JP3245806B2 - フェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JP3245806B2 JP3245806B2 JP07617294A JP7617294A JP3245806B2 JP 3245806 B2 JP3245806 B2 JP 3245806B2 JP 07617294 A JP07617294 A JP 07617294A JP 7617294 A JP7617294 A JP 7617294A JP 3245806 B2 JP3245806 B2 JP 3245806B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、スラブ加熱および熱間
圧延工程でフェライト系（Ｃｒ系）ステンレス鋼の熱延
板表面に発生する表面スケール疵を効果的に防止する方
法に関するものである。
圧延工程でフェライト系（Ｃｒ系）ステンレス鋼の熱延
板表面に発生する表面スケール疵を効果的に防止する方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス熱延鋼板表面に
スケール疵が発生すると、その疵が熱延板のメカニカル
デスケーリング、酸洗後も残存し、さらには冷間圧延後
においても微小な表面疵として残存し、ステンレス鋼の
重要な特性である表面の美観や耐食性を著しく損なうこ
とになる。このため、従来のステンレス鋼の熱間圧延に
おいては、工程を厳しく管理するとともに、熱延板表面
にスケール疵が発生すると、これを除去するため酸洗や
研削等の表面調整工程を増加させざるを得ず、歩留りや
生産効率を大幅に低減させる原因となっていた。また、
スケール疵が発生する場合には熱間圧延ロールにも疵が
生じることとなり、ロールの交換等による圧延コストに
も悪影響を与えていた。
スケール疵が発生すると、その疵が熱延板のメカニカル
デスケーリング、酸洗後も残存し、さらには冷間圧延後
においても微小な表面疵として残存し、ステンレス鋼の
重要な特性である表面の美観や耐食性を著しく損なうこ
とになる。このため、従来のステンレス鋼の熱間圧延に
おいては、工程を厳しく管理するとともに、熱延板表面
にスケール疵が発生すると、これを除去するため酸洗や
研削等の表面調整工程を増加させざるを得ず、歩留りや
生産効率を大幅に低減させる原因となっていた。また、
スケール疵が発生する場合には熱間圧延ロールにも疵が
生じることとなり、ロールの交換等による圧延コストに
も悪影響を与えていた。
【０００３】従来、このような表面疵発生を防止するた
めに、被圧延材の圧延温度を上げて圧延時の変形抵抗を
小さくするか、あるいは熱延の圧延パス数を増加させて
１パスでの圧下率を低減する等の対策がなされてきた。
しかしながら、これらの方法によっても表面スケール疵
の完全防止にまでは至っておらず、しかも生産効率や生
産コストの面で問題があった。
めに、被圧延材の圧延温度を上げて圧延時の変形抵抗を
小さくするか、あるいは熱延の圧延パス数を増加させて
１パスでの圧下率を低減する等の対策がなされてきた。
しかしながら、これらの方法によっても表面スケール疵
の完全防止にまでは至っておらず、しかも生産効率や生
産コストの面で問題があった。
【０００４】このような観点から、特公平４−５７４０
２号公報では、圧延途中に酸化スケールが剥離して金属
部が露出した表面にカルボン酸を含む水溶液あるいはカ
ルボン酸を含む圧延潤滑油を供給することにより酸化を
促す方法が開示されている。また、特公平４−４２０８
２号公報は、同様に圧延途中で酸化スケールが剥離した
金属部分に空気、酸素ガス、水蒸気を吹付けることによ
り酸化を促進し、スケールを再生させて表面疵を発生さ
せない圧延法を提供するものである。さらに、特開昭５
８−１３８５０１号公報には、酸化物、水酸化物、硫化
物、塩等を溶融状態で鋼塊表面の疵部分に付着させ、付
着部分の表面疵を促進酸化させる方法が開示されてい
る。
２号公報では、圧延途中に酸化スケールが剥離して金属
部が露出した表面にカルボン酸を含む水溶液あるいはカ
ルボン酸を含む圧延潤滑油を供給することにより酸化を
促す方法が開示されている。また、特公平４−４２０８
２号公報は、同様に圧延途中で酸化スケールが剥離した
金属部分に空気、酸素ガス、水蒸気を吹付けることによ
り酸化を促進し、スケールを再生させて表面疵を発生さ
せない圧延法を提供するものである。さらに、特開昭５
