JP2023064473A - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2023064473A JP2023064473A JP2021174781A JP2021174781A JP2023064473A JP 2023064473 A JP2023064473 A JP 2023064473A JP 2021174781 A JP2021174781 A JP 2021174781A JP 2021174781 A JP2021174781 A JP 2021174781A JP 2023064473 A JP2023064473 A JP 2023064473A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- rolling
- scale
- interface
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】複雑な形状を得るように切断しても優れたレーザー切断性を有し、且つＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉから選択される１種以上のような高価な添加元素を含有しない鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎ：０．００６質量％以下（０質量％を含む）、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が（１）式を満足し、表面に厚さ１０μｍ以上６０μｍ以下のスケール層を有し、界面凹凸指数が１．３３以上である鋼板である。０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］（１）【選択図】図２
Description
本開示は、鋼板およびその製造方法に関し、とりわけレーザー切断により所望の形状に加工できる鋼板およびその製造方法に関する。
造船、建築、産業機械、橋梁をはじめとする鋼構造物には厚鋼板等の鋼板が多量に用いられている。このような構造物の多くは、鋼板を所定の形状に切断し、これらを溶接等により組み合わせて製造されている。鋼板の切断方法として、ガス切断、プラズマ切断およびレーザー切断が用いられている。これらの中でもレーザー切断は熱影響部が小さい、および加工精度に優れるという特徴を有している。また、近年では、高出力のレーザー切断機の実用化により、板厚がより大きい鋼板の切断においてもレーザー切断を適用できるようになっている。このため、鋼板の切断においてレーザー切断は従来以上に幅広く用いられるようになっている。
厚鋼板に代表される多くの鋼板では、スラブを熱間圧延する工程で大気によって酸化されて、その表面にスケール（酸化物被膜）が形成されている。スケールは、レーザースポット部における鋼の過度な温度上昇を抑制する効果を持つことから良好なレーザー切断性を得ることに寄与する。従って、表面にスケールを有する鋼板のレーザー切断においては、スケールが鋼板表面で剥離している、または切断時にレーザーによってスケールが剥離するといった事象が生ずると、鋼板を切断できない、または切断面にえぐられたような異常切断部であるノッチもしくはコーナー部および切込み部の入熱過剰に起因するセルフバーニングといった切断不良が発生することにより安定的な切断ができない場合がある。すなわち、レーザー切断性向上にはスケールの密着性が不可欠である。
そこで安定したレーザー切断性を得るべく、スケールの密着性を改善させた鋼板が開発されている。
特許文献１は、スケール厚さおよびスケール組成を制御し、スケールと地鉄（鋼部）との密着性を向上させた厚鋼板を開示している。
特許文献２は、スケール厚さおよびスケール中のＦｅ－Ｓｉ酸化物層の厚さ等を制御し、スケールと地鉄との密着性を向上させた厚鋼板を開示している。
特許文献３もまたスケール厚さおよびスケール組成を制御し、スケールと地鉄との密着性を向上させた鋼板を開示している。
特許文献１は、スケール厚さおよびスケール組成を制御し、スケールと地鉄（鋼部）との密着性を向上させた厚鋼板を開示している。
特許文献２は、スケール厚さおよびスケール中のＦｅ－Ｓｉ酸化物層の厚さ等を制御し、スケールと地鉄との密着性を向上させた厚鋼板を開示している。
特許文献３もまたスケール厚さおよびスケール組成を制御し、スケールと地鉄との密着性を向上させた鋼板を開示している。
しかし、レーザー切断を用いてより複雑な形状に切断しようとすると鋼板表面における切断溝幅が拡大し、鋼板裏面にドロスの付着の見られるセルフバーニングが発生し易くなるという問題がある。そして特許文献１～３に記載の鋼板を用いても、複雑な形状にレーザー切断する際に発生するセルフバーニングを十分に抑制できず、優れたレーザー切断性を得ることができない虞がある。また、特許文献１～３の多くの実施例にも見られるように、レーザー切断性の向上を目的にスケールと地鉄との密着性を高めた従来の鋼板は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉから選択される１種以上のような高価な添加元素を含んでおり、コストが上昇するという問題があった。
本開示は、このような状況を鑑みてなされたものであり、複雑な形状を得るように切断しても優れたレーザー切断性を有し、且つＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉから選択される１種以上のような高価な添加元素を含有しない鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の態様１は、Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎ：０．００６０質量％以下（０質量％を含む）、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足し、表面に厚さ１０μｍ以上６０μｍ以下のスケール層を有し、下記（２）式で定義される界面凹凸指数が１．３３以上である鋼板である。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
本発明の態様２は、Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎ：０．００６０質量％以下（０質量％を含む）、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足する鋼材を準備する工程と、前記鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延を行う工程であって、高圧水によるデスケーリングを１回以上実施し、最後のデスケーリングから少なくとも３パス以上の圧延を実施すること、および前記最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和である最終デスケーリング後の累積圧下率を８０．０％以上とし、且つ仕上圧延温度を８７０℃以上とすることを含む熱間圧延を行う工程と、を含む、表面に厚さ１０μｍ以上６０μｍ以下のスケール層を有し、下記（２）式で定義される界面凹凸指数が１．３３以上である鋼板の製造方法である。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
