JPH0565524A - 方向性けい素鋼用スラブの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【構成】 方向性けい素鋼用の溶鋼を、転炉での一次精
錬及び取鍋での二次精錬によりSi：2.5 〜4.5 wt％、A
l：0.010 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0050〜0.0130wt％を含
む組成に溶製した後、連続鋳造機に鋳込んでスラブを製
造するにあたり、前記一次精錬の後期から二次精錬に先
立つまでの間に溶鋼中へN₂ガスを吹き込んで加窒処理を
行い、かつこの二次精錬にて、不活性ガスを吹き込んで
酸化物系介在物の除去処理を施すことにより、溶鋼Ｎの
含有量を上記の範囲に調整する。 【効果】 連続鋳造で製造した製品のブリスターの発生
を効果的に抑制した上で、加窒処理を製品のふくれ発生
なく行なうことができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、変圧器の鉄心材料な
どとして有用な方向性けい素鋼板の、その素材となるス
ラブの製造方法に関し、特にAlとＮとを主インヒビター
成分として含有するスラブについて、つくろうとする方
向性けい素鋼板の表面性状の有利な改善を、磁気特性の
劣化なくして可能にする製造方法を提案しようとするも
のである。

【０００２】

【従来の技術】方向性けい素鋼板は、磁気特性として、
磁束密度が高いこと及び鉄損が低いことが要求される。
近年、製造技術の進歩により、例えば板厚0.23mmの鋼板
において磁束密度Ｂ₈ （磁化力800A/mにおける値）：1.
92Ｔのものが得られ、また鉄損特性W_17/50（50Hz、1.7
Ｔの最大磁化の時の値）が0.90 W/kg の如き優れた製品
の工業的規模での生産も可能となっている。かかる優れ
た磁気特性を有する材料は、鉄の磁化容易である〈001
〉方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶方位で構
成されるものであり、かような集合組織は、方向性けい
素鋼板の製造工程中、最終仕上げ焼鈍の際にいわゆるゴ
ス方位と称される｛110 ｝〈001 〉方位を有する結晶粒
を優先的に巨大成長させる二次再結晶と呼ばれる現象を
通じて形成される。この｛110 ｝〈001 〉方位の二次再
結晶粒を十分に成長させるための基本的な要件として
は、二時再結晶過程において｛110 ｝〈001 〉方位以外
の好ましくない方位を有する結晶粒の成長を抑制するイ
ンヒビターの存在と、｛110 ｝〈001 〉方位の二次再結
晶粒が十分に発達するのに好適な一次再結晶組織の形成
とが不可欠であることは周知の事実である。

【０００３】ここにインヒビターとしては、一般にMnS,
MnSe,AlN等の微細析出物が利用され、さらにこれらに加
えて特公昭51-13469号公報や特公昭54-32412号公報に開
示された如きSb、Snなどの粒界偏析型の成分を複合添加
してインヒビターの効果を補強することが行われてい
る。ところでこれまで一般にMnS やMnSeを主要インヒビ
ターとするものは、二次再結晶粒径が小さいので鉄損の
低減には有利であったが、近年、レーザー照射法やプラ
ズマジェット法などを用いて、人工的に擬似粒界を導入
することにより磁区微細化が図れるようになって以来、
二次再結晶粒径のサイズが小さいことによる優位性は低
下し、磁束密度が高いことの優位性が高くなった。磁束
密度の高い方向性けい素鋼板を得る方法は古くから知ら
れていて、例えば特公昭46-23820号公報に記載されてい
るように、鋼中にインヒビター成分としてAlN を含有
させる、最終冷延前の焼鈍の冷却を急冷にしてAlN を
析出させる、最終冷延の圧下率を80〜95％と高圧下率
とする、以上の３点の結合により製造できるとされてい
る。

【０００４】しかしAlN をインヒビター成分として含有
する鋼板の製造にあっては、表面欠陥、具体的にはブリ
スターが多発するという問題点があった。この表面欠陥
は、製品板厚が減少するに従い、ますます増加する傾向
を呈し、近年のように鋼板の板厚を薄くすることによっ
て鉄損を低減しようとする場合に大きな問題となってい
た。

