JP2020186433A - スラブの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】表面性状が改善された無変態組織を有する鋼板のためのスラブを製造する方法を提供する。【解決手段】無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法であって、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程を含むことを特徴とする、スラブの製造方法が提供される。【選択図】なし
Description
本発明は、スラブの製造方法に関し、より詳しくは無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法に関する。
一般的に、鉄鋼材料は、その組織が高温域でオーステナイト（γ）相、低温域でフェライト（α）相となるものが多い。しかしながら、無方向性電磁鋼板やフェライト系ステンレス鋼板などに代表される成分系では、全温度域、より具体的にはその成分系の融点から常温（２５℃）までの温度域にわたってα相が安定であることが知られている。このような高温から低温にかけて安定な相が１つであるような成分系は一般に無変態系と称される。無変態系の鋼材を従来の連続鋳造や熱間圧延を利用して製造しようとすると、製品の板表面にリジングと呼ばれる凹凸模様の表面欠陥が発生する場合がある。このような板表面の凹凸模様は単に外観を悪くするだけでなく、微小な割れの起点となったり、無方向性電磁鋼板であれば積層した場合の占有率を低下させ、製品から作られるモータや変圧器の特性を悪化させたりすることもある。このため、研磨等により板表面の凹凸を除去する必要が生じ、生産性の低下やコストの増加を招くという問題がある。
無変態系である無方向性電磁鋼やフェライト系ステンレス鋼では、変態系である一般的な鋼に比べて鋳造時に形成される組織、具体的にはフェライト組織が変態を伴わないために粗大になる傾向がある。このため、このような粗大組織、例えば、結晶粒径が数ｍｍから数十ｍｍ程度にもなる場合がある粗大組織をその後の熱間圧延によって微細化することは一般に難しく、その結果としてリジングが発生するものと考えられている。
特許文献１では、リジングのない優れた表面性状を有する無方向性電磁鋼板の製造法に関する発明が提案されており、リジングを防止する方法としてスラブの柱状晶率を減少させること、発生した粗大柱状晶を微細に再結晶化させることが記載されている。そして、特許文献１では、粗圧延の最終パスを９００℃以上で５０％以上の強圧下圧延を行うことにより、得られた中間熱延板を一部再結晶組織とし、続く仕上げ圧延を急冷により終え、粗圧延、仕上げ圧延段階で加えられた板厚方向に均一な歪エネルギーを熱延板に蓄積し、その後の焼鈍段階での再結晶駆動力として利用することが教示されている。
特許文献２では、フェライト系ステンレス鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下の温度範囲に加熱後、粗圧延の１０００℃以上１１５０℃以下の温度範囲で１パス当たり４０％以上の圧下を加える圧延を１回以上行い、さらに仕上げ圧延の８５０℃以上１０００℃未満の温度範囲にて１パス当たり３０％以上の圧下を加える圧延を１回以上行ったのち８５０℃以上の温度で巻取り、ついでこの熱延鋼帯を８００℃以上８８０℃以下の温度範囲に１時間以上１０時間以下保持し、しかるのちに冷延焼鈍することを特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法が記載されている。また、特許文献２では、仕上げ圧延で強圧下圧延を行うことにより熱延板中に大きな歪を蓄積させその後の巻取り冷却中において再結晶の核発生促進をはかり、さらに高温で巻き取ることにより、コイル自身の持つ熱と仕上げ圧延で加えた歪との相乗効果により熱延板巻取り後の冷却過程で再結晶組織を発達させ、さらには熱延板焼鈍時の再結晶を促進させることが教示されている。
従来技術において提案される上記の再結晶及びそれによる組織の微細化は、圧延加工によってひずみを導入した後に再結晶させるもの及びそれによって組織を微細化するものであり、このようにひずみを導入した後に生じる再結晶は一般に静的再結晶と呼ばれる。静的再結晶は、結晶粒を微細化するために従来から利用されている現象ではあるものの、当該静的再結晶は、結晶粒の初期粒径が大きいほど再結晶し難くなることに加えて、再結晶後の粒径も大きくなることが一般に知られている。したがって、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される結晶粒径が数十ｍｍにも及ぶ場合のある粗大組織を従来の熱間圧延等のみによって効率よく微細化して、リジングの発生が十分に又は完全に抑制された表面性状に優れる鋼板を製造することは、無変態系ではない鋼板の場合と比較すると一般に非常に困難である。
そこで、本発明は、従来技術とは異なり、熱間圧延を改善することによってではなく、その上流の操作であるスラブの鋳造を改善することによって上記の課題を解決しようとするものであり、したがって、その目的とするところは、表面性状が改善された無変態組織を有する鋼板のためのスラブを製造する方法を提供することにある。
上記目的を達成する本発明は下記のとおりである。
（１）無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法であって、
１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び
鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程
を含むことを特徴とする、スラブの製造方法。
（２）前記無変態組織を有する鋼板が無方向性電磁鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１００℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のスラブの製造方法。
（３）前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００〜７．００％、Ｍｎ：２．０００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（２）に記載のスラブの製造方法。
（４）前記無変態組織を有する鋼板がフェライト系ステンレス鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１５０℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のスラブの製造方法。
（５）前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０〜４０．０％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（４）に記載のスラブの製造方法。
（６）前記圧延における圧延形状比が２．４０以下であることを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のスラブの製造方法。
（１）無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法であって、
１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び
鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程
を含むことを特徴とする、スラブの製造方法。
（２）前記無変態組織を有する鋼板が無方向性電磁鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１００℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のスラブの製造方法。
（３）前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００〜７．００％、Ｍｎ：２．０００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（２）に記載のスラブの製造方法。
（４）前記無変態組織を有する鋼板がフェライト系ステンレス鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１５０℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のスラブの製造方法。
（５）前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０〜４０．０％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（４）に記載のスラブの製造方法。
（６）前記圧延における圧延形状比が２．４０以下であることを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のスラブの製造方法。
本発明のスラブの製造方法によれば、連続鋳造直後（すなわちスラブの厚み中心部が凝固した直後）の高温下でかつスラブの搬送速度が十分に遅い（すなわち圧延速度が十分に遅い）条件下で適切な圧延を実施して動的再結晶を発現させることによりスラブ中の粗大組織を微細化することができ、結果としてその後の熱間圧延によって最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に抑制することができるので、無変態組織を有する鋼板であっても、表面性状を確実に改善することが可能である。
＜スラブの製造方法＞
本発明の実施形態に係る無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法は、
１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び
鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程
を含むことを特徴としている。
