JP2004298882A

JP2004298882A - Method for manufacturing cu-containing steel

Info

Publication number: JP2004298882A
Application number: JP2003091851A
Authority: JP
Inventors: Masaharu Hatano; 正治秦野; Kazutoshi Kunishige; 和俊国重
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-03-28
Filing date: 2003-03-28
Publication date: 2004-10-28
Anticipated expiration: 2023-03-28
Also published as: JP4239647B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To manufacture a Cu-containing steel excellent in surface property easily in an actual operation without lowering a rolling temperature and increasing its manufacturing cost due to equipment expansion or the like. <P>SOLUTION: The manufacturing method of the Cu-containing steel includes a stage where hot work is performed by heating a steel ingot or a slab after making the surface of the steel ingot or the slab containing, by mass, 0.01-0.6% Cu and 0-0.1% Sn into Rmax of ≥ 20 μm by machining. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面性状に優れたＣｕ含有鋼材の製造方法に関し、特に、産業機械、建築あるいは自動車の構造用部材として使用される熱間圧延鋼材（以下、必要に応じ、熱延鋼材という場合がある。）およびこれを次工程用熱延半成品（冷間圧延用母材）として用いる冷間圧延鋼材に用いることができるＣｕ含有鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱間圧延鋼材は、比較的安価であり、構造用材料として、自動車、家電、住宅など様々な製品に広く使用されてきた。そのため、それら製品の買い換え、あるいは建て替えをする際には鉄スクラップが発生し、その処理が問題となってきた。
【０００３】
現在、公的機関の主導で省資源化を進める施策が取られたり、あるいはリサイクル運動が活発に行われていることから、上記鉄スクラップにおいても積極的な再利用が望まれている。しかしながら、このような鉄スクラップには銅（Ｃｕ）や錫（Ｓｎ）といった通常の精錬法では除去し難いトランプエレメントが含まれており、鉄スクラップを再利用し、製鉄原料として使用した場合、鋼材中に残留したトランプエレメントにより、鋼材の表面性状が著しく損なわれる場合がある。
【０００４】
例えば、熱延鋼材では、加工性が良好であるとともに、鋼材の表面に発生する表面割れや表面疵などの欠陥がない、いわゆる表面性状がよいことが求められる。しかし、トランプエレメントが含まれるスラブを通常行われるように熱間圧延すると、ＣｕやＳｎが原因となり、表面割れや表面疵が生じる。特に、Ｓｎを含有する場合にはこの傾向が顕著になる。
【０００５】
上述の背景から、ＣｕやＳｎが含まれるスラブやビレットを熱間圧延しても表面割れや表面疵が発生しない熱間圧延鋼材を得るため、製造面からアプローチを試みた様々な技術開発が実施されている。
【０００６】
例えば、特許文献１には、Ｃｕ≧０．３質量％、Ｓｎ≧０．０１質量％を含む高温鋼材を熱間圧延するに当り、ロール噛み込みの直前に被圧延材表面層を、被圧延材成分により定まる割れ発生温度以下に冷却することを特徴とする銅、錫含有鋼の圧延方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献２には、銅、錫含有スラブを９５０℃以下の温度で加熱する工程と、前記スラブを無酸化雰囲気下で圧延温度に加熱する工程とからなることを特徴とする銅、錫含有鋼の表面疵防止方法が開示されている。
【０００８】
さらに、特許文献３には、同期移動式鋳型を有する連続鋳造機によってＣｕ：０．１質量％以上のＣｕ含有鋼を鋳造する際に、鋳造条件を鋳片厚み：７５ｍｍ以下、１３００〜１０５０℃の温度域での滞留時間が１分未満となるように冷却して薄鋳片を製造し、その後１０５０℃以上の温度とならないように加熱した後、仕上げ熱間圧延機によって熱間圧延することを特徴とするＣｕ含有鋼板の製造方法が開示されている。
【０００９】
上記３件の公報に開示された技術は、熱間圧延の加熱あるいは圧延温度をＣｕの融点（１０８０℃）以下とし、Ｃｕ融液の析出を防止するという技術思想に基づいている。したがって、圧延（低温圧延）や鋳造（薄スラブ製造）プロセスの負荷が大きくなり、生産性や歩留まりを著しく低下させる。また、最終製品の製品特性にも悪影響を及ばす恐れもある。
【００１０】
例えば、上記特許文献１に記載の圧延方法では、ロール噛み込み口に水スプレーなど、スラブを冷却する装置を設ける必要があり、製造コストの上昇を招く。また、スラブ中心部は十分に熱が残っているため、復熱によりスラブ表層の温度が上昇する。そのため、復熱の作用を考慮した温度管理が必要であり、実操業において制御が困難であるといった問題もある。
【００１１】
また、上記特許文献２に記載の圧延方法では、加熱温度を９５０℃以下と規定している。したがって、圧延温度が低いため、圧延の負荷が非常に大きくなり、薄鋼板の製造が困難である。さらに、９５０℃以下では、熱延鋼板の機械的特性に必要な析出物の大きさや量を制御することができず、目標とする最終製品の特性が確保できない場合もある。
【００１２】
さらに、上記特許文献３に記載の製造方法では、７５ｍｍ以下に規定された薄スラブの製造が困難であるといった問題がある。一般的な連続鋳造スラブの厚さは、１５０〜２００ｍｍであるので、７５ｍｍ以下の薄スラブを製造するには、連続鋳造プロセスの設備改造を伴うからである。さらに、スラブ加熱温度も１０５０℃未満に規定されているため、特許文献２の場合と同様に、熱延鋼板の機械的特性に必要な析出物の大きさや量を制御することが困難な場合も生じるといった問題もある。
【００１３】
一方、熱間圧延プロセスの温度や連続鋳造プロセスに制約を課さないものとして、以下の技術が開示されている。
【００１４】
特許文献４には、Ｃｕ：０．１質量％以上を含有する含Ｃｕ、Ｓｎ連続鋳造鋳片の表面に、この鋳片温度が１１５０℃以上の温度範囲にて、ＳｉＯ_２を含むフラックスを、該ＳｉＯ_２の塗布または散布重量がスケール生成重量の１％以上であるように、塗布またはスプレーにて散布した後、熱間圧延することを特徴とするＣｕ、Ｓｎ含有鋼の熱間割れ防止方法が開示されている。
【００１５】
