JP2000178655A - 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０
２〜０．１ｗｔ％含む鋼板において、ＣｕをＮｉに対し
て１／２×Ｎｉｗｔ％＜Ｃｕ＜０．４ｗｔ％含む鋼板
を、熱間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時の最
高温度を１０８０℃以上１２５０℃以下にし、鋼材の加
熱後、熱間圧延前に行われるスケール除去を、鋼スラブ
表面での高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以上の高圧
水デスケーリングによって行う。 【効果】 熱間圧延工程で生じる表面欠陥を、新たな設
備を設置することなく、また製造プロセスを変更するこ
となく、低減する事ができ、従って表面性状に優れた鋼
板を得ることができる。
提供する。 【解決手段】 Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０
２〜０．１ｗｔ％含む鋼板において、ＣｕをＮｉに対し
て１／２×Ｎｉｗｔ％＜Ｃｕ＜０．４ｗｔ％含む鋼板
を、熱間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時の最
高温度を１０８０℃以上１２５０℃以下にし、鋼材の加
熱後、熱間圧延前に行われるスケール除去を、鋼スラブ
表面での高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以上の高圧
水デスケーリングによって行う。 【効果】 熱間圧延工程で生じる表面欠陥を、新たな設
備を設置することなく、また製造プロセスを変更するこ
となく、低減する事ができ、従って表面性状に優れた鋼
板を得ることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｓｉが０．２ｗｔ
％以下でＮｉを含む熱延鋼板、冷延鋼板、電気メッキ鋼
板、溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板に関して、熱延工程で生成するスケールに起因する表
面欠陥の発生を低減し、表面性状の優れた鋼板を製造す
るための鋼板及びその方法に関するものである。
％以下でＮｉを含む熱延鋼板、冷延鋼板、電気メッキ鋼
板、溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板に関して、熱延工程で生成するスケールに起因する表
面欠陥の発生を低減し、表面性状の優れた鋼板を製造す
るための鋼板及びその方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】熱間圧延することにより得られる熱延鋼
板の表面には、線状や筋状などの表面欠陥がしばしば見
られ、この表面欠陥は酸洗、冷間圧延、メッキ後も模様
として残存し、問題となっている。この中でも、Ｎｉや
Ｃｕなどが含有した鋼板では、熱延前の加熱工程で発生
するスケールが表面欠陥の発生に大きな影響を及ぼすこ
とが知られており、その低減策についても様々な研究が
進められている。
板の表面には、線状や筋状などの表面欠陥がしばしば見
られ、この表面欠陥は酸洗、冷間圧延、メッキ後も模様
として残存し、問題となっている。この中でも、Ｎｉや
Ｃｕなどが含有した鋼板では、熱延前の加熱工程で発生
するスケールが表面欠陥の発生に大きな影響を及ぼすこ
とが知られており、その低減策についても様々な研究が
進められている。
【０００３】たとえば、特開平６−２７９９２３号公報
には、ＮｉやＣｕが熱延工程での表面欠陥の発生原因に
なるとの知見から、鋼材中におけるそれら元素の含有量
を極力少なく抑えると共に、適量のＳｉを含有させるこ
とによって生成スケールのデスケーリング性を高め、熱
間圧延前に高圧水を噴射してスケール除去を行う方法が
開示されている。しかし、この方法では、表面欠陥の原
因となるＮｉ、Ｃｕを製鋼段階で極力少なくすることが
前提であり、既にＮｉやＣｕが混入している鋼材に対し
ては、有効に活用することはできない。
には、ＮｉやＣｕが熱延工程での表面欠陥の発生原因に
なるとの知見から、鋼材中におけるそれら元素の含有量
を極力少なく抑えると共に、適量のＳｉを含有させるこ
とによって生成スケールのデスケーリング性を高め、熱
間圧延前に高圧水を噴射してスケール除去を行う方法が
開示されている。しかし、この方法では、表面欠陥の原
因となるＮｉ、Ｃｕを製鋼段階で極力少なくすることが
前提であり、既にＮｉやＣｕが混入している鋼材に対し
ては、有効に活用することはできない。
【０００４】また、特開平６−３４６１４５号公報に
は、ＮｉとＣｕを０．０１ｗｔ％以上含み、かつ、（Ｃ
ｕ／Ｎｉ）比が２以下で、Ｓｉ含有量が０．２〜３．０
ｗｔ％である鋼材を使用し、加熱温度、および、第一回
目のデスケーリング温度を低めに抑えることによって表
面欠陥を少なくする方法が開示されている。ところが、
この方法は、低Ｓｉには適用ができない。また、特開平
９−５２１１０号公報には、ＮｉとＣｕを０．０１ｗｔ
％以上含有する鋼板において、加熱時に界面凹凸に沿っ
た界面長さと直線長さの比の平均を１．５以下に抑える
方法が開示されている。ところが、実際に発生する表面
欠陥は界面長さと直線長さの比の平均値ではなく、一部
の鋼材内部に深く食い込んだスケールが表面起因の欠陥
の原因となる。
は、ＮｉとＣｕを０．０１ｗｔ％以上含み、かつ、（Ｃ
ｕ／Ｎｉ）比が２以下で、Ｓｉ含有量が０．２〜３．０
ｗｔ％である鋼材を使用し、加熱温度、および、第一回
目のデスケーリング温度を低めに抑えることによって表
