JP7047818B2 - 溶鋼の精錬方法 - Google Patents

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Description

本発明は、溶鋼の精錬方法、特に電気機器の鉄心材料等として用いられる無方向性電磁鋼板を製造する際に好適な素材の提供を可能とする、溶鋼の精錬方法に関するものである。
近年、鉄鋼材料は、その高純度化によって諸特性を向上することが希求されている。例えば、省エネルギーに対する関心の高まりに伴い、家庭用エアコン等に用いるモータには、消費電力が少なく、エネルギー損失が小さいことが要求されている。そのため、モータの鉄心材料に用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、高性能な特性、例えば、モータの鉄損を低減するために低鉄損であることや、モータの銅損を低減するために高磁束密度であることが強く要求されている。この要求に対して、より高い特性を有した鋼板が多く提案されている。同時に、これら高性能な磁気特性を有する鋼板を製造するためには、鋼の精錬段階にて要求成分に従う適正組成に溶製し、かつ不純物を極力低減する技術が求められる。
例えば、無方向性電磁鋼板においては、酸化物系介在物以外にMnSのような比較的微細な硫化物が存在すると、仕上げ焼鈍の段階において結晶粒成長が阻害されるため、製品特性の観点から、この種の介在物の形態制御が重要となる。そのため、CaやREMのような合金元素を添加することによって、MnSの生成抑制が図られている。このMnSの生成を確実に抑制して、さらに磁気特性を改善するには、真空脱ガスプロセスのような精錬段階にて鋼中Ｓの絶対量を低減する必要がある。
ここで、溶鋼の脱硫方法として、例えば、特許文献１には、真空脱ガス処理において、真空槽内で上吹きランスによりCaOを主成分とした脱硫フラックスを所定量吹き付ける脱硫方法が開示されている。また、特許文献２には、真空脱ガス処理時に、真空層内に所定比率のCaO-Al2O3系フラックスと金属Caを添加する脱硫方法が開示されている。さらに、特許文献３には、真空脱ガス処理において、真空槽内の溶鋼にCaO系脱硫剤に加え、金属Al含有アルミドロス・CaSi粉末・CaAl粉末・FeSi粉末のうち１種または混合分からなる金属粉体を吹き付ける脱硫方法が開示されている。
特許第３２６０４１７号公報 特許第４０９６６３２号公報 特許第６２８１７０８号公報
ところで、最近では、鉄資源をリサイクルする観点から、鉄心材の打抜加工時に発生するスクラップを鋳物銑の原料に再利用することが増加してきている。しかし、鋳物銑に含まれるAl含有量が0.05質量％以上になると、鋳物中に鋳巣（引け巣）が生じ易くなるため、スクラップ中に含まれるAlの含有量を0.05質量％未満に制限することが望まれている。
かように、Alを殆ど含有しないような溶鋼成分系では、溶鋼中酸素を十分に下げることが難しく、上記した各特許文献に開示されているように、CaOフラックスを添加することのみでは実質的な脱硫能が低いために、脱硫反応が進まないという問題があった。加えて、Al2O3を含む脱硫フラックスを適用すると、溶鋼へのAlピックアップが懸念され、Alの含有量を制限することが難しくなる。また、近年の環境保全に伴う規制によれば、溶融材としてCaF2を使用することは好ましくないため、CaF2の使用による脱硫反応の向上は望めない状況であった。
本発明は、上記の技術的背景に鑑みてなされたものであり、低Al含有量の成分系においても鋼中Ｓ濃度の低減を可能にする、溶鋼の精錬方法、特に、リサイクル性に優れ、かつ高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造するのに適した素材を提供できる、溶鋼の精錬方法について提案することを目的とする。
発明者らは、上記課題を解決するべく、脱硫フラックス成分および溶鋼添加成分との関係について鋭意検討を重ねた。その結果、酸化MnおよびSiO2を主成分とするフラックスを真空脱ガス槽内の溶鋼上に添加することが、溶鋼中Ｓの低減に有効であることを見出し、本発明を開発するに至ったものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（Ａ） 溶鋼を真空脱ガス処理する際に、酸化MnおよびSiO2を下記（１）式および（２）式を満たす範囲にて含むフラックスを添加する溶鋼の精錬方法。
記
1.29×(％T. Mn) ＋(％SiO2)≧60 ・・・（１）
1.29×(％T. Mn)／(％SiO2)≧0.7 ・・・（２）
ここで、(％T. Mn)：フラックス中の全マンガン濃度（質量％）
(％SiO2)：フラックス中の二酸化ケイ素の濃度（質量％）
（Ｂ）前記真空脱ガス処理は、下記（３）式および（４）式を満たす条件下で行う前記（Ａ）に記載の溶鋼の精錬方法。
記
