JP7047818B2 - Refining method of molten steel - 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。 The present invention relates to a method for refining molten steel, particularly a method for refining molten steel, which makes it possible to provide a material suitable for producing a non-directional electromagnetic steel sheet used as an iron core material for electrical equipment.
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。 In recent years, steel materials have been sought to improve various properties by increasing their purity. For example, with the growing interest in energy saving, motors used for home air conditioners and the like are required to have low power consumption and low energy loss. Therefore, even for non-oriented electrical steel sheets used as the core material of motors, high-performance characteristics such as low iron loss to reduce iron loss of motors and copper loss of motors are reduced. Therefore, a high magnetic flux density is strongly required. In response to this requirement, many steel sheets having higher characteristics have been proposed. At the same time, in order to manufacture steel sheets having these high-performance magnetic properties, a technique for melting into an appropriate composition according to the required components at the refining stage of steel and reducing impurities as much as possible is required.
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。 For example, in non-oriented electrical steel sheets, if relatively fine sulfides such as MnS are present in addition to oxide-based inclusions, crystal grain growth is inhibited at the stage of finish annealing, so from the viewpoint of product characteristics. , Morphological control of this type of inclusions is important. Therefore, the production of MnS is suppressed by adding alloying elements such as Ca and REM. In order to surely suppress the formation of MnS and further improve the magnetic properties, it is necessary to reduce the absolute amount of S in the steel in a refining step such as a vacuum degassing process.
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。 Here, as a method for desulfurizing molten steel, for example, Patent Document 1 discloses a desulfurization method in which a predetermined amount of desulfurization flux containing CaO as a main component is sprayed in a vacuum chamber by a top-blown lance in a vacuum degassing treatment. .. Further, Patent Document 2 discloses a desulfurization method in which a CaO-Al 2 O 3 system flux and a metallic Ca in a predetermined ratio are added to a vacuum layer at the time of vacuum degassing treatment. Further, in Patent Document 3, in the vacuum degassing treatment, in addition to the CaO-based desulfurizing agent to the molten steel in the vacuum chamber, a metal consisting of one or a mixture of metal Al-containing aluminum dross, CaSi powder, CaAl powder, and FeSi powder. A desulfurization method for spraying powder is disclosed.
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。 By the way, recently, from the viewpoint of recycling iron resources, the scrap generated during the punching process of iron core material is increasingly reused as a raw material for metal casting. However, if the Al content in the metal casting is 0.05% by mass or more, cavities (shrinkage cavities) are likely to occur in the casting, so the Al content in the scrap is limited to less than 0.05% by mass. Is desired.
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。 As described above, in a molten steel component system containing almost no Al, it is difficult to sufficiently reduce oxygen in the molten steel, and as disclosed in the above-mentioned patent documents, the addition of CaO flux is substantially sufficient. There was a problem that the desulfurization reaction did not proceed due to the low desulfurization ability. In addition, the application of desulfurization flux containing Al 2 O 3 raises concerns about Al pickup into molten steel, making it difficult to limit the Al content. In addition, according to recent regulations related to environmental protection, it is not preferable to use CaF 2 as a molten material, so it was not possible to expect improvement in the desulfurization reaction by using CaF 2 .
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。 The present invention has been made in view of the above technical background, and is an excellent method for refining molten steel, particularly excellent in recyclability, which enables reduction of S concentration in steel even in a component system having a low Al content. It is an object of the present invention to propose a method for refining molten steel, which can provide a material suitable for producing non-oriented electrical steel sheets having a high magnetic flux density and low iron loss.
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。 In order to solve the above problems, the inventors have made extensive studies on the relationship between the desulfurization flux component and the molten steel additive component. As a result, it was found that adding a flux containing Mn oxide and SiO 2 as main components onto the molten steel in the vacuum degassing tank is effective in reducing S in the molten steel, and has led to the development of the present invention. It is a thing. That is, the gist of the present invention is as follows.
(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%)
(A) A method for refining molten steel in which a flux containing Mn oxide and SiO 2 in a range satisfying the following equations (1) and (2) is added when the molten steel is vacuum degassed.