８−１３８５０１号公報には、酸化物、水酸化物、硫化
物、塩等を溶融状態で鋼塊表面の疵部分に付着させ、付
着部分の表面疵を促進酸化させる方法が開示されてい
る。
【０００５】しかしながら、これらの先行技術は、熱間
圧延工程における特別な吹付け装置設置を必要とし、コ
スト面および作業負荷の増大等の点で不利である。ま
た、酸化物等を溶融状態で付着させる方法では、鋼塊と
溶融塩を形成し易いＮａやＶ等を用いるため、加熱中に
それらが蒸発して加熱炉を劣化させるという問題があ
る。さらに、これらの先行技術は、熱延板表面疵の圧延
ロールとの焼付き、あるいはスラブ表面の割れや疵に起
因した時の対策であるが、本発明者らは熱延板表面疵を
詳細に解析した結果、大多数の疵の発生原因はスラブ加
熱時に生成するスケールの状態に関係するものであり、
前記原因以外によるものであることが強く示唆された。
圧延工程における特別な吹付け装置設置を必要とし、コ
スト面および作業負荷の増大等の点で不利である。ま
た、酸化物等を溶融状態で付着させる方法では、鋼塊と
溶融塩を形成し易いＮａやＶ等を用いるため、加熱中に
それらが蒸発して加熱炉を劣化させるという問題があ
る。さらに、これらの先行技術は、熱延板表面疵の圧延
ロールとの焼付き、あるいはスラブ表面の割れや疵に起
因した時の対策であるが、本発明者らは熱延板表面疵を
詳細に解析した結果、大多数の疵の発生原因はスラブ加
熱時に生成するスケールの状態に関係するものであり、
前記原因以外によるものであることが強く示唆された。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる問題
から、フェライト系ステンレス鋼熱延板表面に生じるこ
とがあるスケール疵の発生を抑え、熱間圧延に次ぐ酸洗
後の再酸洗や表面研削等の作業負荷の増大の問題を効果
的に解決し、良好な表面性状を有するフェライト系ステ
ンレス鋼板を低コストで製造し得るフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
から、フェライト系ステンレス鋼熱延板表面に生じるこ
とがあるスケール疵の発生を抑え、熱間圧延に次ぐ酸洗
後の再酸洗や表面研削等の作業負荷の増大の問題を効果
的に解決し、良好な表面性状を有するフェライト系ステ
ンレス鋼板を低コストで製造し得るフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する
ためのスラブ加熱炉装入前に、スラブ表面に鉱油、油
脂、エステル類、エーテル類、界面活性剤、および炭素
微粒子分散液のうち少なくとも１種を塗布することによ
り、スラブ加熱中に、スラブ金属表面に（Ｆｅ、Ｃｒ）
2 Ｏ 3 を主体とする下層スケールとＦｅ 3 Ｏ 4 を主体と
する上層スケールからなる均一な厚みの二重スケールを
形成させ、次いで脱スケールすることなく熱間圧延する
ことを特徴とする表面スケール疵の少ないフェライト系
ステンレス鋼の製造方法にある。
ろは、フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する
ためのスラブ加熱炉装入前に、スラブ表面に鉱油、油
脂、エステル類、エーテル類、界面活性剤、および炭素
微粒子分散液のうち少なくとも１種を塗布することによ
り、スラブ加熱中に、スラブ金属表面に（Ｆｅ、Ｃｒ）
2 Ｏ 3 を主体とする下層スケールとＦｅ 3 Ｏ 4 を主体と
する上層スケールからなる均一な厚みの二重スケールを
形成させ、次いで脱スケールすることなく熱間圧延する
ことを特徴とする表面スケール疵の少ないフェライト系
ステンレス鋼の製造方法にある。
【０００８】本発明は、鉱油や炭素系微粒子を表面に塗
布することにより、均一な厚いスケールを低温で容易に
形成できるため、結晶の粗大化等に起因するリジングや
ローピング等の発生を抑制でき、さらに特別の装置を必
要とせずに熱間圧延後にスケール疵のない熱延鋼帯を得
ることができるという特徴がある。以下に本発明につい
て詳細に説明する。
布することにより、均一な厚いスケールを低温で容易に
形成できるため、結晶の粗大化等に起因するリジングや
ローピング等の発生を抑制でき、さらに特別の装置を必
要とせずに熱間圧延後にスケール疵のない熱延鋼帯を得
ることができるという特徴がある。以下に本発明につい
て詳細に説明する。
【０００９】
【作用】本発明者らは、上記熱延板表面のスケール疵発
