JPH0549745B2 - - Google Patents
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- C23C16/56—After-treatment
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
- C21D8/1255—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
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- C23C16/24—Deposition of silicon only
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
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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、CVDと称す）法による高珪素鋼帯の製造
方法に関する。
（以下、CVD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鉄損が低減
され、Si：6.5wt％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：6.5wt％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4wt％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4wt％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。
［発明が解決しようとする問題点］
この滲珪法は、五弓、阿部により提案され、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、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。また処理温度も
1230C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つて溶解するおそ
れがあり、連続ラインでの安定通板が期待できな
い。
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、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。また処理温度も
1230C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つて溶解するおそ
れがあり、連続ラインでの安定通板が期待できな
い。
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。
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、最終製品板厚に滲珪処理時
の減少板厚分を付加した板厚を有する鋼帯を、無
酸化性ガス雰囲気中で連続的に通板させつつ、
SiCl4をmol分率で５〜35％含んだ無酸化性ガス
を吹付ノズルから鋼帯面に吹き付けて1023〜1200
℃の温度で連続的に滲珪処理し、次いで、SiCl4
を含まない無酸化性ガス雰囲気中において、鋼板
表面が溶融しない程度の温度でSiを鋼帯内部に略
均一に拡散させる拡散処理を施し、冷却後捲取る
ことをその基本的特徴とする。
の減少板厚分を付加した板厚を有する鋼帯を、無
酸化性ガス雰囲気中で連続的に通板させつつ、
SiCl4をmol分率で５〜35％含んだ無酸化性ガス
を吹付ノズルから鋼帯面に吹き付けて1023〜1200
℃の温度で連続的に滲珪処理し、次いで、SiCl4
を含まない無酸化性ガス雰囲気中において、鋼板
表面が溶融しない程度の温度でSiを鋼帯内部に略
均一に拡散させる拡散処理を施し、冷却後捲取る
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、絶縁被
膜コーテイングを施し、焼付処理後捲取ることを
他の基本的特徴とする。
膜コーテイングを施し、焼付処理後捲取ることを
他の基本的特徴とする。
以下、本発明の詳細を説明する。
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。
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。
３〜6.5wt％Si−Fe合金の場合
Ｃ：0.01wt％以下、Si：０〜4.0wt％、Mn：
2wt％以下、その他不可避不純物は極力低い方が
望ましい。
2wt％以下、その他不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：0.01wt％以下、Si：4wt％以下、Al：３〜
8wt％、Ni：4wt％以下、Mn：2wt％以下、Cr，
Tiなどの耐食性を増す元素5wt％以下、その他の
不可避不純物は極力低い方が望ましい。
8wt％、Ni：4wt％以下、Mn：2wt％以下、Cr，
Tiなどの耐食性を増す元素5wt％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。
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。
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。
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。
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、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。
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。
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
理性を考慮した場合、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