Record
1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 ) ≧ 60 ・ ・ ・ (1)
1.29 × (% T. Mn) / (% SiO 2 ) ≧ 0.7 ・ ・ ・ (2)
Here, (% T. Mn): total manganese concentration in the flux (mass%)
(% SiO 2 ): Concentration of silicon dioxide in flux (% by mass)
(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%)
(B) The method for refining molten steel according to (A), wherein the vacuum degassing treatment is performed under the conditions satisfying the following formulas (3) and (4).
Record
[Si] ≤ 10 × W Flux / W Steel × 0.40 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (3)
[Mn] ≤ [Mn] Fin -W Flux / W Steel × 0.77 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (4) )
Here, [Si]: Si concentration (mass%) in the molten steel immediately before the addition of the desulfurization flux,
W Steel : Molten steel weight (t),
W Flux : Weight of added flux (t)
(% T. Mn), (% SiO 2 ): Total Mn and SiO 2 concentrations in the desulfurization flux,
[Mn]: Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel immediately before the addition of desulfurization flux
[Mn] Fin : Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel at the end of vacuum degassing treatment
(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。 (C) The method for refining molten steel according to (A) or (B) above, wherein a Ca-containing alloy is added after the vacuum degassing treatment.
(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。
(D) The molten steel in the tundish after adding the Ca-containing alloy is
C: 0.0050% by mass or less,
Si: 1.5-5.0% by mass,
Mn: 0.2-3.0% by mass,
sol.Al: 0.0030% by mass or less,
P: 0.2% by mass or less,
S: 0.0050% by mass or less and N: 0.0040% by mass or less, including
Total Ca concentration in steel (T.Ca): 0.0010 to 0.0080% by mass and total oxygen concentration in steel (TO): 0.0100% by mass or less, and the balance has the component composition of Fe and unavoidable impurities (C). ) Is the method for refining molten steel.
(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%
(E) The method for refining molten steel according to (D), wherein the component composition further contains at least one chemical component of the following groups A, B and C.
Record
Group A: One or two selected from Sn and Sb in total 0.01% by mass to 0.1% by mass
Group B: One or two selected from Mg and REM in total 0.0001% by mass to 0.050% by mass
Group C: One or more selected from Cu, Ni and Cr in total: 0.01% by mass to 0.5% by mass
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。 According to the present invention, by adding a flux containing Mn oxide and SiO 2 as main components onto the molten steel during the vacuum degassing treatment, the S concentration in the steel is surely reduced even in the component system in which the Al content is limited. can do. The molten steel thus obtained is a suitable material for producing non-oriented electrical steel sheets having a high magnetic flux density, low iron loss, and excellent recyclability.
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。
Hereinafter, the experimental results leading to the present invention will be described in detail.
After steel removal from the converter, the present inventors perform desulfurization treatment (vacuum degassing treatment) using a vacuum degassing treatment device, and then Ca-containing alloy addition treatment, for example, Ca-Si wire coated with iron skin. Etc. are added to the molten steel after vacuum degassing treatment in the atmosphere to reform the inclusions into Ca system, C: 0.0050% by mass or less, Si: 1.5 to 5.0% by mass, Mn: 0.2 to It contains 3.0% by mass, sol.Al: 0.0030% by mass or less, P: 0.2% by mass or less, S: 0.0050% by mass or less and N: 0.0040% by mass or less, and the total Ca concentration (T.Ca) in steel: 0.0010. A non-oriented electrical steel sheet was manufactured by melting molten steel having a total oxygen concentration (TO) of ~ 0.0080 mass% and total oxygen concentration (TO) in steel: 0.0100 mass% or less and subjecting the molten steel to continuous casting. The adjusted composition of the molten steel is the component composition in the tundish.
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。 In this manufacturing process, the components of the desulfurization flux added in the vacuum degassing treatment and their blending ratios were variously changed, and the relationship with the S concentration in the molten steel at the end of the vacuum degassing treatment was evaluated. As a result, it was found that when a desulfurization flux containing Mn oxide and SiO 2 as main components and having a predetermined ratio thereof is added to the molten steel, S in the molten steel after the vacuum degassing treatment becomes low.