[Si] ≦ 10×WFlux/WSteel×0.40×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO2)}] ・・・（３）
[Mn] ≦ [Mn]Fin－WFlux/WSteel×0.77×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO2)}] ・・・（４）
ここで、[Si]：脱硫フラックス添加直前の溶鋼中Si濃度（質量％）、
WSteel：溶鋼重量（t）、
WFlux：添加フラックス重量（t）
(％T. Mn)、(％ SiO2)：脱硫フラックス中の全MnおよびSiO2濃度、
[Mn]：脱硫フラックス添加直前における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
[Mn]Fin：真空脱ガス処理終了時における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
（Ｃ）前記真空脱ガス処理の後に、Ca含有合金を添加する前記（Ａ）または（Ｂ）に記載の溶鋼の精錬方法。
（Ｄ）前記Ca含有合金を添加後のタンディッシュにおける溶鋼は、
Ｃ：0.0050質量％以下、
Si：1.5～5.0質量％、
Mn：0.2～3.0質量％、
sol.Al：0.0030質量％以下、
Ｐ：0.2質量％以下、
Ｓ：0.0050質量％以下および
Ｎ：0.0040質量％以下
を含み、
鋼中の全Ca濃度(T.Ca)：0.0010～0.0080質量％および
鋼中の全酸素濃度(T.O)：0.0100質量％以下
であり、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する前記（Ｃ）に記載の溶鋼の精錬方法。
（Ｅ）前記成分組成は、さらに、下記のＡ群、Ｂ群およびＣ群のうちの少なくとも１群の化学成分を含有する前記（Ｄ）に記載の溶鋼の精錬方法。
記
Ａ群：SnおよびSbのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.01 質量％～0.1 質量％
Ｂ群：MgおよびREMのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.0001 質量％～0.050 質量％
Ｃ群：Cu, NiおよびCrのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で：0.01 質量％ ～ 0.5 質量％
本発明によれば、真空脱ガス処理中に溶鋼上へ酸化MnおよびSiO2を主成分とするフラックスを添加することによって、Al量が制限された成分系においても鋼中Ｓ濃度を確実に低減することができる。かくして得られる溶鋼は、高磁束密度かつ低鉄損で、しかもリサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板の製造に好適な素材となる。
以下、本発明を導くに到った実験結果について詳述する。
本発明者らは、転炉から出鋼後に真空脱ガス処理装置を用いて脱硫処理（真空脱ガス処理）を行い、次いでCa含有合金添加処理、例えば、鉄皮で被覆されたCa-Siワイヤー等を真空脱ガス処理後の溶鋼中へ大気下で添加し、介在物をCa系に改質する処理を行って、Ｃ：0.0050質量％以下、Si：1.5～5.0質量％、Mn：0.2～3.0質量％、sol.Al:0.0030質量％以下、Ｐ：0.2質量％以下、Ｓ：0.0050質量％以下およびＮ：0.0040質量％以下を含有し、鋼中の全Ca濃度(T.Ca)：0.0010～0.0080質量％および鋼中の全酸素濃度(T.O)：0.0100質量％以下である溶鋼を溶製し、該溶鋼を連続鋳造に供することによって、無方向性電磁鋼板を製造した。なお、前記溶鋼の調整組成は、タンディッシュにおける成分組成である。
この製造工程において、前記真空脱ガス処理において添加する脱硫フラックスの成分やその配合比率を種々に変化させ、該真空脱ガス処理終了時における溶鋼中Ｓ濃度との関係を評価した。その結果、酸化MnとSiO2を主成分とし、それらが所定比率からなる脱硫フラックスを溶鋼へ添加したとき、真空脱ガス処理後の溶鋼中Ｓが低位となることを見出した。
ここで、酸化Mnには、MnO、MnO2、Mn2O3、Mn3O4など、酸化数の異なる数種類があり、常温状態のフラックス中では前記のうちの１種または２種以上の混合物である。一方、溶鋼に添加された後のフラックスは、高温かつ大気雰囲気より低い酸素ポテンシャルの環境下に曝されるために、酸化Mnは安定な酸化物相になり、脱硫フラックスと溶鋼成分との間では、次式（５）式による脱硫反応が進行すると考えられる。具体的には、高温かつ真空脱ガスプロセスのような酸素ポテンシャルが低い雰囲気においては、上記した各酸化Mnは以下のように反応し、MnOが安定な相となる。
MnO2→MnO＋1/2O2
Mn2O3→2MnO＋1/2O2
Mn3O4→3MnO＋1/2O2