面欠陥を少なくする方法が開示されている。ところが、
この方法は、低Ｓｉには適用ができない。また、特開平
９−５２１１０号公報には、ＮｉとＣｕを０．０１ｗｔ
％以上含有する鋼板において、加熱時に界面凹凸に沿っ
た界面長さと直線長さの比の平均を１．５以下に抑える
方法が開示されている。ところが、実際に発生する表面
欠陥は界面長さと直線長さの比の平均値ではなく、一部
の鋼材内部に深く食い込んだスケールが表面起因の欠陥
の原因となる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術の
問題点に着目してなされたものであって、その目的は、
Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０２〜０．１ｗｔ
％含む鋼板において、Ｎｉに起因して熱間圧延工程で生
じる表面欠陥を、新たな設備を設置することなく、また
製造プロセスを変更することなく、低減できる技術を確
立しようとするものである。
問題点に着目してなされたものであって、その目的は、
Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０２〜０．１ｗｔ
％含む鋼板において、Ｎｉに起因して熱間圧延工程で生
じる表面欠陥を、新たな設備を設置することなく、また
製造プロセスを変更することなく、低減できる技術を確
立しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明者らは、表面欠陥の発生原因を詳細に調査し
た。その結果、表面欠陥の発生原因は、加熱時に結晶粒
界で鋼材内部に深く食い込んだ粒界酸化が形成され、こ
の粒界酸化部が圧延時に鋼材内部に食い込まれ、線状
や、筋状の表面欠陥を生じることを実験により確認し
た。また、この粒界酸化の深さは、鋼材の成分に大きく
依存し、特に鋼材中のＳｉが０．２ｗｔ％以下では、Ｎ
ｉが粒界酸化の原因となること、また、ＮｉにＣｕを複
合添加すると、粒界酸化深さが大幅に減少し、さらに、
Ｃｕに加えてＳｎを複合添加すると、粒界酸化深さが大
幅に減少することを明らかにした。本発明はこのような
考え方の元に完成したものであり、その要旨構成を以下
に示す。
に、本発明者らは、表面欠陥の発生原因を詳細に調査し
た。その結果、表面欠陥の発生原因は、加熱時に結晶粒
界で鋼材内部に深く食い込んだ粒界酸化が形成され、こ
の粒界酸化部が圧延時に鋼材内部に食い込まれ、線状
や、筋状の表面欠陥を生じることを実験により確認し
た。また、この粒界酸化の深さは、鋼材の成分に大きく
依存し、特に鋼材中のＳｉが０．２ｗｔ％以下では、Ｎ
ｉが粒界酸化の原因となること、また、ＮｉにＣｕを複
合添加すると、粒界酸化深さが大幅に減少し、さらに、
Ｃｕに加えてＳｎを複合添加すると、粒界酸化深さが大
幅に減少することを明らかにした。本発明はこのような
考え方の元に完成したものであり、その要旨構成を以下
に示す。
【０００７】（１）Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを
０．０２〜０．１ｗｔ％含む鋼板において、ＣｕをＮｉ
に対して１／２×Ｎｉｗｔ％＜Ｃｕ＜０．４ｗｔ％含む
鋼板を、熱間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時
の最高温度を１０８０℃以上１２５０℃以下にし、さら
に、鋼材の加熱後、熱間圧延前に行われるスケール除去
を、鋼スラブ表面での高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰ
ａ以上の高圧水デスケーリングによって行うことを特徴
とする表面性状に優れた鋼板およびその製造方法。
０．０２〜０．１ｗｔ％含む鋼板において、ＣｕをＮｉ
に対して１／２×Ｎｉｗｔ％＜Ｃｕ＜０．４ｗｔ％含む
鋼板を、熱間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時
の最高温度を１０８０℃以上１２５０℃以下にし、さら
に、鋼材の加熱後、熱間圧延前に行われるスケール除去
を、鋼スラブ表面での高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰ
ａ以上の高圧水デスケーリングによって行うことを特徴
とする表面性状に優れた鋼板およびその製造方法。
【０００８】（２）Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを
０．０２〜０．１ｗｔ％、Ｃｕを０．４ｗｔ％以下含む
鋼板において、ＳｎをＮｉとＣｕに対して（Ｎｉ−２×
Ｃｕ）／３ｗｔ％＜Ｓｎ＜０．１ｗｔ％含む鋼板を、熱
間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時の最高温度
を１０００℃以上１２５０℃以下にし、鋼材の加熱後、
熱間圧延前に行われるスケール除去を、鋼スラブ表面で
の高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以上の高圧水デス
ケーリングによって行うことを特徴とする表面性状に優
れた鋼板およびその製造方法である。
０．０２〜０．１ｗｔ％、Ｃｕを０．４ｗｔ％以下含む
鋼板において、ＳｎをＮｉとＣｕに対して（Ｎｉ−２×
Ｃｕ）／３ｗｔ％＜Ｓｎ＜０．１ｗｔ％含む鋼板を、熱
間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時の最高温度
を１０００℃以上１２５０℃以下にし、鋼材の加熱後、
熱間圧延前に行われるスケール除去を、鋼スラブ表面で
の高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以上の高圧水デス