理性を考慮した場合、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処理における鋼帯表面の主反応は、
5Fe＋SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2↑
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FeCl2となり、FeCl2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。したがつて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、Si3％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
7.2％減少する。したがつて、最終製品板厚を0.3
mmとする場合、母材板厚は0.3／（1.0−0.072）＝
0.323（mm）とする必要がある。第１７図は最終製
品のSi濃度と滲珪処理による板厚減少率との関係
を示しており、このような板厚減少率を見込んで
母材板厚を決める必要がある。
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帯表面から放
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、Si3％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
7.2％減少する。したがつて、最終製品板厚を0.3
mmとする場合、母材板厚は0.3／（1.0−0.072）＝
0.323（mm）とする必要がある。第１７図は最終製
品のSi濃度と滲珪処理による板厚減少率との関係
を示しており、このような板厚減少率を見込んで
母材板厚を決める必要がある。
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
られていなかつ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
ことが判つた。
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の鋼帯表面への拡散及びFeCl2の鋼帯表
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濃度及び処理温度を規定するものであ
る。
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帯を連続的に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帯を連続的に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、例えば鋼帯の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、例えば鋼帯の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。第１２図はSiCl420％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１３図はこの鋼帯
を1200℃×20min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１４図はSiCl440
％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。
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。第１２図はSiCl420％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１３図はこの鋼帯
を1200℃×20min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１４図はSiCl440
％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FeCl2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３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
規定する。
である。Fe3Siの融点は、第３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
規定する。
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SiCl4拡
散とFeCl2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。
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SiCl4拡
散とFeCl2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
が判つた。
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
が判つた。
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処理炉において吹付ノズルに
より雰囲気ガスを被処理材に吹付けることにより
SiCl4の鋼帯表面への拡散及び反応生成物たる
FeCl2の鋼帯表面からの拡散を著しく促進し、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つた。
加えた結果、CVD処理炉において吹付ノズルに
より雰囲気ガスを被処理材に吹付けることにより
SiCl4の鋼帯表面への拡散及び反応生成物たる
FeCl2の鋼帯表面からの拡散を著しく促進し、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つた。
鋼帯の滲珪処理では、Feと反応ガス中のSiと
が鋼帯表面で置換することで、Siが鋼中に取り込
まれる。これは置換型CVD反応と呼ばれるもの
で、鋼帯表面すなわち固体側からFeCl2が気体
（反応生成ガス）として発生する。一般にCVD反
応と呼ばれているものの多くは、気相中でのガス
の反応によつて生成（析出）したものが基板面に