【０００５】この表面欠陥の成因は、鋳造前の溶鋼中に
多量に存在するＮ（窒素）が、凝固時にガスとして鋼中
に気泡を形成するためと考えられていて、このような表
面欠陥に対して、その防止策がいくつか提案されてい
る。例えば特公昭49-42208号公報には、けい素鋼の最終
製品にブリスターを発生させないためには溶鋼中のＨを
３ppm 以下、Ｎを〔Al(%) ×10³ ＋40〕ppm 以下とする
必要があることが開示されている。すなわちAlを含有す
るけい素鋼では、Ｎの含有量が高い場合にブリスターの
発生が認められ、それゆえAlの含有量に応じてＮの含有
量を制限する必要があることを示している。また特公昭
49-42211号公報には、鋼中のＮの含有量として｛Al(%)
×10³＋50｝ppm より高いとブリスターが発生するの
で、この値より以下に抑制することが開示されている。

【０００６】かかる観点から、AlN をインヒビターとし
て含有するけい素鋼板の製造においては、特別な加窒処
理を行わず、工業的に通常含有される程度のＮ含有量に
なる鋼スラブを用いるか、より高いＮ量を得ようとする
場合には、かかる工業的に通常含有される程度のＮ含有
量になる鋼スラブを用いて、冷延工程にて窒化焼鈍によ
る加窒処理を施したり（特公昭54-19189号公報参照）、
特開平２-200731 号公報の実施例１〜３に示されるよう
に60ppm 前後のＮを含有するブリスターの発生しないス
ラブを素材として用い、最終仕上げ焼鈍中にＮを鋼板中
に侵入させ、加窒する方法が採用されている。

【０００７】しかしながら以上掲げたブリスター抑制策
のように、Ｎの含有量を抑制する手法や製造工程の途中
で加窒する手法は、AlN の析出量が不足したり、一定し
なくて磁気特性が不安定になりやすい。特にSbを含有す
る鋼組成では、焼鈍工程における加窒が極めて困難であ
る。このためスラブ素材から十分なＮ含有量を正確に制
御しておくことが必要とされていた。

【０００８】そこでブリスターの発生なしにけい素鋼の
溶鋼のＮ含有量を増加させる方法としては、窒化カルシ
ウムをインゴット内に前置して鋼塊のＮ含有量を制御す
る技術が行われていた。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】造塊−分塊から連続鋳
造へとスラブ作製のための鋳造技術の変化に従い、連続
鋳造法においても、Alを含有する方向性けい素鋼板用の
スラブ製造のために、溶鋼中に窒化カルシウムを投入し
た後に連続鋳造して鋳込むことが試みられたが、かかる
方法では却ってブリスターが急増することが判明した。
そこで前述したＮ含有量をAl含有量に応じて規制する技
術が開発されたわけである。

【００１０】発明者らは、窒化カルシウムを投入して連
続鋳造したときに発生するブリスターの増加は、スラブ
表面近傍のCa系介在物が増加し、それを起点としてN₂ガ
スの気泡生成が増加することに起因することをつきとめ
た。すなわち溶鋼をインゴットで凝固させた場合は、凝
固するまで長時間がかかるためにCa系の介在物は十分に
鋼の系外に排出されるのに対して、連続鋳造で凝固させ
た場合は、極めて短時間で凝固するためにCa系介在物が
スラブ表面近傍にトラップされ、それゆえこのCa系介在
物を起点としてブリスターが発生するのである。この機
構から、製品板厚が薄くなるに従い、ブリスターの発生
量が増加する現象も理解できる。すなわち熱間圧延及び
冷間圧延の圧下率が増加するに従って鋼板表層下に潜在
していた欠陥が顕在化してくるためと理解される。

【００１１】そこで発明者らは、これらの問題点を回避
すべく、真空脱ガス設備における二次精錬にてN₂ガスを
吹き込むことにより、溶鋼中のＮ含有量を高めることを
試みた。しかしながらこの技術を実際に適用した場合、
ブリスターは防止できるが、製品にふくれが多発し、甚
だしい場合には連続鋳造の次工程であるスラブ加熱とい
う、早い時期からスラブ表面にふくれが発生するという
トラブルが起きた。これは、1350〜1460℃といった高温
に加熱する方向性けい素鋼板の製造時に特有に現れる現
象で、例えばこのスラブを1250℃で加熱した場合には、
こうした欠陥は現れないが、磁気特性は、当然劣悪なも
のとなる。