本発明の１つの実施形態によれば、複雑な形状を得るように切断しても優れたレーザー切断性を有し、且つＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉから選択される１種以上のような高価な添加元素を含有しない鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。
本発明者らは、スケールの密着性を向上させるべく鋭意検討した結果、スケール層の厚さを所定の範囲内とし、さらに地鉄とスケース層との界面の直線長さに対する地鉄とスケール層との界面の接触長さの比の二乗である界面凹凸指数を所定の値以上とすることでレーザー切断性を向上できることを見出した。高価な添加元素を用いることなく、界面凹凸指数を所定の値以上にするために、組成について個々の元素を所定の範囲内とすることに加えて、Ｍｎ含有量の平方根に対するＳｉ含有量の比率を所定の値以上とする。そして、このような組成の鋼材を用いて、制御した条件でデスケーリング、すなわち熱間圧延中に少なくとも一度のデスケーリングを行うとともに、最終のデスケーリングを行った後の圧延パス数および累積圧下率を所定の値以上とし、且つ仕上圧延温度を所定の温度以上とすることで上述の所定の界面凹凸指数を達成できることを見出し本発明の実施形態に係る鋼板に至った。
以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
＜１．化学成分組成＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎ：０．０６０質量％以下（０質量％を含む）、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。さらに、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足する。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで [Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
以下、各元素の含有量および（１）式について詳述する。
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎ：０．０６０質量％以下（０質量％を含む）、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。さらに、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足する。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで [Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
以下、各元素の含有量および（１）式について詳述する。
〔１.化学組成〕
（Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下）
Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．１０質量％以上の含有を必要とする。C含有量は、好ましくは０．１２質量％以上である。一方、C含有量が０．２０質量％を超えると鋼板の靭性を劣化させる。C含有量は、０．１８質量％を上限とするのが好ましい。
（Ｃ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下）
Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．１０質量％以上の含有を必要とする。C含有量は、好ましくは０．１２質量％以上である。一方、C含有量が０．２０質量％を超えると鋼板の靭性を劣化させる。C含有量は、０．１８質量％を上限とするのが好ましい。
（Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下）
Ｓｉは界面凹凸指数を増加させ、スケール密着性を向上させる元素である。Ｓｉは内部酸化物としてＦｅ２ＳｉＯ４(ファイアライト)を形成し、鋼板のスケール成長と共に外部酸化物であるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物と合体することにより、地鉄とスケールの界面の凹凸化を促進する。この効果を十分に得て、レーザー切断時のスケール剥離抑制を図るためにＳｉ含有量の下限を０．３０質量％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３３質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると圧延中のデスケーリング不良を招き、スケール層厚さをコントロールすることが難しくなるため、Ｓｉ含有量の上限を０．６０質量％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５５質量％以下である。
Ｓｉは界面凹凸指数を増加させ、スケール密着性を向上させる元素である。Ｓｉは内部酸化物としてＦｅ２ＳｉＯ４(ファイアライト)を形成し、鋼板のスケール成長と共に外部酸化物であるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物と合体することにより、地鉄とスケールの界面の凹凸化を促進する。この効果を十分に得て、レーザー切断時のスケール剥離抑制を図るためにＳｉ含有量の下限を０．３０質量％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３３質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると圧延中のデスケーリング不良を招き、スケール層厚さをコントロールすることが難しくなるため、Ｓｉ含有量の上限を０．６０質量％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５５質量％以下である。
（Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下）
Ｍｎは安価に鋼板の強度を高めることができる。鋼板として十分な強度を確保するためにＭｎの含有量は０．３０質量％以上とする。好ましくは０．３５質量％以上である。一方、Ｍｎの過剰の添加は溶接性を劣化させるとともに界面凹凸指数を減じ、レーザー切断性を劣化させる。そのためＭｎ含有量は１．５０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０質量％以下である。
Ｍｎは安価に鋼板の強度を高めることができる。鋼板として十分な強度を確保するためにＭｎの含有量は０．３０質量％以上とする。好ましくは０．３５質量％以上である。一方、Ｍｎの過剰の添加は溶接性を劣化させるとともに界面凹凸指数を減じ、レーザー切断性を劣化させる。そのためＭｎ含有量は１．５０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０質量％以下である。
（Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む））