すなわち、常温では形態が異なる酸化Mnは溶鋼添加時においては安定相であるMnOの形態をとり、次式（５）式の反応にて脱硫へ寄与するものと考えられる。
以下、酸化Mnを代表してMnOと記載し、フラックス中の酸化Mn濃度も、フラックス中の全Mn濃度をMnO濃度に換算した値（(％MnO)＝1.29×（％T.Mn））で示すものとする。
(MnO) + [Ｓ] = (MnS) + [Ｏ] ・・・（５）
ここで、(MnO)：フラックス中のMnO濃度
(MnS)：フラックス中のMnS濃度
[Ｓ]：溶鋼中のＳ濃度
[Ｏ]：溶鋼中のＯ濃度
ここで、酸化MnとSiO2を主成分とした脱硫フラックスに対応する、MnO－SiO2系酸化物は、サルファイドキャパシティが高い酸化物系である。一方、溶鋼中Al濃度が0.003質量％以下であれば、溶鋼中酸素ポテンシャルは高位にある。なぜなら、溶鋼中の酸素ポテンシャルは、脱酸元素とその酸化物(スラグまたは介在物)との平衡により決まり、Alは強脱酸元素であるため、Al-Al2O3平衡で決まる酸素ポテンシャルは低くなるが、Al濃度が0.003質量％以下であれば、溶鋼中の酸素ポテンシャルはSi-SiO2平衡により決まることとなり、SiはAlと比べて脱酸力は低いため、酸素ポテンシャルは高くなる。すなわち、MnO－SiO2系酸化物は、溶鋼中の酸素ポテンシャルが高位にあることから、脱硫フラックス中のMnOが還元され難いため、溶鋼へ添加後も高脱硫能を維持できると考えられる。
この結果に基づき、脱硫フラックス中のMnOとSiO2の組成比率をさらに調査したところ、溶鋼の脱硫に対し適切な範囲があることが分かった。具体的には、フラックス中のMnOとSiO2の比率 1.29×（％T.Mn）／(％SiO2)が0.7未満であると、MnO量が低くなるため脱硫能が低下するだけでなく、SiO2量が多くなり溶鋼温度ではフラックスが溶融しなくなり反応性も低下するため、脱硫反応が進まない結果であった。また、フラックス中のMnOとSiO2の比率 1.29×（％T.Mn）／(％SiO2)の上限については特に規定はしないが、6.0以下の範囲であれば、溶鋼温度において液相リッチとなるため、溶鋼との反応性が向上し迅速に脱硫処理を行うのに好適である。
さらに、脱硫フラックスにおけるMnO濃度およびSiO2濃度の合計量、すなわち1.29×（％T.Mn）＋(％SiO2)は60質量％以上であることが必要である。この値が60質量％より低いと、フラックス中に含まれる不純分の影響が大きくなり、期待した脱硫効果が得られない。また、酸化MnおよびSiO2以外の成分については、Fe酸化物、Al2O3、TiO2やMgO等を含有しても良いが、良好な脱硫効果を得るためには、望ましくはフラックス中の1.29×（％T.Mn）＋(％SiO2)が80質量％以上、さらに望ましくは90質量％以上である。100質量％であってもよいのは勿論である。一方、Al2O3やTiO2の濃度については、溶鋼中へAlやTiがピックアップされることの懸念から、５質量％以下にすることが望ましい。
以上のとおり、脱硫フラックスにおけるMnOおよびSiO2の比率並びにMnOおよびSiO2の合計濃度を規制することが脱硫効率を高めるのに肝要であり、かような組成比率になる脱硫フラックスは、その原料を特に規定する必要はないが、例えばMn鉱石や珪石を粉砕し混合したものを使用することができる。
なお、脱硫後のフラックスは、例えば、取鍋上のCaO-SiO2-Al2O3-MgO-FeOを主成分とするスラグ中へ浮上分離される。一般に、Si濃度の高い溶鋼を処理する場合、取鍋スラグ中の塩基度CaO/SiO2は比較的低位であり、スラグ中のMnOは高塩基度スラグに比べて還元され難く、スラグから溶鋼中へのＳ移動（復Ｓ）は起こりにくい。また、必要であれば、スラグからの復Ｓを防ぐために、例えば、MgOクリンカーを添加し、融点の高いスラグに改質することにより、メタル－スラグ反応による溶鋼中へのＳ移動を抑制することも可能である。
さらに、本発明者らは、上記脱硫フラックスを添加する際の溶鋼の成分について調査した結果、溶鋼成分にも適切な濃度範囲があることが分かった。すなわち、脱硫フラックスを添加する際の溶鋼中のSiおよびMn濃度を以下の(３)および(４)式の範囲に制御することで、より良好な脱硫反応を得ることができる。
[Si] ≦ 10×WFlux/WSteel×0.40×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO2)}] ・・・（３）
[Mn] ≦ [Mn]Fin－WFlux/WSteel×0.77×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO2)}] ・・・（４）
ここで、[Si]：脱硫フラックス添加直前の溶鋼中Si濃度（質量％）
WSteel：溶鋼重量（t）
WFlux：添加フラックス重量（t）
(％T. Mn)、(％ SiO2)：脱硫フラックス中の全MnおよびSiO2濃度
