルギーの熱エネルギーへの
変換による固体温度の上昇効果により、Siの拡散
を行うものである。
動エネルギーを持つたイオンを、固体表面に衝突
させることにより、スパツタ現象（固体表面を高
速でたたく効果）及び増速拡散効果、さらにはイ
オン衝突時の運動エネルギーの熱エネルギーへの
変換による固体温度の上昇効果により、Siの拡散
を行うものである。
このような拡散処理において衝突させるイオン
種としては、Ar+、He+等の不活性ガスイオン、
Fe+イオン等を用いることができる。このうち不
活性ガスイオンは鋼板表面反応を問題とする場合
には適していると言える。しかし、このイオンを
用いた場合、鋼板表面層内にAr、He等が残留し
てしまう。これに対し、Fe+イオンを用いること
により次のような利点が得られる。
種としては、Ar+、He+等の不活性ガスイオン、
Fe+イオン等を用いることができる。このうち不
活性ガスイオンは鋼板表面反応を問題とする場合
には適していると言える。しかし、このイオンを
用いた場合、鋼板表面層内にAr、He等が残留し
てしまう。これに対し、Fe+イオンを用いること
により次のような利点が得られる。
(イ) 母材と同一の元素であるため、残留による問
題を生じない。
題を生じない。
(ロ) イオンの質量が大きく、衝突効果が大きい。
(ハ) CVD処理において、鋼帯のFeが消耗される
が、わずかではあるがその消耗分を補うことが
できる。
が、わずかではあるがその消耗分を補うことが
できる。
(ニ) イオン化するためには気体状のものが好まし
く、CVD過程で発生するFeCl2（沸点1023℃）
が使用できる。
く、CVD過程で発生するFeCl2（沸点1023℃）
が使用できる。
なお以上の拡散処理は、Siが鋼板に均一に拡散
させるまで行つてもよいが、場合によつては、そ
の処理を表層Si濃度が鋼板厚み方向中心部の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板を得るようにしてもよ
い。
させるまで行つてもよいが、場合によつては、そ
の処理を表層Si濃度が鋼板厚み方向中心部の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板を得るようにしてもよ
い。
Si蒸着を行うためのCVD処理において、CVD
処理速度を鋼板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、これに加え鋼板表面へのSiCl4拡散と
FeCl2の鋼板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、しかも均一な膜
厚のSi蒸着膜を得ることが可能となる。
処理速度を鋼板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、これに加え鋼板表面へのSiCl4拡散と
FeCl2の鋼板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、しかも均一な膜
厚のSi蒸着膜を得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長してい
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ズに行われず、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処理帯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
が判つた。このような蒸着膜厚の不均一化は、拡
散処理後の鋼板各部（板面方向）におけるSi濃度
の不均一化を招き、鋼板の品質上好ましくないこ
とは言うまでもない。
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長してい
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ズに行われず、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処理帯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
が判つた。このような蒸着膜厚の不均一化は、拡
散処理後の鋼板各部（板面方向）におけるSi濃度
の不均一化を招き、鋼板の品質上好ましくないこ
とは言うまでもない。
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処理帯において吹付ノズルに
より雰囲気ガスを鋼板に吹き付けることにより、
SiCl4の鋼板表面への拡散及び反応生成物たる
FeCl2の鋼板表面からの放意を著しく促進し、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つた。
加えた結果、CVD処理帯において吹付ノズルに
より雰囲気ガスを鋼板に吹き付けることにより、
SiCl4の鋼板表面への拡散及び反応生成物たる
FeCl2の鋼板表面からの放意を著しく促進し、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つた。