Ｐは不純物として不可避的に存在し、鋼の靭性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが望ましい。したがってＰ含有量の上限は０．０３０質量％とする。工業的に通常用いられる製法ではＰ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００２質量％程度以上含まれる。なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的な添加を行わずに不純物レベル以下の含有量しか含有しない実施形態を含むことを意味する。
Ｐは不純物として不可避的に存在し、鋼の靭性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが望ましい。したがってＰ含有量の上限は０．０３０質量％とする。工業的に通常用いられる製法ではＰ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００２質量％程度以上含まれる。なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的な添加を行わずに不純物レベル以下の含有量しか含有しない実施形態を含むことを意味する。
（Ｓ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む））
ＳもＰと同様に不純物として不可避的に存在する。Ｓ含有量が多いと鋼の靭性を劣化させ、スケール密着性を低下させるため、上限を０．０１０質量％とする。工業的に通常用いられる製法ではＳ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００１質量％程度以上含まれる。
ＳもＰと同様に不純物として不可避的に存在する。Ｓ含有量が多いと鋼の靭性を劣化させ、スケール密着性を低下させるため、上限を０．０１０質量％とする。工業的に通常用いられる製法ではＳ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００１質量％程度以上含まれる。
（Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下）
Ａｌは脱酸材として添加される元素である一方、０．０５０質量％を超えて添加するとアルミナ系非金属介在物が増加し、鋼の清浄度を低下させる。したがってＡｌ含有量の範囲を０．００５～０．０５０質量％とする。好ましい下限は０．０１０質量％であり、好ましい上限は０．０４５質量％である。
Ａｌは脱酸材として添加される元素である一方、０．０５０質量％を超えて添加するとアルミナ系非金属介在物が増加し、鋼の清浄度を低下させる。したがってＡｌ含有量の範囲を０．００５～０．０５０質量％とする。好ましい下限は０．０１０質量％であり、好ましい上限は０．０４５質量％である。
（Ｎ：０．００６０質量％以下（０質量％を含む））
Ｎも不純物として不可避的に存在するが、０．００６０質量％以下であれば、溶接性および鋳片品位等に悪影響を及さない。したがってＮ含有量を０．００６０質量％以下（０質量％を含む）とする。
Ｎも不純物として不可避的に存在するが、０．００６０質量％以下であれば、溶接性および鋳片品位等に悪影響を及さない。したがってＮ含有量を０．００６０質量％以下（０質量％を含む）とする。
（残部）
残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。代表的な不可避不純物の例として、Ａｓ、Ｓｎ、ＳｂおよびＨ等を挙げることができる。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、不可避不純物元素として取り扱われることが多いが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、残部の鉄および不可避不純物以外には、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌしか含有していない。すなわち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのような高価な添加元素を含有しないという特徴を有している。なお、「添加元素を含有しない」とは、対象となる元素を意図的に添加しないという意味であり、意図して添加していないが不純物レベルで含有している状態を許容するものであることに留意されたい。
残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。代表的な不可避不純物の例として、Ａｓ、Ｓｎ、ＳｂおよびＨ等を挙げることができる。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、不可避不純物元素として取り扱われることが多いが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、残部の鉄および不可避不純物以外には、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌしか含有していない。すなわち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのような高価な添加元素を含有しないという特徴を有している。なお、「添加元素を含有しない」とは、対象となる元素を意図的に添加しないという意味であり、意図して添加していないが不純物レベルで含有している状態を許容するものであることに留意されたい。
（Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の関係）
上述の個々の元素の含有量の範囲を制限することに加え、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が以下の（１）式を満足する。発明者らは（１）式に規定するようにＭｎ含有量の平方根に対するＳｉ含有量の比（［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］）を０．２９以上とすることにより詳細を後述する界面凹凸指数を十分に大きな値にまで増加させることができることを見出した。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
なお、パラメータ［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］は好ましくは０．３５以上である。
上述の個々の元素の含有量の範囲を制限することに加え、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が以下の（１）式を満足する。発明者らは（１）式に規定するようにＭｎ含有量の平方根に対するＳｉ含有量の比（［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］）を０．２９以上とすることにより詳細を後述する界面凹凸指数を十分に大きな値にまで増加させることができることを見出した。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
なお、パラメータ［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］は好ましくは０．３５以上である。
以下に図１Ａおよび図１Ｂを参照しながら、（１）式を満足することで界面凹凸指数を増加させることができるメカニズムを説明する。なお、このメカニズムは、現時点で得られている知見より発明者らが考察したものであるが本発明の技術的範囲を制限するものではないことに留意されたい。