[Mn]：脱硫フラックス添加直前における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
[Mn]Fin：真空脱ガス処理終了時における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
すなわち、脱硫フラックス添加直前の溶鋼中のSiおよびMn濃度が、それぞれ（３）および（４）式の右辺より大きくなる場合、フラックス中MnOのSiによる還元が進み、脱硫効果が得られなくなる、おそれがある。また、これらを満足できない場合、フラックスからのMnピックアップが多くなり、目標のMn濃度に調整することが難しくなる、おそれがある。したがって、脱硫フラックスを添加する際の溶鋼中SiおよびMn濃度は、（３）および（４）式の範囲とすることが望ましい。
なお、脱硫フラックス添加直後の溶鋼中のSiおよびMn濃度について特に規定はしないが、溶鋼中のSi濃度が0.01質量％以上の場合、多少の溶鋼脱酸が効き、溶鋼からスラグへのＳ分配比を高めることができるため、脱硫フラックス添加後の溶鋼中のSi濃度は0.01質量％以上であることが好ましい。
本発明の精錬方法は無方向性電磁鋼板用溶鋼の精錬に有利に適合するものであり、特に以下に示す成分組成を有する無方向性電磁鋼板用溶鋼の精錬に適用すると良い。この好適な成分組成範囲とその理由は、以下のとおりである。
Ｃ：0.0050 質量％以下
Ｃは、磁気時効を起こして鉄損を増加させる元素であり、特に0.0050 質量％を超えると、鉄損の増加が顕著となることから、0.0050 質量％以下に制限する。好ましくは0.0030 質量％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Si：1.5 質量％～5.0 質量％
Siは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。特に、本発明では、Siと同じ効果を有するAlの低減を想定しているため、Siは1.5 質量％以上添加する。しかし、Siが5.0 質量％を超えると、磁束密度が低下するだけでなく、鋼が脆化し、冷間圧延中に亀裂を生じる等、製造性を大きく低下させる。よって、上限は5.0 質量％とする。さらに好ましくは、1.6 質量％ ～ 3.8 質量％の範囲である。
Mn：0.20 質量％～3.0 質量％
Mnは、Siと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素でもある。そこで、本発明では、Mnを0.20 質量％以上含有させる。一方、3.0 質量％を超えると、磁束密度が低下するため、上限は3.0 質量％とする。
Ｐ：0.2 質量％以下
Ｐは、微量の添加で鋼の硬さを高める効果が大きい有用な元素であり、要求される硬さに応じて適宜添加するとよい。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の低下をもたらすので、上限は0.2 質量％とする。
Ｓ：0.0050 質量％以下
Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製造性（熱間圧延性）や製品板の磁気特性を低下させるので、少ないほど好ましい。そこで、本発明での上限は0.005 質量％まで許容されるが、磁気特性を重視する場合には0.0025 質量％以下とするのが好ましい。なお、Ｓは少ないほど好ましいので、下限は特に規定しない。
sol.Al：0.0030 質量％以下
Alは、Siと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。しかし、先述したように、スクラップを鋳物銑の原料としてリサイクルする観点から、Alは0.05 質量％未満であることが望まれており、低いほど好ましい。また、集合組織を改善し、磁束密度を高める目的から、Alをさらに低減し、sol.Al（酸可溶Al）で0.0030 質量％以下に制限する。好ましくは、0.0020 質量％以下、さらに好ましくは、0.0010 質量％以下の範囲である。下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｎ: 0.0040 質量％以下
Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させる元素であり、特に、低Al材では、上記悪影響は顕著となるので、0.0040 質量％以下に制限する。好ましくは0.0030 質量％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ca : 0.0010 質量％～0.0080 質量％