生の原因を解明するために、加熱炉出側、熱間圧延工程
の粗圧延機出側、仕上圧延後および酸洗後の各段階にお
ける材料表面を徹底的に調査し、いくつかの再現実験も
行った結果、以下のような事実を知見するに至った。
生の原因を解明するために、加熱炉出側、熱間圧延工程
の粗圧延機出側、仕上圧延後および酸洗後の各段階にお
ける材料表面を徹底的に調査し、いくつかの再現実験も
行った結果、以下のような事実を知見するに至った。
【００１０】（１）工場での表面スケール疵発生傾向の
解析により、Ｃｒ濃度が高いか、あるいはＮｂ、Ｔｉ、
Ｍｏ等を含有する耐酸化性が良好な鋼種において疵が発
生し易い。 （２）加熱炉出側のスラブ表面の観察から、疵が発生し
易い鋼種では瘤状の形態のスケールが多数認められる
か、あるいはスケールの厚さが０．４〜１．５ｍｍ程度
の極端に厚いところと１０μｍ程度の薄いところが混在
した表面となっている。すなわち、瘤状のスケールや極
端に厚いスケールとなっている部分は、その周りよりも
著しく酸化が進行しているため、結果として金属表面は
その部分で窪み、金属表面に凹凸を与える。これに対し
て、疵の出難い鋼種では、全面が均一な、およそ１．０
ｍｍ程度の厚みのスケールで覆われ、スケール下部の金
属表面は平滑である。
解析により、Ｃｒ濃度が高いか、あるいはＮｂ、Ｔｉ、
Ｍｏ等を含有する耐酸化性が良好な鋼種において疵が発
生し易い。 （２）加熱炉出側のスラブ表面の観察から、疵が発生し
易い鋼種では瘤状の形態のスケールが多数認められる
か、あるいはスケールの厚さが０．４〜１．５ｍｍ程度
の極端に厚いところと１０μｍ程度の薄いところが混在
した表面となっている。すなわち、瘤状のスケールや極
端に厚いスケールとなっている部分は、その周りよりも
著しく酸化が進行しているため、結果として金属表面は
その部分で窪み、金属表面に凹凸を与える。これに対し
て、疵の出難い鋼種では、全面が均一な、およそ１．０
ｍｍ程度の厚みのスケールで覆われ、スケール下部の金
属表面は平滑である。
【００１１】（３）前記瘤状のスケールと極端に厚いス
ケール部分は、いずれも二層構造であり、外層は剥離し
易いＦｅに富む酸化物であり、内層は密着性の良いＣｒ
に富む酸化物である。 （４）スラブ加熱炉出側でスラブ表面に存在する前記酸
化物起因の金属表面の窪みは、粗熱間圧延工程でその縁
が延ばされて「かさぶた」状となり、その下の酸化物を
覆う形となる。さらに仕上熱間圧延において、その形態
が広がるとともに板厚方向では浅くなり、酸化物を内部
に含む微小なヘゲ状の表面疵となる。
ケール部分は、いずれも二層構造であり、外層は剥離し
易いＦｅに富む酸化物であり、内層は密着性の良いＣｒ
に富む酸化物である。 （４）スラブ加熱炉出側でスラブ表面に存在する前記酸
化物起因の金属表面の窪みは、粗熱間圧延工程でその縁
が延ばされて「かさぶた」状となり、その下の酸化物を
覆う形となる。さらに仕上熱間圧延において、その形態
が広がるとともに板厚方向では浅くなり、酸化物を内部
に含む微小なヘゲ状の表面疵となる。
【００１２】（５）酸洗後の鋼板表面に認められるスケ
ール疵は、大部分が前記（４）項の表面疵と酷似してお
り、微小ヘゲ状でその下には酸化物が食い込んだ状態と
なっている。 これらのことから、本発明者らは、熱延板表面に発生す
るスケール疵は、スラブ加熱段階での酸化によって生じ
る表面の凹凸が圧延により延ばされて発生するものであ
るとの結論を得た。すなわち、図１（ａ）に示すような
瘤状のスケールでは金属表面の凹凸が激しいため、この
ようなものが点在したスケールではスケール疵が多発
し、図１（ｂ）のような上層がＦｅ酸化物５、下層が
（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物６の厚い二重スケールが表面を覆
い、金属表面が平滑な場合にはスケール疵が著しく少な
いことを解明した。さらに、本発明者らは、スラブ加熱
段階でこうした瘤状の酸化形態を制御して、均一なスケ
ールを形成した金属表面の凹凸の少ない状態での熱間圧
延では、鋼の成分や熱間での変形抵抗の如何に関わらず
スケール疵の発生を著しく低減できるとの結論を得るに
至った。
ール疵は、大部分が前記（４）項の表面疵と酷似してお
り、微小ヘゲ状でその下には酸化物が食い込んだ状態と
なっている。 これらのことから、本発明者らは、熱延板表面に発生す
るスケール疵は、スラブ加熱段階での酸化によって生じ