本発明の実施形態に係る無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法は、
１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び
鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程
を含むことを特徴としている。
ここで、本発明において「無変態組織を有する鋼板又は鋼」とは、その融点から常温（２５℃）までの温度域で組織が変態しない鋼板又は鋼を言うものである。
先に述べたとおり、従来の連続鋳造や熱間圧延を利用して無変態組織を有する鋼板を製造しようとすると、鋳造時に形成される粗大組織をその後の熱間圧延によって十分に微細化することが難しいために、製品の板表面にリジングと呼ばれる凹凸模様の表面欠陥が発生する場合がある。また、従来技術において提案される静的再結晶による組織の微細化は、結晶粒の初期粒径が大きいほど再結晶し難くなることに加えて、再結晶後の粒径も大きくなることが一般に知られており、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される粗大組織を効率よく微細化するには必ずしも十分でない場合がある。
そこで、本発明者らは、従来技術で提案されるような静的再結晶による組織の微細化ではなく、圧延加工中に再結晶が生じるいわゆる動的再結晶によって組織を微細化することに着目し、これをスラブの鋳造段階に適用することにより、その後の鋼板の製造においてリジングの発生を抑制して優れた表面性状を達成するための条件等について検討を行った。その結果として、本発明者らは、連続鋳造直後のスラブ温度が比較的高い条件下で適切な圧延を実施して動的再結晶を発現させることによりスラブ中の粗大組織を微細化することができ、その結果として最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に抑制することができることを見出した。
より詳しく説明すると、まず第一に、本発明において、動的再結晶とは、圧延加工中に起こる再結晶を言うものであり、圧延加工後の無荷重下で起こる静的再結晶とは現象的に明確に区別されるものである。ここで、動的再結晶は、一般的に低温かつ高ひずみ速度の加工又は高温かつ低ひずみ速度の加工ほど起きやすく、また、動的再結晶後の結晶粒径Ｄdrxは下記式（１）によって表されることが一般に知られている。
Ｄdrx＝ＡＺ-B ・・・（１）
式中、ＺはＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータであり、Ａ及びＢは定数である。一方で、上記式（１）中のＺパラメータは、下記式（２）によって表されることが一般に知られている。
Ｚ＝εドットｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ） ・・・（２）
式中、εドットはひずみ速度（／ｓ）であり、Ｑは活性化エネルギー（Ｊ／ｍｏｌ）、Ｒは気体定数（Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ）であり、Ｔは加工温度（Ｋ）である。
Ｄdrx＝ＡＺ-B ・・・（１）
式中、ＺはＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータであり、Ａ及びＢは定数である。一方で、上記式（１）中のＺパラメータは、下記式（２）によって表されることが一般に知られている。
Ｚ＝εドットｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ） ・・・（２）
式中、εドットはひずみ速度（／ｓ）であり、Ｑは活性化エネルギー（Ｊ／ｍｏｌ）、Ｒは気体定数（Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ）であり、Ｔは加工温度（Ｋ）である。
上記式（１）及び（２）から明らかなように、さらには図１（牧正志ら，「動的再結晶の組織的特徴および静的再結晶との比較」，鉄と鋼，第７０年（１９８４年）第１５号，ｐｐ．２８３−２９０から抜粋）において明確に示されるように、動的再結晶後の結晶粒径Ｄdrxは、Ｚパラメータのみによって一義的に決まり、すなわちひずみ速度εドットと加工温度Ｔのみによって一義的に決まり、動的再結晶前の初期粒径には依存しないことがわかる。したがって、静的再結晶を利用した場合には、先に述べたとおり、結晶粒の初期粒径が大きいほど再結晶後の粒径も大きくなり、すなわち結晶粒の初期粒径が大きいほど再結晶による微細化が難しくなるのに対し、動的再結晶を利用した場合には、結晶粒の初期粒径に関係なくひずみ速度εドットと加工温度Ｔのみによって動的再結晶後の結晶粒径を決定することが可能である。このため、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される粗大組織であっても、動的再結晶を利用することで効率よく微細化することが可能となる。
式（１）及び図１から明らかなように、Ｚが大きいほど（すなわち低加工温度かつ高ひずみ速度ほど）、動的再結晶後の結晶粒径は小さくなり、このような高ひずみ速度を得るのに必要なひずみ量は当然ながら大きくなる。一方で、Ｚが小さいほど（すなわち高加工温度かつ低ひずみ速度ほど）、動的再結晶後の結晶粒径は大きくなり、このような低ひずみ速度を得るのに必要なひずみ量は小さくなる。このため、結晶粒をより微細化するという観点からは、Ｚが大きいほど好ましいと言えるものの、そのためには高ひずみ速度及び高ひずみ量の圧延加工を行う必要がある。しかしながら、この場合には、圧延機にかかる負荷が非常に大きくなり、また制御も難しくなるため、このような圧延加工は、低コストで安定な操業を行うという観点からは実現することが極めて困難といえる。
一方で、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される粗大組織は、上記のとおり、結晶粒径が数ｍｍから数十ｍｍ程度にもなるものであり、このような結晶粒径を有する粗大組織をある程度、例えば数百μｍ程度まで微細化することができれば、その後は従来の熱間圧延等によってさらなる微細化を図ることが可能である。図１において示される動的再結晶粒径とＺパラメータの関係からも明らかなように、動的再結晶後の結晶粒径が数百μｍ程度までの微細化であれば、Ｚの値が比較的小さい範囲における動的再結晶であっても十分に達成することが可能であると予想される。
そこで、本発明者らは、連続鋳造後のスラブに関して、圧延加工によってＺの値が比較的小さい範囲、すなわち高加工温度でかつ低ひずみ速度の範囲における動的再結晶を発現させるための条件について検討し、高加工温度でかつ低ひずみ速度を満足する条件、より具体的には連続鋳造直後（すなわちスラブの厚み中心部が凝固した直後）の高温下でかつスラブの搬送速度が十分に遅い（すなわち圧延速度が十分に遅い）条件下で適切な圧延を実施して動的再結晶を発現させることによりスラブ中の粗大組織を微細化することができ、その結果としてその後の通常の熱間圧延によって最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に抑制することができることを見出した。
本発明において、動的再結晶を発現しているか否かは、応力−ひずみ曲線における応力の挙動から判断することが可能である。図２（牧正志ら，「動的再結晶の組織的特徴および静的再結晶との比較」，鉄と鋼，第７０年（１９８４年）第１５号，ｐｐ．２８３−２９０から抜粋）を参照してより詳しく説明すると、まず、図２には、比較的大きいＺパラメータに関する応力−ひずみ曲線（図２中の上側の応力−ひずみ曲線）と比較的小さいＺパラメータに関する応力−ひずみ曲線（図２中の下側の応力−ひずみ曲線）が描かれていることがわかる。両方の曲線について、当初は鋼材に導入されるひずみ量を大きくするにつれて、転位密度が増加して加工硬化が生じるため、応力が次第に上昇する。しかしながら、図中のε1（動的再結晶の開始点）で示されるひずみ量を超えると直ぐに極大応力を示した後、動的回復、動的再結晶が生じて軟化しそして応力が低下する。その後は、ひずみ量を増加しても応力は変動せず一定の値（図２中のεs点に対応する応力値）を示す。動的再結晶が生じる条件の場合には、加工によって導入された転位やひずみが当該加工中に回復したり、さらには再結晶が生じたりするために、このような特徴的な応力−ひずみ曲線が得られる。
上記のとおり、動的再結晶が発現する場合には、図２に示されるような特徴的な応力−ひずみ曲線が得られることから、連続鋳造直後の圧延によって製造されるスラブについても同様に、応力−ひずみ曲線における応力の挙動から動的再結晶が発現しているか否かを判断することが可能である。より具体的には、例えば、実際の連続鋳造直後の圧延によって製造されるスラブと同じ化学組成を有する鋼材について予備実験を多数行い、所定の加工温度に関する応力−ひずみ曲線を予め作成しておき、この鋼材に関して動的再結晶が発現する加工温度（スラブの板厚中心温度）、ひずみ量ε、及び／又はひずみ速度εドットの範囲を事前に決定しておいてもよい。このようにすることで、実際のスラブ製造時の圧延条件が、事前に決定された加工温度、ひずみ量ε、及び／又はひずみ速度εドットの範囲内にある場合には、動的再結晶が発現していると判断することが可能となる。
付け加えて言えば、比較的大きいＺパラメータに関する応力−ひずみ曲線（図２中の上側の応力−ひずみ曲線）と比較的小さいＺパラメータに関する応力−ひずみ曲線（図２中の下側の応力−ひずみ曲線）とを比べると、図２中の両曲線におけるひずみ量ε1及びそれに対応する応力の値から、Ｚパラメータが比較的大きい場合には、動的再結晶を発現させるのに必要なひずみ量及び応力がかなり大きくなることがわかる。逆に言えば、Ｚパラメータが比較的小さい場合には、動的再結晶を発現させるのに必要なひずみ量及び応力が非常に小さくなることが明らかである。したがって、本発明においては、Ｚパラメータが比較的小さい条件下、すなわち連続鋳造直後の高温下でかつスラブの圧延速度が十分に遅い条件下において適切な圧延を実施して動的再結晶を発現させることにより、圧延機に大きな負荷をかけることなしに比較的容易にかつ安定的にスラブ中の粗大組織を微細化することが可能となる。