また、特許文献５には、トランプエレメントとして、Ｃｕ：０．０１〜０．５０質量％およびＳｎ：０．００１〜０．０５質量％を含有する鋳片に、硫黄化合物を硫黄に換算して１０〜１０００ｇ／ｍ^２の付着量になるよう付着させた後、加熱し、次いで熱間圧延を行うことを特徴とする表面性状に優れた熱間圧延鋼材の製造方法が開示されている。
【００１６】
上記特許文献４では、１１５０℃以上の熱間圧延中に圧延材の表裏面にＳｉＯ_２を含むフラックスを散布する設備を設ける必要があり製造コストの上昇を招く。また、通常、熱間圧延プロセスで酸化スケールを除去するために使用される高圧水スプレーで試薬が除去される可能性が極めて大きい。仮に、高圧水スプレーを使用しない場合には、酸化スケールに起因する肌荒れが生じ、熱延鋼材の表面性状に悪影響を与えることになるといった問題があった。
【００１７】
さらに、ＳｉＯ_２を塗布した後に加熱する場合は、次の間題がある。鋳片表面は、連続鋳造で生成したオッシレーションマークなどの凹凸があり、試薬を表面に均一に塗布し難い表面性状を有している。鋳片をクレーンなどで吊り上げ・運送する作業や鋳片の重ね置き、加熱炉内のスキッド（移動式の台）との接触など、表面が機械的に損傷を受ける作業や操業が多く含まれる。したがって、実操業において、鋳片表裏面に試薬を均一に塗布し、剥がれないようにするのは大変困難である。これは、上記特許文献５においても当てはまる問題である。
【００１８】
【特許文献１】
特開平５−２２０５０４号公報
【特許文献２】
特開平５−２２０５０５号公報
【特許文献３】
特開平６−２９２９４９号公報
【特許文献４】
特開平６−２９７０２５号公報
【特許文献５】
特開平９−１４３７５１号公報
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点である圧延温度の低下や設備増強等による製造コストの上昇を招くことなく、実操業が容易でかつ表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を製造することができるＣｕ含有鋼材の製造方法を提供することを主目的とする。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決すべく種々検討を行った結果、ＣｕやＳｎが含まれるスラブを熱間圧延して割れや表面疵を防止し表面性状に優れた熱間圧延鋼材を製造するには、スラブ表面の粗さをＲｍａｘで２０μｍ以上となるように機械加工を施すことが極めて有効であることを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【００２１】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．６％およびＳｎ：０〜０．１％を含有する鋼塊または鋼片の表面粗さを機械加工によりＲｍａｘで２０μｍ以上とした後に、上記鋼塊または鋼片を加熱して熱間加工を行う工程を含むことを特徴とするＣｕ含有鋼材の製造方法を提供する。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、具体的に説明する。本発明は、上述したように、所定の組成の鋼塊または鋼片の表面に機械加工を施し、その表面粗さを所定の値以上に粗くした後、熱間加工を行う点に特徴を有するものであり、これにより表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を製造するものである。
【００２３】
この点について、詳細に説明する。図１は、Ｃｕ、Ｓｎ含有鋼の表面割れ発生状態に対する表面粗さと加熱温度の関係を検討した結果である。同図に示すデータは実験室的に求めたものであり、大気中で、それぞれ１０００℃、１１００℃、１２００℃で２時間保持した丸棒引張試験片に、Ａｒ中、１１００℃で歪量約４０％の引張変形を加えて、引張試験片平行部において単位面積当たりの表面割れ発生点数を測定したものである。
【００２４】
供試材の鋼組成は、質量％で、Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．３５％、Ｐ：０．０３％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：０．０３％、Ｃｕ：０．３％、Ｓｎ：０．０４％とした。なお、不純物として含有されるＮｉは０．０２％であった。
【００２５】
供試材は、実験室で真空溶製し、熱間鍛造・熱間圧延を行い、２０ｍｍ厚の熱間圧延鋼材より寸法がφ８、平行部２０ｍｍの丸棒引張試験片と２０ｍｍ角、厚さ１０ｍｍの酸化試験片を作製した。丸棒引張試験片と酸化試験片は、アルミナの番手＃１６〜５００、圧力９８〜４９０ｋＰａのアルミナブラスト処理を行い、表面粗さＲｍａｘを４．５、１７．９、５７、１２７μｍに調整した。
【００２６】
図１に示すように、Ｃｕ、Ｓｎ含有鋼の表面割れ発生点数は、１１００℃加熱で最も多く、１０００℃や１２００℃加熱で減少した。本実験において、引張変形で生じた表面割れは幅と深さともに０．２〜０．３ｍｍの範囲で圧延方向に垂直に発生した。１１００℃加熱材の表面割れは、Ｃｕ、Ｓｎ含有鋼の表面粗さが５７μｍ、さらには１２７μｍの試験材で大幅に改善された。
【００２７】
上記結果より、本発明においては、熱間加工を行う工程前に、鋼塊または鋼片の表面粗さを機械加工によりＲｍａｘで２０μｍ以上、特に５０μｍ以上とすることが好ましい。このような範囲内とすることにより、上記実験からも明らかなように表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を製造することができるからである。
【００２８】
なお、表面粗さの上限は、特に限定されるものではないが、通常は５００μｍ以下とされる。
【００２９】
本発明におけるＲｍａｘは、ＪＩＳＢ０６０１に規定される方法で測定することにより得られる値を用いることとする。
【００３０】
このように、熱間加工前に表面粗さを所定の値以上にすることにより、表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を得ることができるのは、以下の理由によるものであると推測される。
【００３１】
図２に、上記実験における引張変形を加える前の酸化層と地鉄の界面の模式図を示す。同図は、表面加工層の表面粗さＲｍａｘが４．５μｍと５７μｍの酸化試験片を１１００℃、２時間保持後、室温まで冷却し、試験片断面を樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨して、酸化層と地鉄の界面を反射電子像で観察して得られたものである。
【００３２】
図中（ａ）は、表面粗さＲｍａｘが４．５μｍのものである。酸化層は鉄が選択的に酸化して生成するものであり、鋼中に含有するＣｕとＳｎは、鉄の選択酸化によって酸化層と地鉄の界面に濃縮していき、溶融状態で酸化層と地鉄の界面にＣｕ−Ｓｎ濃化合金として膜状に析出する。表面割れは、この溶融状態のＣｕ−Ｓｎ合金相が熱間加工により結晶粒界に湿潤し、粒界強度を弱めるために発生するのである。
【００３３】
他方、図中（ｂ）は、表面粗さＲｍａｘが５７μｍの場合を示し、この場合は酸化層と地鉄の界面の凹凸が激しく、上記（ａ）に示すような膜状に観察されたＣｕ−Ｓｎ合金相は酸化層と地鉄の界面の凹凸によって分断・細分化されている。したがって、このように表面加工層の表面粗さが粗い試験材では、酸化層と地鉄の界面に析出するＣｕ−Ｓｎ合金相の量（表面積）が大幅に減少し、熱間加工により結晶粒界に湿潤して割れを生じるまでに至らなかったと考えられる。