付着するものであり、この反応の場合の副生成物
（反応生成ガス）は気相中で生じ、固体側から発
生するものではない。このように、鋼帯の滲珪処
理のような置換型CVD反応を伴う処理において
は、反応生成ガスが固体側から生じるという点
で、一般に知られたCVD反応とは異なる反応生
成ガスの生成挙動を示す。
が鋼帯表面で置換することで、Siが鋼中に取り込
まれる。これは置換型CVD反応と呼ばれるもの
で、鋼帯表面すなわち固体側からFeCl2が気体
（反応生成ガス）として発生する。一般にCVD反
応と呼ばれているものの多くは、気相中でのガス
の反応によつて生成（析出）したものが基板面に
付着するものであり、この反応の場合の副生成物
（反応生成ガス）は気相中で生じ、固体側から発
生するものではない。このように、鋼帯の滲珪処
理のような置換型CVD反応を伴う処理において
は、反応生成ガスが固体側から生じるという点
で、一般に知られたCVD反応とは異なる反応生
成ガスの生成挙動を示す。
そして、このような置換型CVD反応では、反
応ガスを含む雰囲気ガスを鋼帯表面に次々に供給
し、且つ反応生成ガス（FeCl2等）を反応界面か
ら速やかに離脱させることが反応を促進させる上
で極めて重要である。
応ガスを含む雰囲気ガスを鋼帯表面に次々に供給
し、且つ反応生成ガス（FeCl2等）を反応界面か
ら速やかに離脱させることが反応を促進させる上
で極めて重要である。
この意味で、鋼帯面に吹付ノズルによつて雰囲
気ガスを吹き付けることは、反応界面への反応ガ
スの供給と反応生成ガスの反応界面からの離脱を
促進することができるという利点がある。
気ガスを吹き付けることは、反応界面への反応ガ
スの供給と反応生成ガスの反応界面からの離脱を
促進することができるという利点がある。
第４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を含
む雰囲気ガスが吹き付けられる。
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を含
む雰囲気ガスが吹き付けられる。
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Si富化効果は期待できない。一般的には、
5Nm／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。一般的には、
5Nm／sec以下の流速で十分な効果が得られる。
第５図イ及びロは、吹付ノズルによる吹付状況
を示すもので、本発明ではイに示すように鋼帯面
に対して直角方向から、或いはロに示すように斜
め方向からガスを吹付けることができるが、反応
生成ガスを反応界面から速やかに離脱させるため
には、第５図ｂに示すような斜め方向からのガス
の吹付が最も好ましい。第８図および第９図は雰
囲気ガスを吹付ノズル５から鋼帯面に垂直に吹き
付けた場合（第８図と、同じく斜め方向から吹き
付けた場合（第９図）におけるガスの流れを模式
的に示したものである。
を示すもので、本発明ではイに示すように鋼帯面
に対して直角方向から、或いはロに示すように斜
め方向からガスを吹付けることができるが、反応
生成ガスを反応界面から速やかに離脱させるため
には、第５図ｂに示すような斜め方向からのガス
の吹付が最も好ましい。第８図および第９図は雰
囲気ガスを吹付ノズル５から鋼帯面に垂直に吹き
付けた場合（第８図と、同じく斜め方向から吹き
付けた場合（第９図）におけるガスの流れを模式
的に示したものである。
これによれば、第８図のように吹付ノズル５か
ら鋼帯面に垂直にガス（反応ガス：SiCl4）を吹
き付けた場合には、ノズル直下の鋼帯面上に雰囲
気ガス噴流の澱み部が形成され、その上流側から
次々供給される雰囲気ガスが、鋼帯面から発生す
る反応生成ガス（FeCl2）を押さえ込む形となる
ため、反応生成ガスの逃げ場がなくなり、反応界
面からの離脱ができなくなる。このため、その部
分での反応が進まなくなる。またこのため、ノズ
ル直下部分でのSi富化量がその周辺部に較べて極
端に不足し、その部分で大きなSi濃度勾配を生
じ、特に濃度勾配が急になる部分が収縮変形する
という問題も生じる。
ら鋼帯面に垂直にガス（反応ガス：SiCl4）を吹
き付けた場合には、ノズル直下の鋼帯面上に雰囲
気ガス噴流の澱み部が形成され、その上流側から
次々供給される雰囲気ガスが、鋼帯面から発生す
る反応生成ガス（FeCl2）を押さえ込む形となる
ため、反応生成ガスの逃げ場がなくなり、反応界
面からの離脱ができなくなる。このため、その部
分での反応が進まなくなる。またこのため、ノズ
ル直下部分でのSi富化量がその周辺部に較べて極
端に不足し、その部分で大きなSi濃度勾配を生
じ、特に濃度勾配が急になる部分が収縮変形する
という問題も生じる。
これに対し、第９図のように雰囲気ガスを鋼帯
面に対して斜め方向から吹き付けた場合には、第
８図のようなガスの澱みが生じないため、反応生
成ガスは鋼帯面から極めてスムーズに離脱するこ
とができ、このため反応が非常に促進され、大き
な処理速度を得ることができる。また、この方法
で常に濃度一定の新鮮な反応ガスが反応面に供給
され、反応生成ガスの反応界面からの離脱もスム
ーズになされるため、反応ガス濃度分布による蒸
着膜厚の不均一化という問題を生じることがな
く、また特に、ノズル直下近傍部で上記のような
大きなSi濃度勾配が生じるようなことがないた
め、急激なSi濃度分布による収縮変形という問題
を生じることもない。
面に対して斜め方向から吹き付けた場合には、第
８図のようなガスの澱みが生じないため、反応生
成ガスは鋼帯面から極めてスムーズに離脱するこ
とができ、このため反応が非常に促進され、大き
な処理速度を得ることができる。また、この方法
で常に濃度一定の新鮮な反応ガスが反応面に供給
され、反応生成ガスの反応界面からの離脱もスム
ーズになされるため、反応ガス濃度分布による蒸
着膜厚の不均一化という問題を生じることがな
く、また特に、ノズル直下近傍部で上記のような
大きなSi濃度勾配が生じるようなことがないた
め、急激なSi濃度分布による収縮変形という問題
を生じることもない。
第１５図は、第８図に示すように吹付ノズル５
から鋼帯面に対して垂直に雰囲気ガスを吹き付け
た場合における鋼帯面のSi富化量の一例を示した
もので、略1150℃に加熱された鋼帯面に約40mm離
れたノズル（スリツトノズル）から雰囲気ガス
（SiCl4濃度15％、残部N2）を吹き付ける処理を
行い、処理時間0.5、1.0、3.0分の各場合につい