図１Ａは、スケールの生成の初期段階を示す模式断面図であり、図１Ｂは、スケールの生成がある程度進み内部酸化物と外部酸化物の合体が生じた状態を示す模式断面図である。スケールの生成初期段階においては、図１Ａに示すように、地鉄１中にはＦｅ２ＳｉＯ４である内部酸化物２が形成され、地鉄１の表面には、外部酸化物であるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３が形成され、さらにＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３の外側にはウスタイト（ＦｅＯ）４が形成される。
図１Ａは、スケールの生成の初期段階を示す模式断面図であり、図１Ｂは、スケールの生成がある程度進み内部酸化物と外部酸化物の合体が生じた状態を示す模式断面図である。スケールの生成初期段階においては、図１Ａに示すように、地鉄１中にはＦｅ２ＳｉＯ４である内部酸化物２が形成され、地鉄１の表面には、外部酸化物であるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３が形成され、さらにＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３の外側にはウスタイト（ＦｅＯ）４が形成される。
そして、スケールの生成がさらに進むと、図１Ｂに示すように、成長した内部酸化物２が、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３と合体し、スケール５（図１Ｂではウスタイト４、共晶化合物３および内部酸化物２を含む。）となり、地鉄１との界面に凹凸が生じる。この際に、Ｓｉ含有量が十分に多いと内部酸化物２の形成および成長と、外部酸化物であるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物３との合体が促進され、この結果、地鉄１とスケール５との界面により多くの凹凸を生ずることができる。
一方酸化物中でＦｅサイトの一部を置換する形で存在するＭｎは、Ｏとの親和力がＦｅより強い。このためＭｎ含有量を増加させると酸化物中でＯの内方拡散を阻害し、内部酸化物２の成長を鈍化させ、地鉄１とスケール５との界面に凹凸が生ずるのを阻害する。従ってＭｎ含有量は低減させることが望ましい。
以上に説明した十分なＳｉ含有量と低減されたＭｎ含有量の両方の状態を示すパラメータが［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］であり、（１）式を満足することで、例えば、詳細を後述する図２に模式的に示すように、地鉄１とスケール５との界面に多くの凹凸を生じさせることができ、これにより十分に大きい界面凹凸指数を得ることができる。
＜２．スケール層厚さ＞
スケール層が存在することでレーザー切断時の鋼の温度上昇が抑制され、これによりノッチおよびセルフバーニングといった切断不良の発生を低減する効果は、鋼板表面のスケール層の厚さが厚いほど大きい。スケール層厚さが１０μｍ未満では十分な温度上昇抑制効果が得られないことから、スケール層厚さの下限を１０μｍとする。
一方で、鋼板のスケール層厚さが厚いほどレーザー切断時のスケール剥離は顕著となる。上述した組成を有していてもスケール層厚さが６０μｍを超えるとレーザー切断時のスケール剥離抑制は困難となるため、スケール層厚さの上限を６０μｍとした。このような１０μｍ以上、６０μｍ以上のスケール層厚さは後述する製造方法を用いることで得ることができる。スケール層厚さは、好ましくは２０μｍ以上５０μｍ以下であり、より好ましくは２０μｍ以上４０μｍ以下ある。
スケール層が存在することでレーザー切断時の鋼の温度上昇が抑制され、これによりノッチおよびセルフバーニングといった切断不良の発生を低減する効果は、鋼板表面のスケール層の厚さが厚いほど大きい。スケール層厚さが１０μｍ未満では十分な温度上昇抑制効果が得られないことから、スケール層厚さの下限を１０μｍとする。
一方で、鋼板のスケール層厚さが厚いほどレーザー切断時のスケール剥離は顕著となる。上述した組成を有していてもスケール層厚さが６０μｍを超えるとレーザー切断時のスケール剥離抑制は困難となるため、スケール層厚さの上限を６０μｍとした。このような１０μｍ以上、６０μｍ以上のスケール層厚さは後述する製造方法を用いることで得ることができる。スケール層厚さは、好ましくは２０μｍ以上５０μｍ以下であり、より好ましくは２０μｍ以上４０μｍ以下ある。
なお、本明細書において「スケール層」は、Ｓｉ添加鋼において、地鉄とウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）等の鉄の酸化物層（例えば、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３））との界面に形成されるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物を含む。すなわち、「スケール層厚さ」は、上記の鉄の酸化物層とＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物層の合計厚さを意味する。
また、鋼板においてスケール層厚さを評価する際は、鋼板の代表的な部分のスケール層厚さを評価できるように、評価するサンプルは、可能であれば、板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分から採取する。
また、鋼板においてスケール層厚さを評価する際は、鋼板の代表的な部分のスケール層厚さを評価できるように、評価するサンプルは、可能であれば、板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分から採取する。
＜３．界面凹凸指数＞
レーザー切断時のスケール剥離は、地鉄とスケール間の密着力に対して、切断時に発生する熱応力が大きい場合に発生すると考えられる。地鉄とスケール間の密着力はその接着面積に比例すると考えられることから、本発明者らは、地鉄とスケール間の接着面積に比例するパラメータである下記（２）式で定義される界面凹凸指数を制御することで、スケール剥離を抑制しレーザー切断性、とりわけ複雑形状を切り出す際のレーザー切断性を向上できることを見出した。この効果を十分に得るために、界面凹凸指数は１．３３以上とする。界面凹凸指数は好ましくは１．４０以上であり、より好ましくは１．４５以上である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
レーザー切断時のスケール剥離は、地鉄とスケール間の密着力に対して、切断時に発生する熱応力が大きい場合に発生すると考えられる。地鉄とスケール間の密着力はその接着面積に比例すると考えられることから、本発明者らは、地鉄とスケール間の接着面積に比例するパラメータである下記（２）式で定義される界面凹凸指数を制御することで、スケール剥離を抑制しレーザー切断性、とりわけ複雑形状を切り出す際のレーザー切断性を向上できることを見出した。この効果を十分に得るために、界面凹凸指数は１．３３以上とする。界面凹凸指数は好ましくは１．４０以上であり、より好ましくは１．４５以上である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