このようなCVD処理性の向上は、フイン等に
より雰囲気を強制循環させる方式に較べ、吹付ノ
ズルにより雰囲気ガスを鋼板表面に吹付ける方法
が特に有効である。第３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処理帯２内
に鋼帯Ｓに面して吹付ノズル６が配置され、鋼板
表面にSiCl4を含む雰囲気ガスが吹付けられる。
第４図イ及びロは、吹付ノズル６による吹付況を
示すもので、イに示すように鋼板面に対して直角
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。
より雰囲気を強制循環させる方式に較べ、吹付ノ
ズルにより雰囲気ガスを鋼板表面に吹付ける方法
が特に有効である。第３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処理帯２内
に鋼帯Ｓに面して吹付ノズル６が配置され、鋼板
表面にSiCl4を含む雰囲気ガスが吹付けられる。
第４図イ及びロは、吹付ノズル６による吹付況を
示すもので、イに示すように鋼板面に対して直角
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、ガスの鋼板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。一般には、５N
ｍ／ｓｅｃ以下の流速で十分な効果が得られる。
富化割合は、ガスの鋼板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。一般には、５N
ｍ／ｓｅｃ以下の流速で十分な効果が得られる。
第５図及び第６図は、CVD処理性に対する
SiCl4濃度及びCVD処理温度の影響を調べたもの
である。
SiCl4濃度及びCVD処理温度の影響を調べたもの
である。
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３図に示すように雰囲気ガスを
鋼板面に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富化割合とは、母材当
初のSi濃度に対するCVD処理によるSi増加分を
示す。
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３図に示すように雰囲気ガスを
鋼板面に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富化割合とは、母材当
初のSi濃度に対するCVD処理によるSi増加分を
示す。
これによれば、SiCl4濃度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
で鋼板を通板せしめる場合に較べ格段に優れたSi
富化効果（CVD処理法）が得られていることが
判る。
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
で鋼板を通板せしめる場合に較べ格段に優れたSi
富化効果（CVD処理法）が得られていることが
判る。
第７図は雰囲気法Ａとノズル吹付法Ｂの蒸着時
間と鋼板中Si濃度（母材Si量＋着Si量）との関係
を、Si：３％、板厚0.5mmの鋼板をSiCl4濃度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、
スリツトノズルにより鋼板に対し垂直方向から
0.2Nm/sec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鋼相当のSi蒸着量を得
るために雰囲気法Ａ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。
間と鋼板中Si濃度（母材Si量＋着Si量）との関係
を、Si：３％、板厚0.5mmの鋼板をSiCl4濃度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、
スリツトノズルにより鋼板に対し垂直方向から
0.2Nm/sec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鋼相当のSi蒸着量を得
るために雰囲気法Ａ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８図はノズル吹付法における衝突ガス流速と
鋼板のSi富化割合（第５図及び第６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板のSi富化割合が増大して
いる。
鋼板のSi富化割合（第５図及び第６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板のSi富化割合が増大して
いる。
以上述べたSi蒸着処理−拡散処理を前提とし、
本発明による鋼板の連続処理プロセスの実施態様
を以下に例示する。
本発明による鋼板の連続処理プロセスの実施態様
を以下に例示する。
(1) SiCl4をmol分率で５〜35％含んだ無酸化性
ガス雰囲気中において鋼板に吹付ノズルから雰