て、ノズル直下およびその周辺の鋼帯面でのSi富
化量を調べたものである。
から鋼帯面に対して垂直に雰囲気ガスを吹き付け
た場合における鋼帯面のSi富化量の一例を示した
もので、略1150℃に加熱された鋼帯面に約40mm離
れたノズル（スリツトノズル）から雰囲気ガス
（SiCl4濃度15％、残部N2）を吹き付ける処理を
行い、処理時間0.5、1.0、3.0分の各場合につい
て、ノズル直下およびその周辺の鋼帯面でのSi富
化量を調べたものである。
第１５図によれば、第８図の説明で述べたよう
にノズル直下での反応生成ガスの離脱が阻害され
るため、その部分でのSi富化量が極端に不足し、
凹状のSi富化分布となつており、十分な処理速度
が得られていないことが判る。また、このように
極端なSi濃度分布を生じると、濃度勾配が特に急
になる部分が収縮変形するという問題も生じる。
にノズル直下での反応生成ガスの離脱が阻害され
るため、その部分でのSi富化量が極端に不足し、
凹状のSi富化分布となつており、十分な処理速度
が得られていないことが判る。また、このように
極端なSi濃度分布を生じると、濃度勾配が特に急
になる部分が収縮変形するという問題も生じる。
一方、第１６図は、第９図に示すように鋼帯面
に斜め方向から雰囲気ガスを吹き付けた場合にお
ける鋼帯面のSi富化量の一例を示したもので、そ
の処理条件は上記の第１５図の場合と同じ（但
し、処理時間：３分）である。なお、図中の数値
は鋼帯面の垂線に対するガス吹付方向の傾き角度
を示している。第１５図と比較して判るように、
鋼帯面に対して斜め方向からガスを吹き付けるこ
とにより、反応生成ガスの離脱が極めてスムーズ
になされ、第１５図のような極端なSi濃度分布も
なく、反応が円滑に生じ、大きな処理速度が得ら
れていることが判る。また、急激なSi濃度勾配を
生じないため、上述したような収縮変形を生じる
恐れもない。
に斜め方向から雰囲気ガスを吹き付けた場合にお
ける鋼帯面のSi富化量の一例を示したもので、そ
の処理条件は上記の第１５図の場合と同じ（但
し、処理時間：３分）である。なお、図中の数値
は鋼帯面の垂線に対するガス吹付方向の傾き角度
を示している。第１５図と比較して判るように、
鋼帯面に対して斜め方向からガスを吹き付けるこ
とにより、反応生成ガスの離脱が極めてスムーズ
になされ、第１５図のような極端なSi濃度分布も
なく、反応が円滑に生じ、大きな処理速度が得ら
れていることが判る。また、急激なSi濃度勾配を
生じないため、上述したような収縮変形を生じる
恐れもない。
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SiCl4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濃度とする必要があ
る。
引き続き拡散炉３に導かれSiCl4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。
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、一定温度で行つてもよいが、
第３図のFe−Si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、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３図のFe−Si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、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。
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、Si含有量が多く（例えば4.0wt％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。
却され、しかる後捲取られる。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、Si含有量が多く（例えば4.0wt％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。
また本発明では、上記拡散処理−冷却後、鋼帯
に連続的に絶縁被膜コーテイングを施し、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
テイング装置、７は焼付炉である。
に連続的に絶縁被膜コーテイングを施し、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
テイング装置、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イング
が施される。Si含有量が4.0wt％以上の鋼帯は、
常温状態ではぜい性材料であり、ほとんど塑性変
形しない。このため絶縁皮膜コーテイングを
CVD処理ラインと別ライン行つた場合、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
にコーテイング装置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。
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。Si含有量が4.0wt％以上の鋼帯は、
常温状態ではぜい性材料であり、ほとんど塑性変
形しない。このため絶縁皮膜コーテイングを
CVD処理ラインと別ライン行つた場合、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
にコーテイング装置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ツ
ク樹脂等が用いられる。塗料はロールコータ方
式、スプレー方式等により鋼帯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。
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ツ
ク樹脂等が用いられる。塗料はロールコータ方
式、スプレー方式等により鋼帯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、通電加熱、誘