ケーリングによって行うことを特徴とする表面性状に優
れた鋼板およびその製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】前述したように、ＮｉやＣｕを含
有する鋼材を熱間圧延する際にその表面にできる表面欠
陥の原因は、加熱時に結晶粒界で形成される鋼材内部に
深く食い込んだ粒界酸化が、圧延時に鋼材内部に食い込
まれることによる。本発明者らは、このＮｉやＣｕを含
有する鋼材の粒界酸化深さの成分依存性を調査した結
果、Ｎｉ含有量が増加すると粒界酸化深さを増大させる
こと、また、ＮｉにＣｕをある関係で添加すると、この
粒界酸化深さが減少し、さらに、ＣｕにＳｎを複合添加
すると粒界酸化深さが大幅に減少し、その結果、鋼板の
表面疵の発生率は減少し、表面性状に優れた鋼板が製造
できる。この原因は以下のように考えられる。
有する鋼材を熱間圧延する際にその表面にできる表面欠
陥の原因は、加熱時に結晶粒界で形成される鋼材内部に
深く食い込んだ粒界酸化が、圧延時に鋼材内部に食い込
まれることによる。本発明者らは、このＮｉやＣｕを含
有する鋼材の粒界酸化深さの成分依存性を調査した結
果、Ｎｉ含有量が増加すると粒界酸化深さを増大させる
こと、また、ＮｉにＣｕをある関係で添加すると、この
粒界酸化深さが減少し、さらに、ＣｕにＳｎを複合添加
すると粒界酸化深さが大幅に減少し、その結果、鋼板の
表面疵の発生率は減少し、表面性状に優れた鋼板が製造
できる。この原因は以下のように考えられる。
【００１０】Ｎｉは鉄よりも酸化しにくい。その結果、
Ｎｉ含有鋼を高温で酸化させた場合、鉄が酸化するが、
Ｎｉが酸化しないために、鋼板表面にＮｉが濃化し、全
体の酸化速度は減少する。しかし、粒界部分では、粒界
酸化が進行する。その結果、Ｎｉ含有量が増大すると粒
界酸化深さが増す。Ｎｉ濃度が少ない場合、他の成分を
添加しないでも粒界酸化が生じないので疵の発生率が低
い。そのため、Ｎｉ濃度の下限は０．０２ｗｔ％にな
る。また、Ｎｉ濃度が高くなると粒界酸化だけでなく、
その他の部分の凹凸も激しくなり、粒界酸化のみを減少
させても疵の発生率は減少しない。よって、Ｎｉ濃度の
上限は０．１ｗｔ％とした。
Ｎｉ含有鋼を高温で酸化させた場合、鉄が酸化するが、
Ｎｉが酸化しないために、鋼板表面にＮｉが濃化し、全
体の酸化速度は減少する。しかし、粒界部分では、粒界
酸化が進行する。その結果、Ｎｉ含有量が増大すると粒
界酸化深さが増す。Ｎｉ濃度が少ない場合、他の成分を
添加しないでも粒界酸化が生じないので疵の発生率が低
い。そのため、Ｎｉ濃度の下限は０．０２ｗｔ％にな
る。また、Ｎｉ濃度が高くなると粒界酸化だけでなく、
その他の部分の凹凸も激しくなり、粒界酸化のみを減少
させても疵の発生率は減少しない。よって、Ｎｉ濃度の
上限は０．１ｗｔ％とした。
【００１１】Ｓｉ含有量についてであるが、Ｓｉ含有量
が多くなるとＦｅとＳｉの共晶酸化物（ＦｅＯ−Ｆｅ2
ＳｉＯ4 ）が結晶粒界に選択的に酸化される結果、粒界
酸化を起こし、疵の発生原因となり問題となる。その結
果、Ｓｉ含有量の上限は０．２ｗｔ％以下とした。ま
た、Ｓｉ含有量の下限は特に定めてはいないが、Ｓｉは
鋼板の強度を出すので、できれば、０．００１ｗｔ％以
上が望ましい。
が多くなるとＦｅとＳｉの共晶酸化物（ＦｅＯ−Ｆｅ2
ＳｉＯ4 ）が結晶粒界に選択的に酸化される結果、粒界
酸化を起こし、疵の発生原因となり問題となる。その結
果、Ｓｉ含有量の上限は０．２ｗｔ％以下とした。ま
た、Ｓｉ含有量の下限は特に定めてはいないが、Ｓｉは
鋼板の強度を出すので、できれば、０．００１ｗｔ％以
上が望ましい。
【００１２】ＣｕもＮｉと同様に鉄よりも酸化しにくい
元素である。しかし、ＣｕはＮｉよりも融点が低い。そ
のために、ＮｉとＣｕの複合添加鋼を加熱すると、Ｃｕ
の溶融層が鋼材表面に形成されるために、粒界酸化の進
行が生じにくくなり、その結果、疵の発生率が減少す
る。ＮｉとＣｕの粒界酸化に及ぼす関係を考慮した結
果、ＣｕをＮｉ濃度の１／２以上添加させれば粒界酸化
を抑えることができる。また、Ｃｕの添加量の上限とし
ては、Ｃｕを多量添加すると、Ｃｕの融点が低いことに
起因する粒界脆化が生じるので０．４ｗｔ％が上限にな
る。
元素である。しかし、ＣｕはＮｉよりも融点が低い。そ
のために、ＮｉとＣｕの複合添加鋼を加熱すると、Ｃｕ
の溶融層が鋼材表面に形成されるために、粒界酸化の進
行が生じにくくなり、その結果、疵の発生率が減少す
る。ＮｉとＣｕの粒界酸化に及ぼす関係を考慮した結
果、ＣｕをＮｉ濃度の１／２以上添加させれば粒界酸化
を抑えることができる。また、Ｃｕの添加量の上限とし
ては、Ｃｕを多量添加すると、Ｃｕの融点が低いことに
起因する粒界脆化が生じるので０．４ｗｔ％が上限にな
る。
【００１３】鋼材の加熱温度について加熱温度の下限を
１０８０℃にする理由は、この温度以下ではＣｕの溶融
層が鋼板表面にほとんど形成されず、その結果、粒界酸
化の進行を抑制することができない。従って、疵の発生
率が高くなってしまう。また、鋼材の加熱温度を低くす
ると、熱間圧延の際の圧延加重が大きくなるという問題
や、仕上げ温度を確保できなくなる問題も発生する。加
熱温度の上限を１２５０℃にする理由も疵の発生率との
関係から求まる。
１０８０℃にする理由は、この温度以下ではＣｕの溶融
層が鋼板表面にほとんど形成されず、その結果、粒界酸
化の進行を抑制することができない。従って、疵の発生
率が高くなってしまう。また、鋼材の加熱温度を低くす
ると、熱間圧延の際の圧延加重が大きくなるという問題
や、仕上げ温度を確保できなくなる問題も発生する。加