（２）式よりわかるように界面凹凸指数は「地鉄とスケール層との界面の直線長さ」に対する「地鉄とスケール層との界面接触長さ」の比の２乗である。図２は界面凹凸指数を求めるのに用いる「地鉄とスケール層との界面接触長さ」および「地鉄とスケール層との界面の直線長さ」を説明する模式断面図である。界面凹凸指数は、地鉄とスケール層の界面を含む断面の走査電子顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）を用いて測定する。ここで、「地鉄とスケール層との界面接触長さ」とは、図２においてジグザグ形状の直線で模式的に示した地鉄１とスケール層５との界面１０のＳＥＭ写真上での長さ（総延長）である。そして、「地鉄とスケール層との界面の直線長さ」とは、図２に「Ｌ」で示したようにＳＥＭ写真において地鉄１とスケール層５との界面１０の横方向の長さを意味する。
また、鋼板において界面凹凸指数を評価する際は、鋼板の代表的な部分の界面凹凸指数を評価できるように、評価するサンプルは、可能であれば板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分から採取する。
また、鋼板において界面凹凸指数を評価する際は、鋼板の代表的な部分の界面凹凸指数を評価できるように、評価するサンプルは、可能であれば板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分から採取する。
＜４．製造方法＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、以下に詳細を示すように、所定の組成を有する鋳片等の鋼材を準備し、この鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延を行う際に、高圧水によるデスケーリングを１回以上実施し、最後のデスケーリングから少なくとも３パス以上の圧延を実施すること、および最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和である「最終デスケーリング後の累積圧下率」を８０．０％以上とすることに加え、仕上圧延温度を８７０℃以上とすることをすることで製造できる。
本発明の実施形態に係る鋼板は、以下に詳細を示すように、所定の組成を有する鋳片等の鋼材を準備し、この鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延を行う際に、高圧水によるデスケーリングを１回以上実施し、最後のデスケーリングから少なくとも３パス以上の圧延を実施すること、および最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和である「最終デスケーリング後の累積圧下率」を８０．０％以上とすることに加え、仕上圧延温度を８７０℃以上とすることをすることで製造できる。
［３－１．所定の化学組成を有する鋼材の準備］
次の圧延工程で熱間圧延に供するために上述の「１．化学成分組成」に示した組成を有する鋼材を準備する。当該鋼材は厚板の熱間圧延に通常用いられる鋼材であってよい。このような鋼材として鋳片を挙げることができる。鋳片の例として、連続鋳造法を用いて得たスラブおよび鋳型を用いた造塊法で得た鋳塊を挙げることができる。必要に応じてこれらのスラブおよび鋳塊は表面処理、熱処理および加工処理等の処理を行って圧延用の鋼材としてよい。
次の圧延工程で熱間圧延に供するために上述の「１．化学成分組成」に示した組成を有する鋼材を準備する。当該鋼材は厚板の熱間圧延に通常用いられる鋼材であってよい。このような鋼材として鋳片を挙げることができる。鋳片の例として、連続鋳造法を用いて得たスラブおよび鋳型を用いた造塊法で得た鋳塊を挙げることができる。必要に応じてこれらのスラブおよび鋳塊は表面処理、熱処理および加工処理等の処理を行って圧延用の鋼材としてよい。
［３－２．圧延〕
上述の鋼材を熱間圧延する。
（加熱）
鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱する。鋼材中の所定の合金元素を固溶させる観点から加熱温度の下限を１０００℃とする。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると熱間圧延中のスケールの変形能が低下して、スケール性状を劣化させるため、加熱温度の上限１２５０℃とする。
上述の鋼材を熱間圧延する。
（加熱）
鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱する。鋼材中の所定の合金元素を固溶させる観点から加熱温度の下限を１０００℃とする。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると熱間圧延中のスケールの変形能が低下して、スケール性状を劣化させるため、加熱温度の上限１２５０℃とする。
（熱間圧延）
熱間圧延の際に高圧水によるデスケーリングを１回以上実施する。圧延中に粉状破壊したスケールがヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）化することにより赤色を呈した赤スケールになると、レーザー切断性を劣化させるため、高圧水を用いたデスケーリングを１回以上実施し、生成するスケールを除去しながら圧延を実施する。デスケーリングの回数は少なくとも１回、すなわち１回のみ行ってもよく、複数回行ってもよい。高圧水として、例えば噴出圧が１０ＭＰａ以上、好ましくは１５ＭＰａ以上の水を用いてよい。
熱間圧延の際に高圧水によるデスケーリングを１回以上実施する。圧延中に粉状破壊したスケールがヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）化することにより赤色を呈した赤スケールになると、レーザー切断性を劣化させるため、高圧水を用いたデスケーリングを１回以上実施し、生成するスケールを除去しながら圧延を実施する。デスケーリングの回数は少なくとも１回、すなわち１回のみ行ってもよく、複数回行ってもよい。高圧水として、例えば噴出圧が１０ＭＰａ以上、好ましくは１５ＭＰａ以上の水を用いてよい。
最終製品鋼板に形成されるスケールの性状は主に最終パスを含めた後段のパス、とりわけ最後の３パスにおいて決定する。この最終３パスのいずれか１つ以上のパスにおいてデスケーリングを実施し、鋼板の表面温度が低下すると、内部酸化物であるＦｅ２ＳｉＯ４の成長が阻害され、十分に高い界面凹凸指数が得られなくなる。したがって、上記の１回以上のデスケーリングのうち、最後のデスケーリングを行った後、少なくとも３パス以上の圧延（熱間圧延）を行う。
また、上記の最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和である最終デスケーリング後の累積圧下率を８０．０％以上とする。鋼板上に生成するスケール層は、圧延中に地鉄側に押し込まれることによって界面凹凸指数を大きくする。上記の最終デスケーリング後の累積圧下率を８０．０％以上とすることで界面凹凸指数を１.３３以上とすることが可能である。
なお、累積圧下率は対象とする各圧延パスにおける圧下率の和であり、下記（４）式で求めた各圧延パスにおける圧下率を足すことで求めることができる。
圧下率（％）＝（Ｈ０－Ｈ１）／Ｈ０×１００ （４）
ここで、Ｈ０は、圧延パスの入側板厚（ｍｍ）であり、Ｈ１は圧延パスの出側板厚（ｍｍ）である。
圧下率（％）＝（Ｈ０－Ｈ１）／Ｈ０×１００ （４）
ここで、Ｈ０は、圧延パスの入側板厚（ｍｍ）であり、Ｈ１は圧延パスの出側板厚（ｍｍ）である。