なお、図２中のε1は動的再結晶の開始点を示し、εsは動的再結晶の終点、すなわち動的再結晶率が１００％となる点を示している。ここで、動的再結晶率は、応力−ひずみ曲線中のε1からεs点にかけての積分値に対する同曲線中のε1から特定のひずみ量εにかけての積分値の割合として算出することができる。本発明においては、動的再結晶を発現させることができれば、結晶粒微細化の効果は得られる。したがって、動的再結晶率については特に規定しないが、結晶粒の微細化をより促進させるという観点からは、動的再結晶率は、一般的には５０％以上、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上、さらにより好ましくは９０％以上、最も好ましくは１００％となるような条件下で圧延が実施される。
以下、本発明の実施形態に係るスラブの製造方法についてより詳しく説明する。しかしながら、これらの説明は、本発明の好ましい実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の実施形態に限定することを意図するものではない。
図３は、本発明の方法を実施するためのスラブ製造設備と従来の熱間圧延設備を組み合わせた１つの実施形態を示す模式図である。図３を参照すると、本発明の方法を実施するためのスラブ製造設備１０は、スラブ１８を連続鋳造するための連続鋳造機１７を含む当業者に周知の連続鋳造設備１１と、当該連続鋳造設備１１に直結された圧延設備１２とから構成されている。スラブ製造設備１０は、従来の熱間圧延設備１３と組み合わせて使用することができる。従来の熱間圧延設備１３は、特に限定されないが、例えば、上流側から、製造されたスラブ１８を粗圧延に適した温度に加熱するためのガス炊きバーナー炉等から構成される加熱炉１９、スラブ１８を粗圧延するための１つ又は複数のリバース圧延可能な圧延スタンドを備えた粗圧延機２１、及び一般的に複数の圧延スタンドを備えた仕上げ圧延機２４を具備している。また、熱間圧延設備１３は、加熱炉１９と粗圧延機２１の間にスラブ１８上に形成されるスケールを除去するためのデスケーリング装置２０をさらに具備してもよい。同様に、熱間圧延設備１３は、粗圧延機２１の出側に上流側からスラブ１８を仕上げ圧延に適した温度に加熱するための誘導加熱装置等の加熱装置２２、及びデスケーリング装置２３をさらに具備してもよい。加えて、熱間圧延設備１３は、任意選択で、仕上げ圧延機２４の出側に上流側から冷却装置２５、シャー切断機２６、及び巻取装置２７をさらに具備してもよい。
図３を参照してより具体的に説明すると、スラブ製造設備１０を用いたスラブの製造では、まず、無変態系の化学組成を有する溶鋼が取鍋１４からタンディッシュ１５に注がれ、次いでタンディッシュ１５内に貯湯された溶鋼がタンディッシュ１５の底部に設けられた浸漬ノズルを介して鋳型１６内に注がれる。当該溶鋼は、鋳型１６との接触及び冷却水の散水によって表面から冷却凝固され、そして連続鋳造機１７のロール群（図示せず）により搬送されて、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブ１８に鋳造される。次に、鋳造されたスラブ１８は、シャー切断機等によって切断されることなく、連続鋳造設備１１に直結された圧延設備１２、特には１つの圧延スタンドを備えた圧延設備１２によって圧延を施される。
圧延設備１２での圧延は、連続鋳造直後の高温下でかつスラブの圧延速度が十分に遅い条件下で行われるものであり、それゆえ高加工温度でかつ低ひずみ速度の条件を満足し得るものである。したがって、本発明の実施形態によれば、圧延設備１２の圧延スタンドにおいて適切なひずみ量及び／又はひずみ速度となるように圧延を施して動的再結晶を発現させることにより、スラブ中の数ｍｍから数十ｍｍ程度まで及ぶ場合のある粗大組織を確実に微細化、例えば数百μｍ程度まで微細化することができる。
圧延設備１２によって圧延を施されたスラブ１８は、粗大組織が十分に微細化されているため、これを図３に示されるような従来の熱間圧延設備１３を用いた一般的な方法により粗圧延及び／又は仕上げ圧延を施してさらに組織を微細化することで、最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を確実に抑制することが可能となる。仕上げ圧延されたスラブ１８は、例えば、必要に応じて冷却装置２５により鋼種に応じた適切な組織制御がされた後、シャー切断機２６によって切断されて、最後に巻取装置２７によって巻き取ることで熱延コイルとしてもよい。以下、本発明の実施形態に係るスラブの製造方法における各工程についてより詳しく説明する。
［スラブの鋳造工程］
スラブの鋳造は、所望の組成を有するスラブが得られるように、高炉や電炉等による溶製に続き、各種の二次精錬を行い、化学組成を調整し、次いで図３に示されるような垂直曲げ型の連続鋳造機１７、又は湾曲型若しくは水平型などの連続鋳造機を用いて、鋼種等に応じて適切な条件を適宜選択して実施すればよい。本発明の実施形態では、スラブは、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブとなるように連続鋳造される。スラブの厚さが薄すぎる場合には、生産性が低下するため、スラブの厚さは１５０ｍｍ超とし、１５５ｍｍ以上、１６０ｍｍ以上、１８０ｍｍ以上又は２００ｍｍ以上であってもよい。一方で、４００ｍｍを超える厚さを有するスラブを連続鋳造するためには、連続鋳造機における各セグメントの剛性を強化する必要が生じる場合があり、このような場合には設備コストの上昇を招く。したがって、スラブの厚さは４００ｍｍ以下とし、３５０ｍｍ以下又は３００ｍｍ以下であってもよい。
スラブの鋳造は、所望の組成を有するスラブが得られるように、高炉や電炉等による溶製に続き、各種の二次精錬を行い、化学組成を調整し、次いで図３に示されるような垂直曲げ型の連続鋳造機１７、又は湾曲型若しくは水平型などの連続鋳造機を用いて、鋼種等に応じて適切な条件を適宜選択して実施すればよい。本発明の実施形態では、スラブは、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブとなるように連続鋳造される。スラブの厚さが薄すぎる場合には、生産性が低下するため、スラブの厚さは１５０ｍｍ超とし、１５５ｍｍ以上、１６０ｍｍ以上、１８０ｍｍ以上又は２００ｍｍ以上であってもよい。一方で、４００ｍｍを超える厚さを有するスラブを連続鋳造するためには、連続鋳造機における各セグメントの剛性を強化する必要が生じる場合があり、このような場合には設備コストの上昇を招く。したがって、スラブの厚さは４００ｍｍ以下とし、３５０ｍｍ以下又は３００ｍｍ以下であってもよい。
鋳造工程におけるスラブの鋳造速度は、以降の圧延の際に動的再結晶を発現させるのに必要な低ひずみ速度を達成し得るものであればよい。このような観点からは、スラブの鋳造速度は０．１〜４ｍ／分であることが好ましい。スラブの鋳造速度が０．１ｍ／分よりも遅くなると生産性の低下を招く場合がある。一方で、スラブの鋳造速度が４ｍ／分を超えるような高速下で連続鋳造を行うと、溶鋼を鋳型で固める際に凝固殻が不均一に成長し、もしくは凝固した凝固殻の再溶解が生じ、その薄い部分が破れて中の溶鋼が流出するいわゆるブレークアウトが生じる虞がある。
［スラブの組成］
次に、本発明の実施形態に係るスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、スラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
次に、本発明の実施形態に係るスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、スラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
本発明の実施形態に係るスラブは、無変態組織を構成し得る化学組成を有するものであり、特に限定されないが、例えば、無方向性電磁鋼板やフェライト系ステンレス鋼板などに適用できるものである。そこで、本発明の実施形態に係るスラブが無方向性電磁鋼板及びフェライト系ステンレス鋼板に適用された場合のそれぞれの好ましい化学組成について以下に具体的に説明する。
＜無方向性電磁鋼板に適用する場合＞
［Ｃ：０．０５０％以下］
Ｃは、電磁鋼板の鉄損を大きくし、さらに磁気時効の原因にもなるので、電磁鋼板にとって有害な元素である。Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鉄損が増大し、また磁気時効が著しくなる等の磁気特性の低下を招く虞がある。加えて、Ｃ含有量を低減するために長時間の脱炭焼鈍処理が必要となる。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下又は０．０１０％以下である。Ｃ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上又は０．０００５％以上である。
［Ｃ：０．０５０％以下］
Ｃは、電磁鋼板の鉄損を大きくし、さらに磁気時効の原因にもなるので、電磁鋼板にとって有害な元素である。Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鉄損が増大し、また磁気時効が著しくなる等の磁気特性の低下を招く虞がある。加えて、Ｃ含有量を低減するために長時間の脱炭焼鈍処理が必要となる。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下又は０．０１０％以下である。Ｃ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上又は０．０００５％以上である。
［Ｓｉ：１．００〜７．００％］
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させることにより、電磁鋼板の鉄損の低減に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が１．００％未満であると、鉄損低減効果が十分に発現しない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．５０％以上又は２．００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が７．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは７．００％以下、より好ましくは６．００％以下又は５．００％以下である。