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
Here, there are several types of oxidized Mn, such as MnO, MnO 2 , Mn 2 O 3 , and Mn 3 O 4 , which have different oxidation numbers, and one or a mixture of two or more of them in a flux at room temperature. Is. On the other hand, since the flux after being added to the molten steel is exposed to an environment of high temperature and oxygen potential lower than the atmospheric atmosphere, Mn oxide becomes a stable oxide phase, and between the desulfurization flux and the molten steel component, It is considered that the desulfurization reaction according to the following equation (5) proceeds. Specifically, in an atmosphere with a high temperature and a low oxygen potential such as a vacuum degassing process, each of the above-mentioned oxidized Mn reacts as follows, and MnO becomes a stable phase.
MnO 2 → MnO + 1 / 2O 2
Mn 2 O 3 → 2MnO + 1 / 2O 2
Mn 3 O 4 → 3MnO + 1 / 2O 2
That is, it is considered that oxidized Mn, which has a different form at room temperature, takes the form of MnO, which is a stable phase when molten steel is added, and contributes to desulfurization by the reaction of the following equation (5).
Hereinafter, MnO is referred to as MnO as a representative of Mn oxide, and the concentration of Mn oxide in the flux is also the value obtained by converting the total concentration of Mn in the flux into the MnO concentration ((% MnO) = 1.29 × (% T.Mn)). It shall be shown.
(MnO) + [S] = (MnS) + [O] ・ ・ ・ (5)
Here, (MnO): MnO concentration in the flux
(MnS): MnS concentration in flux
[S]: S concentration in molten steel
[O]: O concentration in molten steel
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。 Here, the MnO—SiO 2 system oxide corresponding to the desulfurization flux containing Mn oxide and SiO 2 as main components is an oxide system having a high sulfate capacity. On the other hand, if the Al concentration in the molten steel is 0.003% by mass or less, the oxygen potential in the molten steel is high. This is because the oxygen potential in molten steel is determined by the equilibrium between the deoxidizing element and its oxide (slag or inclusions), and since Al is a strongly deoxidizing element, the oxygen potential determined by the Al-Al 2 O 3 equilibrium is However, if the Al concentration is 0.003% by mass or less, the oxygen potential in the molten steel is determined by the Si-SiO 2 equilibrium, and Si has a lower deoxidizing power than Al, so the oxygen potential is high. That is, since the MnO-SiO 2 oxide has a high oxygen potential in the molten steel, it is difficult to reduce MnO in the desulfurization flux, and it is considered that the high desulfurization ability can be maintained even after being added to the molten steel.
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。 Based on this result, further investigation of the composition ratio of MnO and SiO 2 in the desulfurization flux revealed that there is an appropriate range for desulfurization of molten steel. Specifically, if the ratio of MnO to SiO 2 in the flux 1.29 × (% T.Mn) / (% SiO 2 ) is less than 0.7, not only the desulfurization ability is lowered because the amount of MnO is low, but also the desulfurization ability is lowered. The result was that the desulfurization reaction did not proceed because the amount of SiO 2 increased and the flux did not melt at the molten steel temperature and the reactivity also decreased. The upper limit of the ratio of MnO to SiO 2 in the flux 1.29 × (% T.Mn) / (% SiO 2 ) is not specified, but if it is in the range of 6.0 or less, the liquid phase is rich at the molten steel temperature. Therefore, the reactivity with molten steel is improved and it is suitable for rapid desulfurization treatment.
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。 Furthermore, the total amount of MnO concentration and SiO 2 concentration in the desulfurization flux, that is, 1.29 × (% T.Mn) + (% SiO 2 ) needs to be 60% by mass or more. If this value is lower than 60% by mass, the influence of the impure component contained in the flux becomes large, and the expected desulfurization effect cannot be obtained. Further, as the components other than oxidized Mn and SiO 2 , Fe oxide, Al 2 O 3 , TiO 2 and Mg O may be contained, but in order to obtain a good desulfurization effect, it is desirable to contain them in the flux. 1.29 × (% T.Mn) + (% SiO 2 ) is 80% by mass or more, and more preferably 90% by mass or more. Of course, it may be 100% by mass. On the other hand, the concentration of Al 2 O 3 and TiO 2 is preferably 5% by mass or less because there is a concern that Al and Ti will be picked up in the molten steel.