Caは、CaSとなって粗大な析出物を形成し、MnS等の微細な硫化物の析出を抑制するため、結晶粒成長を改善し、鉄損を低減する効果がある。このため、0.0010 質量％以上とするのが好ましい。一方で、0.0080 質量％を超える添加は、Ca硫化物やCa酸化物の量が増加して粒成長を阻害し、却って鉄損特性が劣化するため、上限は0.0080 質量％とするのが好ましい。ここで、全Ca濃度(T.Ca)は、鋼中の酸可溶Caと酸不可溶Caの和からなる濃度である。
T.O : 0.0100 質量％以下
Ｏは、T.Oで0.0100 質量％を超えると、鋼中の酸化物系介在物量が増加して粒成長を阻害し、鉄損特性を劣化させるため、上限は0.0100 質量％以下とする。好ましくは、0.0060 質量％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
本発明の適用によって得られる無方向性電磁鋼板用溶鋼は、上記成分に加えてさらに、下記Ａ群～Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することが可能である。
Ａ群：SnおよびSbのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.01 質量％～0.1 質量％
SnおよびSbは、いずれも、集合組織を改善し、磁気特性を向上する効果を有する。上記効果を得るには、単独または複合して、それぞれ0.01 質量％以上添加するのが好ましい。しかし、過剰に添加すると、鋼が脆化し、鋼板の製造過程で板破断やヘゲ等の表面欠陥を引き起こすため、上限はそれぞれ0.1 質量％とするのが好ましい。より好ましくは１種または２種を合計で0.02～0.05 質量％の範囲である。
Ｂ群：MgおよびREMのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.0001 質量％～0.050 質量％
MgおよびREMは、高温でMnSやCu2Sよりも安定な硫化物を生成し、磁気特性を向上させる効果を有する元素であるため、これらの元素の１種または２種を含有させることができる。上記効果を得るためには、MgおよびREMの１種または２種を合計で0.0001 質量％以上添加することが好ましい。一方、過剰に含有させても、効果が飽和し、経済的に不利となるため、上限は１種または２種を合計で0.050 質量％とするのが好ましい。
Ｃ群：Cu, NiおよびCrのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で：0.01 質量％ ～ 0.5 質量％
Cu，NiおよびCrは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素であるため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。上記効果を得るためには、１種または２種以上を合計で0.01 質量％以上添加するのが好ましい。一方、これらの元素は、SiやAlと比較して高価であるため、１種または２種以上を合計で0.5 質量％以下とするのが好ましい。
本発明にて製造される無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、他の元素の含有を拒むものではなく、例えば、不可避的不純物として含まれる含有量が、Ｖは0.004 質量％以下、Nbは0.004 質量％以下、Ｂは0.0005 質量％以下、Niは0.05 質量％以下、Crは0.05 質量％以下、Cuは0.1 質量％以下、Tiは0.002 質量％以下であれば許容される。
次に、上記無方向性電磁鋼板用溶鋼の溶製方法を例として、本発明の方法について詳しく説明する。
転炉あるいは電気炉にて出鋼した溶鋼を、RH等の真空処理機能を有した真空脱ガス処理装置にて、Ｃを極低濃度まで脱炭すると同時に、脱窒を行う。Ｃ濃度が0.0050 質量％以下に到達した後、金属SiやSi合金、金属MnやMn合金を添加した後、真空槽上部から本発明に従う脱硫フラックスを添加し、溶鋼の脱硫を行う。このとき、真空槽に設置した上吹きランスよりキャリアガスとともに脱硫フラックスを溶鋼上へ吹き付けても良い。また、真空槽あるいは取鍋に設置した、羽口や浸漬ランスからキャリアガスとともに本発明の脱硫フラックスを溶鋼中へインジェクションすることも可能である。このとき、さらなる良好な脱硫反応を得るためには、溶鋼中のSiおよびMn濃度が前述の（３）および（４）式を満たしていることが好ましい。その後、溶鋼中Siを所定の濃度に調整した後、Mnなど他の合金成分を添加して最終成分調整を行う。
真空脱ガス処理後、溶鋼中に、Ca含有合金（CaSi合金等）を添加する。Ca含有合金の添加方法は、インジェクション法や、鉄被覆ワイヤー添加法などを用いることができる。十分な溶鋼中介在物の改質を行うためには、溶鋼中に添加するCa含有合金量を高めたり、真空脱ガス処理にて脱酸後の時間を十分にとり、鋼中T.O量を低減したりすることが有効である。また、溶鋼中のCa歩留まり向上や、加えて大気からのＮ巻込み抑制のため、Ca含有合金添加時に鍋に蓋を取り付け、さらにAr等の不活性ガスを吹き込みパージすることも有効である。