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させることにより、電磁鋼板の鉄損の低減に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が１．００％未満であると、鉄損低減効果が十分に発現しない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．５０％以上又は２．００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が７．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは７．００％以下、より好ましくは６．００％以下又は５．００％以下である。
［Ｍｎ：２．０００％以下］
Ｍｎは、鋼の電気抵抗を高め、使用時の渦電流を抑制するのに有効な元素であり、また硫化物を粗大化して無害化する作用を有する元素である。Ｍｎ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．００２％以上であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．００５％以上又は０．００７％以上であってもよい。一方、Ｍｎ含有量が２．０００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなるか又はコストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．０００％以下、より好ましくは１．５００％以下又は１．０００％以下である。
Ｍｎは、鋼の電気抵抗を高め、使用時の渦電流を抑制するのに有効な元素であり、また硫化物を粗大化して無害化する作用を有する元素である。Ｍｎ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．００２％以上であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．００５％以上又は０．００７％以上であってもよい。一方、Ｍｎ含有量が２．０００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなるか又はコストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．０００％以下、より好ましくは１．５００％以下又は１．０００％以下である。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、磁気特性、とりわけ磁束密度を向上させる効果を有する元素である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．００５％以上であることが好ましい。Ｐ含有量は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下であることが好ましい。
Ｐは、磁気特性、とりわけ磁束密度を向上させる効果を有する元素である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．００５％以上であることが好ましい。Ｐ含有量は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下であることが好ましい。
［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓは、不純物として含有され、多量に含有すると硫化物が多数析出し磁気特性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
Ｓは、不純物として含有され、多量に含有すると硫化物が多数析出し磁気特性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
［Ａｌ：５．００％以下］
Ａｌは、Ｍｎと同様に鋼の電気抵抗を高め、使用時の渦電流を抑制するのに有効な元素であり、また大型のＡｌＮとして析出することにより窒化物の微細析出を防ぐ作用を有する元素である。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．１０％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は０．２０％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量が５．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
Ａｌは、Ｍｎと同様に鋼の電気抵抗を高め、使用時の渦電流を抑制するのに有効な元素であり、また大型のＡｌＮとして析出することにより窒化物の微細析出を防ぐ作用を有する元素である。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには０．１０％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は０．２０％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量が５．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
［Ｎ：０．０１０％以下］
Ｎは、多量に含有すると窒化物が多数析出し磁気特性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
Ｎは、多量に含有すると窒化物が多数析出し磁気特性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
本発明の実施形態に係るスラブを無方向性電磁鋼板に適用した場合の基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該スラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
［Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％］
本発明の実施形態に係るスラブは、例えば、強度向上や他の性能向上を目的として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｔｉ及びＢｉの少なくとも１種を含有してもよい。しかしながら、これらの元素を過度に添加すると、効果が飽和しコストの増大を招くばかりでなく、磁気特性に悪影響を及ぼす場合もある。したがって、それらの含有量は、Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％とする。各元素は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。
本発明の実施形態に係るスラブは、例えば、強度向上や他の性能向上を目的として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｔｉ及びＢｉの少なくとも１種を含有してもよい。しかしながら、これらの元素を過度に添加すると、効果が飽和しコストの増大を招くばかりでなく、磁気特性に悪影響を及ぼす場合もある。したがって、それらの含有量は、Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％とする。各元素は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。
上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、スラブを工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係るスラブに対して意図的に添加した成分でないもの（いわゆる不可避的不純物）を包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係るスラブ又はそれから得られる鋼板の特性に影響しないレベルで当該スラブ中に含まれる元素をも包含するものである。
＜フェライト系ステンレス鋼板に適用する場合＞
［Ｃ：０．１００％以下］
Ｃは、加工性及び耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｃ含有量は好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下又は０．０６０％以下である。Ｃ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上又は０．００５％以上である。
［Ｃ：０．１００％以下］
Ｃは、加工性及び耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｃ含有量は好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下又は０．０６０％以下である。Ｃ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上又は０．００５％以上である。
［Ｓｉ：２．００％以下］
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下又は１．００％以下である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０５％以上である。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下又は１．００％以下である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０５％以上である。
［Ｍｎ：２．００％以下］
