JP4389803B2 - レーザー切断用鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、夜間無人運転に使用した場合にも切断トラブルを起こし難い、良好で安定したレーザー切断性を有する鋼板、特に大型厚鋼板、とその製造方法に関する。本発明の鋼板は、レーザー切断用に適しており、特にレーザー切断機の夜間無人運転にも適用可能である。

近年レーザー切断機の技術進歩は著しく、板厚が３.２ｍｍ以下の薄板のみならず、板厚が３０ｍｍまでの厚板の切断にもレーザー切断機が適用可能になり、その普及が進んでいる。

レーザー切断機は、安全上の問題が少ないため、夜間無人運転が可能であるという、ガス切断機などには見られない利点を有する。レーザー切断機の夜間無人運転を行うには、夜間に十分な仕事量が確保されるように、大きな鋼板を用いた作業が望ましい。従って、大きな鋼板全体が高品質であることが要求される。

しかし、夜間無人運転には、切断トラブルが起きたときにトラブルを処理する作業員が居ないために、トラブルが放置されたり、或いはトラブル品が量産されてしまうという問題点がある。

主なトラブルとして、切断がストップするという大きなものや、小さなものでは切断面が乱れることなどがある。切断面の乱れは、商品価値を損なう要因となり、切断面の手直しによるコスト増や、場合によっては不良品としてスクラップにせざるを得ない場合もあるので、看過できない。

トラブル要因は、大まかに切断機側の原因と鋼板側の原因の２つに分かれる。切断機側の原因としては、さまざまな要因が考えられるが、夜間の電圧変動によるレーザー出力の変化、切断機の振動などがある。切断機側の原因については、それらを軽減するように種々の工夫がなされているが、完全に解消することは不可能である。

そこで、近年では、切断機側にレーザー出力の変動や振動などが多少あっても、切断条件の変動に対する余裕幅が大きく、夜間無人運転を可能にする鋼板が求められるようになってきた。

従来より、レーザー切断性には鋼板の表面性状の影響が大きいことが指摘されている。特に、鋼板表面のスケールの密着性を向上させることが効果的であるといわれてきた。
スケール密着性を向上させる方法として、スケールの組成をＦｅ_３Ｏ_４(マグネタイト)主体とする方法が、例えば、特許文献１に開示されている。しかし、スケールをマグネタイト主体とするだけでは、レーザー切断を安定して行うには、スケール密着性が不十分であるほか、スケールをマグネタイト化するための処理も鋼板の製造工程においては実施困難である。

スケール密着性を向上させる別の方法として、特許文献２には、圧延を８５０〜７２０℃で終了した後、鋼板表裏面に水を噴射して鋼板温度を６００〜７００℃まで冷却し、その後に空冷するという、圧延後の水冷を特徴とする方法が提案されている。しかし、このような水冷を活用したスケール密着性の向上は、水冷が強すぎると冷却中の熱応力によってスケールが剥離してしまうため、安定して全面を密着性のよい状態に保つのが困難であった。

さらに別のスケール密着性の向上方法として、鋼板にＣｕやＮｉ等の合金元素を添加するという方法も開示されている。例えば、特許文献３には、スケールの表面粗さが中心線平均粗さ（Ｒａ）で３.０μｍ以下であり、かつＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒが０.３重量％以上含まれていることを特徴とするレーザー切断用鋼板が開示されている。しかし、スケールの表面粗さが中心線平均粗さ（Ｒａ）で３.０μｍ以下になるように完璧に管理することは容易なことではなく、夜間の長時間無人運転における安定したレーザー切断性用という高度な課題の解決のためにはさらなる改善方法が望まれる。

また、特許文献４には、０.０２≦Ａｌ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２.０重量％を満たすレーザー切断性に優れた厚鋼板が開示されている。確かに、ＣｕやＮｉの含有量が増加するほどスケールの密着性は向上するが、レーザー切断性を大きく左右するスケールそれ自体についてはなんら規定がなく、夜間の長時間無人運転に必要な、安定したレーザー切断性を保証するものではない。なお、この公報には、表面のスケール層が地鉄との界面にＡｌ₂Ｏ₃ 含有層を有するとスケール密着性がさらに改善されることも開示されている。

同様に、スケールの密着性向上には界面にＣｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉが濃化していれば良いとの観点から、特許文献５には、スケール層と地鉄との界面の地鉄側に、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上が濃化した濃化層を有し、前記濃化層の厚さが１.０μｍ以上であるレーザー切断性に優れる厚鋼板が開示されている。これも、夜間の長時間無人運転に必要な安定したレーザー切断性を保証するものではない。

特開２００３−２２１６４０号公報 特開平８−２１８１１９号公報 特開平８−３６９２号公報 特開平１１−３２３４７８号公報 特開平１１−３４３５４１号公報

本発明は、幅１ｍ以上、長さ３ｍ以上、厚み４.５ｍｍから３０ｍｍの大型の厚鋼板を想定して、レーザー切断機の夜間無人運転を可能にするような、優れたレーザー切断性を安定して示すレーザー切断用の鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

レーザー切断機を用いて鋼板を切断する際の不良原因のうち、鋼板側の不良原因は、主に鋼板表面に存在するスケールが関係している。即ち、レーザー切断の進行過程で、スケールが割れたり剥がれたりすると、切断ノッチなどの切断不良を起こす。