次に、上記した処理にて得られた溶鋼を供する、無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
上記の無方向性電磁鋼板用溶鋼を、上記にて説明した方法にて溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法等で鋼素材(スラブ)とする。その後、製造したスラブに熱間圧延を行うが、その際のスラブを再加熱する温度（SRT）は1000～1250℃の範囲とすることが好ましい。SRTが1250℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり不経済となるだけでなく、スラブの高温強度が低下し、スラブ垂れなどの製造上のトラブルが生じる、おそれがある。一方、SRTが1000℃を下回ると、熱間変形抵抗が増大し、熱間圧延することが困難となる。続く熱間圧延の条件は、通常の条件で行えばよい。熱間圧延した鋼板の板厚は、生産性を確保する観点から、1.5～2.8mmの範囲とするのが好ましい。1.5mm未満では、熱間圧延での圧延トラブルが増加し、一方、2.8mm超えでは冷延圧下率が高くなり過ぎて、集合組織が劣化するからである。より好ましい熱延板厚は1.7～2.4mm範囲である。
上記熱間圧延後の熱延板焼鈍は、施しても、省略してもよいが、製造コストを低減する観点からは、省略した方が有利である。ここで、熱延板焼鈍を省略する場合には、熱間圧延後のコイルの巻取温度を550℃以上とすることが好ましい。巻取温度が550℃未満では、熱延板コイルの自己焼鈍が不十分になり、冷間圧延前の鋼板が十分に再結晶していないと、リジングが発生したり、磁束密度が低下したりするためである。より好ましくは、600℃以上である。一方、熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍の均熱温度を900～1150℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が900℃未満では、圧延組織が残存し、磁気特性の改善効果が十分に得られない。一方、1150℃を超えると、結晶粒が粗大化し、冷間圧延で割れが発生し易くなる他、経済的にも不利となるからである。なお、熱延板焼鈍を行う場合でも、コイル巻取温度を550℃以上としてもよいことは勿論である。
次に、上記熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の鋼板は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、磁束密度を高めるためには、板温を200℃程度の温度に上昇して圧延する、いわゆる温間圧延を採用することが好ましい。また、冷延板の厚さ（最終板厚）については特に規定しないが、0.10～0.60mmの範囲とするのが好ましい。0.10mm未満では、生産性が低下し、0.60mm超えでは鉄損低減効果が小さいからである。鉄損低減効果を高めるためには、0.10～0.35mmの範囲がより好ましい。
上記の冷間圧延した鋼板（冷延板）は、その後、連続焼鈍で仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍の均熱温度は700～1150℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が700℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られない他、連続焼鈍による形状矯正効果も得られない。一方、1150℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり、不経済となる。
次いで、上記仕上焼鈍した後の鋼板は、鉄損をより低減するため、鋼板表面に絶縁被膜を塗布焼付けすることが好ましい。なお、上記絶縁被膜は、良好な打抜き性を確保したい場合には、樹脂を含有した有機被膜とすることが好ましい。また、溶接性を重視する場合には、半有機被膜や無機被膜とすることが好ましい。
１チャージの溶鋼量が約200トン規模の実機にて、転炉－RH真空脱ガス装置－CaSiワイヤー添加－連続鋳造の一連の工程において、鋼中成分濃度を種々に変化させて操業を行った。引き続き、連続鋳造により得られたスラブは、1050～1130℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚2.3mmの熱延板とした。この際、コイル巻取温度はすべて680℃とした。次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延して最終板厚0.50mmの冷延板とし、均熱温度1000℃で仕上焼鈍した後、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