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。 As described above, it is important to regulate the ratio of MnO and SiO 2 in the desulfurization flux and the total concentration of MnO and SiO 2 in order to improve the desulfurization efficiency. Although it is not necessary to specify it in particular, for example, Mn ore or silica stone crushed and mixed can be used.
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。 The flux after desulfurization is floated and separated into slag containing CaO-SiO 2 -Al 2 O 3 -MgO-FeO as a main component on a ladle, for example. Generally, when treating molten steel with a high Si concentration, the basicity CaO / SiO 2 in the ladle slag is relatively low, and MnO in the slag is less likely to be reduced than in the high basicity slag. S movement to (return S) is unlikely to occur. Further, if necessary, in order to prevent recovery from slag, for example, by adding MgO clinker and modifying the slag into a slag having a high melting point, S movement into the molten steel due to the metal-slag reaction is suppressed. Is also possible.
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%)
Furthermore, as a result of investigating the components of the molten steel when the desulfurization flux is added, the present inventors have found that the molten steel components also have an appropriate concentration range. That is, by controlling the Si and Mn concentrations in the molten steel when the desulfurization flux is added within the ranges of the following equations (3) and (4), a better desulfurization reaction can be obtained.
[Si] ≤ 10 × W Flux / W Steel × 0.40 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (3)
[Mn] ≤ [Mn] Fin -W Flux / W Steel × 0.77 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (4) )
Here, [Si]: Si concentration (mass%) in the molten steel immediately before the addition of the desulfurization flux.
W Steel : Molten steel weight (t)
W Flux : Weight of added flux (t)
(% T. Mn), (% SiO 2 ): Total Mn and SiO 2 concentrations in the desulfurization flux
[Mn]: Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel immediately before the addition of desulfurization flux
[Mn] Fin : Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel at the end of vacuum degassing treatment
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。 That is, if the Si and Mn concentrations in the molten steel immediately before the addition of the desulfurization flux are larger than the right side of the equations (3) and (4), respectively, the reduction of MnO in the flux by Si may proceed and the desulfurization effect may not be obtained. There is. Further, if these are not satisfied, the number of Mn pickups from the flux increases, and it may be difficult to adjust to the target Mn concentration. Therefore, it is desirable that the Si and Mn concentrations in the molten steel when the desulfurization flux is added are in the range of the formulas (3) and (4).
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。 The Si and Mn concentrations in the molten steel immediately after the addition of the desulfurization flux are not specified, but when the Si concentration in the molten steel is 0.01% by mass or more, some molten steel deoxidation is effective and the S distribution ratio from the molten steel to the slag. The Si concentration in the molten steel after the addition of the desulfurization flux is preferably 0.01% by mass or more.
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。
The refining method of the present invention is advantageously suitable for refining molten steel for non-oriented electrical steel sheets, and is particularly suitable for refining molten steel for non-oriented electrical steel sheets having the following composition. The suitable composition range and the reason for this are as follows.
C: 0.0050 mass% or less C is an element that causes magnetic aging to increase iron loss. In particular, if it exceeds 0.0050 mass%, the increase in iron loss becomes remarkable, so the limit is limited to 0.0050 mass% or less. It is preferably 0.0030% by mass or less. The lower limit is not specified because it is preferable that the value is smaller.
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。
Si: 1.5% by mass to 5.0% by mass
Si is an element effective in increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss. In particular, in the present invention, since it is assumed that Al has the same effect as Si, Si is added in an amount of 1.5% by mass or more. However, when Si exceeds 5.0% by mass, not only the magnetic flux density decreases, but also the steel becomes brittle and cracks occur during cold rolling, which greatly reduces the manufacturability. Therefore, the upper limit is 5.0% by mass. More preferably, it is in the range of 1.6% by mass to 3.8% by mass.