さらに、最終パスでの圧延温度、すなわち仕上圧延温度を８７０℃以上とする。低温でデスケーリングを実施せず圧延した場合、スケール層が粉状破壊され赤スケールとなることから最終パスにおける圧延温度を８７０℃以上とする。これにより、得られる鋼板のスケール層厚さを１０μｍ以上６０μｍ以下とすることができる。
なお、圧延後の冷却は、圧延時に形成されたスケール層の剥離をより確実に抑制するために例えば３００℃またはそれより低い温度まで空冷により冷却することが好ましい。本発明における空冷とは、圧延後の鋼板を大気中に放置し、周囲の大気により抜熱されることによる冷却を意味する。季節による冷却速度の変化が起こりえるが、本発明には影響しない。
また、圧延後の鋼板へ熱処理を施した場合、鋼板表面が加熱されることにより発生する熱応力により圧延時に形成されたスケール層が剥離する場合があるため、熱間圧延後に熱処理を実施しないことが好ましい。
また、圧延後の鋼板へ熱処理を施した場合、鋼板表面が加熱されることにより発生する熱応力により圧延時に形成されたスケール層が剥離する場合があるため、熱間圧延後に熱処理を実施しないことが好ましい。
なお、以上に説明した圧延工程の中に記載した鋼材の温度は、例えば放射温度計等の非接触温度計で測定してもよく、熱電対等の接触温度計で測定してもよい。また、シミュレーション等により確認してもよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
１．サンプル作製
表１に示す成分組成の鋼を転炉溶製によって溶製した。これらの溶鋼を用いて連続鋳造にて鋳片（スラブ）を得た。表１にはさらに（１）式に右辺である［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］の値も記載した。表１において、本発明の実施形態から外れている値には下線を付した。
表１に示す成分組成の鋼を転炉溶製によって溶製した。これらの溶鋼を用いて連続鋳造にて鋳片（スラブ）を得た。表１にはさらに（１）式に右辺である［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］の値も記載した。表１において、本発明の実施形態から外れている値には下線を付した。
得られたスラブを表２に示す加熱温度に加熱した後に、熱間圧延を行い、表２に示す板厚の鋼板サンプル（厚板）を得た。
より詳細な熱間圧延条件として、高圧水を用いたデスケーリングの回数、最終デスケーリング後の圧延パス数（すなわち、最後のデスケーリング以降の圧延パス数）、最終デスケーリング後の累積圧下率（すなわち、最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和）および仕上圧延温度を表２に示す。さらに、圧延後３００℃までの冷却方法も表２に記載した。
表２において、本発明の実施形態の条件から外れる条件については下線を付した。
より詳細な熱間圧延条件として、高圧水を用いたデスケーリングの回数、最終デスケーリング後の圧延パス数（すなわち、最後のデスケーリング以降の圧延パス数）、最終デスケーリング後の累積圧下率（すなわち、最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和）および仕上圧延温度を表２に示す。さらに、圧延後３００℃までの冷却方法も表２に記載した。
表２において、本発明の実施形態の条件から外れる条件については下線を付した。
上記加熱温度は事前検討により明らかにしたスラブ抽出時におけるスラブ中心平均温度であり、炉内時間（滞炉時間）は仕上圧延温度８７０℃を満足できる時間以上とした。仕上圧延温度は熱間圧延最終パスの直前の鋼板表面温度とし、放射温度計を用いて測定した。
２．サンプル評価
得られた鋼板サンプルについて詳細を以下に示す方法によりスケール層厚さ測定、界面凹凸指数測定およびレーザー切断性評価を行った。
得られた鋼板サンプルについて詳細を以下に示す方法によりスケール層厚さ測定、界面凹凸指数測定およびレーザー切断性評価を行った。
＜スケール層厚さの測定＞
各鋼板サンプルの板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分からスケール層厚さ測定用の試料を採取し、圧延方向に垂直な断面において幅２０ｍｍの領域が観察できるように観察面を準備し、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)により１０００倍の倍率で反射電子像を３視野（１視野の面積：７５μｍ×１１０μｍ以上）撮影した。
各視野において、代表的な部分のスケール層厚さを測定し、３視野の測定値の平均値を各鋼板サンプルのスケール層厚さとした。なお、上述のように、本明細書において「スケール層」は、Ｓｉ添加鋼において、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）等の鉄の酸化物層と地鉄との界面に形成されるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物を含む。そして「スケール層厚さ」は、上記の鉄の酸化物層とＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物層の合計厚さを意味する。
各鋼板サンプルのスケール層厚さを表３に示す。表３に示したスケール層厚さのうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。
各鋼板サンプルの板幅方向の端部から３００ｍｍ以上、長手方向（圧延方向）の端部から１０００ｍｍ以上離れた部分からスケール層厚さ測定用の試料を採取し、圧延方向に垂直な断面において幅２０ｍｍの領域が観察できるように観察面を準備し、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)により１０００倍の倍率で反射電子像を３視野（１視野の面積：７５μｍ×１１０μｍ以上）撮影した。
各視野において、代表的な部分のスケール層厚さを測定し、３視野の測定値の平均値を各鋼板サンプルのスケール層厚さとした。なお、上述のように、本明細書において「スケール層」は、Ｓｉ添加鋼において、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）等の鉄の酸化物層と地鉄との界面に形成されるＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物を含む。そして「スケール層厚さ」は、上記の鉄の酸化物層とＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物層の合計厚さを意味する。
各鋼板サンプルのスケール層厚さを表３に示す。表３に示したスケール層厚さのうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。
＜界面凹凸指数の測定＞
上記の「スケール層厚さの測定」で用いた、各鋼板サンプルの倍率１０００倍の反射電子像３視野を用いて、図２を参照して上記に説明した地鉄とスケール層との界面接触長さおよび地鉄とスケール層との界面の直線長さを測定し、（２）式を用いて各視野の界面凹凸指数を求めた。そして、３視野の界面凹凸指数の平均値を各鋼板サンプルの界面凹凸指数とした。
各鋼板サンプルの界面凹凸指数を表３に示す。表３に示した界面凹凸指数のうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。