【００３４】
以上の実験結果から、表面割れの防止には、表面に機械加工を施して表面粗さを粗くすることにより、酸化層と地鉄の界面に生成する溶融状態のＣｕ−Ｓｎ合金相を分断・細分化することが極めて有効であると推測される。
【００３５】
なお、本実験において、１０００℃加熱では、Ｃｕの融点（１０８０℃）以下であり、溶融状態のＣｕ−Ｓｎ合金が析出しないために割れは発生しない。一方、１２００℃加熱では、酸化が激しいために、溶融状態のＣｕ−Ｓｎ合金が酸化層中へも排斥されて酸化層と地鉄の界面に析出する量が少なくなって割れが減少したと考えられる。
【００３６】
また、本発明は質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．６％およびＳｎ：０〜０．１％を含有する鋼塊または鋼片を対象とする。これは、これらトランプエレメントの含有量が、Ｃｕについては０．６質量％、Ｓｎについては０．１質量％を超えると、本発明で規定する表面粗さが機械加工によりにより導入されても、熱間加工における表面疵の発生を防止することができないからである。一方、Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満の場合は、通常の熱間加工を行っても、割れの発生、すなわち熱間加工鋼材の表面品質は許容限界内にとどまるからである。本発明においては、さらに本発明の効果が顕著となることから、Ｃｕ：０．０５〜０．５質量％およびＳｎ：０．００５〜０．０５質量％の範囲内であることが好ましい。
【００３７】
このように、本発明はＣｕおよびＳｎが所定の含有量であり、上述した所定の範囲の表面粗さが機械加工により設けられた鋼塊または鋼片を対象とするものであるが、熱間加工を行う工程を経て表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を製造するためには、さらに以下のような組成を有することが好ましい。
【００３８】
（鋼組成）
Ｃ：Ｃは、鋼材の強度を高めるために好ましい元素であるため添加しても良い。しかし、０．２質量％を超えると加工性が低下するうえ、溶接性の劣化を招く。従って、Ｃ含有量の上限は０．２質量％とする。Ｔｉ添加極低炭素鋼を製造する場合は、成形性の観点からＣ含有量の低いことが好ましい。しかし、精錬上、Ｃ含有量を０．０００５質量％未満にするのは困難である。したがって、Ｃ含有量の下限は０．０００５質量％とする。
【００３９】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼材の強度を向上させるのに好ましい元素である。しかし、２質量％を超えて含有させてもその効果が飽和するうえ、溶接性に悪影響を及ばす。したがって、Ｓｉ含有量の上限は２質量％とすることが好ましい。下限は特に限定するものではないが、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合は０．０１質量％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼材の強度を向上させるのに好ましい元素であり、さらに鋼中に不純物として存在するＳをＭｎＳとして固定し、熱間加工中に生じる割れを抑制する作用も有している。しかし、その含有量が０．０５質量％未満では、上述の効果が認められない。一方、２質量％を超えて含有させても加工性が低下するうえ、溶接性に悪影響を及ばす。したがって、Ｍｎの含有量は０．０５〜２質量％とする。
【００４１】
Ｎｂ、ＴｉおよびＶ：Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、フェライト地に炭窒化物として析出して鋼材の強度を高める作用を有するので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、ＮｂおよびＴｉはそれぞれ０．１質量％、Ｖは０．２質量％を超えて含有させてもその効果は飽和してしまううえ、経済性を損なう。したがって、それぞれの含有量は、Ｎｂ：０〜０．１質量％、Ｔｉ：０〜０．１質量％、Ｖ：０〜０．２質量％とした。さらに、上記効果を十分発揮させるためには、Ｎｂ：０．００５〜０．１質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％、Ｖ：０．００５〜０．２質量％とすることが好ましい。
【００４２】
ＣｒおよびＭｏ：ＣｒおよびＭｏは、変態強化により鋼材の強度を向上させる作用を有するので必要に応じて添加することができる。しかしながら、ＣｒおよびＭｏはそれぞれ１質量％を超えて含有させてもその効果は飽和してしまううえ、経済性を損なう。したがって、ＣｒおよびＭｏの含有量は、いずれも０〜１質量％とした。さらに、上記効果を十分発揮させるためには、ＣｒおよびＭｏのいずれについても、０．０１〜１質量％とすることが好ましい。
【００４３】
希土類元素およびＣａ：これらの元素は介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有するので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、希土類元素およびＣａは、それぞれ０．１質量％および０．０１質量％を超えて含有させると鋼中の介在物が多くなりすぎて加工性が劣化するなどの悪影響を及ぼす。したがって、希士類元素の含有量は、０〜０．１質量％、Ｃａは０〜０．０１質量％とした。さらに、上述した効果を十分発揮させるためには、希土類元素は０．００２〜０．１質量％、Ｃａは０．０００１〜０．０１質量％とすることが好ましい。
【００４４】
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用される元素であるが、鋼の清浄度の観点から、その含有量は０．３０質量％以下とするのが好ましい。下限は特に限定するものではないが、Ａｌを脱酸剤として使用する場合は０．００３質量％以上とすることが好ましい。
【００４５】
Ｐ：Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがって、溶接性の観点からその含有量は０．０５質量％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｓ：Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素である。したがって、加工性の観点からその含有量は０．０３質量％以下とすることが好ましい。
【００４７】
（製造方法）
次に、本発明の好適な製造方法を、鋼塊または鋼片がスラブで、鋼材が熱延鋼板である場合を例として説明する。なお、本発明においては、鋼材が、継目無鋼管、棒鋼、線材、形鋼、鋼帯等、形状の異なる他の鋼材であってもよい。また、前記熱延鋼板を母材とする冷延鋼板であってもよい。
【００４８】
上述した鋼組成のスラブを公知の方法、例えば、転炉や電気炉で製鉄原料を溶解した後、真空脱ガス処理を施し、連続鋳造法で鋼塊にした後に分塊圧延するなどの方法でスラブを製造する。
【００４９】