Ｍｎは、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほどよい。Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下又は１．００％以下である。Ｍｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｍｎ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０５％以上である。
Ｍｎは、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほどよい。Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下又は１．００％以下である。Ｍｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｍｎ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０５％以上である。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、Ｍｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほどよい。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下又は０．０５０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
Ｐは、Ｍｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほどよい。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下又は０．０５０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｓ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｓ含有量は好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下である。一方、Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
［Ｃｒ：８．０〜４０．０％］
Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素である。孔食電位及び耐銹性を確保するため、Ｃｒ含有量は好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上又は１２％以上である。一方、Ｃｒ含有量が４０％を超えると、その効果が飽和して材料コストの上昇に見合う効果を期待できないことに加え、経済的にも不利である。したがって、Ｃｒ含有量は好ましくは４０％以下、より好ましくは３５％以下又は３０％以下である。
Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素である。孔食電位及び耐銹性を確保するため、Ｃｒ含有量は好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上又は１２％以上である。一方、Ｃｒ含有量が４０％を超えると、その効果が飽和して材料コストの上昇に見合う効果を期待できないことに加え、経済的にも不利である。したがって、Ｃｒ含有量は好ましくは４０％以下、より好ましくは３５％以下又は３０％以下である。
［Ｍｏ：５．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下］
Ｍｏ及びＮｉは、耐銹性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。Ｍｏ及びＮｉ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ｍｏ及びＮｉ含有量は好ましくはそれぞれ０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｍｏ及びＮｉ含有量が５．００％を超えると、材料コストの上昇や加工性の低下を招くため、Ｍｏ及びＮｉ含有量は好ましくはそれぞれ５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
Ｍｏ及びＮｉは、耐銹性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。Ｍｏ及びＮｉ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ｍｏ及びＮｉ含有量は好ましくはそれぞれ０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｍｏ及びＮｉ含有量が５．００％を超えると、材料コストの上昇や加工性の低下を招くため、Ｍｏ及びＮｉ含有量は好ましくはそれぞれ５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
［Ｃｕ：３．００％以下］
Ｃｕは、Ｍｏ及びＮｉと同様に、耐銹性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えると、加工性の低下を招くため、Ｃｕ含有量は好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．００％以下又は１．００％以下である。
Ｃｕは、Ｍｏ及びＮｉと同様に、耐銹性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えると、加工性の低下を招くため、Ｃｕ含有量は好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．００％以下又は１．００％以下である。
［Ａｌ：５．００％以下］
Ａｌは、脱酸元素として必要に応じて添加される。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ａｌ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が５．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
Ａｌは、脱酸元素として必要に応じて添加される。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、添加する場合は、その効果を発現させるために、Ａｌ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上又は０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が５．００％を超えると、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは５．００％以下、より好ましくは４．００％以下又は３．００％以下である。
［Ｎ：０．０３０％以下］
Ｎは、耐食性及び靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｎ含有量は好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下又は０．０１０％以下である。一方、Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
Ｎは、耐食性及び靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｎ含有量は好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下又は０．０１０％以下である。一方、Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
本発明の実施形態に係るスラブをフェライト系ステンレス鋼板に適用した場合の基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該スラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
［Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％］
本発明の実施形態に係るスラブは、例えば、リジングの更なる抑制や加工性の向上、さらには他の性能向上を目的として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｎ及びＢの少なくとも１種を含有してもよい。しかしながら、これらの元素を過度に添加すると、効果が飽和してコストの増大を招く。したがって、それらの含有量は、Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％とする。Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｎは０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。Ｂは０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。
本発明の実施形態に係るスラブは、例えば、リジングの更なる抑制や加工性の向上、さらには他の性能向上を目的として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｎ及びＢの少なくとも１種を含有してもよい。しかしながら、これらの元素を過度に添加すると、効果が飽和してコストの増大を招く。したがって、それらの含有量は、Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％とする。Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｎは０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。Ｂは０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。