囲気ガスを吹き付け、処理温度1023〜1200℃で
鋼板を連続的にSi蒸着処理し、次いで、SiCl4
を含まない無酸化性ガス雰囲気中でSiを鋼板内
部に所定の状態に拡散させる拡散処理を施し、
冷却後、まず鋼板に安定酸化物を形成し得る原
子の金属イオンを照射し、次いでO2 +イオンを
照射することにより鋼板面に絶縁性皮膜を形成
させる。
ガス雰囲気中において鋼板に吹付ノズルから雰
囲気ガスを吹き付け、処理温度1023〜1200℃で
鋼板を連続的にSi蒸着処理し、次いで、SiCl4
を含まない無酸化性ガス雰囲気中でSiを鋼板内
部に所定の状態に拡散させる拡散処理を施し、
冷却後、まず鋼板に安定酸化物を形成し得る原
子の金属イオンを照射し、次いでO2 +イオンを
照射することにより鋼板面に絶縁性皮膜を形成
させる。
(2) SiCl4をmol分率で５〜35％含んだ無酸化性
ガス雰囲気中において鋼板に吹付ノズルから雰
囲気ガス吹き付け、処理温度1023〜1200℃で鋼
板を連続的にSi蒸着処理し、次いで、鋼板にイ
オンビームを照射することによりSiを鋼板内部
に拡散させ、しかる後、鋼板面に安定酸化物を
形成し得る原子の金属イオンを照射し、次いで
O2 +イオンを照射することにより鋼板面に絶縁
性皮膜を形成させる。
ガス雰囲気中において鋼板に吹付ノズルから雰
囲気ガス吹き付け、処理温度1023〜1200℃で鋼
板を連続的にSi蒸着処理し、次いで、鋼板にイ
オンビームを照射することによりSiを鋼板内部
に拡散させ、しかる後、鋼板面に安定酸化物を
形成し得る原子の金属イオンを照射し、次いで
O2 +イオンを照射することにより鋼板面に絶縁
性皮膜を形成させる。
本発明は鋼帯に限らず、切板やプレス成品等の
加工材をその対象とすることができ、対象がこの
ようなものである場合には、鋼材はコンベア装置
等により各処理帯を搬送されることになる。
加工材をその対象とすることができ、対象がこの
ようなものである場合には、鋼材はコンベア装置
等により各処理帯を搬送されることになる。
第１図は、Si蒸着処理−拡散処理にCVD処理
−均熱拡散を用いた場合の薄板製造ラインの一例
を示すもので、１は加熱帯、２はCVD処理帯、
３は拡散処理帯、４は冷却帯、５ａは第１イオン
ビーム照射帯（Al+注入帯）、５ｂは第２イオン
ビーム照射帯（O2 +注入帯）である。
−均熱拡散を用いた場合の薄板製造ラインの一例
を示すもので、１は加熱帯、２はCVD処理帯、
３は拡散処理帯、４は冷却帯、５ａは第１イオン
ビーム照射帯（Al+注入帯）、５ｂは第２イオン
ビーム照射帯（O2 +注入帯）である。
このようなラインによる製造プロセスの一例を
説明すると、まず鋼帯Ｓは加熱帯１で1150℃まで
無酸化加熱された後、CVD処理帯２に導かれる。
ここでは、Ar：80％、SiCl4：20％の反応ガスが
ノズルから0.3Nm/Sの流速で鋼帯面に吹き付け
られ滲珪処理がなされる。次いで、鋼帯は拡散処
理帯３に導かれ、無酸化雰囲気中で1200℃で均熱
保持され、拡散処理がなされる。次いで、冷却帯
４において常温または巻取温度まで冷却され、引
き続き、第１イオンビーム照射帯５ａにおいて、
イオン化したAl+が約150keVで鋼帯面に照射さ
れ、続く第２イオンビーム照射帯５ｂでは、O2 +
イオンが同様の加速エネルギーで照射され、これ
によつて鋼帯表面にはアルミ酸化膜の安定な絶縁
皮膜（例えば厚み約300nm）が形成される。
説明すると、まず鋼帯Ｓは加熱帯１で1150℃まで
無酸化加熱された後、CVD処理帯２に導かれる。
ここでは、Ar：80％、SiCl4：20％の反応ガスが
ノズルから0.3Nm/Sの流速で鋼帯面に吹き付け
られ滲珪処理がなされる。次いで、鋼帯は拡散処
理帯３に導かれ、無酸化雰囲気中で1200℃で均熱
保持され、拡散処理がなされる。次いで、冷却帯
４において常温または巻取温度まで冷却され、引
き続き、第１イオンビーム照射帯５ａにおいて、
イオン化したAl+が約150keVで鋼帯面に照射さ
れ、続く第２イオンビーム照射帯５ｂでは、O2 +
イオンが同様の加速エネルギーで照射され、これ
によつて鋼帯表面にはアルミ酸化膜の安定な絶縁
皮膜（例えば厚み約300nm）が形成される。
以上述べた本発明によれば、CVD処理におい
て均一なSi蒸着皮膜が得られるため、Si濃度が鋼
板各部（板面方向）において均一な高珪素鋼板を
得ることができるとともに、焼付処理を行うこと
なく薄膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることが
でき、また焼付処理を必要としないため高珪素鋼
板の磁気特性が害されることなく、高品質の磁性
鋼板を得ることができる。しかも、本発明の
CVD処理条件によれば、その処理を短時間で実
施できるとともに、絶縁皮膜形成処理も乾燥・焼
付処理が不要であること等から短時間で効率的に
実施することができる。以上のことから本発明の
製造方法によれば、板面方向におけるSi濃度が均
一で、しかも薄膜且つ均一な絶縁皮膜を有する磁
気特性に優れた高珪素鋼板を工業的に高い生産性
で製造することができるという効果がある。
て均一なSi蒸着皮膜が得られるため、Si濃度が鋼
板各部（板面方向）において均一な高珪素鋼板を