スラブの寸法は、通常、厚さ：１２０〜２８０ｍｍ、幅：７００〜１６００ｍｍ、長さ：１０ｍ程度である。熱延鋼板は、スラブ加熱した後、連続熱間圧延を施して製造され、必要に応じて焼鈍、酸洗処理が施される。また、冷延鋼板は、さらに冷間圧延が施され、必要に応じて焼鈍やめっきが施される。
【００５０】
本発明では、ＣｕやＳｎが含まれるスラブを熱間圧延して割れや表面疵を防止するために、スラブ表面を機械加工によりＲｍａｘで２０μｍ以上の粗さとする。このような機械加工の方法としては、特に限定されるものではないが、工業的にステンレス鋼など特殊鋼スラブの疵取り研削に使用されているグラインダあるいはショットブラストによる研削、もしくはバイトやスライスによる研削の少なくとも１種類の方法を用いることができる。このようにして、機械加工により表面粗さが所定の値とされたスラブを加熱して熱間圧延を行う。
【００５１】
スラブ加熱温度は、熱延鋼板の機械的性質の向上に必要な析出物の大きさおよび量を制御するために、１０５０℃超とする。好ましくは、酸化層と地鉄の界面表面でのＣｕ−Ｓｎ合金相（融液）の析出を抑制するために、１１５０℃以上とする。また、１３００℃を超えると、鋼の内部酸化が激しくなり、鋼のスケールロスが大きくなるとともに、熱延綱板の表面性状にも悪影響を及ぼす。従って、スラブ加熱温度の上限は１３００℃以下、好ましくは１２７０℃以下とする。
【００５２】
加熱炉の燃料ガスは、特に規定するものではないが、例えば高炉メーカの場合は、製鉄所内で発生するコークス炉ガス（ＣＯＧ）、高炉ガス（ＢＦＰ）、液化石油ガス（ＬＰＧ）等が用いられる。また、電気炉メーカの場合は、天然ガス（ＬＮＧ）や都市ガスなどを用いられる。これら燃料ガス中には、水素あるいは炭化水素が含まれるため、加熱雰囲気の水蒸気濃度は２〜３０質量％の範囲である。
【００５３】
スラブ加熱時間は、通常と同様に１〜４時間の範囲内でよい。１０５０℃超の均熱時間は、機械的性質の向上に必要な析出物の大きさおよび量を制御するために、３０分以上とすることが好ましい。
【００５４】
所定の温度に加熱されたスラブは、加熱炉を抽出後、熱間圧延に先だって脱スケール処理が施される。脱スケール処理は、９．８〜２４．５ＭＰａ程度の高圧水を噴射する方法が一般的である。熱間圧延は、通常の鋼板製造に用いられる連続式ロール圧延法が適している。圧延温度の下限は、９００℃程度とするのが好ましい。熱延鋼板の厚みは、用途によって異なるが２〜２０ｍｍ程度に仕上げられる。
【００５５】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００５６】
【実施例】
以下、実施例を示して本発明をさらに具体的に説明する。
【００５７】
（実施例）
表１に示す鋼組成を有するスラブに、グラインダあるいはショットプラストによる研削、もしくはバイトやスライスによる研削の少なくとも１種類の方法により、表面粗さをＲｍａｘで２０μｍ以上とした。次いで、加熱炉に装入し、１２５０℃で３０分間均熱し、粗圧延および仕上げ圧延を行い、９００℃で圧延を終了した。その後、制御冷却を行い、５００℃で巻き取って、板厚４．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。比較のために、スラブ表面の機械加工による表面粗さの調整をしないで熱間圧延を実施した熱延鋼板も製造した。
【００５８】
【表１】

【００５９】
また、スラブ加熱による酸化層と地鉄の界面のＣｕ−Ｓｎ合金相の析出状況を把握するために、スラブより切り出して作製した加熱炉モニター試験片（幅５０ｍｍ、厚さ２０ｍｍ、長さ５０ｍｍ）を準備した。加熱炉モニター試験片の表面は、スラブと同処理により表面粗さを中心線平均粗さＲｍａｘで２０μｍ以上とした。比較のために、試験片表面の機械加工による表面粗さの調整をしないものも作製した。これら加熱炉モニター試験片は、スラブと同様の熱履歴で加熱し、酸化層と地鉄の界面のＣｕ−Ｓｎ合金相の析出状況を調べた。
【００６０】
（評価方法）
Ｃｕ−Ｓｎ合金相（融液）の析出は、加熱炉モニター試験片から表皮下２０ｍｍ厚さのサンプルを切り出した後、試験片断面を樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨して、酸化層と地鉄の界面を走査型電子顕微鏡の反射電子像により調べた。反射電子像では、ＣｕやＳｎの濃化した部位が高輝度となり、Ｃｕ−Ｓｎ合金相の析出状況を確認することができる。
【００６１】
熱延鋼板の表面割れ（表面疵）は、４．０ｍｍ厚の熱延鋼板において、肉眼で表面品質上問題となる疵が確認された場合を×、表面品質上問題となる疵が確認されない場合を○とした。
【００６２】
上記の熱延鋼板の表面疵の判定結果とモニター試験片の調査結果を表２に示した。
【００６３】
【表２】

【００６４】
（結果）
表２において、試番１、２、４、６、７、９、１０、１１、１２、および１３は、本発明例であり、熱延鋼板の表面疵判定は○であり、表面品質を損なう表面疵は発生しなかった。これらは、スラブ表面をグラインダあるいはショットブラストによる研削、もしくはバイトやスライスによる研削の少なくとも１種類の方法により、表面粗さを中心線平均粗さＲｍａｘで２０μｍ以上としたものである。これらの試番における加熱炉モニター試験片表面の観察結果によれば、Ｃｕ−Ｓｎ合金相は、観察されない、もしくは分断・細分化されており、無害化されていることが確認された。
【００６５】
一方、試番３、５および８は、スラブ表面に機械加工による研削を加えていないものであり、熱延鋼板の表面疵判定は×である。これら加熱炉モニター試験片表面にはＣｕ−Ｓｎ合金相が膜状に析出していることが確認された。
【００６６】
【発明の効果】
本発明によれば、圧延温度の低下や設備増強等による製造コストの上昇を招くことなく、実操業上容易な方法で、表面品質上問題となる表面疵（表面割れ）を防止することができ、低コストで表面性状に優れたＣｕ含有鋼材を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】機械加工による表面粗さの程度と表面割れとの関係を示すグラフであある。
【図２】酸化層と地鉄の界面の状態を示す説明図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a Cu-containing steel material having excellent surface properties, and in particular, to a hot-rolled steel material used as a structural member of an industrial machine, a building or an automobile (hereinafter referred to as a hot-rolled steel material as necessary. And a method for producing a Cu-containing steel material that can be used as a cold-rolled steel material that is used as a hot-rolled semi-finished product (base material for cold rolling) for the next process.