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。
Mn: 0.20% by mass to 3.0% by mass
Like Si, Mn is also an effective element for increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss. Therefore, in the present invention, Mn is contained in an amount of 0.20% by mass or more. On the other hand, if it exceeds 3.0% by mass, the magnetic flux density decreases, so the upper limit is 3.0% by mass.
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。
P: 0.2% by mass or less P is a useful element having a great effect of increasing the hardness of steel by adding a small amount, and it may be appropriately added according to the required hardness. However, since excessive addition of P causes a decrease in cold rollability, the upper limit is set to 0.2% by mass.
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。
S: 0.0050% by mass or less S becomes sulfide and forms precipitates and inclusions, which deteriorates manufacturability (hot rollability) and magnetic properties of the product plate. Therefore, the smaller the amount, the more preferable. Therefore, the upper limit in the present invention is allowed up to 0.005% by mass, but it is preferably 0.0025% by mass or less when the magnetic characteristics are emphasized. Since it is preferable that S is smaller, the lower limit is not particularly specified.
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。
sol.Al: 0.0030% by mass or less
Like Si, Al is an effective element for increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss. However, as described above, from the viewpoint of recycling scrap as a raw material for metal casting, it is desired that Al be less than 0.05% by mass, and a lower value is preferable. In addition, for the purpose of improving the texture and increasing the magnetic flux density, Al is further reduced and sol.Al (acid-soluble Al) is limited to 0.0030% by mass or less. It is preferably in the range of 0.0020% by mass or less, more preferably 0.0010% by mass or less. The lower limit is not specified because it is preferable that the value is smaller.
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。
N: 0.0040% by mass or less N is an element that deteriorates the magnetic properties as in the case of C described above, and especially in a low Al material, the above adverse effect becomes remarkable, so the limitation is limited to 0.0040% by mass or less. It is preferably 0.0030% by mass or less. The lower limit is not specified because it is preferable that the value is smaller.
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。
Ca: 0.0010% by mass to 0.0080% by mass
Ca becomes CaS to form coarse precipitates and suppresses the precipitation of fine sulfides such as MnS, so that it has the effect of improving crystal grain growth and reducing iron loss. Therefore, it is preferably 0.0010% by mass or more. On the other hand, if the addition exceeds 0.0080 mass%, the amount of Ca sulfide and Ca oxide increases, the grain growth is inhibited, and the iron loss property deteriorates. Therefore, the upper limit is preferably 0.0080 mass%. Here, the total Ca concentration (T.Ca) is a concentration consisting of the sum of acid-soluble Ca and acid-insoluble Ca in the steel.
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。
TO: 0.0100 mass% or less When O exceeds 0.0100 mass% in TO, the amount of oxide-based inclusions in the steel increases, hindering grain growth and deteriorating the iron loss characteristics, so the upper limit is 0.0100 mass% or less. And. It is preferably 0.0060% by mass or less. The lower limit is not specified because it is preferable that the value is smaller.
The molten steel for non-oriented electrical steel sheets obtained by applying the present invention can further contain at least one component of the following groups A to C in addition to the above components.
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。
Group A: One or two selected from Sn and Sb in total 0.01% by mass to 0.1% by mass
Both Sn and Sb have the effect of improving the texture and improving the magnetic properties. In order to obtain the above effects, it is preferable to add 0.01% by mass or more of each individually or in combination. However, if it is added in an excessive amount, the steel becomes brittle and causes surface defects such as plate breakage and shavings in the manufacturing process of the steel sheet. Therefore, it is preferable to set the upper limit to 0.1% by mass. More preferably, one or two species are in the range of 0.02 to 0.05 mass% in total.
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。
Group B: One or two selected from Mg and REM in total 0.0001% by mass to 0.050% by mass
Since Mg and REM are elements that generate sulfides that are more stable than MnS and Cu 2 S at high temperatures and have the effect of improving magnetic properties, one or two of these elements can be contained. .. In order to obtain the above effects, it is preferable to add one or two kinds of Mg and REM in a total amount of 0.0001% by mass or more. On the other hand, even if it is contained in an excessive amount, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, it is preferable that the upper limit is 0.050% by mass in total for one or two kinds.