る表面の凹凸が圧延により延ばされて発生するものであ
るとの結論を得た。すなわち、図１（ａ）に示すような
瘤状のスケールでは金属表面の凹凸が激しいため、この
ようなものが点在したスケールではスケール疵が多発
し、図１（ｂ）のような上層がＦｅ酸化物５、下層が
（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物６の厚い二重スケールが表面を覆
い、金属表面が平滑な場合にはスケール疵が著しく少な
いことを解明した。さらに、本発明者らは、スラブ加熱
段階でこうした瘤状の酸化形態を制御して、均一なスケ
ールを形成した金属表面の凹凸の少ない状態での熱間圧
延では、鋼の成分や熱間での変形抵抗の如何に関わらず
スケール疵の発生を著しく低減できるとの結論を得るに
至った。
【００１３】さらに、本発明者らは、厚いスケールの発
生過程の研究から、フェライト系ステンレス鋼のスケー
ルは、以下のように加熱温度および時間の増大とともに
構造変化することを見出した。 （１）まず、Ｃｒ2 Ｏ3 の緻密で薄い酸化皮膜が形成さ
れる。 （２）次いで、加熱温度の上昇と加熱時間の増加ととも
に、Ｃｒ2 Ｏ3 皮膜厚が増大し、酸化皮膜と金属界面に
Ｃｒ欠乏層と呼ばれるＣｒの少ない領域が形成される。
そのため、Ｃｒの酸化皮膜への供給が不十分となり、Ｆ
ｅが酸化され易い状態となる。さらに、Ｃｒ2 Ｏ3 の膜
厚の増大は皮膜の破壊の原因となり、Ｃｒが欠乏した金
属表面が直接酸素に曝されることになり、Ｆｅ酸化が開
始され、局所的にＦｅが酸化して皮膜が厚くなる領域と
Ｆｅの酸化が進行しない領域が生ずる。この局所的に酸
化が進行したのが前記瘤状のスケールである。その際の
皮膜破壊の起点は酸化物／金属の熱膨張率等の機械的特
性の相違によるランダムな亀裂と、酸化物／金属界面に
濃化する介在物や内部酸化層に起因するものがあること
をＥＰＭＡ等の各種解析機器により解明した。
生過程の研究から、フェライト系ステンレス鋼のスケー
ルは、以下のように加熱温度および時間の増大とともに
構造変化することを見出した。 （１）まず、Ｃｒ2 Ｏ3 の緻密で薄い酸化皮膜が形成さ
れる。 （２）次いで、加熱温度の上昇と加熱時間の増加ととも
に、Ｃｒ2 Ｏ3 皮膜厚が増大し、酸化皮膜と金属界面に
Ｃｒ欠乏層と呼ばれるＣｒの少ない領域が形成される。
そのため、Ｃｒの酸化皮膜への供給が不十分となり、Ｆ
ｅが酸化され易い状態となる。さらに、Ｃｒ2 Ｏ3 の膜
厚の増大は皮膜の破壊の原因となり、Ｃｒが欠乏した金
属表面が直接酸素に曝されることになり、Ｆｅ酸化が開
始され、局所的にＦｅが酸化して皮膜が厚くなる領域と
Ｆｅの酸化が進行しない領域が生ずる。この局所的に酸
化が進行したのが前記瘤状のスケールである。その際の
皮膜破壊の起点は酸化物／金属の熱膨張率等の機械的特
性の相違によるランダムな亀裂と、酸化物／金属界面に
濃化する介在物や内部酸化層に起因するものがあること
をＥＰＭＡ等の各種解析機器により解明した。
【００１４】（３）さらに加熱温度や時間が増加する
と、瘤状のスケール部の密度が増して、ついには厚い二
重スケールとなる。 このような知見から、Ｃｒ2 Ｏ3 を形成させずにＦｅ酸
化も同時に進行させるか、あるいはＣｒ2 Ｏ3 皮膜が破
壊し易いように膜厚を増大させるか、あるいは内部に核
を発生させて皮膜の破壊箇所を増大させることで、瘤状
のスケール形成密度を増加させることにより、金属表面
の凹凸が少ない均一な二重スケールが形成できるという
結論を得た。
と、瘤状のスケール部の密度が増して、ついには厚い二
重スケールとなる。 このような知見から、Ｃｒ2 Ｏ3 を形成させずにＦｅ酸
化も同時に進行させるか、あるいはＣｒ2 Ｏ3 皮膜が破
壊し易いように膜厚を増大させるか、あるいは内部に核
を発生させて皮膜の破壊箇所を増大させることで、瘤状
のスケール形成密度を増加させることにより、金属表面
の凹凸が少ない均一な二重スケールが形成できるという
結論を得た。
【００１５】表１は、Ｃｒ：１９％、Ｍｏ：２．０％、
Ｎｂ：０．４％、Ｔｉ：０．２％、Ｃ：０．００３％、
Ｎ：０．００３％を含有するフェライト系ステンレス鋼
の表面に鉱油を塗布したものとしないものを、ＬＰＧ燃
焼雰囲気中で各温度で１時間加熱することにより形成し
た酸化物をＸ線回折により同定した結果を示すものであ
る。無塗布のものでは、１０００℃からＸ線回折で同定
可能な皮膜厚としてＣｒ2 Ｏ3 が検出され始めるが、１