熱温度の上限を１２５０℃にする理由も疵の発生率との
関係から求まる。
【００１４】鋼材の加熱温度を高くすると、酸化速度が
早くなり、粒界酸化も深く進行する。その結果、本発明
のＮｉ，Ｃｕの成分では、疵の発生を抑制することがで
きなくなる。また、加熱温度を高くすると燃料原単位が
上昇するという問題点も発生する。加熱後のデスケーリ
ングについてであるが、その時のデスケーリング圧力の
下限は疵の発生の観点から求まる。デスケーリング圧力
を５ＭＰａ以下にするとデスケーリング後もスケールが
鋼板表面に残存し、疵の発生率が高くなる。また、デス
ケーリング圧力の上限については特に限定する必要はな
いが、デスケーリング圧力を高くすると、水圧により鋼
材が冷却されたり、水圧によって鋼材表面が削れて歩留
まりが悪化するので、できれば４０ＭＰａ以下が望まし
い。
早くなり、粒界酸化も深く進行する。その結果、本発明
のＮｉ，Ｃｕの成分では、疵の発生を抑制することがで
きなくなる。また、加熱温度を高くすると燃料原単位が
上昇するという問題点も発生する。加熱後のデスケーリ
ングについてであるが、その時のデスケーリング圧力の
下限は疵の発生の観点から求まる。デスケーリング圧力
を５ＭＰａ以下にするとデスケーリング後もスケールが
鋼板表面に残存し、疵の発生率が高くなる。また、デス
ケーリング圧力の上限については特に限定する必要はな
いが、デスケーリング圧力を高くすると、水圧により鋼
材が冷却されたり、水圧によって鋼材表面が削れて歩留
まりが悪化するので、できれば４０ＭＰａ以下が望まし
い。
【００１５】また、ＳｎもＣｕと同様に鉄よりも酸化し
にくい元素でＣｕよりも融点が低く、粒界酸化深さを減
少させる効果が大きい。その結果、ＮｉとＣｕ、Ｓｎの
複合添加鋼を加熱すると、Ｃｕ、Ｓｎの溶融層が鋼材表
面に形成されるために、粒界酸化の進行が生じにくくな
り、その結果、疵の発生率が減少する。ＮｉとＣｕ、Ｓ
ｎの粒界酸化に及ぼす関係を考慮した結果、ＳｎをＮｉ
とＣｕに対して（Ｎｉ−２×Ｃｕ）／３以上添加させれ
ば粒界酸化を抑えることができる。また、Ｃｕの添加量
の上限としては、Ｃｕを多量添加すると、Ｃｕの融点が
低いことに起因する粒界脆化が生じるので０．４ｗｔ％
が上限になる。同様に、Ｓｎの添加量の上限としてはＳ
ｎを多量添加すると、Ｃｕの場合と同様にＳｎの融点が
低いことに起因する粒界脆化が生じ、かつ、Ｓｎの融点
はＣｕよりも低いので０．１ｗｔ％が上限になる。
にくい元素でＣｕよりも融点が低く、粒界酸化深さを減
少させる効果が大きい。その結果、ＮｉとＣｕ、Ｓｎの
複合添加鋼を加熱すると、Ｃｕ、Ｓｎの溶融層が鋼材表
面に形成されるために、粒界酸化の進行が生じにくくな
り、その結果、疵の発生率が減少する。ＮｉとＣｕ、Ｓ
ｎの粒界酸化に及ぼす関係を考慮した結果、ＳｎをＮｉ
とＣｕに対して（Ｎｉ−２×Ｃｕ）／３以上添加させれ
ば粒界酸化を抑えることができる。また、Ｃｕの添加量
の上限としては、Ｃｕを多量添加すると、Ｃｕの融点が
低いことに起因する粒界脆化が生じるので０．４ｗｔ％
が上限になる。同様に、Ｓｎの添加量の上限としてはＳ
ｎを多量添加すると、Ｃｕの場合と同様にＳｎの融点が
低いことに起因する粒界脆化が生じ、かつ、Ｓｎの融点
はＣｕよりも低いので０．１ｗｔ％が上限になる。
【００１６】鋼材の加熱温度について加熱温度の下限を
１０００℃にする理由は、この温度以下ではＣｕ、Ｓｎ
の溶融層が鋼板表面にほとんど形成されず、その結果、
粒界酸化の進行を抑制することができない。従って、疵
の発生率が高くなってしまう。また、鋼材の加熱温度を
低くすると、熱間圧延の際の圧延加重が大きくなるとい
う問題や、仕上げ温度を確保できなくなる問題も発生す
る。加熱温度の上限を１２５０℃にする理由も疵の発生
率との関係から求まる。鋼材の加熱温度を高くすると、
酸化速度が早くなり、粒界酸化も深く進行する。その結
果、本発明のＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎの成分では、疵の発生を
抑制することができなくなる。また、加熱温度を高くす
ると燃料原単位が上昇するという問題点も発生する。
１０００℃にする理由は、この温度以下ではＣｕ、Ｓｎ
の溶融層が鋼板表面にほとんど形成されず、その結果、
粒界酸化の進行を抑制することができない。従って、疵
の発生率が高くなってしまう。また、鋼材の加熱温度を
低くすると、熱間圧延の際の圧延加重が大きくなるとい
う問題や、仕上げ温度を確保できなくなる問題も発生す
る。加熱温度の上限を１２５０℃にする理由も疵の発生
率との関係から求まる。鋼材の加熱温度を高くすると、
酸化速度が早くなり、粒界酸化も深く進行する。その結
果、本発明のＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎの成分では、疵の発生を
抑制することができなくなる。また、加熱温度を高くす
ると燃料原単位が上昇するという問題点も発生する。
【００１７】加熱後のデスケーリングについてである
が、その時のデスケーリング圧力の下限は疵の発生の観
点から求まる。デスケーリング圧力を５ＭＰａ以下にす
るとデスケーリング後もスケールが鋼板表面に残存し、
疵の発生率が高くなる。また、デスケーリング圧力の上
限については特に限定する必要はないが、デスケーリン
グ圧力を高くすると、水圧により鋼材が冷却されたり、
水圧によって鋼材表面が削れて歩留まりが悪化するの
で、できれば４０ＭＰａ以下が望ましい。
が、その時のデスケーリング圧力の下限は疵の発生の観
点から求まる。デスケーリング圧力を５ＭＰａ以下にす
るとデスケーリング後もスケールが鋼板表面に残存し、
疵の発生率が高くなる。また、デスケーリング圧力の上