上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、スラブを工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係るスラブに対して意図的に添加した成分でないもの（いわゆる不可避的不純物）を包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係るスラブ又はそれから得られる鋼板の特性に影響しないレベルで当該スラブ中に含まれる元素をも包含するものである。
［デスケーリング］
本発明の実施形態においては、連続鋳造の際にスラブ上に形成されたスケールを除去するために、鋳造工程後のスラブに任意選択でデスケーリングを施してもよい。デスケーリングは、当業者に公知の任意の好適なデスケーリング装置によって実施することができ、特に限定されないが、一般的には衝突圧が３ＭＰａ以上、５ＭＰａ以上若しくは１０ＭＰａ以上であり、及び／又は２０ＭＰａ以下、１８ＭＰａ以下若しくは１５ＭＰａ以下である高圧水を用いたデスケーリング装置によって実施することができる。このような高い衝突圧の高圧水を使用することで、圧延前のスラブからスケールを十分に又は確実に除去することができる。
本発明の実施形態においては、連続鋳造の際にスラブ上に形成されたスケールを除去するために、鋳造工程後のスラブに任意選択でデスケーリングを施してもよい。デスケーリングは、当業者に公知の任意の好適なデスケーリング装置によって実施することができ、特に限定されないが、一般的には衝突圧が３ＭＰａ以上、５ＭＰａ以上若しくは１０ＭＰａ以上であり、及び／又は２０ＭＰａ以下、１８ＭＰａ以下若しくは１５ＭＰａ以下である高圧水を用いたデスケーリング装置によって実施することができる。このような高い衝突圧の高圧水を使用することで、圧延前のスラブからスケールを十分に又は確実に除去することができる。
［圧延工程］
本発明の実施形態によれば、連続鋳造されたスラブは、シャー切断機等によって切断されることなく次の圧延工程において圧延される。連続鋳造されたスラブを切断しないことで、その後のスラブの圧延速度が上流側の比較的ゆっくりと進行する連続鋳造の制約を受けることになる。このため、圧延において動的再結晶を発現させるのに必要な低ひずみ速度を比較的容易に達成することができる。
本発明の実施形態によれば、連続鋳造されたスラブは、シャー切断機等によって切断されることなく次の圧延工程において圧延される。連続鋳造されたスラブを切断しないことで、その後のスラブの圧延速度が上流側の比較的ゆっくりと進行する連続鋳造の制約を受けることになる。このため、圧延において動的再結晶を発現させるのに必要な低ひずみ速度を比較的容易に達成することができる。
本発明の実施形態では、上記の圧延工程において、スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で動的再結晶が発現するように圧延が実施される。当該圧延は、連続鋳造直後（すなわちスラブの厚み中心部が凝固した直後）の高温下でかつ圧延速度がスラブの鋳造速度と同程度の非常に遅い条件下で行われるものであり、それゆえ高加工温度でかつ低ひずみ速度の条件を満足する。このため、圧延設備に過度に負荷をかけることなしに安定的に動的再結晶を発現させるのに最も良い条件であるといえる。したがって、この圧延工程において、動的再結晶が発現するように具体的な圧延条件、例えば加工温度、ひずみ量及び／又はひずみ速度を適切に選択することで、スラブ中の数ｍｍから数十ｍｍ程度まで及ぶ場合のある粗大組織を確実に微細化、例えば数百μｍ程度まで微細化することが可能となる。なお、この圧延は、上記のとおり、スラブの厚み中心部が凝固した直後に実施され、特に限定されないが、スラブの凝固率が８０％以上、好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上、最も好ましくは１００％の条件下で実施される。
先に説明したＺパラメータ（Ｚｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータ）や応力−ひずみ曲線は、スラブの化学組成等に応じてスラブごとに異なる値や挙動を示すものである。このため、動的再結晶を発現させるための圧延条件は、本発明の実施形態に係るスラブ製造設備を用いて製造されるスラブの化学組成等に応じて変化し得る。したがって、動的再結晶を発現させるための圧延条件を決定するためには、先に説明したとおり、実際のスラブ製造設備を用いて製造されるスラブと同じ化学組成を有する鋼材について予備実験を多数行い、所定の加工温度に関する応力−ひずみ曲線を予め作成しおき、この鋼材に関して動的再結晶が発現する加工温度（スラブの板厚中心温度）、ひずみ量ε、及び／又はひずみ速度εドットの範囲を事前に決定しておくことが好ましい。このようにすることで、実際のスラブ製造設備を用いたスラブ製造時の圧延条件が、事前に決定された加工温度、ひずみ量ε、及び／又はひずみ速度εドットの範囲内にある場合には、動的再結晶が発現していると判断することが可能となる。
当業者であれば、動的再結晶の発現を判断するのに必要なパラメータ及びそれらの数値範囲を適切に決定することができ、特に限定されないが、好ましくはスラブの化学組成に応じて加工温度（スラブの板厚中心温度）の範囲を決定し、それに応じて適切なひずみ量ε及びひずみ速度εドットが選択される。なお、本発明において、スラブの板厚中心温度は、伝熱凝固計算によって算出され、具体的にはエンタルピー法を用いて算出される。また、ひずみ量ε及びひずみ速度εドットは、例えば、下記式（３）及び（４）により算出することができる。
ε＝１．１５ｌｎ（１／（１−ｒ）） ・・・（３）
εドット＝ε／√（Ｒ（ｈ0−ｈ1））／Ｖr ・・・（４）
式中、ｒは圧下率、Ｒは圧延機のロール半径、ｈ0は入側板厚、ｈ1は出側板厚、Ｖrは圧延速度を示す。
ε＝１．１５ｌｎ（１／（１−ｒ）） ・・・（３）
εドット＝ε／√（Ｒ（ｈ0−ｈ1））／Ｖr ・・・（４）
式中、ｒは圧下率、Ｒは圧延機のロール半径、ｈ0は入側板厚、ｈ1は出側板厚、Ｖrは圧延速度を示す。
スラブの表面温度については特に規定しないがリジングの発生を抑制するという観点からは、スラブの板厚中心温度と表面温度との間にある程度差がある状態で圧延を実施することが好ましい。一方で、スラブの表面温度が低すぎると、例えば、圧延時の際にスラブエッジに割れが生じる虞がある。したがって、圧延による割れの発生を防ぎつつリジングの発生を抑制するためには、スラブの表面温度は、好ましくは８００℃以上、より好ましくは１０００℃以上である。また、スラブの板厚中心温度と表面温度の差は１００〜３５０℃であることが好ましい。例えば、スラブの板厚中心温度と表面温度の差は１５０℃以上であってもよく、及び／又は３００℃以下、２５０℃以下若しくは２００℃以下であってもよい。スラブ表面温度の上限値は、特に限定されないが、例えば１２００℃以下であってよい。
［無方向性電磁鋼板用のスラブの製造］
例えば、本発明の実施形態に係る製造方法を用いて無方向性電磁鋼板用のスラブを製造する場合には、スラブの板厚中心温度が１１００℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することが好ましい。このような条件下で圧延を実施することで、動的再結晶を確実に発現させることができ、より具体的には図２に関連して先に説明した動的再結晶率を１００％とすることができる。したがって、結晶粒の微細化をより促進させることができ、その結果として最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に又は確実に抑制することが可能となる。
例えば、本発明の実施形態に係る製造方法を用いて無方向性電磁鋼板用のスラブを製造する場合には、スラブの板厚中心温度が１１００℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することが好ましい。このような条件下で圧延を実施することで、動的再結晶を確実に発現させることができ、より具体的には図２に関連して先に説明した動的再結晶率を１００％とすることができる。したがって、結晶粒の微細化をより促進させることができ、その結果として最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に又は確実に抑制することが可能となる。
スラブの板厚中心温度は好ましくは１２００℃以上である。圧延時のスラブの板厚中心温度を高くすることで、動的再結晶を発現させるのに必要なひずみ量及びひずみ速度を低下させることができるため、圧延設備にかける負荷をより小さくすることができ、比較的容易に動的再結晶を発現させることが可能となる。スラブの板厚中心温度の上限値は特に規定しないが、一般的には固相線温度以下であればよく、例えば１４００℃以下である。
ひずみ量が０．４０未満になると、動的再結晶を発現させることができないために、結晶粒を十分に微細化できない場合がある。したがって、ひずみ量は０．４０以上とし、０．５０以上、０．６０以上又は０．７０以上であってもよい。ひずみ量の上限値は特に規定しないが、過度に高いひずみ量は圧下率の増加を伴うため、圧延負荷の増大を招き、操業及び制御が困難となる。したがって、ひずみ量は一般的には１．１０以下であり、１．０５以下又は１．００以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る方法では、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブが連続鋳造されるが、このような比較的厚いスラブを鋳造する場合、スラブの鋳造速度ひいてはひずみ速度を速くすることには限界がある。このような制約から、ひずみ速度は１．００／ｓ以下とし、０．９５／ｓ以下、０．９０／ｓ以下又は０．８５／ｓ以下であってもよい。ひずみ速度の下限値は特に規定しないが、過度に低いひずみ速度は、鋳造速度の過度の低下を伴うため、生産性が大きく低下する。また、スラブと圧延ロールの接触時間が長くなるためにＩＩＩ領域脆化による表面割れが生じる場合がある。したがって、ひずみ速度は一般的には０．０１／ｓ以上であり、０．０３／ｓ以上又は０．０５／ｓ以上であってもよい。
［フェライト系ステンレス鋼板用のスラブの製造］