【００１２】この発明は、高Ｎを含有するスラブにおい
て、つくろうとする方向性けい素鋼板にブリスターやふ
くれ等の表面欠陥がなく、表面性状が良好でかつ磁気特
性に優れる、方向性けい素用スラブを有利に製造する方
法を提案することを目的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】この発明は、方向性けい
素鋼用の溶鋼を、転炉での一次精錬及び取鍋での二次精
錬によりSi：2.5 〜4.5 wt％、Al：0.010 〜0.040 wt
％、Ｎ：0.0050〜0.0130wt％を含む成分組成に溶製した
後、連続鋳造機に鋳込んでスラブを製造するにあたり、
前記一次精錬の後期から二次精錬に先立つまでの間に溶
鋼中へN₂ガスを吹き込んで加窒処理を行い、かつこの二
次精錬にて、不活性ガスを吹き込んで酸化物系介在物の
除去処理を施すことにより、溶鋼Ｎの含有量を上記の範
囲に調整することを特徴とする方向性けい素鋼用スラブ
の製造方法である。

【００１４】ここに転炉からの出鋼後、二次精錬までの
間に取鍋内にてシリコン合金による脱酸を行うことが有
利である。

【００１５】以下この発明の解明経緯について説明す
る。発明者らは、ふくれの発生した製品を詳細に調査し
たところ、SiO₂やAl₂0₃ の微細な介在物を確認し、窒化
処理を行っていない他の製品と比較して酸素含有量が10
ppm程度増加しているという結果を得た。かかる微細な
酸化物は、方向性けい素鋼板特有のもので、10ppm 程度
の酸素の増加でも鋼中の存在個数は多数となる。そこで
この酸化物を核としてスラブ加熱においてＮが集合し、
N₂の気泡として鋼中に発生したものと思われる。

【００１６】そこから発明者らは、かかる酸化物の除去
が、ふくれの防止に重要であることに思い至った。ここ
にけい素鋼の溶鋼中の酸化物は、極めて微細なため、除
去が難しく、二次精錬における溶鋼の十分な攪拌力と攪
拌時間とを必要とする。ところが従来試みられたように
二次精錬の際、単にN₂ガスを吹き込んだ場合では、かか
る酸化物系介在物の除去が困難であることが判明した。

【００１７】Ｎ含有量は、当初から高めていた方が磁気
特性上からも有利なことから、この発明では二次精錬に
先立ち、例えば一次精錬中に、N₂ガス吹き込みによる加
窒処理の採用によって、連続鋳造で製造した製品のブリ
スターの発生が効果的に抑制された加窒が行えること、
また二次精錬の際はArを吹き込むことが、製品のふくれ
発生の防止に有効であることを新規に見出したことが端
緒となって、この発明は完成されたものである。

【００１８】

【作用】この発明の方向性けい素鋼スラブの好適成分組
成について説明する。Siは、あまりに少ないと電気抵抗
が小さくなって製品の良好な鉄損特性が得られず、一方
多すぎると冷間圧延が困難になるので2.5 〜4.5％の範
囲とする。

【００１９】次にインヒビターについては、製品が高磁
束密度を得るためにはAlN がとりわけ有利であるので、
この発明でも主要インヒビターとしてAlN を用いるもの
とするが、多すぎるとかえって微細析出が困難となるた
め、0.01≦酸可溶Al≦0.04％とし、Ｎは、0.0050〜0.01
30％の範囲とする。酸可溶Alが0.01％未満の場合や、Ｎ
が0.0050％未満の場合は、インヒビターの量が不足して
磁気特性が劣化し、逆に酸可溶Alが0.04％を超える場合
や、Ｎが0.0130％を超える場合には、析出するAlN が粗
大化して逆にインヒビターとしての機能が劣化し、磁気
特性が劣化する。

【００２０】ここに主要インヒビターとは、これが欠け
ると二次再結晶粒の発現が不能になるものをいい、この
発明では、主要インヒビターに加えて、副次的なインヒ
ビターを併せて用いても良い。例えば、Ｓ、Seをインヒ
ビター形成成分として補助的に含有させてもよい。Ｓ、
Seは、MnS 又はMnSeとして析出し、インヒビターとして
有効で、このうちMnSeは特に、最終仕上げ板厚が薄くな
っても抑制効果が強いので好ましい。かようなMnS 、Mn
Seを微細析出させるために好適なＳやSeの範囲は、単独
及び併用いずれの場合も0.01〜0.04％程度である。