限については特に限定する必要はないが、デスケーリン
グ圧力を高くすると、水圧により鋼材が冷却されたり、
水圧によって鋼材表面が削れて歩留まりが悪化するの
で、できれば４０ＭＰａ以下が望ましい。
【００１８】また、その他の元素については特に規定は
しないが、以下の範囲であることが望ましい。Ｃは、鋼
材の材質を決定する重要な元素であるが、鋼材を加熱し
た場合の酸化時にＣが脱炭し、粒界酸化の進行を抑え
る。そのため、Ｃ濃度が少ないと粒界酸化深さが増加す
るので、０．０００５ｗｔ％以上が望ましい。Ｐは固溶
強化元素であるが、粒界酸化部に濃化し、疵の発生率が
上昇する。その結果、Ｐを多く含有させると、粒界酸化
深さが増加するので、０．０５ｗｔ％以下であることが
望ましい。
しないが、以下の範囲であることが望ましい。Ｃは、鋼
材の材質を決定する重要な元素であるが、鋼材を加熱し
た場合の酸化時にＣが脱炭し、粒界酸化の進行を抑え
る。そのため、Ｃ濃度が少ないと粒界酸化深さが増加す
るので、０．０００５ｗｔ％以上が望ましい。Ｐは固溶
強化元素であるが、粒界酸化部に濃化し、疵の発生率が
上昇する。その結果、Ｐを多く含有させると、粒界酸化
深さが増加するので、０．０５ｗｔ％以下であることが
望ましい。
【００１９】ＳもＰと同様に、粒界酸化部に濃化する。
その結果、Ｓも多く含有させると疵の発生率が上昇する
ので、０．０５ｗｔ％以下が望ましい。Ｍｎは粒界酸化
部には濃化しないが、ＭｎＳの存在で鋼材中に存在する
ために、Ｍｎ濃度が低い場合、フリーＳが増加し、その
結果、粒界酸化深さが増大し疵の発生率が上昇するの
で、０．０５ｗｔ％以上が望ましい。
その結果、Ｓも多く含有させると疵の発生率が上昇する
ので、０．０５ｗｔ％以下が望ましい。Ｍｎは粒界酸化
部には濃化しないが、ＭｎＳの存在で鋼材中に存在する
ために、Ｍｎ濃度が低い場合、フリーＳが増加し、その
結果、粒界酸化深さが増大し疵の発生率が上昇するの
で、０．０５ｗｔ％以上が望ましい。
【００２０】
【実施例】（実施例１）表１は、実験に用いた試料鋼板
の化学組成を示したものである。表１に示す鋼を連続鋳
造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温
度１２００℃、在炉時間２００分で、均熱時間８０分と
し、その後、１５ＭＰａの水圧でデスケーリングを行っ
た後に、３．０ｍｍの厚さに圧延を行った。このときの
仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６３０℃とし
た。これらの鋼板について、熱間圧延後の表面欠陥率を
目視により観察した。表面欠陥不良率としては、熱延鋼
板表面で幅方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイルの長さ
で割った値を用いた。
の化学組成を示したものである。表１に示す鋼を連続鋳
造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温
度１２００℃、在炉時間２００分で、均熱時間８０分と
し、その後、１５ＭＰａの水圧でデスケーリングを行っ
た後に、３．０ｍｍの厚さに圧延を行った。このときの
仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６３０℃とし
た。これらの鋼板について、熱間圧延後の表面欠陥率を
目視により観察した。表面欠陥不良率としては、熱延鋼
板表面で幅方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイルの長さ
で割った値を用いた。
【００２１】表１から明らかなように、比較鋼である鋼
Ｊは、Ｎｉ量が少ないために、本発明の範囲内のＣｕ濃
度以下でも表面欠陥率は低く、本発明の範囲外である。
また、比較鋼であるＫ〜Ｐは、Ｓｉ濃度、Ｎｉ濃度又は
ＣｕとＮｉの比が適正範囲から離れているために、表面
欠陥率が０．５３％以上であるのに対して、これらが適
正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｉは、表面欠陥率が０．１４
％以下となり良好な表面性状が得られた。
Ｊは、Ｎｉ量が少ないために、本発明の範囲内のＣｕ濃
度以下でも表面欠陥率は低く、本発明の範囲外である。
また、比較鋼であるＫ〜Ｐは、Ｓｉ濃度、Ｎｉ濃度又は
ＣｕとＮｉの比が適正範囲から離れているために、表面
欠陥率が０．５３％以上であるのに対して、これらが適
正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｉは、表面欠陥率が０．１４
％以下となり良好な表面性状が得られた。
【００２２】
【表１】
【００２３】表１のＡの組成の鋼について、表２に示す
通りの加熱抽出温度で抽出し、その後、１５ＭＰａの水
圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍｍの厚さに
圧延を行った。このときの在炉時間２００分で、均熱時
間８０分とし、仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は
６３０℃とした。これらの鋼板について、熱間圧延後の
表面欠陥率を目視により観察した。表面欠陥不良率とし
ては、実施例１と同様に熱延鋼板表面で幅方向の欠陥の
長さを熱延鋼板のコイルの長さで割った値を用いた。表
２から明らかなように、比較条件である条件４および５
は、加熱炉抽出温度が適正範囲から離れているために、
表面欠陥率が０．４５％以上であるのに対して、これら
が適正範囲である本発明の条件１〜３は、表面欠陥率が
０．０１％以下となり良好な表面性状が得られた。