２５０℃においても耐酸化性に優れるためＣｒ 2 Ｏ3 の
みであり、１２８０℃においてＦｅ3 Ｏ4 が検出される
ようになる。しかし、その酸化形態は瘤状のスケールが
点在したものであり、金属表面の凹凸は激しい。一方、
鉱油を塗布した場合には、８００℃でわずかではあるが
（Ｆｅ、Ｃｒ）2 Ｏ3 が既に検出され、Ｃｒ2 Ｏ3 が形
成されず、１１００℃以上でほとんどがＦｅ3 Ｏ4 とな
り、表面を均一に覆う二重スケールとなる。
Ｎｂ：０．４％、Ｔｉ：０．２％、Ｃ：０．００３％、
Ｎ：０．００３％を含有するフェライト系ステンレス鋼
の表面に鉱油を塗布したものとしないものを、ＬＰＧ燃
焼雰囲気中で各温度で１時間加熱することにより形成し
た酸化物をＸ線回折により同定した結果を示すものであ
る。無塗布のものでは、１０００℃からＸ線回折で同定
可能な皮膜厚としてＣｒ2 Ｏ3 が検出され始めるが、１
２５０℃においても耐酸化性に優れるためＣｒ 2 Ｏ3 の
みであり、１２８０℃においてＦｅ3 Ｏ4 が検出される
ようになる。しかし、その酸化形態は瘤状のスケールが
点在したものであり、金属表面の凹凸は激しい。一方、
鉱油を塗布した場合には、８００℃でわずかではあるが
（Ｆｅ、Ｃｒ）2 Ｏ3 が既に検出され、Ｃｒ2 Ｏ3 が形
成されず、１１００℃以上でほとんどがＦｅ3 Ｏ4 とな
り、表面を均一に覆う二重スケールとなる。
【００１６】
【表１】
【００１７】すなわち、鉱油を表面に塗布することで、
Ｃｒ2 Ｏ3 皮膜形成を抑制して、Ｆｅ酸化物を低温で形
成させることができるわけである。その原因は低温領域
で鉱油中のＣがＣｒと反応してＣｒ炭化物を形成し、Ｃ
ｒ2 Ｏ3 の成長を抑えることと、鉱油中のＨが酸化され
てＨ2 Ｏとなり、表面近傍でＨ2 Ｏ分圧が上昇してＨ 2
Ｏによる異常酸化が生じたためである。このことについ
ては、酸化皮膜形成過程での薄膜Ｘ線回折とＸ線光電子
分光法によりＣｒ炭化物の存在を確認し、さらに加熱中
雰囲気の抽出ガス分析によるＨ2 Ｏ量増加でも確認し
た。
Ｃｒ2 Ｏ3 皮膜形成を抑制して、Ｆｅ酸化物を低温で形
成させることができるわけである。その原因は低温領域
で鉱油中のＣがＣｒと反応してＣｒ炭化物を形成し、Ｃ
ｒ2 Ｏ3 の成長を抑えることと、鉱油中のＨが酸化され
てＨ2 Ｏとなり、表面近傍でＨ2 Ｏ分圧が上昇してＨ 2
Ｏによる異常酸化が生じたためである。このことについ
ては、酸化皮膜形成過程での薄膜Ｘ線回折とＸ線光電子
分光法によりＣｒ炭化物の存在を確認し、さらに加熱中
雰囲気の抽出ガス分析によるＨ2 Ｏ量増加でも確認し
た。
【００１８】次に、本発明が対象とする塗布材料の限定
理由を説明する。フェライト系ステンレス鋼のスケール
疵は、スラブ加熱炉内での表面酸化形態に原因があり、
本発明はこれを制御してスラブ金属表面をより平滑な状
態のままで熱間圧延工程に供給するものであるが、その
スラブ金属表面の酸化による凹凸防止対策としては、Ｃ
ｒ2 Ｏ3 皮膜形成を抑制してＦｅ酸化を促進させるこ
と、および表面近傍でＨ2 Ｏ分圧を上昇させて異常酸化
させ、さらにＣｒ2 Ｏ3 皮膜を破壊して瘤状スケールを
高密度で発生させて、それらが連結した表面に均一な二
重スケールを形成させる手段を採用する。
理由を説明する。フェライト系ステンレス鋼のスケール
疵は、スラブ加熱炉内での表面酸化形態に原因があり、
本発明はこれを制御してスラブ金属表面をより平滑な状
態のままで熱間圧延工程に供給するものであるが、その
スラブ金属表面の酸化による凹凸防止対策としては、Ｃ
ｒ2 Ｏ3 皮膜形成を抑制してＦｅ酸化を促進させるこ
と、および表面近傍でＨ2 Ｏ分圧を上昇させて異常酸化
させ、さらにＣｒ2 Ｏ3 皮膜を破壊して瘤状スケールを
高密度で発生させて、それらが連結した表面に均一な二
重スケールを形成させる手段を採用する。
【００１９】そのためには、Ｃｒと反応し易く、下地ス
テンレス鋼に悪影響を与えない物質を選択する必要があ
る。Ｃｒと反応し易く、Ｃｒ2 Ｏ3 形成を抑制するもの
としては、塩化物系、硫化物系、炭化物系等の物質があ
るが、塩化物系や硫化物系の物質ではスラブ加熱炉内が
汚染され、加熱炉の寿命を短くするほか、以後の加熱鋼
種にも悪影響を与える。これに対して、炭化物系の物質
は高温下では加熱炉中の酸素と反応して、最終的には炭
酸ガスとして放出されるのみで、加熱炉および下地ステ
ンレス鋼に与える影響は全くない。
テンレス鋼に悪影響を与えない物質を選択する必要があ