【００２１】Mnは、ぜい化防止のために有効な成分であ
り、その効果を発揮させるためには、0.05％以上含有さ
せることが好ましい。一方、上限については、Ｓ、Seを
インヒビター形成成分として補助的に含有しない場合に
は0.15％程度、含有する場合には0.10％程度とするのが
望ましい。

【００２２】またSb、Cu、Cr、Bi、Sn、Ｂ、Ge、Ｐ等の
インヒビター補強成分も、適宜添加することができ、そ
の範囲については、Sbは0.015 〜0.060 ％、Cuは0.03〜
0.30％、Crは0.02〜0.10％、Biは0.005 〜0.020 ％、Sn
は0.03〜0.20％、Ｂは５〜25ppm 、Geは0.005 〜0.060
％、Ｐは0.010 〜0.090 ％とすることが好ましい。上記
成分の下限については、いずれもインヒビター補強成分
としての効果を発揮させるための最小限であり、また上
限については鋼板のぜい化を回避し、加工性を確保する
ための観点からである。

【００２３】Ｃは、熱延組織改善に有効に寄与する成分
であるが、多すぎると脱炭が困難となるので、0.035 〜
0.090 ％程度とすることが好ましい。

【００２４】また熱間ぜい化に起因した表面欠陥防止の
ためにはMoを、0.005 〜0.020 ％の範囲で含有させるこ
とが好ましい。

【００２５】かかる鋼組成のスラブの製造のために、ま
ず溶銑を転炉で一次精錬する。この際、転炉での一次精
錬の後期から二次精錬までの間で、N₂を含有するガスを
用いて溶鋼の加窒処理を施すことがこの発明の第１の技
術的ポイントである。すなわち通常の転炉吹錬では溶鋼
のＮ含有量が20〜40ppm であるため、所望のＮ含有量を
得るためには、次工程の二次精錬にてN₂のみの吹き込み
を行う必要があり、この発明の第２の技術的ポイントで
ある二次精錬をArガスを吹き込んで行うことが不可能に
なって、ふくれが生じるうれいがあるからである。した
がってこの目的のためには、二次精錬の前で溶鋼中のＮ
含有量を高め、好ましくは90ppm以上にまで高めておか
なければならない。なお160ppmを超えると、二次精錬で
の脱窒が困難になるので、160ppmまでのＮ含有量とする
ことが望ましい。

【００２６】転炉での加窒処理は、吹錬の末期でも、吹
錬終了後のリンス処理時でも、いずれでも良いが、吹錬
の初期ではC0ガスのバブリングのためにＮの歩留まりが
極端に悪いので採用しない。またN₂含有ガス吹き込み
は、転炉以外でも出鋼後の取鍋内で、該ガスを溶鋼中に
吹き込んで行うことも可能である。

【００２７】加窒処理に用いるガスは、純N₂ガスでも、
プロパン等とN₂との混合ガスでも良く、また吹き込むノ
ズルは、転炉に吹き込む場合、上吹き転炉ではサブラン
スが、また下吹きや上下吹き転炉では底吹きノズルが挙
げられるが、特に底吹きノズルからの吹き込みが加窒促
進上好適である。

【００２８】次いで転炉から出鋼した溶鋼には、二次精
錬すなわち炉外精錬を施す。この二次精錬に先立ち、シ
リコン合金による脱酸処理を行うことが望ましい。これ
は、脱酸処理から鋳込みまでの時間をできるだけ長時間
とり、酸化物系介在物の溶鋼からの分離浮上を図るため
である。

【００２９】二次精錬においては、各種合金添加物を投
入して成分組成の調節を行う。この際、不活性ガスを用
いて酸化物系介在物の分離浮上を行って、溶鋼中のＮ含
有量の調節を行う。不活性ガス吹き込みを行えば脱窒が
行われるからＮ成分量の調節も可能となる。

【００３０】介在物の除去処理及び脱窒の効果は、吹き
込むガス流量や溶鋼温度、さらに攪拌時間、設備の真空
度等によって変化するから、これらの要素を勘案して処
理を行う。