[0002]
[Prior art]
Hot rolled steel is relatively inexpensive and has been widely used as a structural material in various products such as automobiles, home appliances, and houses. Therefore, when these products are replaced or rebuilt, iron scrap is generated, and its disposal has become a problem.
[0003]
At present, measures to promote resource conservation under the initiative of public organizations are being taken, or recycling campaigns are being actively carried out. Therefore, active recycling of the above-mentioned iron scrap is also desired. However, such iron scrap contains tramp elements, such as copper (Cu) and tin (Sn), which are difficult to remove by a normal refining method. When iron scrap is reused and used as a raw material for steelmaking, steel The surface properties of the steel material may be significantly impaired by the tramp elements remaining therein.
[0004]
For example, a hot-rolled steel material is required to have good workability and to be free from defects such as surface cracks and surface flaws occurring on the surface of the steel material, that is, to have good so-called surface properties. However, when a slab including a playing card element is hot-rolled as usual, Cu or Sn causes surface cracks and surface flaws. In particular, when Sn is contained, this tendency becomes remarkable.
[0005]
In view of the above background, various technological developments have been undertaken in order to obtain a hot-rolled steel material that does not cause surface cracks or surface flaws even when hot-rolling slabs and billets containing Cu and Sn. Have been.
[0006]
For example, in Patent Document 1, when hot rolling a high-temperature steel material containing Cu ≧ 0.3% by mass and Sn ≧ 0.01% by mass, the surface layer of the material to be rolled is rolled immediately before the roll is caught. There is disclosed a method for rolling copper- and tin-containing steel, characterized in that the steel is cooled to a temperature lower than a crack initiation temperature determined by a material component.
[0007]
Further, Patent Document 2 discloses a method comprising heating a slab containing copper and tin at a temperature of 950 ° C. or lower, and heating the slab to a rolling temperature in a non-oxidizing atmosphere. A method for preventing surface flaws of contained steel is disclosed.
[0008]
Further, in Patent Document 3, when casting a Cu-containing steel having a Cu content of 0.1% by mass or more by a continuous casting machine having a synchronously moving mold, the casting conditions are set to slab thickness: 75 mm or less, 1300 to 1050 ° C. To produce a thin slab by cooling so that the residence time in the temperature range is less than 1 minute, and then heating it so as not to reach a temperature of 1050 ° C. or more, and then hot rolling by a finishing hot rolling mill A method for producing a Cu-containing steel sheet characterized by the following is disclosed.
[0009]
The techniques disclosed in the above three publications are based on a technical idea that heating or rolling temperature of hot rolling is set to be equal to or lower than the melting point of Cu (1080 ° C.) to prevent precipitation of a Cu melt. Therefore, the load of the rolling (low-temperature rolling) or casting (thin slab production) process is increased, and the productivity and yield are significantly reduced. In addition, the product characteristics of the final product may be adversely affected.
[0010]
For example, in the rolling method described in Patent Literature 1, it is necessary to provide a device for cooling the slab, such as a water spray, at a roll biting port, which causes an increase in manufacturing cost. Further, since sufficient heat remains in the center of the slab, the temperature of the surface layer of the slab increases due to reheating. Therefore, it is necessary to control the temperature in consideration of the effect of the recuperation, and there is a problem that it is difficult to control the actual operation.
[0011]
Further, in the rolling method described in Patent Document 2, the heating temperature is specified to be 950 ° C. or less. Therefore, since the rolling temperature is low, the rolling load becomes very large, and it is difficult to manufacture a thin steel plate. Further, when the temperature is 950 ° C. or lower, the size and amount of the precipitate necessary for the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet cannot be controlled, and the desired properties of the final product may not be secured in some cases.
[0012]
Further, the manufacturing method described in Patent Document 3 has a problem that it is difficult to manufacture a thin slab defined to be 75 mm or less. This is because the thickness of a typical continuous cast slab is 150 to 200 mm, so that production of a thin slab of 75 mm or less involves equipment modification of the continuous cast process. Further, since the slab heating temperature is also specified to be less than 1050 ° C., similarly to the case of Patent Document 2, it is sometimes difficult to control the size and amount of the precipitate necessary for the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet. There is also a problem that arises.
[0013]
On the other hand, the following technology is disclosed as not imposing any restrictions on the temperature of the hot rolling process or the continuous casting process.
[0014]
Patent Literature 4 discloses that a flux containing SiO ₂ is applied to a surface of a continuously cast slab containing Cu and Sn containing 0.1% by mass or more of Cu at a temperature range of 1150 ° C. or higher. A method for preventing hot cracking of Cu and Sn-containing steel, which is performed by applying or spraying the SiO _{2 so that} the weight of the applied or sprayed SiO ₂ is 1% or more of the weight generated by the scale, followed by hot rolling. Is disclosed.
[0015]
Further, Patent Document 5 discloses that a slab containing 0.01 to 0.50% by mass of Cu and 0.001 to 0.05% by mass of Sn is used as a trump element to convert a sulfur compound into sulfur. A method for producing a hot-rolled steel material having excellent surface properties, wherein the method is applied after the application is performed so that the adhesion amount is 10 to 1000 g / m ² , followed by heating and then hot rolling.
[0016]
In Patent Document 4, it is necessary to provide a facility for spraying a flux containing SiO ₂ on the front and back surfaces of the rolled material during hot rolling at 1150 ° C. or higher, which causes an increase in manufacturing cost. Also, there is a great potential for the reagent to be removed by the high pressure water spray typically used to remove oxide scale in the hot rolling process. If the high-pressure water spray is not used, there is a problem that the surface roughness of the hot-rolled steel material is adversely affected due to the occurrence of surface roughness due to the oxide scale.