る。Ｃｒと反応し易く、Ｃｒ2 Ｏ3 形成を抑制するもの
としては、塩化物系、硫化物系、炭化物系等の物質があ
るが、塩化物系や硫化物系の物質ではスラブ加熱炉内が
汚染され、加熱炉の寿命を短くするほか、以後の加熱鋼
種にも悪影響を与える。これに対して、炭化物系の物質
は高温下では加熱炉中の酸素と反応して、最終的には炭
酸ガスとして放出されるのみで、加熱炉および下地ステ
ンレス鋼に与える影響は全くない。
【００２０】さらに、炭化物系の物質においても、エタ
ノール等の低沸点の有機溶媒では、温片維持が必要な場
合や加熱炉導入前や直後に一瞬にして蒸発するため、Ｃ
ｒ炭化物形成能がなく、少なくとも１００〜３００℃程
度の範囲でも、ある程度表面に残存することが必要であ
り、圧延油等で使用されている鉱油が良い。また、高沸
点の炭化物系物質でも、Ｈ2 Ｏ源となるためのＨとＯを
含み、炉内に有害なＣｌやＳ等を多量に含んでいないも
のが好ましく、その観点からは、油脂、エステル類、エ
ーテル類、界面活性材等が良い。さらに、炭素源として
は石炭粉やコークス粉等の炭素微粒子も適しており、こ
れら微粒子を鉱油等の溶媒中に分散させて表面に塗布し
ても良い。但し、微粒子の大きさは、５０μｍ以上であ
ると瘤状スケール形成密度が低下し、加熱炉での加熱終
了時においても残存するため、５０μｍ未満が望まし
い。
ノール等の低沸点の有機溶媒では、温片維持が必要な場
合や加熱炉導入前や直後に一瞬にして蒸発するため、Ｃ
ｒ炭化物形成能がなく、少なくとも１００〜３００℃程
度の範囲でも、ある程度表面に残存することが必要であ
り、圧延油等で使用されている鉱油が良い。また、高沸
点の炭化物系物質でも、Ｈ2 Ｏ源となるためのＨとＯを
含み、炉内に有害なＣｌやＳ等を多量に含んでいないも
のが好ましく、その観点からは、油脂、エステル類、エ
ーテル類、界面活性材等が良い。さらに、炭素源として
は石炭粉やコークス粉等の炭素微粒子も適しており、こ
れら微粒子を鉱油等の溶媒中に分散させて表面に塗布し
ても良い。但し、微粒子の大きさは、５０μｍ以上であ
ると瘤状スケール形成密度が低下し、加熱炉での加熱終
了時においても残存するため、５０μｍ未満が望まし
い。
【００２１】
【実施例】表２にその化学組成を示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、
Ｅ、Ｆ、Ｇの各フェライト系ステンレス鋼についてテス
トを行った。表３は連続鋳造により作製したスラブ厚さ
１５０〜３００ｍｍ、スラブ幅９５０〜１２５０ｍｍの
ＣＣ鋳片まま、グラインダーで表層を削り調整した鋳
片、およびショットブラストにより表面調整した鋳片
を、そのままおよび鉱油、真空油、タールナフテン、炭
素微粒子分散液、牛脂、エステル、植物油等を塗布した
後、続くスラブ加熱炉で１０００〜１２７０℃を熱間圧
延前の目標加熱温度とし、ＬＮＧ（雰囲気はおおよそＮ
2 ：７２〜７４ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜８ｖｏｌ％、ＣＯ
2 ：６〜１０ｖｏｌ％、Ｈ2 Ｏ：１２〜１８ｖｏｌ
％）、ＬＰＧ（燃焼雰囲気はおおよそＮ2 ：７３〜８１
ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜８ｖｏｌ％、ＣＯ2 ：５〜１２ｖ
ｏｌ％、Ｈ2 Ｏ：７〜１５ｖｏｌ％）、ＣＯＧ（雰囲気
はおおよそＮ2 ：７０〜７４ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜１０
ｖｏｌ％、ＣＯ2 ：４〜８ｖｏｌ％、Ｈ2Ｏ：１２〜２
２ｖｏｌ％）の各焼鈍雰囲気で昇温速度４〜２０℃／分
で、加熱時間が６０〜１８０分、燃焼雰囲気の露点が４
５〜６５℃、酸素濃度が０．５〜８％の範囲内で加熱
し、この加熱終了直後に熱間圧延を中断し、冷却後サン
プリングしてマクロ観察、断面ミクロ観察を行った結果
を示すものである。
Ｅ、Ｆ、Ｇの各フェライト系ステンレス鋼についてテス
トを行った。表３は連続鋳造により作製したスラブ厚さ
１５０〜３００ｍｍ、スラブ幅９５０〜１２５０ｍｍの
ＣＣ鋳片まま、グラインダーで表層を削り調整した鋳
片、およびショットブラストにより表面調整した鋳片
を、そのままおよび鉱油、真空油、タールナフテン、炭
素微粒子分散液、牛脂、エステル、植物油等を塗布した
後、続くスラブ加熱炉で１０００〜１２７０℃を熱間圧