【００３１】不活性ガスとしては、Arが代表として掲げ
られるがこの他、He、Ne、CO等を用いても良いことはい
うまでもない。

【００３２】二次精錬の設備としては、真空又は減圧、
あるいは減圧加圧の繰り返しで、かつ溶鋼攪拌力として
ガス、雰囲気圧力、電磁力等を使用する、いわゆる真空
また減圧取鍋精錬用設備が適していて、例えばＲＨ，Ｄ
Ｈ，ＰＭ(pulse mixing)，ＶＯＤ，ＴＤ，ＴＮ，ＬＦ，
ＶＡＤ，ＶＣ，ＶＯＤＣ，ＡＳＥＡ−ＳＫＦ等が該当す
る。なかでも真空脱ガス設備が、効率的な介在物除去及
び脱窒として好適である。

【００３３】かかる工程を経て溶製された溶鋼は、連続
鋳造機によってスラブとされる。連続鋳造の際には公知
の技術を適用すればよい。その後、かかるスラブは必要
により再圧し、サイズを合わせた後、加熱して熱間圧延
を行う。熱間圧延後の鋼帯は、１回の冷間圧延、あるい
は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚
とする。

【００３４】最終冷延前の焼鈍は、AlN の溶体化のため
には850 〜1200℃の高温が必要であり、また焼鈍後、Al
N の析出のため500 ℃までの急冷処理が必要である。次
に最終冷延の圧下率については、公知のように高磁束密
度を得るためには高圧下率とする必要があり、したがっ
て１回法の圧下率及び２回法における最終冷延の圧下率
はいずれも80〜95％の範囲とする。というのは、圧下率
が80％より少ないと高磁束密度が得られず、一方95％を
超えると２次再結晶が困難となるからである。

【００３５】また冷延工程における焼鈍時の表面の酸化
によって失われる鋼中Ｎの補給を行う意味で、焼鈍前に
窒化促進剤を塗布して過剰の脱窒を防止することは、得
られる製品の磁気特性の安定のうえで好ましい。

【００３６】なお最終冷延の途中で時効処理を行うこと
は、製品の鉄損を低減するうえで有利である。特にSbを
含有する成分系では、短時間のただ一回の時効処理によ
って磁束密度の格段の向上が認められる点に優れた特徴
がある。最終圧延後の鋼板は脱脂処理を施した後、脱炭
・一次再結晶焼鈍に供される。

【００３７】次いでMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗
布してから、コイル状に巻かれて最終仕上げ焼鈍に供さ
れ、その後必要に応じて絶縁コーティングを施される
が、時にレーザーやプラズマ、その他の手法によって磁
区細分化処理を施すことも可能であることはいうまでも
ない。

【００３８】

【実施例】

実施例１ 底吹き転炉を用いて吹錬を行い、この際、吹錬終了前３
分間に底吹きノズルを用いてN₂ガスを流量150 Nl/ 分で
吹き込んだ。この時、溶鋼のＮ含有量は123ppmであっ
た。その後、FeSi合金を前置きしてある取鍋中に200 t
出鋼注入し、ＲＨ設備でAr吹き込み処理を100 Nl/ 分で
35分間の行った。また各種合金添加物をＲＨ処理中に投
入して表１のＡ〜Ｎで示される各種の溶鋼を溶製した。

【００３９】

【表１】

【００４０】これらの溶鋼を連続鋳造により厚み250 mm
のスラブとし、再圧処理によって厚み220 mmにした後、
このスラブを1430℃に加熱して厚み2.0 mmまで熱間圧延
を施した。かくして得られた熱延コイルを、1000℃での
熱延板焼鈍の後、厚み1.50mmまで冷間圧延し、1100℃で
の中間焼鈍と引き続く急冷処理の後、再び冷間圧延を施
して厚み0.75mmにし、次いで連続焼鈍炉で300 ℃、１分
間の熱処理を施し、さらに冷間圧延を施して厚み0.23mm
の最終板厚とした。次いで脱脂処理を施したのち、脱炭
・一次再結晶焼鈍を850 ℃、2 分間施し、MgO を主成分
とする焼鈍分離剤を塗布してからコイル状に巻いて1200
℃、10時間の最終仕上げ焼鈍に供し、その後張力付与絶
縁コーティングを施した。かくして得られた製品につい
て、磁気特性と、表面欠陥率を調べた。なお表面欠陥率
は光学的表面欠陥連続測定機で測定した。得られた結果
を表２に示す。