通りの加熱抽出温度で抽出し、その後、１５ＭＰａの水
圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍｍの厚さに
圧延を行った。このときの在炉時間２００分で、均熱時
間８０分とし、仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は
６３０℃とした。これらの鋼板について、熱間圧延後の
表面欠陥率を目視により観察した。表面欠陥不良率とし
ては、実施例１と同様に熱延鋼板表面で幅方向の欠陥の
長さを熱延鋼板のコイルの長さで割った値を用いた。表
２から明らかなように、比較条件である条件４および５
は、加熱炉抽出温度が適正範囲から離れているために、
表面欠陥率が０．４５％以上であるのに対して、これら
が適正範囲である本発明の条件１〜３は、表面欠陥率が
０．０１％以下となり良好な表面性状が得られた。
【００２４】
【表２】
【００２５】表１のＡに示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延
を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温度１２００℃、
在炉時間２００分で、均熱時間８０分とし、その後、表
２に示す水圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍ
ｍの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ温度は９０
０℃、巻き取り温度は６３０℃とした。これらの鋼板に
ついて、熱間圧延後の表面欠陥率を目視により観察し
た。表面欠陥不良率としては、実施例１および２と同様
に熱延鋼板表面で幅方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイ
ルの長さで割った値を用いた。表３から明らかなよう
に、比較条件である条件９および１０は、加熱炉抽出温
度が適正範囲から離れているために、表面欠陥率が０．
３５％以上であるのに対して、これらが適正範囲である
本発明の条件６〜８は、表面欠陥率が０．１％以下とな
り良好な表面性状が得られた。
を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温度１２００℃、
在炉時間２００分で、均熱時間８０分とし、その後、表
２に示す水圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍ
ｍの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ温度は９０
０℃、巻き取り温度は６３０℃とした。これらの鋼板に
ついて、熱間圧延後の表面欠陥率を目視により観察し
た。表面欠陥不良率としては、実施例１および２と同様
に熱延鋼板表面で幅方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイ
ルの長さで割った値を用いた。表３から明らかなよう
に、比較条件である条件９および１０は、加熱炉抽出温
度が適正範囲から離れているために、表面欠陥率が０．
３５％以上であるのに対して、これらが適正範囲である
本発明の条件６〜８は、表面欠陥率が０．１％以下とな
り良好な表面性状が得られた。
【００２６】
【表３】
【００２７】（実施例２）表４は、実験に用いた試料鋼
板の化学組成を示したものである。表４に示す鋼を連続
鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条件は、再加熱
温度１２００℃、在炉時間２００分で、均熱時間８０分
とし、その後、１５ＭＰａの水圧でデスケーリングを行
った後に、３．０ｍｍの厚さに圧延を行った。このとき
の仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６３０℃とし
た。これらの鋼板について、熱間圧延後の表面欠陥率を
目視により観察した。表面欠陥不良率としては、熱延鋼
板表面で長さ方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイルの長
さで割った値を用いた。
板の化学組成を示したものである。表４に示す鋼を連続
鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条件は、再加熱
温度１２００℃、在炉時間２００分で、均熱時間８０分
とし、その後、１５ＭＰａの水圧でデスケーリングを行
った後に、３．０ｍｍの厚さに圧延を行った。このとき
の仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６３０℃とし
た。これらの鋼板について、熱間圧延後の表面欠陥率を
目視により観察した。表面欠陥不良率としては、熱延鋼
板表面で長さ方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコイルの長
さで割った値を用いた。
【００２８】表４から明らかなように、比較鋼である鋼
Ｊは、Ｎｉ量が少ないために、本発明の範囲内のＳｎ、
Ｃｕ濃度以下でも表面欠陥率は低く、本発明の範囲外で
ある。また、比較鋼であるＫ〜Ｐは、Ｓｉ濃度、Ｎｉ濃
度又はＳｎとＣｕ、Ｎｉの関係が適正範囲から離れてい
るために、表面欠陥率が０．５３％以上であるのに対し
て、これらが適正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｉは、表面欠
陥率が０．１４％以下となり良好な表面性状が得られ
た。
Ｊは、Ｎｉ量が少ないために、本発明の範囲内のＳｎ、