上記の操業では、RH真空脱ガス装置において、溶鋼の脱炭処理後に溶鋼中のSiとMnの濃度を調整した、表１に示すＳ濃度の溶鋼に、表１に記載の成分組成の脱硫フラックスを真空槽内の溶鋼上へ添加した。脱硫処理後、Ca以外の成分について合金を添加し調整を行い、真空脱ガス処理を終えた後、CaSiワイヤーを溶鋼中へ添加し、その後連続鋳造を行った。得られたスラブに、熱間圧延、冷間圧延、仕上焼鈍を行って電磁鋼板を製造した。比較例では、脱硫フラックスを添加しないか、本発明の成分組成ではないフラックスを添加した。得られた溶鋼の成分について、連続鋳造機のタンディッシュ内において調査した結果を、表１に併記する。尚、溶鋼中のＳ量については、真空脱ガス処理後からタンディッシュまで殆ど変化は無かった。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出して、鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度1.5T、周波数50Hzで励磁したときの鉄損）をJIS Ｃ2552に準拠して測定した。
上記測定の結果を表１に併記する。この結果から、本発明に適合する条件の鋼板は、鋼中Ｓ濃度が0.0016質量％以下と低位であることが分かった。この溶鋼を用いて製造した無方向性電磁鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が2.84W/kg以下と良好であり、優れた磁気特性を有していることもわかった。
Figure 0007047818000001
実施例1と同様に溶鋼を溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。真空脱ガス処理において、表２に示すSiおよびMn濃度で、表２に示すＳ濃度の溶鋼に、表２に示す脱硫フラックスを添加した。得られた溶鋼の成分について、連続鋳造機のタンディッシュ内において調査した結果を、表２に併記する。尚、溶鋼中のＳ量については、真空脱ガス処理後からタンディッシュまで殆ど変化は無かった。連続鋳造したスラブは実施例1と同様の方法にて、無方向性電磁鋼板(製品板)とした。得られた製品板については、実施例1と同様に鉄損Ｗ１５／５０を測定した。
上記測定の結果を表２に併記する。この結果から、本発明の（３）および（４）式を満たした条件の鋼板については、鋼中Ｓ濃度が0.0011質量％以下とさらに低位であり、鉄損Ｗ１５／５０も2.21W/kg以下と良好であった。
Figure 0007047818000002

Claims (5)

  1. 溶鋼を真空脱ガス処理する際に、酸化MnおよびSiO２を下記（１）式および（２）式を満たす範囲にて含むフラックスを添加して脱硫を行う溶鋼の精錬方法。
    記
    1.29×(％T. Mn) ＋(％SiO２)≧60 ・・・（１）
    1.29×(％T. Mn)／(％SiO２)≧0.7 ・・・（２）
    ここで、(％T. Mn)：フラックス中の全マンガン濃度（質量％）
    (％SiO２)：フラックス中の二酸化ケイ素の濃度（質量％）
  2. 前記真空脱ガス処理は、下記（３）式および（４）式を満たす条件下で行う請求項１に記載の溶鋼の精錬方法。
    記
    [Si] ≦ 10×WFlux/WSteel×0.40×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO２)}] ・・・（３）
    [Mn] ≦ [Mn]Fin－WFlux/WSteel×0.77×[1.29×(％T. Mn)－0.4{1.29×(％T. Mn) +(％SiO２)}] ・・・（４）
    ここで、[Si]：脱硫フラックス添加直前の溶鋼中Si濃度（質量％）、
    WSteel：溶鋼重量（t）、
    WFlux：添加フラックス重量（t）
    (％T. Mn)、(％ SiO２)：脱硫フラックス中の全MnおよびSiO２濃度、
    [Mn]：脱硫フラックス添加直前における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
    [Mn]Fin：真空脱ガス処理終了時における溶鋼中Mn濃度の目標値（質量％）
  3. 前記真空脱ガス処理の後に、Ca含有合金を添加する請求項１または２に記載の溶鋼の精錬方法。
  4. 前記Ca含有合金を添加後のタンディッシュにおける溶鋼は、
    Ｃ：0.0050質量％以下、
    Si：1.5～5.0質量％、
    Mn：0.2～3.0質量％、
    sol.Al：0.0030質量％以下、
    Ｐ：0.2質量％以下、
    Ｓ：0.0050質量％以下および
    Ｎ：0.0040質量％以下
    を含み、
    鋼中の全Ca濃度(T.Ca)：0.0010～0.0080質量％および