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。
Group C: One or more selected from Cu, Ni and Cr in total: 0.01% by mass to 0.5% by mass
Since Cu, Ni and Cr are elements effective for increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing the iron loss, one or more of these elements can be contained. In order to obtain the above effect, it is preferable to add 1 type or 2 or more types in a total amount of 0.01% by mass or more. On the other hand, since these elements are more expensive than Si and Al, it is preferable that one or more of them are 0.5% by mass or less in total.
In the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the present invention, the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities. However, the content of other elements is not refused as long as it does not impair the action and effect of the present invention. For example, the content contained as an unavoidable impurity is 0.004% by mass or less for V and 0.004 mass for Nb. % Or less, B is 0.0005 mass% or less, Ni is 0.05 mass% or less, Cr is 0.05 mass% or less, Cu is 0.1 mass% or less, and Ti is 0.002 mass% or less.
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。
Next, the method of the present invention will be described in detail by taking as an example the method for melting molten steel for non-oriented electrical steel sheets.
Molten steel discharged from a converter or an electric furnace is decarburized to an extremely low concentration by a vacuum degassing device having a vacuum treatment function such as RH, and at the same time, denitrification is performed. After the C concentration reaches 0.0050% by mass or less, metallic Si or Si alloy, metallic Mn or Mn alloy is added, and then desulfurization flux according to the present invention is added from the upper part of the vacuum chamber to desulfurize the molten steel. At this time, the desulfurization flux may be sprayed onto the molten steel together with the carrier gas from the top blowing lance installed in the vacuum chamber. It is also possible to inject the desulfurization flux of the present invention into the molten steel together with the carrier gas from the tuyere or immersion lance installed in the vacuum chamber or ladle. At this time, in order to obtain a further good desulfurization reaction, it is preferable that the Si and Mn concentrations in the molten steel satisfy the above-mentioned formulas (3) and (4). Then, after adjusting the Si in the molten steel to a predetermined concentration, another alloy component such as Mn is added to adjust the final component.
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。 After the vacuum degassing treatment, a Ca-containing alloy (CaSi alloy, etc.) is added to the molten steel. As a method for adding the Ca-containing alloy, an injection method, an iron-coated wire addition method, or the like can be used. In order to sufficiently modify the inclusions in the molten steel, increase the amount of Ca-containing alloy added to the molten steel, or take sufficient time after deoxidation by vacuum degassing treatment to reduce the amount of T.O in the steel. It is effective to do it. Further, in order to improve the Ca yield in the molten steel and to suppress N entrainment from the atmosphere, it is also effective to attach a lid to the pan when adding the Ca-containing alloy and further blow an inert gas such as Ar to purge.
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。
Next, a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet to which the molten steel obtained by the above treatment is provided will be described.
The above-mentioned molten steel for non-oriented electrical steel sheets is melted by the method described above, and is used as a steel material (slab) by a continuous casting method, an ingot-bulk rolling method, or the like. After that, hot rolling is performed on the manufactured slab, and the temperature (SRT) for reheating the slab at that time is preferably in the range of 1000 to 1250 ° C. If the SRT exceeds 1250 ° C, not only the energy loss becomes large and it becomes uneconomical, but also the high temperature strength of the slab decreases, which may cause manufacturing troubles such as slab sagging. On the other hand, when the SRT is lower than 1000 ° C., the hot deformation resistance increases and hot rolling becomes difficult. Subsequent hot rolling conditions may be carried out under normal conditions. The plate thickness of the hot-rolled steel sheet is preferably in the range of 1.5 to 2.8 mm from the viewpoint of ensuring productivity. If it is less than 1.5 mm, rolling troubles in hot rolling increase, while if it exceeds 2.8 mm, the cold rolled rolling reduction ratio becomes too high and the texture deteriorates. A more preferable hot-rolled plate thickness is in the range of 1.7 to 2.4 mm.