延前の目標加熱温度とし、ＬＮＧ（雰囲気はおおよそＮ
2 ：７２〜７４ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜８ｖｏｌ％、ＣＯ
2 ：６〜１０ｖｏｌ％、Ｈ2 Ｏ：１２〜１８ｖｏｌ
％）、ＬＰＧ（燃焼雰囲気はおおよそＮ2 ：７３〜８１
ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜８ｖｏｌ％、ＣＯ2 ：５〜１２ｖ
ｏｌ％、Ｈ2 Ｏ：７〜１５ｖｏｌ％）、ＣＯＧ（雰囲気
はおおよそＮ2 ：７０〜７４ｖｏｌ％、Ｏ2 ：０〜１０
ｖｏｌ％、ＣＯ2 ：４〜８ｖｏｌ％、Ｈ2Ｏ：１２〜２
２ｖｏｌ％）の各焼鈍雰囲気で昇温速度４〜２０℃／分
で、加熱時間が６０〜１８０分、燃焼雰囲気の露点が４
５〜６５℃、酸素濃度が０．５〜８％の範囲内で加熱
し、この加熱終了直後に熱間圧延を中断し、冷却後サン
プリングしてマクロ観察、断面ミクロ観察を行った結果
を示すものである。
【００２２】本発明によれば、塗布なしでは瘤状スケー
ルとなる加熱条件にも関わらず、いずれの鋼種において
も均一で厚いスケールが得られ、かつその均一で厚いス
ケール形成温度も３０〜５０℃程度低減させることがで
き、スケール下部の金属表面の凹凸を小さくすることが
できた。表４は表３と同様に加熱し、加熱終了後に熱間
圧延を行い、２．５〜５ｍｍ厚のホットコイルを製造
し、その後８００〜１０００℃の温度域で１０〜６０秒
の短時間焼鈍をするか、あるいは焼鈍をせずに、高圧水
中に鉄砂粒を混入させて吹付けるメカニカルデスケーリ
ングまたはショットブラストでデスケーリング後、５０
〜１００℃の３００ｇ／ｌの硫酸溶液中で３０〜１２０
秒の浸漬酸洗を施し、表層を１０〜２５μｍ程度溶削し
た後に、そのままあるいはスマット処理したコイル表面
のスケールを巻き込んだ表面スケール疵の数を示す。
ルとなる加熱条件にも関わらず、いずれの鋼種において
も均一で厚いスケールが得られ、かつその均一で厚いス
ケール形成温度も３０〜５０℃程度低減させることがで
き、スケール下部の金属表面の凹凸を小さくすることが
できた。表４は表３と同様に加熱し、加熱終了後に熱間
圧延を行い、２．５〜５ｍｍ厚のホットコイルを製造
し、その後８００〜１０００℃の温度域で１０〜６０秒
の短時間焼鈍をするか、あるいは焼鈍をせずに、高圧水
中に鉄砂粒を混入させて吹付けるメカニカルデスケーリ
ングまたはショットブラストでデスケーリング後、５０
〜１００℃の３００ｇ／ｌの硫酸溶液中で３０〜１２０
秒の浸漬酸洗を施し、表層を１０〜２５μｍ程度溶削し
た後に、そのままあるいはスマット処理したコイル表面
のスケールを巻き込んだ表面スケール疵の数を示す。
【００２３】本発明によれば、いずれの鋼種ともスケー
ル疵のない熱延酸洗鋼帯が得られた。
ル疵のない熱延酸洗鋼帯が得られた。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、Ｃ
ｒ量が１７％以上の耐酸化性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼において発生する瘤状のスケールの形成を抑制
し、均一な厚みのスケールを生成して熱間圧延後にスケ
ールを巻き込んだ表面スケール疵の発生しない熱延板が
得られ、スケール疵を除去するための工程を省略できる
ためその工業的効果が大きい。さらに、Ｃｒ量が１７％
未満のフェライト系ステンレス鋼においても、本発明に
より、スラブ加熱温度を低温下させても表面スケール疵
の発生を抑制できるので、結晶の細粒化がはかれるな
ど、フェライト系ステンレス鋼の特性を向上でき、その
効果は極めて大きい。
ｒ量が１７％以上の耐酸化性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼において発生する瘤状のスケールの形成を抑制
し、均一な厚みのスケールを生成して熱間圧延後にスケ
ールを巻き込んだ表面スケール疵の発生しない熱延板が
得られ、スケール疵を除去するための工程を省略できる
ためその工業的効果が大きい。さらに、Ｃｒ量が１７％
未満のフェライト系ステンレス鋼においても、本発明に
より、スラブ加熱温度を低温下させても表面スケール疵
の発生を抑制できるので、結晶の細粒化がはかれるな
ど、フェライト系ステンレス鋼の特性を向上でき、その
効果は極めて大きい。
【図１】フェライト系ステンレス鋼をスラブ加熱炉内で