Ｃｕ濃度以下でも表面欠陥率は低く、本発明の範囲外で
ある。また、比較鋼であるＫ〜Ｐは、Ｓｉ濃度、Ｎｉ濃
度又はＳｎとＣｕ、Ｎｉの関係が適正範囲から離れてい
るために、表面欠陥率が０．５３％以上であるのに対し
て、これらが適正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｉは、表面欠
陥率が０．１４％以下となり良好な表面性状が得られ
た。
【００２９】
【表４】
【００３０】表４の組成Ａの鋼について、表５に示す通
りの加熱抽出温度で抽出し、その後、１５ＭＰａの水圧
でデスケーリングを行った後に、３．０ｍｍの厚さに圧
延を行った。このときの在炉時間２００分で、均熱時間
８０分とし、仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６
３０℃とした。これらの鋼板について、熱間圧延後の表
面欠陥率を目視により観察した。表面欠陥不良率として
は、実施例１と同様に熱延鋼板表面で長さ方向の欠陥の
長さを熱延鋼板のコイルの長さで割った値を用いた。表
５から明らかなように、比較条件である条件４および５
は、加熱炉抽出温度が適正範囲から離れているために、
表面欠陥率が０．４５％以上であるのに対して、これら
が適正範囲である本発明の条件１〜３は、表面欠陥率が
０．０１％以下となり良好な表面性状が得られた。
りの加熱抽出温度で抽出し、その後、１５ＭＰａの水圧
でデスケーリングを行った後に、３．０ｍｍの厚さに圧
延を行った。このときの在炉時間２００分で、均熱時間
８０分とし、仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６
３０℃とした。これらの鋼板について、熱間圧延後の表
面欠陥率を目視により観察した。表面欠陥不良率として
は、実施例１と同様に熱延鋼板表面で長さ方向の欠陥の
長さを熱延鋼板のコイルの長さで割った値を用いた。表
５から明らかなように、比較条件である条件４および５
は、加熱炉抽出温度が適正範囲から離れているために、
表面欠陥率が０．４５％以上であるのに対して、これら
が適正範囲である本発明の条件１〜３は、表面欠陥率が
０．０１％以下となり良好な表面性状が得られた。
【００３１】
【表５】
【００３２】表４のＡに示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延
を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温度１２００℃、
在炉時間２００分で、均熱時間８０分とし、その後、表
６に示す水圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍ
ｍの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ温度は９０
０℃、巻き取り温度は６３０℃とした。これらの鋼板に
ついて、熱間圧延後の表面欠陥率を目視により観察し
た。表面欠陥不良率としては、実施例１および２と同様
に熱延鋼板表面で長さ方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコ
イルの長さで割った値を用いた。表６から明らかなよう
に、比較条件である条件９および１０は、加熱炉抽出温
度が適正範囲から離れているために、表面欠陥率が０．
３５％以上であるのに対して、これらが適正範囲である
本発明の条件６〜８は、表面欠陥率が０．１％以下とな
り良好な表面性状が得られた。
を行った。熱間圧延の条件は、再加熱温度１２００℃、
在炉時間２００分で、均熱時間８０分とし、その後、表
６に示す水圧でデスケーリングを行った後に、３．０ｍ
ｍの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ温度は９０
０℃、巻き取り温度は６３０℃とした。これらの鋼板に
ついて、熱間圧延後の表面欠陥率を目視により観察し
た。表面欠陥不良率としては、実施例１および２と同様
に熱延鋼板表面で長さ方向の欠陥の長さを熱延鋼板のコ
イルの長さで割った値を用いた。表６から明らかなよう
に、比較条件である条件９および１０は、加熱炉抽出温
度が適正範囲から離れているために、表面欠陥率が０．
３５％以上であるのに対して、これらが適正範囲である
本発明の条件６〜８は、表面欠陥率が０．１％以下とな
り良好な表面性状が得られた。
【００３３】
【表６】
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０２〜０．１ｗｔ
％含む鋼板において、Ｎｉに起因して熱間圧延工程で生
じる表面欠陥を、新たな設備を設置することなく、また
製造プロセスを変更することなく、低減する事ができ、
従って表面性状に優れた鋼板を得ることができる。
Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０２〜０．１ｗｔ
％含む鋼板において、Ｎｉに起因して熱間圧延工程で生
じる表面欠陥を、新たな設備を設置することなく、また
製造プロセスを変更することなく、低減する事ができ、
従って表面性状に優れた鋼板を得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０
２〜０．１ｗｔ％含む鋼板において、ＣｕをＮｉに対し
て１／２×Ｎｉｗｔ％＜Ｃｕ＜０．４ｗｔ％含む鋼板
を、熱間圧延する前の鋼材の加熱において、加熱時の最
高温度を１０８０℃以上１２５０℃以下にし、さらに、
鋼材の加熱後、熱間圧延前に行われるスケール除去を、
鋼スラブ表面での高圧水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以