[0017]
Further, when heating after applying SiO ₂ , there is the following problem. The slab surface has irregularities such as oscillation marks generated by continuous casting, and has a surface property that makes it difficult to uniformly apply the reagent to the surface. There are many operations and operations where the surface is mechanically damaged, such as lifting and transporting slabs with a crane or the like, stacking slabs, and contacting skids (movable tables) in a heating furnace. Therefore, in actual operation, it is very difficult to apply the reagent uniformly on the front and back surfaces of the slab so that it does not come off. This is a problem that also applies to Patent Document 5.
[0018]
[Patent Document 1]
JP-A-5-220504 [Patent Document 2]
JP-A-5-220505 [Patent Document 3]
JP-A-6-292949 [Patent Document 4]
JP-A-6-297025 [Patent Document 5]
JP-A-9-143751
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above-described circumstances, and does not cause an increase in manufacturing costs due to a reduction in rolling temperature or an increase in equipment, which is a problem of the related art, and allows easy actual operation and excellent surface properties. It is an object of the present invention to provide a method for producing a Cu-containing steel material capable of producing a Cu-containing steel material.
[0020]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have conducted various studies to solve the above problems, and as a result, produced a hot-rolled steel material having excellent surface properties by hot rolling a slab containing Cu and Sn to prevent cracks and surface flaws. In order to achieve this, it has been found that it is extremely effective to carry out machining so that the slab surface has a roughness Rmax of 20 μm or more, and the present invention has been completed.
[0021]
That is, according to the present invention, the surface roughness of a steel ingot or a billet containing 0.01 to 0.6% of Cu and 0 to 0.1% of Sn in mass% is set to 20 μm or more in Rmax by machining. And then performing a hot working by heating the steel ingot or the steel slab.
[0022]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described specifically. The present invention is characterized in that, as described above, the surface of a steel ingot or a billet having a predetermined composition is subjected to machining, the surface roughness thereof is increased to a predetermined value or more, and then hot working is performed. Thus, a Cu-containing steel material having excellent surface properties is manufactured.
[0023]
This will be described in detail. FIG. 1 is a result of examining the relationship between the surface roughness and the heating temperature with respect to the state of occurrence of surface cracks in Cu and Sn-containing steel. The data shown in the same figure were obtained from a laboratory. A tensile test was performed on a round bar tensile test specimen held at 1000 ° C., 1100 ° C., and 1200 ° C. for 2 hours in the air, and a strain amount at 1100 ° C. in Ar. The number of surface cracks generated per unit area in the parallel portion of the tensile test piece was measured by applying a 40% tensile deformation.
[0024]
The steel composition of the test material was, in mass%, C: 0.05%, Si: 0.02%, Mn: 0.35%, P: 0.03%, S: 0.005%, Cr: 0 0.03%, Cu: 0.3%, Sn: 0.04%. Note that Ni contained as an impurity was 0.02%.
[0025]
The test material was vacuum-melted in a laboratory, hot forged and hot rolled, and a 20 mm square, 20 mm square, 20 mm thick round bar tensile test piece was formed from a 20 mm thick hot rolled steel material. A 10 mm oxidation test piece was prepared. The round bar tensile test piece and the oxidation test piece were subjected to alumina blasting at an alumina count of # 16 to 500 and a pressure of 98 to 490 kPa to adjust the surface roughness Rmax to 4.5, 17.9, 57, and 127 μm.
[0026]
As shown in FIG. 1, the number of surface cracking points of the Cu and Sn-containing steel was greatest when heated at 1100 ° C., and decreased when heated at 1000 ° C. or 1200 ° C. In this experiment, surface cracks generated by tensile deformation occurred perpendicularly to the rolling direction in a range of 0.2 to 0.3 mm in both width and depth. The surface cracking of the 1100 ° C. heated material was significantly improved by the test material having a surface roughness of 57 μm and further 127 μm of the Cu and Sn-containing steel.
[0027]
From the above results, in the present invention, it is preferable that the surface roughness of the steel ingot or the billet be 20 μm or more, particularly 50 μm or more in Rmax by machining before the hot working step. This is because by setting the content within such a range, a Cu-containing steel material having excellent surface properties can be produced, as is clear from the above experiment.
[0028]
The upper limit of the surface roughness is not particularly limited, but is usually 500 μm or less.
[0029]
Rmax in the present invention uses a value obtained by measurement by the method specified in JIS B0601.
[0030]
As described above, it is presumed that the Cu-containing steel material having excellent surface properties can be obtained by setting the surface roughness to a predetermined value or more before hot working for the following reasons.
[0031]
FIG. 2 shows a schematic view of the interface between the oxide layer and the base iron before applying tensile deformation in the above experiment. The figure shows that an oxidation test specimen having a surface roughness Rmax of 4.5 μm and 57 μm was held at 1100 ° C. for 2 hours, cooled to room temperature, embedded in a resin specimen cross section, and mirror-polished. Obtained by observing the interface between the oxide layer and the ground iron with a backscattered electron image.
[0032]
In the figure, (a) shows the case where the surface roughness Rmax is 4.5 μm. The oxidized layer is formed by selectively oxidizing iron, and Cu and Sn contained in steel are concentrated at the interface between the oxidized layer and the ground iron by the selective oxidation of iron, and the oxidized layer is formed in a molten state. And Cu as a Cu-Sn concentrated alloy at the interface between the steel and the base iron. The surface cracks occur because the Cu-Sn alloy phase in the molten state wets the crystal grain boundaries by hot working and weakens the grain boundary strength.
[0033]
On the other hand, (b) in the figure shows the case where the surface roughness Rmax is 57 μm. In this case, the unevenness of the interface between the oxide layer and the ground iron is severe, and the Cu observed in the film shape as shown in (a) above. The -Sn alloy phase is divided and subdivided by irregularities at the interface between the oxide layer and the ground iron. Therefore, in the test material having such a rough surface treatment layer, the amount (surface area) of the Cu—Sn alloy phase precipitated at the interface between the oxide layer and the ground iron is greatly reduced, and the crystal grains are formed by hot working. It is probable that it did not reach the point where it became wet and cracked.
[0034]
From the above experimental results, in order to prevent surface cracks, the surface was roughened by machining to cut the molten Cu-Sn alloy phase generated at the interface between the oxide layer and the ground iron. It is presumed that subdivision is extremely effective.