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。 The hot-rolled sheet annealing after hot rolling may be performed or omitted, but it is advantageous to omit it from the viewpoint of reducing the manufacturing cost. Here, when the annealing of the hot-rolled plate is omitted, it is preferable that the winding temperature of the coil after hot rolling is 550 ° C. or higher. If the take-up temperature is less than 550 ° C, the self-annealing of the hot-rolled sheet coil becomes insufficient, and if the steel sheet before cold rolling is not sufficiently recrystallized, rigging may occur or the magnetic flux density may decrease. To do. More preferably, it is 600 ° C. or higher. On the other hand, when the hot-rolled sheet is annealed, the soaking temperature of the hot-rolled sheet is preferably in the range of 900 to 1150 ° C. If the soaking temperature is less than 900 ° C., the rolled structure remains and the effect of improving the magnetic properties cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the temperature exceeds 1150 ° C., the crystal grains become coarse and cracks are likely to occur in cold rolling, which is economically disadvantageous. It goes without saying that the coil winding temperature may be set to 550 ° C. or higher even when the hot-rolled plate is annealed.
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。 Next, the steel sheet after hot rolling or hot rolling plate annealing is made into a cold rolled plate having a final plate thickness by cold rolling once or two or more times with intermediate annealing sandwiched between them. At this time, in order to increase the magnetic flux density, it is preferable to adopt so-called warm rolling, in which the plate temperature is raised to a temperature of about 200 ° C. and rolled. The thickness of the cold-rolled plate (final plate thickness) is not particularly specified, but it is preferably in the range of 0.10 to 0.60 mm. This is because if it is less than 0.10 mm, the productivity decreases, and if it exceeds 0.60 mm, the iron loss reduction effect is small. In order to enhance the iron loss reduction effect, the range of 0.10 to 0.35 mm is more preferable.
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。 The cold-rolled steel sheet (cold-rolled sheet) is then subjected to finish annealing by continuous annealing. The soaking temperature of this finish annealing is preferably in the range of 700 to 1150 ° C. If the soaking temperature is less than 700 ° C., recrystallization does not proceed sufficiently, good magnetic properties cannot be obtained, and the shape correction effect by continuous annealing cannot be obtained. On the other hand, if the temperature exceeds 1150 ° C, the energy loss becomes large and it becomes uneconomical.
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。 Next, in order to further reduce the iron loss of the steel sheet after the finish annealing, it is preferable to apply an insulating film to the surface of the steel sheet and perform baking. The insulating coating is preferably an organic coating containing a resin when it is desired to ensure good punching performance. Further, when the weldability is important, it is preferable to use a semi-organic film or an inorganic film.
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。 In a series of processes of converter-RH vacuum degassing device-CaSi wire addition-continuous casting, in an actual machine with a 1-charge molten steel amount of about 200 tons, operations were performed with various changes in the concentration of components in the steel. .. Subsequently, the slab obtained by continuous casting was reheated to a temperature of 1050 to 1130 ° C. and then hot-rolled to obtain a hot-rolled plate having a plate thickness of 2.3 mm. At this time, the coil winding temperature was set to 680 ° C. Next, the hot-rolled plate is pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled plate having a final plate thickness of 0.50 mm. It was a steel plate (product plate).
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。 In the above operation, in the RH vacuum degassing device, the desulfurization flux having the component composition shown in Table 1 is added to the molten steel having the S concentration shown in Table 1 in which the concentrations of Si and Mn in the molten steel are adjusted after the decarburization treatment of the molten steel. Was added onto the molten steel in the vacuum chamber. After the desulfurization treatment, an alloy was added to the components other than Ca for adjustment, and after the vacuum degassing treatment was completed, CaSi wire was added to the molten steel, and then continuous casting was performed. The obtained slab was hot-rolled, cold-rolled, and finished-annealed to produce an electromagnetic steel sheet. In the comparative example, no desulfurization flux was added, or a flux having a composition other than that of the present invention was added. Table 1 also shows the results of investigating the components of the obtained molten steel in the tundish of the continuous casting machine. There was almost no change in the amount of S in the molten steel from the vacuum degassing treatment to the tundish.