上記の「スケール層厚さの測定」で用いた、各鋼板サンプルの倍率１０００倍の反射電子像３視野を用いて、図２を参照して上記に説明した地鉄とスケール層との界面接触長さおよび地鉄とスケール層との界面の直線長さを測定し、（２）式を用いて各視野の界面凹凸指数を求めた。そして、３視野の界面凹凸指数の平均値を各鋼板サンプルの界面凹凸指数とした。
各鋼板サンプルの界面凹凸指数を表３に示す。表３に示した界面凹凸指数のうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。
＜レーザー切断性評価＞
６ｋＷ－ＣＯ２レーザー切断機を使用してレーザー切断性をテストした。各鋼板サンプルから長さ３００ｍｍ×幅２００ｍｍのサイズに切り出したレーザー切断性評価用サンプルを準備する。尚、サンプルの表面状態は黒皮ままとする。図３は、レーザー切断部分を示す模式平面図である。図３に示すようにレーザー切断は、レーザー切断性評価用サンプル１００において、ピアシング位置Aから長さ方向（図３の縦方向）に１２０ｍｍ進み、次いで方向を変えて幅方向（図３の横方向）に２０ｍｍ進み、次いで方向を変えて長手方向に１２０ｍｍ戻りというように、長手方向に進むまたは戻ることを合計７回、幅方向に進むことを合計６回行って位置Ｂまで切断した。
この際に、図３に示すように、１回目から４回目までの方向を変える際の曲げ部を５Rとし、５回目から８回目までの方向を変える際の曲げ部を２．５Ｒとし、９回目から１２回目までの方向を変える際の曲げ部を１Ｒとした。
６ｋＷ－ＣＯ２レーザー切断機を使用してレーザー切断性をテストした。各鋼板サンプルから長さ３００ｍｍ×幅２００ｍｍのサイズに切り出したレーザー切断性評価用サンプルを準備する。尚、サンプルの表面状態は黒皮ままとする。図３は、レーザー切断部分を示す模式平面図である。図３に示すようにレーザー切断は、レーザー切断性評価用サンプル１００において、ピアシング位置Aから長さ方向（図３の縦方向）に１２０ｍｍ進み、次いで方向を変えて幅方向（図３の横方向）に２０ｍｍ進み、次いで方向を変えて長手方向に１２０ｍｍ戻りというように、長手方向に進むまたは戻ることを合計７回、幅方向に進むことを合計６回行って位置Ｂまで切断した。
この際に、図３に示すように、１回目から４回目までの方向を変える際の曲げ部を５Rとし、５回目から８回目までの方向を変える際の曲げ部を２．５Ｒとし、９回目から１２回目までの方向を変える際の曲げ部を１Ｒとした。
レーザー切断条件は板厚に応じて以下の通りとした。
板厚１６ｍｍ：出力３．８０ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ７８％、切断速度８８０ｍｍ／分
板厚１９ｍｍ：出力４．２５ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ７８％、切断速度８２０ｍｍ／分
板厚２５ｍｍ：出力４．５０ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ８２％、切断速度６５０ｍｍ／分
板厚１６ｍｍ：出力３．８０ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ７８％、切断速度８８０ｍｍ／分
板厚１９ｍｍ：出力４．２５ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ７８％、切断速度８２０ｍｍ／分
板厚２５ｍｍ：出力４．５０ｋＷ、周波数８５０Ｈｚ、デューティ８２％、切断速度６５０ｍｍ／分
鋼板表面における切断溝幅が２ｍｍ以上に拡大しかつ裏面にドロスの付着の見られるセルフバーニングが発生したサンプルついてはレーザー切断性不良とし、表３に「×」を記載した。一方このような切断不良を生じなかったサンプルについてはレーザー切断性良好とし、表３に「〇」を記載した。
表１～表３より、次のように考察できる。
鋼板サンプルＮｏ．１～６は、いずれも本発明の実施形態で規定する化学組成および製造条件の要件の全てを満足している。その結果、表３に示すようにスケール層厚さおよび界面凹凸指数が本発明の実施形態が規定する値を満足し、良好なレーザー切断性が得られた。
鋼板サンプルＮｏ．１～６は、いずれも本発明の実施形態で規定する化学組成および製造条件の要件の全てを満足している。その結果、表３に示すようにスケール層厚さおよび界面凹凸指数が本発明の実施形態が規定する値を満足し、良好なレーザー切断性が得られた。
一方、鋼板サンプルＮo.７～１１は以下の点で本発明の実施形態に係る要件を満足していない。このため十分なレーザー切断性が得られなかった。
鋼板サンプルＮｏ．７は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．７は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．８は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．９は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．９は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．１０は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに仕上圧延温度が低過ぎ、最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、スケール層厚さと界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．１１は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに仕上圧延温度が低過ぎ、最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
鋼板サンプルＮｏ．１１は、Ｓｉ量が過少であり、且つ（１）式を満足していない。さらに仕上圧延温度が低過ぎ、最終デスケーリング後の累積圧下率も過小である。そして、界面凹凸指数が過小である。
１ 地鉄
２ 内部酸化物
３ ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物
４ ウスタイト（ＦｅＯ）
５ スケール層
１０ 地鉄とスケール層との界面
１００ レーザー切断性評価用サンプル
２ 内部酸化物
３ ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物
４ ウスタイト（ＦｅＯ）
５ スケール層
１０ 地鉄とスケール層との界面
１００ レーザー切断性評価用サンプル
Claims (2)
- Ｃ ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、
Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、
Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０．００６０質量％以下（０質量％を含む）、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、
Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足し、