[0035]
In this experiment, when heated at 1000 ° C., the melting point is lower than or equal to the melting point of Cu (1080 ° C.), and no cracking occurs because the molten Cu—Sn alloy does not precipitate. On the other hand, when heated at 1200 ° C., since the oxidation was intense, the molten Cu—Sn alloy was also rejected into the oxide layer, and the amount of precipitation at the interface between the oxide layer and the ground iron was reduced, and cracks were reduced. Can be
[0036]
The present invention is also directed to a steel ingot or slab containing 0.01 to 0.6% of Cu and 0 to 0.1% of Sn in mass%. This is because if the content of these tramp elements exceeds 0.6% by mass for Cu and 0.1% by mass for Sn, even if the surface roughness specified in the present invention is introduced by machining, This is because the generation of surface flaws in hot working cannot be prevented. On the other hand, when the Cu content is less than 0.01% by mass, even if ordinary hot working is performed, cracks are generated, that is, the surface quality of the hot-worked steel material remains within an allowable limit. In the present invention, since the effects of the present invention become more remarkable, it is preferable that Cu: 0.05 to 0.5% by mass and Sn: 0.005 to 0.05% by mass.
[0037]
As described above, the present invention is directed to a steel ingot or a slab in which Cu and Sn have a predetermined content and a surface roughness in the above-described predetermined range is provided by machining. In order to produce a Cu-containing steel material having excellent surface properties through a processing step, the steel composition preferably further has the following composition.
[0038]
(Steel composition)
C: C may be added because C is a preferable element for increasing the strength of the steel material. However, when the content exceeds 0.2% by mass, workability is reduced and weldability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the C content is 0.2% by mass. When producing a Ti-added ultra-low carbon steel, it is preferable that the C content is low from the viewpoint of formability. However, for refining, it is difficult to make the C content less than 0.0005% by mass. Therefore, the lower limit of the C content is 0.0005% by mass.
[0039]
Si: Si is a preferable element for improving the strength of the steel material by solid solution strengthening. However, if the content exceeds 2% by mass, the effect is saturated and the weldability is adversely affected. Therefore, the upper limit of the Si content is preferably set to 2% by mass. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.01% by mass when Si is used as the deoxidizing agent.
[0040]
Mn: Mn is a preferable element for improving the strength of a steel material, and further has an effect of fixing S existing as an impurity in steel as MnS and suppressing cracks generated during hot working. However, when the content is less than 0.05% by mass, the above-described effects are not obtained. On the other hand, if the content exceeds 2% by mass, the workability is reduced and the weldability is adversely affected. Therefore, the content of Mn is set to 0.05 to 2% by mass.
[0041]
Nb, Ti and V: Nb, Ti and V can be added as necessary, since Nb, Ti and V precipitate on the ferrite ground as carbonitride and have the effect of increasing the strength of the steel material. However, even if Nb and Ti are contained in amounts of more than 0.1% by mass and V in amounts of more than 0.2% by mass, respectively, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, the respective contents were Nb: 0 to 0.1% by mass, Ti: 0 to 0.1% by mass, and V: 0 to 0.2% by mass. Further, in order to sufficiently exhibit the above effects, Nb: 0.005 to 0.1% by mass, Ti: 0.005 to 0.1% by mass, and V: 0.005 to 0.2% by mass. Is preferred.
[0042]
Cr and Mo: Cr and Mo can be added as necessary since Cr and Mo have an effect of improving the strength of the steel material by transformation strengthening. However, even if Cr and Mo each contain more than 1% by mass, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, the contents of Cr and Mo were each set to 0 to 1% by mass. Further, in order to sufficiently exhibit the above-mentioned effects, it is preferable that both Cr and Mo be 0.01 to 1% by mass.
[0043]
Rare earth elements and Ca: These elements have an effect of adjusting the shape of inclusions to improve cold workability, and thus can be added as necessary. However, if the rare earth element and Ca are contained in amounts exceeding 0.1% by mass and 0.01% by mass, respectively, the inclusions in the steel become too large and adversely affect workability and the like. Therefore, the content of the rare earth element was set to 0 to 0.1% by mass, and Ca was set to 0 to 0.01% by mass. Further, in order to sufficiently exhibit the above-described effects, the rare earth element is preferably 0.002 to 0.1% by mass, and Ca is preferably 0.0001 to 0.01% by mass.
[0044]
Al: Al is an element used as a deoxidizing agent. From the viewpoint of the cleanliness of steel, its content is preferably set to 0.30% by mass or less. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.003% by mass or more when Al is used as the deoxidizing agent.
[0045]
P: P is an impurity element that adversely affects weldability. Therefore, from the viewpoint of weldability, the content is preferably set to 0.05% by mass or less.
[0046]
S: S is an impurity element that forms sulfide-based inclusions and reduces workability. Therefore, the content is preferably set to 0.03% by mass or less from the viewpoint of processability.
[0047]
(Production method)
Next, a preferred production method of the present invention will be described by taking, as an example, a case where a steel ingot or a billet is a slab and the steel material is a hot-rolled steel plate. In the present invention, the steel material may be another steel material having a different shape, such as a seamless steel pipe, a steel bar, a wire, a shaped steel, a steel strip, or the like. Further, a cold-rolled steel sheet using the hot-rolled steel sheet as a base material may be used.
[0048]
The slab of the steel composition described above is a known method, for example, a method of melting a steelmaking raw material in a converter or an electric furnace, performing a vacuum degassing process, forming a steel ingot by a continuous casting method, and then performing slab rolling. Manufacture slabs.
[0049]
The dimensions of the slab are usually about 120 to 280 mm in thickness, about 700 to 1600 mm in width, and about 10 m in length. The hot-rolled steel sheet is manufactured by performing continuous hot rolling after slab heating, and is subjected to annealing and pickling as needed. Further, the cold-rolled steel sheet is further subjected to cold rolling, and if necessary, is subjected to annealing and plating.
[0050]
In the present invention, in order to prevent cracks and surface flaws by hot rolling a slab containing Cu and Sn, the slab surface is made to have a Rmax roughness of 20 μm or more by machining. The method of such machining is not particularly limited, but grinding using a grinder or shot blast, which is industrially used for flaw removal grinding of special steel slabs such as stainless steel, or grinding using a cutting tool or a slice. At least one method can be used. In this way, the slab having the surface roughness of a predetermined value by the machining is heated and hot-rolled.
[0051]
The slab heating temperature is set to more than 1050 ° C. in order to control the size and amount of the precipitate necessary for improving the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet. Preferably, the temperature is set to 1150 ° C. or higher in order to suppress the precipitation of the Cu—Sn alloy phase (melt) on the interface surface between the oxide layer and the base iron. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 ° C., the internal oxidation of the steel becomes severe, the scale loss of the steel increases, and the surface properties of the hot rolled steel plate are adversely affected. Therefore, the upper limit of the slab heating temperature is 1300 ° C. or lower, preferably 1270 ° C. or lower.