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。 Further, the Epstein test piece is cut out from the rolling direction (L) and the rolling perpendicular direction (C) of the above product plate, and the iron loss W 15/50 (iron loss when excited at a magnetic flux density of 1.5 T and a frequency of 50 Hz) is JIS. Measured according to C2552.
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。 The results of the above measurements are also shown in Table 1. From this result, it was found that the steel sheet having the conditions suitable for the present invention had a low S concentration in the steel of 0.0016% by mass or less. It was also found that the non-oriented electrical steel sheet manufactured using this molten steel had a good iron loss W 15/50 of 2.84 W / kg or less and had excellent magnetic properties.
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。 The molten steel was melted in the same manner as in Example 1 and made into a slab by a continuous casting method. In the vacuum degassing treatment, the desulfurization flux shown in Table 2 was added to the molten steel having the Si and Mn concentrations shown in Table 2 and the S concentration shown in Table 2. Table 2 also shows the results of investigating the components of the obtained molten steel in the tundish of the continuous casting machine. There was almost no change in the amount of S in the molten steel from the vacuum degassing treatment to the tundish. The continuously cast slab was made into a non-oriented electrical steel sheet (product plate) by the same method as in Example 1. For the obtained product plate, iron loss W 15/50 was measured in the same manner as in Example 1.
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。 The results of the above measurements are also shown in Table 2. From this result, for the steel sheet under the conditions satisfying the equations (3) and (4) of the present invention, the S concentration in the steel is as low as 0.0011% by mass or less, and the iron loss W 15/50 is also 2.21 W / kg. It was as good as the following.
Claims (5)
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%) A method for refining molten steel by adding a flux containing Mn oxide and SiO 2 within the range satisfying the following equations (1) and (2) when vacuum degassing the molten steel.
Record
1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 ) ≧ 60 ・ ・ ・ (1)
1.29 × (% T. Mn) / (% SiO 2 ) ≧ 0.7 ・ ・ ・ (2)
Here, (% T. Mn): total manganese concentration in the flux (mass%)
(% SiO 2 ): Concentration of silicon dioxide in flux (% by mass)
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%) The method for refining molten steel according to claim 1, wherein the vacuum degassing treatment is performed under the conditions satisfying the following equations (3) and (4).
Record
[Si] ≤ 10 × WFlux / W Steel × 0.40 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (3)
[Mn] ≤ [Mn] Fin-WFlux / W Steel × 0.77 × [1.29 × (% T. Mn) -0.4 {1.29 × (% T. Mn) + (% SiO 2 )}] ・ ・ ・ (4)
Here, [Si]: Si concentration (mass%) in the molten steel immediately before the addition of the desulfurization flux,
WSteel: Molten steel weight (t),
WFlux: Weight of added flux (t)
(% T. Mn), (% SiO 2 ): Total Mn and SiO 2 concentrations in the desulfurization flux,
[Mn]: Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel immediately before the addition of desulfurization flux
[Mn] Fin: Target value (mass%) of Mn concentration in molten steel at the end of vacuum degassing treatment
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。 The molten steel in the tundish after adding the Ca-containing alloy is
C: 0.0050% by mass or less,
Si: 1.5-5.0% by mass,
Mn: 0.2-3.0% by mass,
sol.Al: 0.0030% by mass or less,
P: 0.2% by mass or less,
S: 0.0050% by mass or less and N: 0.0040% by mass or less, including
Claim 3 which has a total Ca concentration (T.Ca) in steel: 0.0010 to 0.0080% by mass and a total oxygen concentration (TO) in steel: 0.0100% by mass or less, and the balance has a component composition of Fe and unavoidable impurities. The method for refining molten steel described in.
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% The method for refining molten steel according to claim 4, wherein the component composition further contains at least one chemical component of the following groups A, B, and C.
Record
Group A: One or two selected from Sn and Sb in total 0.01% by mass to 0.1% by mass
Group B: One or two selected from Mg and REM in total 0.0001% by mass to 0.050% by mass
Group C: One or more selected from Cu, Ni and Cr in total: 0.01% by mass to 0.5% by mass
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