表面に厚さ１０μｍ以上６０μｍ以下のスケール層を有し、
下記（２）式で定義される界面凹凸指数が１．３３以上である鋼板。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２） - Ｃ ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下、
Ｓｉ：０．３０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、
Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０．００６０質量％以下（０質量％を含む）、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足する鋼材を準備する工程と、
前記鋼材を１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延を行う工程であって、高圧水によるデスケーリングを１回以上実施し、最後のデスケーリングから少なくとも３パス以上の圧延を実施すること、および前記最後のデスケーリングを実施した後の最初の圧延パスから最後の圧延パスまでの各パスにおける圧下率の和である最終デスケーリング後の累積圧下率を８０．０％以上とし、且つ仕上圧延温度を８７０℃以上とすることを含む熱間圧延を行う工程と、
を含む、表面に厚さ１０μｍ以上６０μｍ以下のスケール層を有し、下記（２）式で定義される界面凹凸指数が１．３３以上である鋼板の製造方法。
０．２９≦［Ｓｉ］／√［Ｍｎ］ （１）
ここで[Ｓｉ]および[Ｍｎ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉおよびＭｎの含有量である。
界面凹凸指数＝（（地鉄とスケール層との界面接触長さ）／（地鉄とスケール層との界面の直線長さ））２ （２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021174781A JP2023064473A (ja) | 2021-10-26 | 2021-10-26 | 鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021174781A JP2023064473A (ja) | 2021-10-26 | 2021-10-26 | 鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2023064473A true JP2023064473A (ja) | 2023-05-11 |
Family
ID=86271750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021174781A Pending JP2023064473A (ja) | 2021-10-26 | 2021-10-26 | 鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2023064473A (ja) |
-
2021
- 2021-10-26 JP JP2021174781A patent/JP2023064473A/ja active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4544589B2 (ja) | スピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びスピニング加工方法 | |
| JP4445561B2 (ja) | 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 | |
| JP5838708B2 (ja) | 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP6869142B2 (ja) | ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0762171B2 (ja) | 伸線性ならびに冷間圧延性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2012087339A (ja) | レーザー切断性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| RU2544326C1 (ru) | Способ производства толстых листов из низколегированной стали с повышенной коррозионной стойкостью | |
| JP5082509B2 (ja) | 継目無鋼管用ビレットおよび継目無鋼管 | |
| JP5382203B2 (ja) | 酸素を用いた熱切断用鋼材 | |
| JP6611288B1 (ja) | スリット切断面品質に優れたＴｉ含有Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金およびその製造方法 | |
| JP5867308B2 (ja) | 端面性状に優れた鋼材 | |
| JP2023064473A (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| CN110832102B (zh) | 药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法 | |
| JP6954976B2 (ja) | レーザー切断性に優れる高耐酸化Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ合金とその製造方法 | |
| JPH11277104A (ja) | 銅含有オーステナイト系ステンレス鋼帯の製造方法 | |
| KR101764993B1 (ko) | Cu-Sn 공존강 및 그 제조 방법 | |
| JP7261345B1 (ja) | 耐酸化性に優れたオーステナイト系Ｎｉ－Ｃｒ－Ｆｅ合金とその製造方法 | |
| JP7158618B1 (ja) | 耐酸化性に優れたオーステナイト系Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金およびその製造方法 | |
| JP6341053B2 (ja) | 複合非金属介在物を含有する高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP7009666B1 (ja) | 加工性、耐食性に優れる溶接管用Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金 | |
| JP4479092B2 (ja) | 熱間圧延鋼材およびその製造方法 | |
| JP4675771B2 (ja) | ガラス封入用フェライト系ステンレス鋼線 | |
| JP2023128426A (ja) | 厚鋼板及びその製造方法 | |
| WO2023166926A1 (ja) | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP6234871B2 (ja) | 表面疵の少ない鋼材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230901 |