上の高圧水デスケーリングによって行うことを特徴とす
る表面性状に優れた鋼板およびその製造方法。 - 【請求項２】 Ｓｉを０．２ｗｔ％以下、Ｎｉを０．０
２〜０．１ｗｔ％、Ｃｕを０．４ｗｔ％以下含む鋼板に
おいて、ＳｎをＮｉとＣｕに対して（Ｎｉ−２×Ｃｕ）
／３ｗｔ％＜Ｓｎ＜０．１ｗｔ％含む鋼板を、熱間圧延
する前の鋼材の加熱において、加熱時の最高温度を１０
００℃以上１２５０℃以下にし、鋼材の加熱後、熱間圧
延前に行われるスケール除去を、鋼スラブ表面での高圧
水ジェットの衝突圧が５ＭＰａ以上の高圧水デスケーリ
ングによって行うことを特徴とする表面性状に優れた鋼
板およびその製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35243398A JP2000178655A (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35243398A JP2000178655A (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000178655A true JP2000178655A (ja) | 2000-06-27 |
Family
ID=18424053
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35243398A Withdrawn JP2000178655A (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000178655A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007039812A (ja) * | 2006-10-06 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 表面性状に優れた鋼板 |
| KR101100485B1 (ko) | 2009-06-26 | 2011-12-29 | 현대제철 주식회사 | 박슬라브 열연코일의 표면품질 예측 방법 및 이를 이용한 박슬라브 열연코일의 제조방법 |
| US8220525B2 (en) | 2009-06-26 | 2012-07-17 | Hyundai Steel Company | Method for predicting surface quality of thin slab hot rolled coil and method for producing thin slab hot rolled coil using the same |
| CN107755440A (zh) * | 2017-09-12 | 2018-03-06 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种减少钢锭成材特厚钢板轧制过程氧化铁皮的方法 |
| WO2021157692A1 (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-12 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-12-11 JP JP35243398A patent/JP2000178655A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007039812A (ja) * | 2006-10-06 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 表面性状に優れた鋼板 |
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| CN107755440A (zh) * | 2017-09-12 | 2018-03-06 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种减少钢锭成材特厚钢板轧制过程氧化铁皮的方法 |
| WO2021157692A1 (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-12 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPWO2021157692A1 (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-12 | ||
| CN114901849A (zh) * | 2020-02-06 | 2022-08-12 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
| EP4101554A4 (en) * | 2020-02-06 | 2023-02-22 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN114901849B (zh) * | 2020-02-06 | 2023-09-01 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
| JP7368763B2 (ja) | 2020-02-06 | 2023-10-25 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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