一方、本発明の実施形態に係る製造方法を用いてフェライト系ステンレス鋼板用のスラブを製造する場合には、スラブの板厚中心温度が１１５０℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することが好ましい。このような条件下で圧延を実施することで、動的再結晶を確実に発現させることができ、より具体的には図２に関連して先に説明した動的再結晶率を１００％とすることができる。したがって、結晶粒の微細化をより促進させることができ、その結果として最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に又は確実に抑制することが可能となる。
一方、本発明の実施形態に係る製造方法を用いてフェライト系ステンレス鋼板用のスラブを製造する場合には、スラブの板厚中心温度が１１５０℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することが好ましい。このような条件下で圧延を実施することで、動的再結晶を確実に発現させることができ、より具体的には図２に関連して先に説明した動的再結晶率を１００％とすることができる。したがって、結晶粒の微細化をより促進させることができ、その結果として最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を顕著に又は確実に抑制することが可能となる。
スラブの板厚中心温度は好ましくは１２００℃以上である。圧延時のスラブの板厚中心温度を高くすることで、動的再結晶を発現させるのに必要なひずみ量及びひずみ速度を低下させることができるため、圧延設備にかける負荷をより小さくすることができ、比較的容易に動的再結晶を発現させることが可能となる。スラブの板厚中心温度の上限値は特に規定しないが、一般的には固相線温度以下であればよく、例えば１４００℃以下である。
ひずみ量が０．４０未満になると、動的再結晶を発現させることができないために、結晶粒を十分に微細化できない場合がある。したがって、ひずみ量は０．４０以上とし、０．５０以上、０．６０以上又は０．７０以上であってもよい。ひずみ量の上限値は特に規定しないが、過度に高いひずみ量は圧下率の増加を伴うため、圧延負荷の増大を招き、操業及び制御が困難となる。したがって、ひずみ量は一般的には１．１０以下であり、１．０５以下又は１．００以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る方法では、１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブが連続鋳造されるが、このような比較的厚いスラブを鋳造する場合、スラブの鋳造速度ひいてはひずみ速度を速くすることには限界がある。このような制約から、ひずみ速度は１．００／ｓ以下とし、０．９５／ｓ以下、０．９０／ｓ以下又は０．８５／ｓ以下であってもよい。ひずみ速度の下限値は特に規定しないが、過度に低いひずみ速度は、鋳造速度の過度の低下を伴うため、生産性が大きく低下する。また、スラブと圧延ロールの接触時間が長くなるためにＩＩＩ領域脆化による表面割れが生じる場合がある。したがって、ひずみ速度は一般的には０．０１／ｓ以上であり、０．０３／ｓ以上又は０．０５／ｓ以上であってもよい。
［圧延形状比］
本発明の特定の実施形態によれば、連続鋳造後の圧延における圧延形状比ｍは２．４０以下に制御することが好ましい。ここで、圧延形状比とは、ロール接触弧長を平均板厚で除したものを意味し、下記式（５）によって表される。
ｍ＝２√（Ｒ（ｈ0−ｈ1））／（ｈ0＋ｈ1） ・・・（５）
式中、Ｒは圧延機のロール半径、ｈ0は入側板厚、ｈ1は出側板厚を示す。
本発明の特定の実施形態によれば、連続鋳造後の圧延における圧延形状比ｍは２．４０以下に制御することが好ましい。ここで、圧延形状比とは、ロール接触弧長を平均板厚で除したものを意味し、下記式（５）によって表される。
ｍ＝２√（Ｒ（ｈ0−ｈ1））／（ｈ0＋ｈ1） ・・・（５）
式中、Ｒは圧延機のロール半径、ｈ0は入側板厚、ｈ1は出側板厚を示す。
圧延形状比を２．４０以下に制御することで、スラブ中に存在する柱状晶を微細化することができるので、圧延形状比を制御しない場合と比較してリジングの発生をさらに抑制して凹凸ない表面性状に優れた鋼板を製造することが可能となる。一方で、圧延形状比が２．４０を超えると、スラブの表層近傍の付加的せん断ひずみの低下により柱状晶の変形不足が生じてしまい、圧延形状比を２．４０以下に制御した場合と比較すると、表面性状が幾分低下する場合がある。したがって、圧延形状比は２．４０以下とし、好ましくは２．３０以下又は２．００以下である。圧延形状比の下限値は、特に限定されず任意の適切な値であってよい。しかしながら、圧延形状比が小さすぎると、スラブ中に存在するポロシティなどの空隙欠陥を圧延によって十分に低減又は消滅させることができない場合がある。したがって、圧延形状比は、一般的には０．５０以上とし、好ましくは０．７０以上又は０．８５以上である。
［従来の熱間圧延］
上記の圧延後に得られたスラブは、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される粗大組織が十分に微細化されているため、これを図３に示されるような従来の熱間圧延によってさらに組織を微細化することで、最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を確実に抑制することが可能となる。なお、スラブを従来の熱間圧延に供する際には、温度が低下したスラブを必要に応じてガス炊きバーナー炉等から構成される加熱炉を用いて粗圧延及び／又は仕上げ圧延に適した温度に加熱してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。また、粗圧延と仕上げ圧延の間でさらにスラブを加熱してもよい。例えば、粗圧延後に温度が低下したスラブをこのような加熱によって仕上げ圧延に適した温度に調整することができる。上記の加熱は、当業者に公知の任意の好適な加熱装置を用いて実施することができ、特に限定されないが、例えば、電磁誘導を利用した誘導加熱装置を用いて実施することができる。当該誘導加熱装置を使用することで、温度が低下したスラブを比較的短時間で所望の温度に加熱することができる。
上記の圧延後に得られたスラブは、無変態組織を有する鋼を鋳造する際に形成される粗大組織が十分に微細化されているため、これを図３に示されるような従来の熱間圧延によってさらに組織を微細化することで、最終的に得られる鋼板においてリジングの発生を確実に抑制することが可能となる。なお、スラブを従来の熱間圧延に供する際には、温度が低下したスラブを必要に応じてガス炊きバーナー炉等から構成される加熱炉を用いて粗圧延及び／又は仕上げ圧延に適した温度に加熱してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。また、粗圧延と仕上げ圧延の間でさらにスラブを加熱してもよい。例えば、粗圧延後に温度が低下したスラブをこのような加熱によって仕上げ圧延に適した温度に調整することができる。上記の加熱は、当業者に公知の任意の好適な加熱装置を用いて実施することができ、特に限定されないが、例えば、電磁誘導を利用した誘導加熱装置を用いて実施することができる。当該誘導加熱装置を使用することで、温度が低下したスラブを比較的短時間で所望の温度に加熱することができる。
粗圧延の前及び／又は後の加熱によってスラブ上に形成されたスケールを除去するために、適宜デスケーリングを実施してもよい。このようなデスケーリングは、当業者に公知の任意の好適なデスケーリング装置によって実施することができ、特に限定されないが、一般的には衝突圧が３ＭＰａ以上、５ＭＰａ以上若しくは１０ＭＰａ以上であり、及び／又は２０ＭＰａ以下、１８ＭＰａ以下若しくは１５ＭＰａ以下である高圧水を用いたデスケーリング装置によって実施することができる。このような高い衝突圧の高圧水を使用することで、粗圧延の前及び／又は後のスラブからスケールを十分に又は確実に除去することができる。
粗圧延後のスラブは、次に仕上げ圧延を施され、一般的に０．７〜３．０ｍｍの板厚を有する鋼板が製造される。仕上げ圧延の開始温度は、特に限定されないが、例えば８５０℃以上若しくは９５０℃以上であってよく、及び／又は１１５０℃以下若しくは１０５０℃以下であってよい。また、仕上げ圧延は、当業者に公知の任意の好適な圧延機を用いて実施することができ、特に限定されないが、例えば、図３に示されるような複数の圧延スタンドから構成され、スラブを一方向にのみ搬送するタンデム形式の圧延機を用いて実施することができる。仕上げ圧延を行った後、得られた熱延鋼板は、必要に応じて冷却装置において水冷等により組織制御が行われ、次いで、最後に巻取装置によってコイル状に巻き取られる。巻き取り温度は、任意の適切な温度であってよく特に限定されないが、例えば７００℃以下の温度であってよい。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
［参考例１］
本参考例では、無変態組織を有する無方向性電磁鋼板用のスラブに関し、低ひずみ速度の条件下で動的再結晶が発現する圧延条件について検討した。
本参考例では、無変態組織を有する無方向性電磁鋼板用のスラブに関し、低ひずみ速度の条件下で動的再結晶が発現する圧延条件について検討した。
まず、下表１に示す化学組成を有する鋼材から、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱サンプルを採取し、ひずみ速度０．１／ｓの条件下で熱間圧縮する試験を実施した。より具体的には、試験は、まず上記の円柱サンプルを１３００℃に加熱し、次いでその温度で６０分間保持して十分に結晶粒を成長させた後、ひずみ速度０．１／ｓの条件下で温度及びひずみ量を変化させて圧下を行うことにより実施した。試験の際に得られる応力−ひずみ曲線における応力の挙動から動的再結晶を発現しているか否かを判断した。その結果を下表２に示す。
表２中のひずみ量０．４１及び０．８０はそれぞれ圧下率３０％及び５０％に相当するものである。表２の結果から明らかなように、ひずみ量０．４１及びひずみ速度０．１／ｓの比較的低いひずみ量及びひずみ速度の条件下においても、圧下時の温度を１１００℃以上の比較的高い温度に制御することで動的再結晶を発現させることができることがわかった。
［参考例２］