熱延のため加熱した際、その表面に発生する酸化状況の
一例の金属顕微鏡写真の模式図で、（ａ）は局所的に形
成される瘤状スケールを示し、（ｂ）は均一な厚いスケ
ールの状態を示す。
熱延のため加熱した際、その表面に発生する酸化状況の
一例の金属顕微鏡写真の模式図で、（ａ）は局所的に形
成される瘤状スケールを示し、（ｂ）は均一な厚いスケ
ールの状態を示す。
１ スラブ金属表面 ２ 薄い保護性酸化皮膜 ３ 瘤状スケール ４ 均一な厚いスケール ５ 上層スケール（Ｆｅ3 Ｏ4 主体） ６ 下層スケール（（Ｆｅ、Ｃｒ）2 Ｏ3 主体）
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大村 圭一 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 西田 清 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平５−228516（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−157815（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−320757（ＪＰ，Ａ) 特公 昭60−50522（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭49−15321（ＪＰ，Ｂ１) 特許3067943（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 1/70 B21B 3/02 B21B 45/00 B21B 45/02 310
Claims (1)
- 【請求項１】 フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間
圧延するためのスラブ加熱炉装入前に、スラブ表面に鉱
油、油脂、エステル類、エーテル類、界面活性剤、およ
び炭素微粒子分散液のうち少なくとも１種を塗布するこ
とにより、スラブ加熱中に、スラブ金属表面に（Ｆｅ、
Ｃｒ） 2 Ｏ 3 を主体とする下層スケールとＦｅ 3 Ｏ 4 を
主体とする上層スケールからなる均一な厚みの二重スケ
ールを形成させ、次いで脱スケールすることなく熱間圧
延することを特徴とする表面スケール疵の少ないフェラ
イト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07617294A JP3245806B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07617294A JP3245806B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278650A JPH07278650A (ja) | 1995-10-24 |
| JP3245806B2 true JP3245806B2 (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=13597678
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07617294A Expired - Fee Related JP3245806B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3245806B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100562642B1 (ko) * | 2001-12-14 | 2006-03-20 | 주식회사 포스코 | 페라이트계 스테인레스강의 재질개선을 위한 열간압연 방법 |
| CN103946413B (zh) * | 2011-11-22 | 2016-08-24 | 新日铁住金株式会社 | 铁素体系耐热钢及其制造方法 |
-
1994
- 1994-04-14 JP JP07617294A patent/JP3245806B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07278650A (ja) | 1995-10-24 |
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