[0052]
Although the fuel gas of the heating furnace is not particularly limited, for example, in the case of a blast furnace maker, a coke oven gas (COG), a blast furnace gas (BFP), a liquefied petroleum gas (LPG), etc. generated in an ironworks are used. . In the case of an electric furnace maker, natural gas (LNG), city gas, or the like is used. Since these fuel gases contain hydrogen or hydrocarbons, the water vapor concentration in the heating atmosphere is in the range of 2 to 30% by mass.
[0053]
The slab heating time may be in the range of 1 to 4 hours as usual. The soaking time exceeding 1050 ° C. is preferably 30 minutes or more in order to control the size and amount of the precipitate necessary for improving the mechanical properties.
[0054]
After the slab heated to a predetermined temperature is extracted from the heating furnace, the slab is subjected to descaling before hot rolling. The descaling process is generally performed by injecting high-pressure water of about 9.8 to 24.5 MPa. For hot rolling, a continuous roll rolling method used in ordinary steel sheet production is suitable. The lower limit of the rolling temperature is preferably about 900 ° C. The thickness of the hot-rolled steel sheet varies depending on the application, but is finished to about 2 to 20 mm.
[0055]
Note that the present invention is not limited to the above embodiment. The above-described embodiment is an exemplification, and has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention, and any device having the same operation and effect can be realized by the present invention. It is included in the technical scope of the invention.
[0056]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
[0057]
(Example)
The surface roughness of the slab having the steel composition shown in Table 1 was set to 20 μm or more in Rmax by at least one method of grinding with a grinder or shot blast, or grinding with a cutting tool or a slice. Next, it was charged into a heating furnace, and was soaked at 1250 ° C. for 30 minutes, subjected to rough rolling and finish rolling, and completed rolling at 900 ° C. Thereafter, controlled cooling was performed and the film was wound at 500 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 4.0 mm. For comparison, a hot-rolled steel sheet that was hot-rolled without adjusting the surface roughness by machining the slab surface was also manufactured.
[0058]
[Table 1]

[0059]
In addition, a heating furnace monitor test piece (width 50 mm, thickness 20 mm, length 50 mm) cut out from the slab to grasp the precipitation state of the Cu-Sn alloy phase at the interface between the oxide layer and the ground iron due to slab heating. Was prepared. The surface of the heating furnace monitor test piece was adjusted to have a center line average roughness Rmax of 20 μm or more by the same treatment as the slab. For comparison, a test piece whose surface roughness was not adjusted by machining was also manufactured. These heating furnace monitor test pieces were heated with the same heat history as the slab, and the precipitation state of the Cu-Sn alloy phase at the interface between the oxide layer and the ground iron was examined.
[0060]
(Evaluation method)
The precipitation of the Cu-Sn alloy phase (melt) is performed by cutting a 20 mm thick subcutaneous sample from a heating furnace monitor test piece, embedding the cross section of the test piece in a resin, polishing the mirror surface, and polishing the oxide layer and the ground. The interface of iron was examined by a reflected electron image of a scanning electron microscope. In the backscattered electron image, the portions where Cu and Sn are concentrated have high brightness, and the deposition state of the Cu-Sn alloy phase can be confirmed.
[0061]
The surface crack (surface flaw) of the hot-rolled steel sheet is x when a flaw that causes a problem in surface quality is visually confirmed in a hot-rolled steel sheet having a thickness of 4.0 mm, and when no flaw that causes a problem in surface quality is observed. Was evaluated as ○.
[0062]
Table 2 shows the results of the determination of surface flaws of the hot-rolled steel sheets and the results of inspection of the monitor test pieces.
[0063]
[Table 2]

[0064]
(result)
In Table 2, Test Nos. 1, 2, 4, 6, 7, 9, 10, 11, 12, and 13 are examples of the present invention, and the surface defect judgment of the hot-rolled steel sheet is ○, impairing the surface quality. No surface flaw was generated. In these methods, the surface roughness is made to be 20 μm or more in center line average roughness Rmax by at least one method of grinding the slab surface by a grinder or shot blast, or grinding by a cutting tool or a slice. According to the observation result of the heating furnace monitor test piece surface in these test numbers, it was confirmed that the Cu-Sn alloy phase was not observed, or was divided and subdivided, and was rendered harmless.
[0065]
On the other hand, in Test Nos. 3, 5, and 8, the slab surface was not subjected to grinding by machining, and the surface defect judgment of the hot-rolled steel sheet was x. It was confirmed that a Cu-Sn alloy phase was deposited in the form of a film on the surfaces of these heating furnace monitor test pieces.
[0066]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the surface flaw (surface crack) which poses a problem in surface quality can be prevented by a method which is easy in actual operation without inviting an increase in production cost due to a reduction in rolling temperature, an increase in equipment, and the like. Thus, a Cu-containing steel material having excellent surface properties can be manufactured at low cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the degree of surface roughness due to machining and surface cracks.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing a state of an interface between an oxide layer and ground iron.

Claims

After the surface roughness of a steel ingot or a steel slab containing Cu: 0.01 to 0.6% and Sn: 0 to 0.1% in mass% is adjusted to 20 μm or more in Rmax by machining, the steel ingot is used. Alternatively, a method for producing a Cu-containing steel material, comprising a step of heating a steel slab to perform hot working.

The method for producing a Cu-containing steel material according to claim 1, wherein the machining is performed by at least one method of grinding with a grinder, shot blast, cutting tool, and milling.

The steel ingot or slab is expressed by mass%, C: 0.0005 to 0.2%, Si: 0 to 2%, Mn: 0.05 to 2%, P: 0.05% or less, S: 0. 0.003% or less, Al: 0 to 0.3%, Nb: 0 to 0.1%, Ti: 0 to 0.1%, V: 0 to 0.2%, Cr: 0 to 1%, Mo: 3. The composition according to claim 1, further comprising 0 to 1%, a rare earth element: 0 to 0.1%, and Ca: 0 to 0.01%, with the balance being Fe and impurities. A method for producing a Cu-containing steel material.

The method for producing a Cu-containing steel material according to any one of claims 1 to 3, wherein an iron scrap is used as at least a part of an iron source of the steel ingot or the billet.