【００４１】

【００４２】実施例２ 下記の３種類の方法で一次精錬及び二次精錬にて溶製
し、出鋼した。 上下吹き転炉を用いて吹錬した後、底吹きノズルによ
りN₂を該転炉内の溶鋼中に吹き込んで１分間リンスを行
った。その後FeSi合金を前置してある取鍋中に出鋼注入
した。この時の溶鋼中のＮ含有量は108ppmであった。そ
の後ＲＨ設備で二次精錬を、Arガスを流量80 Nl/分で40
分間吹き込んで行った。二次精錬後のＮ含有量は86 pp
mであった（実施例）。 上下吹き転炉を用いて通常の吹錬を行った後、FeSi合
金とCaN₂を前置きしてある取鍋中に出鋼注入した。この
時の溶鋼中のＮ含有量は106ppmであった。次にＲＨ設備
でArを流量150Nl/分で40分間吹き込み、二次洗練を終了
した。この時の溶鋼のＮ含有量は88ppmであった（比較
例）。 上下吹き転炉を用いて通常の吹錬を行った後、底吹き
ノズルによりN₂を該転炉内の溶鋼中に吹き込んで１分間
リンスを行った。その後FeSi合金を前置きしてある取鍋
中に出鋼注入した。この時の溶鋼中のＮ含有量は82 ppm
であった。次にＲＨ設備でN₂を流量80Nl/ 分で40分間吹
き込み二次精錬を終了した。この時の溶鋼のＮ含有量は
94ppmであった（比較例）。 ，，いずれも二次精錬の間にSi、Mn、Ｃの含有量
を調整し、Se、Sb、Alを投入して、二次精錬終了時で溶
鋼成分としてＣ：0.068 〜0.070 ％、Si：3.30〜3.32
％、Mn：0.068 〜0.070 ％、Al：0.027 〜0.030 ％、
Ｓ：0.003 ％、Se：0.019 〜0.022 ％、Sb：0.022 〜0.
026 ％、Ｐ：0.004 ％、残部実質的にFeの組成を得た。
これらの溶鋼は連続鋳造以降、実施例１と同一の処理で
製品にした。かくして得られた製品の磁気特性及び表面
欠陥率を表３に示す。

【００４３】

【００４４】実施例３ 下記の条件で一次精錬及び二次精錬を施した。 上下吹き転炉を用いて吹錬した後、底吹きノズルによ
りN₂ガスを該転炉内の溶鋼中に流量190Nl/分で吹き込ん
で１分間リンスを行った。この時の溶鋼中のＮ含有量は
93 ppmであった。その後FeSi合金を前置きしてある取鍋
中に出鋼注入し、その後ＲＨ設備で二次精錬を行う際、
Arガスを流量 40 Nl/ 分で30分間吹き込んで二次精錬を
終了した。終了時の溶鋼中のＮ含有量は85 ppmであった
（条件Ｉ）。 条件と同一条件で転炉中の溶鋼にN₂ガスを吹き込ん
だ後、FeSi合金を前置きしてある取鍋中に出鋼注入し
た。この時のＮ含有量は102 ppm であった。その後ＲＨ
設備で二次精錬を行う際、Arを流量80 Nl/分で30分間吹
き込んで二次精錬を終了した。終了時の溶鋼中のＮ含有
量は90 ppmであった（条件II）。 条件と同一条件で転炉中の溶鋼にN₂ガスを吹き込ん
だ後、FeSi合金を前置きしてある取鍋中に出鋼注入し
た。この時のＮ含有量は99ppmであった。その後、ＰＭ
設備で二次精錬を行う際、Arを 70Nl/ 分で30分間吹き
込んで二次精錬を終了した。この時の溶鋼中のＮ含有量
は89 ppmであった（条件III ）。 条件と同一条件で転炉中の溶鋼にN₂ガスを吹き込ん
だ後、出鋼時の出鋼流にFeSi合金を添加した。この時の
Ｎ含有量は105ppmであった。その後ＲＨ設備で条件Ｉと
同じ条件で二次精錬を行った。終了時の溶鋼中のＮ含有
量は97 ppmであった（条件IV）。 条件と同一条件で転炉中の溶鋼にN₂ガスを吹き込ん
だ後、出鋼した。この時の溶鋼中のＮ含有量は98ppm で
あった。その後ＲＨ設備での二次精錬の初期にFeSi合金
を投入して脱酸処理及びSi含有量の調整を行った。二次
精錬のガスの吹き込みは条件Ｉと同様に行った。二次精
錬終了時の溶鋼中のＮ含有量は90 ppmであった（条件
Ｖ）。 上下吹き転炉を用いて吹錬した後、FeSiを前置きして
ある取鍋中に出鋼注入した。この時の溶鋼のＮ含有量は
25ppm であった。次にフラッシング設備を用いて溶鋼中
にN₂ガスを吹き込んで加窒処理を行い、溶鋼中のＮ含有
量を113ppmまで高めた。その後ＲＨ設備で二次精錬を行
う際、Arガスを流量100Nl/分で30分間吹き込んで二次精
錬を終了した。この場合、二次精錬後の溶鋼中のＮ含有
量は90 ppmであった（条件VI）。 上下吹き転炉を用いて吹錬した後、FeSi合金を前置き
してある取鍋中に出鋼注入した。この時の溶鋼中のＮ含
有量は35ppm であった。次にＲＨ設備で二次精錬を行う
際、Arガスを流量 60 Nl/ 分で30分間吹き込んで二次精
錬を終了し、比較例とした。終了時の溶鋼中のＮ含有量
は32 ppmであった（条件VII ）。