導加熱、ラジアントチユーブ間接加熱、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
うなものを援用できる。
のであり、このため電気間接加熱、通電加熱、誘
導加熱、ラジアントチユーブ間接加熱、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
うなものを援用できる。
前処理−〔予熱〕−電気間接加熱（または誘導
加熱） 前処理−〔予熱〕−ラジアントチユーブ加熱−
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〕−ラジアントチユーブ間接加
熱（セラミツクラジアントチユーブ方式） 〔予熱〕−直火還元加熱 また、冷却炉４での冷却方式に特に限定はなく
ガスジエツト冷却、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。
加熱） 前処理−〔予熱〕−ラジアントチユーブ加熱−
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〕−ラジアントチユーブ間接加
熱（セラミツクラジアントチユーブ方式） 〔予熱〕−直火還元加熱 また、冷却炉４での冷却方式に特に限定はなく
ガスジエツト冷却、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つたSi：２〜
4wt％程度の高珪素鋼帯も容易に製造できる利点
がある。
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つたSi：２〜
4wt％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］
Γ実施例 １
小型のCVD処理炉−拡散処理炉を用い、本発
明法（吹付ノズルで雰囲気ガスを鋼帯面に対して
斜め方向から吹き付ける方法）及び比較法（ノズ
ル吹付を行わずCVD処理を行う方法）により、
通常の成分の冷延鋼帯にSiを蒸着させるCVD処
理を施した後、拡散熱処理を施し、高珪素鋼帯を
製造した。第６図は雰囲気ガス中のSiCl4濃度と
鋼帯中のSiの富化割合との関係、第７図はCVD
処理温度と鋼帯中Siの富化割合との関係を示すも
ので、図中Ａが比較法、Ｂが本発明法（鋼帯面で
のガス衝突流速0.5m／Ｓ）によるものを示して
いる。なお、Si富化割合とは、母材当初のSi濃度
に対するCVD処理−拡散処理後のSi増加分を示
す。
明法（吹付ノズルで雰囲気ガスを鋼帯面に対して
斜め方向から吹き付ける方法）及び比較法（ノズ
ル吹付を行わずCVD処理を行う方法）により、
通常の成分の冷延鋼帯にSiを蒸着させるCVD処
理を施した後、拡散熱処理を施し、高珪素鋼帯を
製造した。第６図は雰囲気ガス中のSiCl4濃度と
鋼帯中のSiの富化割合との関係、第７図はCVD
処理温度と鋼帯中Siの富化割合との関係を示すも
ので、図中Ａが比較法、Ｂが本発明法（鋼帯面で
のガス衝突流速0.5m／Ｓ）によるものを示して
いる。なお、Si富化割合とは、母材当初のSi濃度
に対するCVD処理−拡散処理後の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のほうが、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。
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のほうが、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Si富化割合が増大してい
る。
と鋼帯のSi富化割合（拡散処理後の割合）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Si富化割合が増大してい
る。
Γ実施例 ２
第１図に示す連続プロセスで板厚0.35mm、板幅
900mm、Si3.5％含有鋼帯を母材とし、ラインスピ
ード25mpmでSi6.5％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
をキヤリアガスとしたSiCl4濃度20mol％の雰囲
気ガスを、鋼帯に対し斜め方向から0.3Nm／sec
のガス流速で吹付けた。
900mm、Si3.5％含有鋼帯を母材とし、ラインスピ
ード25mpmでSi6.5％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
をキヤリアガスとしたSiCl4濃度20mol％の雰囲
気ガスを、鋼帯に対し斜め方向から0.3Nm／sec
のガス流速で吹付けた。
第１１図はこの場合の熱サイクルを示すもの
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、W10/50：
0.55W／Kgという極めて低鉄損の良質な6.5％Si鋼
帯を製造できた。
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、W10/50：
0.55W／Kg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処理を行うことができ、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せることが
なく、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。
短時間でCVD処理を行うことができ、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せることが
なく、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。
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−Si系状態図である。第４図及び第５
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４図は全体説明図、第５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６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７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８図は雰囲気ガスを吹付ノズルから
鋼帯面に垂直に吹き付けた場合におけるガスの流