    鋼中の全酸素濃度(T.O)：0.0100質量％以下
    であり、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する請求項３に記載の溶鋼の精錬方法。
  5. 前記成分組成は、さらに、下記のＡ群、Ｂ群およびＣ群のうちの少なくとも１群の化学成分を含有する請求項４に記載の溶鋼の精錬方法。
    記
    Ａ群：SnおよびSbのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.01 質量％～0.1 質量％
    Ｂ群：MgおよびREMのうちから選ばれる１種または２種を合計で0.0001 質量％～0.050質量％
    Ｃ群：Cu, NiおよびCrのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で：0.01 質量％～ 0.5 質量％
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120057311A (ko) 2010-11-26 2012-06-05 주식회사 포스코 플럭스 및 이를 이용한 전로 정련 방법
KR20120070679A (ko) 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 플럭스 및 이를 이용한 고산소용 용강의 정련 방법
JP2016023342A (ja) 2014-07-23 2016-02-08 Ｊｆｅスチール株式会社 カルシウム添加鋼の製造方法
JP5884182B2 (ja) 2013-03-26 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｃａ含有アルミキルド鋼の介在物組成の制御方法
JP2016125134A (ja) 2015-01-08 2016-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2016183378A (ja) 2015-03-26 2016-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶鋼の脱硫方法
WO2017122761A1 (ja) 2016-01-15 2017-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2017145474A (ja) 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 低炭素鋼の溶製方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3260417B2 (ja) * 1992-06-12 2002-02-25 川崎製鉄株式会社 Ｒｈ真空脱ガス装置を用いる溶鋼の脱硫方法
JPH07300614A (ja) * 1994-04-27 1995-11-14 Nippon Steel Corp 連続鋳造用溶鋼の製造方法
JPH09111331A (ja) * 1995-10-19 1997-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 取鍋精錬装置

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120057311A (ko) 2010-11-26 2012-06-05 주식회사 포스코 플럭스 및 이를 이용한 전로 정련 방법
KR20120070679A (ko) 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 플럭스 및 이를 이용한 고산소용 용강의 정련 방법
JP5884182B2 (ja) 2013-03-26 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｃａ含有アルミキルド鋼の介在物組成の制御方法
JP2016023342A (ja) 2014-07-23 2016-02-08 Ｊｆｅスチール株式会社 カルシウム添加鋼の製造方法
JP2016125134A (ja) 2015-01-08 2016-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2016183378A (ja) 2015-03-26 2016-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶鋼の脱硫方法
WO2017122761A1 (ja) 2016-01-15 2017-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
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