得ることができるとともに、焼付処理を行うこと
なく薄膜且つ均一な絶縁皮膜を形成させることが
でき、また焼付処理を必要としないため高珪素鋼
板の磁気特性が害されることなく、高品質の磁性
鋼板を得ることができる。しかも、本発明の
CVD処理条件によれば、その処理を短時間で実
施できるとともに、絶縁皮膜形成処理も乾燥・焼
付処理が不要であること等から短時間で効率的に
実施することができる。以上のことから本発明の
製造方法によれば、板面方向におけるSi濃度が均
一で、しかも薄膜且つ均一な絶縁皮膜を有する磁
気特性に優れた高珪素鋼板を工業的に高い生産性
で製造することができるという効果がある。
第１図は本発明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２図はFe−Si系状態
図である。第３図及び第４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３図
は全体説明図、第４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５図はCVD処
理におけるガス中SiCl4濃度と鋼帯Si富化割合と
の関係、第６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７図は
Si蒸着時間と鋼帯中Si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８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。
ンを示す説明図である。第２図はFe−Si系状態
図である。第３図及び第４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３図
は全体説明図、第４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５図はCVD処
理におけるガス中SiCl4濃度と鋼帯Si富化割合と
の関係、第６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７図は
Si蒸着時間と鋼帯中Si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８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。
Claims (1)
- １ SiCl4をmol分率で５〜35％含んだ無酸化性
ガス雰囲気中において鋼板に吹付ノズルから雰囲
気ガスを吹き付け、処理温度1023〜1200℃で鋼板
をSi蒸着処理した後、Siを鋼板内部に拡散させる
処理を行い、しかる後、鋼板面に安定酸化物を形
成し得る原子の金属イオンを照射し、次いでO2 +
イオンを照射することにより鋼板面に絶縁性皮膜
を形成させることを特徴とする絶縁皮膜を有する
高珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16551786A JPS6324034A (ja) | 1986-07-16 | 1986-07-16 | 絶縁皮膜を有する高珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16551786A JPS6324034A (ja) | 1986-07-16 | 1986-07-16 | 絶縁皮膜を有する高珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6324034A JPS6324034A (ja) | 1988-02-01 |
| JPH048504B2 true JPH048504B2 (ja) | 1992-02-17 |
Family
ID=15813895
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16551786A Granted JPS6324034A (ja) | 1986-07-16 | 1986-07-16 | 絶縁皮膜を有する高珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6324034A (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6059068A (ja) * | 1983-09-09 | 1985-04-05 | Rikagaku Kenkyusho | 着色鉄鋼材料およびその製造方法 |
| JPS61129803A (ja) * | 1984-11-29 | 1986-06-17 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-07-16 JP JP16551786A patent/JPS6324034A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6324034A (ja) | 1988-02-01 |
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