れを模式的に示したものである。第９図は雰囲気
ガスを吹付ノズルから鋼帯面に斜めに吹き付けた
場合におけるガスの流れを模式的に示したもので
ある。第１０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１１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１２図ないし第１４図は本発明
材及び比較材たる鋼帯断面の金属組織を示す顕微
鏡拡大写真であり、第１２図はSiCl4：20％の雰
囲気でCVD処理した直後の組織、第１３図はそ
の鋼帯を拡散熱処理した後の組織、第１４図は
SiCl4：40％でCVD処理し、その後拡散処理した
後の組織を示している。第１５図は吹付ノズルか
ら鋼帯面に対して垂直に雰囲気ガスを吹き付けた
場合における鋼帯面のSi富化量の一例を示すもの
である。第１６図は吹付ノズルから鋼帯面に対し
て斜めに雰囲気ガスを吹き付けた場合における鋼
帯面のSi富化量の一例を示すものである。第１７
図は最終製品のSi濃度と滲珪処理による板厚減少
率との関係を示すものである。 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はコーテイング
装置、７は焼付炉、Ｓは鋼帯である。
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−Si系状態図である。第４図及び第５
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４図は全体説明図、第５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６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７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８図は雰囲気ガスを吹付ノズルから
鋼帯面に垂直に吹き付けた場合におけるガスの流
れを模式的に示したものである。第９図は雰囲気
ガスを吹付ノズルから鋼帯面に斜めに吹き付けた
場合におけるガスの流れを模式的に示したもので
ある。第１０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１１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１２図ないし第１４図は本発明
材及び比較材たる鋼帯断面の金属組織を示す顕微
鏡拡大写真であり、第１２図はSiCl4：20％の雰
囲気でCVD処理した直後の組織、第１３図はそ
の鋼帯を拡散熱処理した後の組織、第１４図は
SiCl4：40％でCVD処理し、その後拡散処理した
後の組織を示している。第１５図は吹付ノズルか
ら鋼帯面に対して垂直に雰囲気ガスを吹き付けた
場合における鋼帯面のSi富化量の一例を示すもの
である。第１６図は吹付ノズルから鋼帯面に対し
て斜めに雰囲気ガスを吹き付けた場合における鋼
帯面のSi富化量の一例を示すものである。第１７
図は最終製品のSi濃度と滲珪処理による板厚減少
率との関係を示すものである。 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はコーテイング
装置、７は焼付炉、Ｓは鋼帯である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 最終製品板厚に滲珪処理時の減少板厚分付加
した板厚を有する鋼帯を、無酸化性ガス雰囲気中
で連続的に通板させつつ、SiCl4をmol分率で５
〜35％含んだ無酸化性ガスを吹付ノズルから鋼帯
面に吹き付けて1023〜1200℃の温度で連続的に滲
珪処理し、次いで、SiCl4を含まない無酸化性ガ
ス雰囲気中において、鋼板表面が溶融しない程度
の温度でSiを鋼帯内部に略均一に拡散させる拡散
処理を施し、冷却後捲取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 最終製品板厚に滲珪処理時の減少板厚分付加
した板厚を有する鋼帯を、無酸化性ガス雰囲気中
で連続的に通板させつつ、SiCl4をmol分率で５
〜35％含んだ無酸化性ガスを吹付ノズルから鋼帯
面に吹き付けて1023〜1200℃の温度で連続的に滲
珪処理し、次いで、SiCl4を含まない無酸化性ガ
ス雰囲気中において、鋼板表面が溶融しない程度
の温度でSiを鋼帯内部に略均一に拡散させる拡散
処理を施し、冷却後絶縁被膜コーテイングを施
し、焼付処理後捲取ることを特徴とする高珪素鋼
帯の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61071485A JPS62227078A (ja) | 1986-03-28 | 1986-03-28 | 連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法 |
| US07/247,954 US5089061A (en) | 1986-03-28 | 1988-09-22 | Method for producing high silicon steel strip in a continuously treating line |
| CA000579756A CA1323291C (en) | 1986-03-28 | 1988-10-11 | Method for producing high silicon steel strip in a continuously treating line |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61071485A JPS62227078A (ja) | 1986-03-28 | 1986-03-28 | 連続ラインにおける高珪素鋼帯の製造方法 |
| CA000579756A CA1323291C (en) | 1986-03-28 | 1988-10-11 | Method for producing high silicon steel strip in a continuously treating line |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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