【００４５】条件Ｉ〜VII はいずれも二次精錬の間にS
i、Mn及びＣの含有量を調整し、Se、Sb、Alを投入し
て、二次精錬終了時に溶鋼成分としてＣ：0.067 〜0.07
1 ％、Si：3.31〜3.33％、Mn：0.070 〜0.073 ％、Al：
0.025 〜0.029 ％、Ｓ：0.003 〜0.005 ％、Se：0.020
〜0.022 ％、Sb：0.025 〜0.027 ％、Ｐ：0.002 〜0.00
4％、残部実質的にFeの組成を得た。さらに条件Ｉ〜VII
の溶鋼は連続鋳造以降、実施例１と同一の処理で製品
とした。また条件VII の溶鋼は実施例１とほぼ同一の処
理で製品としたが、中間焼鈍及び脱炭焼鈍で加窒を施
し、鋼中Ｎ含有量として95ppm まで高めた。これらの製
品の磁気特性及び表面欠陥率を表４に示す。

【００４６】

【００４７】

【発明の効果】この発明の方向性けい素鋼用スラブの製
造方法は、一次精錬の後期から二次精錬に先立つまでの
間に溶鋼中へN₂ガスを吹き込んで加窒処理を行い、かつ
この二次精錬にて、不活性ガスを吹き込んで酸化物系介
在物の除去処理を施して溶鋼Ｎの含有量を上記の範囲に
調整することにより、連続鋳造で製造した製品のブリス
ターの発生を効果的に抑制した上で、加窒処理を製品の
ふくれ発生なく行うことができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大島 健二 岡山県倉敷市水島川崎通一丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 菅 孝宏 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (72)発明者 飯田 嘉明 岡山県倉敷市水島川崎通一丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 方向性けい素鋼用の溶鋼を、転炉での一
   次精錬及び取鍋での二次精錬によりSi：2.5 〜4.5 wt
   ％、Al：0.010 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0050〜0.0130wt％
   を含む成分組成に溶製した後、連続鋳造機に鋳込んでス
   ラブを製造するにあたり、 前記一次精錬の後期から二次精錬に先立つまでの間に溶
   鋼中へN₂ガスを吹き込んで加窒処理を行い、かつこの二
   次精錬にて、不活性ガスを吹き込んで酸化物系介在物の
   除去処理を施すことにより、溶鋼Ｎの含有量を上記の範
   囲に調整することを特徴とする方向性けい素鋼用スラブ
   の製造方法。
2. 【請求項２】 転炉からの出鋼後、二次精錬までの間に
   取鍋内にてシリコン合金による脱酸を行う請求項１記載
   の方向性けい素鋼用スラブの製造方法。