本参考例では、無変態組織を有するフェライト系ステンレス鋼板用のスラブに関し、低ひずみ速度の条件下で動的再結晶が発現する圧延条件について検討した。
本参考例では、無変態組織を有するフェライト系ステンレス鋼板用のスラブに関し、低ひずみ速度の条件下で動的再結晶が発現する圧延条件について検討した。
下表３に示す化学組成を有する鋼材を使用したこと以外は、参考例１と同様にして試験を実施し、応力−ひずみ曲線における応力の挙動から動的再結晶を発現しているか否かを判断した。その結果を下表４に示す。
表４の結果から明らかなように、ひずみ量０．４１及びひずみ速度０．１／ｓの比較的低いひずみ量及びひずみ速度の条件下においても、圧下時の温度を１１５０℃以上の比較的高い温度に制御することで動的再結晶を発現させることができることがわかった。
［例１：無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板の製造］
本例では、図３に示すようなスラブ製造設備を用いて、本発明に係る方法に従って無変態組織を有する無方向性電磁鋼板用のスラブを製造し、次いで同様に図３に示すような従来公知の熱間圧延設備を用いて当該スラブから熱延鋼板を製造し、その表面性状について調べた。
本例では、図３に示すようなスラブ製造設備を用いて、本発明に係る方法に従って無変態組織を有する無方向性電磁鋼板用のスラブを製造し、次いで同様に図３に示すような従来公知の熱間圧延設備を用いて当該スラブから熱延鋼板を製造し、その表面性状について調べた。
まず、下表５に示す化学組成を有する鋼材を連続鋳造設備により鋳造速度０．５〜２．５ｍ／分にて１６０〜４００ｍｍ厚さのスラブに鋳造した。次に、鋳造されたスラブを１つの圧延スタンドから構成される圧延設備に導入し、下表６に示されるスラブの板厚中心温度、ひずみ量及びひずみ速度の条件下で圧延を施した。なお、当該圧延の際のスラブの凝固率は全ての例で１００％であり、またスラブの表面温度についても全ての例で９００℃以上であった。次に、得られたスラブを図３に示されるような従来の熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施して１．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造し、次いで冷却装置において冷却し、最後に巻取装置によってコイル状に巻き取ることで熱延コイルを得た。なお、得られた熱延コイルから採取した試料を分析した化学組成は、下表５に示す鋼材の化学組成と同等であった。次に、得られた熱延コイルの鋼板表面について検査し、リジング判定を行った。具体的には、まず、鋼板の圧延方向から切り出したＪＩＳ５号試験片を用いてそれに１５％の引張予ひずみを付与し、次いで表面の凹凸を表面粗度計によって測定した。次の基準に基づいてリジング性を評価し、◎及び〇を合格とし、×を不合格とした。その結果を下表６に示す。
リジング性 鋼板の最大うねり高さ
◎ ＜４０μｍ
○ ９０〜４０μｍ
× ＞９０μｍ
リジング性 鋼板の最大うねり高さ
◎ ＜４０μｍ
○ ９０〜４０μｍ
× ＞９０μｍ
例１Ａでは、ひずみ量が０．４０未満であったために動的再結晶を発現させることができず、結果としてリジングが発生した。また、例１Ｅでは、スラブの板厚中心温度が１１００℃未満であったために、同様に動的再結晶を発現させることができず、結果としてリジングが発生した。これとは対照的に、実施例の熱延鋼板では、連続鋳造後にスラブの板厚中心温度が１１００℃以上、ひずみ量が０．４０以上、そしてひずみ速度が１．００／ｓ以下となる条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させることにより、特には動的再結晶率を１００％とすることにより、スラブ中の粗大組織を微細化することができ、その結果として最終的に得られる熱延鋼板においてリジングの発生を顕著に抑制することができ、熱延鋼板の表面性状を改善することができた。なお、例１Ｊでは、圧延形状比が２．４０を超えたために、他の実施例の場合と比較すると表面性状が幾分低下したものの、動的再結晶の発現により表面性状の改善を確認することができた。
［例２：フェライト系ステンレス鋼板用の熱延鋼板の製造］
本例では、図３に示すようなスラブ製造設備を用いて、本発明に係る方法に従って無変態組織を有するフェライト系ステンレス鋼板用のスラブを製造し、次いで同様に図３に示すような従来公知の熱間圧延設備を用いて当該スラブから熱延鋼板を製造し、その表面性状について調べた。
本例では、図３に示すようなスラブ製造設備を用いて、本発明に係る方法に従って無変態組織を有するフェライト系ステンレス鋼板用のスラブを製造し、次いで同様に図３に示すような従来公知の熱間圧延設備を用いて当該スラブから熱延鋼板を製造し、その表面性状について調べた。
まず、下表７に示す化学組成を有する鋼材を連続鋳造設備により鋳造速度０．５〜２．５ｍ／分にて１６０〜４００ｍｍ厚さのスラブに鋳造した。次に、鋳造されたスラブを１つの圧延スタンドから構成される圧延設備に導入し、下表８に示されるスラブの板厚中心温度、ひずみ量及びひずみ速度の条件下で圧延を施した。なお、当該圧延の際のスラブの凝固率は全ての例で１００％であり、またスラブの表面温度についても全ての例で９００℃以上であった。次に、得られたスラブを図３に示されるような従来の熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施して３．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造し、次いで冷却装置において冷却し、最後に巻取装置によってコイル状に巻き取ることで熱延コイルを得た。なお、得られた熱延コイルから採取した試料を分析した化学組成は、下表７に示す鋼材の化学組成と同等であった。次に、得られた熱延コイルの鋼板表面について検査し、例１の場合と同様にしてリジング判定を行った。その結果を下表８に示す。
例２Ａでは、ひずみ量が０．４０未満であったために動的再結晶を発現させることができず、結果としてリジングが発生した。また、例２Ｄでは、スラブの板厚中心温度が１１５０℃未満であったために、同様に動的再結晶を発現させることができず、結果としてリジングが発生した。これとは対照的に、実施例の熱延鋼板では、連続鋳造後にスラブの板厚中心温度が１１５０℃以上、ひずみ量が０．４０以上、そしてひずみ速度が１．００／ｓ以下となる条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させることにより、特には動的再結晶率を１００％とすることにより、スラブ中の粗大組織を微細化することができ、その結果として最終的に得られる熱延鋼板においてリジングの発生を顕著に抑制することができ、熱延鋼板の表面性状を改善することができた。なお、例２Ｉでは、圧延形状比が２．４０を超えたために、他の実施例の場合と比較すると表面性状が幾分低下したものの、動的再結晶の発現により表面性状の改善を確認することができた。
１０ スラブ製造設備
１１ 連続鋳造設備
１２ 圧延設備
１３ 熱間圧延設備
１４ 取鍋
１５ タンディッシュ
１６ 鋳型
１７ 連続鋳造機
１８ スラブ
１９ 加熱炉
２０、２３ デスケーリング装置
２１ 粗圧延機
２２ 加熱装置
２４ 仕上げ圧延機
２５ 冷却装置
２６ シャー切断機
２７ 巻取装置
１１ 連続鋳造設備
１２ 圧延設備
１３ 熱間圧延設備
１４ 取鍋
１５ タンディッシュ
１６ 鋳型
１７ 連続鋳造機
１８ スラブ
１９ 加熱炉
２０、２３ デスケーリング装置
２１ 粗圧延機
２２ 加熱装置
２４ 仕上げ圧延機
２５ 冷却装置
２６ シャー切断機
２７ 巻取装置
Claims (6)
- 無変態組織を有する鋼板のためのスラブの製造方法であって、
１５０超〜４００ｍｍの厚さを有するスラブを連続鋳造する鋳造工程、及び
鋳造されたスラブを切断することなしに、前記スラブの板厚中心温度が１０００℃以上の条件下で圧延を実施して動的再結晶を発現させる圧延工程
を含むことを特徴とする、スラブの製造方法。 - 前記無変態組織を有する鋼板が無方向性電磁鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１００℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、請求項１に記載のスラブの製造方法。
- 前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００〜７．００％、Ｍｎ：２．０００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０〜１．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、及びＢｉ：０〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、請求項２に記載のスラブの製造方法。
- 前記無変態組織を有する鋼板がフェライト系ステンレス鋼板であり、前記圧延工程が、前記スラブの板厚中心温度が１１５０℃以上であり、ひずみ量が０．４０以上であり、かつひずみ速度が１．００／ｓ以下である条件下で圧延を実施することを含むことを特徴とする、請求項１に記載のスラブの製造方法。
- 前記スラブが、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０〜４０．０％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ａｌ：５．００％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０〜１．０００％、Ｎｂ：０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．５００％、及びＢ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、請求項４に記載のスラブの製造方法。
- 前記圧延における圧延形状比が２．４０以下であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載のスラブの製造方法。
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