スケールの割れや剥がれは、主にスケールの構造で決まる。例えば、上記特許文献４および５には、スケールと地鉄（鋼母材）との界面に、Ａｌ₂Ｏ₃ 含有層、或いはＣｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上が濃化した濃化層を形成することにより、スケール密着性を改善することが提案されている。しかし、そのスケール密着性の改善は、本発明が目指すような、夜間の長時間無人運転に必要な長期に安定したレーザー切断性を保証するものではない。実際、これらの特許文献におけるレーザー切断性は、鋼板裏面側でドロス付着が見られない限界切断速度によって評価している。従って、これらの特許文献は、夜間の長時間無人運転用という、より高度のレーザー切断性を必要とする課題に対する解決策を開示も示唆もしていない。

本発明によれば、鋼表面のスケール層が、鋼母材との界面近傍に、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｎｉを主成分とする合金からなるメタル微粒子がスケール中に分散した構造を持つ厚さ５〜３０μｍのスケール／メタル混合層を有するという、スケールの構造上の特徴を持つ鋼板によって、上記課題を解決することができる。

スケール層が鋼母材との界面付近に上記スケール／メタル混合層を有することにより、夜間の長時間の無人運転を可能するほどにレーザー切断性が飛躍的に改善する理由については、次のように推測される。

従来技術においても知られているように、スケールと鋼との界面にＣｕ、Ｎｉを濃化させるほどスケールの密着性は向上する。ただし、従来のように、ＣｕやＮｉをスケール−鋼の界面の鋼側に濃化させるだけでは、その効果は限られる。鋼側ではなく、スケール側に、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｎｉを主成分とするメタル微粒子がスケール中に分散した構造を持つスケール／メタル混合層を生成させる（即ち、スケール層が、鋼母材との界面近傍に該混合層を有する）ことが、スケールの密着性向上に大きく寄与する。

このスケール／メタル混合層は、ＣｕおよびＮｉを含有する鋼のスラブ加熱及びその後の熱間圧延工程において、鋼表面が酸化され、酸化しにくいＣｕおよびＮｉ成分が濃縮され、メタルの状態のまま鋼とスケールの界面のスケール中に残留することにより形成される。

メタルの微粒子がスケール中に分散しているスケール／メタル混合層は、金属酸化物からなるスケール単体に比べて、熱容量が大きいため、レーザー光が当ったときにバッファの役目を果たし、レーザー光による衝撃を吸収して、スケール層が鋼表面から剥離するのを防ぐ効果があると考えられる。

本発明の鋼板におけるスケールの構造を図１(B)に模式的に示す。ここに示すように、鋼母材とスケールとの界面のスケール側に、例えば１５μｍ程度の厚さで、スケール／メタル混合層が形成されている。これに対し、従来のＣｕ、Ｎｉ濃化層は、図１(A)に模式的に示すように、界面の鋼母材の側に存在し、しかも薄い。

鋼との界面近傍のスケール層内に生成したスケール／メタル混合層は、図２に示すように、鋼板の断面ＢＳＥ（走査型電子顕微鏡写真の後方散乱電子像）観察により実際に確認することができる。図２に示すＢＳＥ写真において、下側の白っぽい単調な部分が鋼母材であり、上側のより黒く、模様のある部分がスケール層である。この写真に示すように、スケール層と鋼母材との界面は、微視的には図１に示すような平面ではなく、複雑に入り組んでいる。

図２において、矢印に示した白い粒子がメタル、即ち、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｉを主成分とする合金からなるメタル微粒子である。この図に見られるように、メタル微粒子は、スケール側に存在し、しかも鋼母材との界面からある距離の内部（即ち、界面近傍のスケールのある厚みの範囲内）に存在する。従って、このような断面ＢＳＥ写真から、スケール／メタル混合層の厚みを決定することができる。

図２のＢＳＥ写真に白い粒子として現れるメタル微粒子の組成をＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）で分析したところ、いずれもＦｅ，Ｃｕ，Ｎｉを主成分とする合金からなり、鋼母材の組成に比べてＮｉとＣｕが著しく濃化した合金組成を有することが判明した。次の表１に、図２の太い矢印で示したメタル微粒子の分析値を示す。この分析結果からわかるように、スケール中に存在するこれらのメタル微粒子は、酸化物ではなく、合金、即ち、メタルであり、ＣｕとＮｉの含有量は鋼組成における含有量の１００倍以上といった濃度まで著しく濃化されている。このメタル微粒子中のＮｉ／Ｃｕの質量比は母材の鋼組成のＮｉ／Ｃｕの比率にほぼ等しいことがこれらの分析により確認されている。

図３に、図２と同じサンプルの別の場所におけるＢＳＥ写真とＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光装置）による分析結果とを示す。この図から、白く見えるメタル微粒子の場所において、ＮｉとＣｕのピークが見られ、このメタル微粒子が多量のＮｉとＣｕとを含む合金であることが、ＥＤＸ分析結果からもわかる。

このようなスケール／メタル混合層を有する鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０.０３〜０.５０％、Ｎｉ：０.０２〜０.５０％、Ｎｉ／Ｃｕ質量比≧０.５を満たすＣｕとＮｉを含有し、さらに０.０５％以上のＳｉを含有する鋼のスラブを、スラブの表面温度が加熱中の少なくとも一時期に鋼中のＮｉ／Ｃｕ質量比に等しい組成のＣｕ−Ｎｉ合金の融点以上になるように加熱する工程と、加熱されたスラブを、その表面温度が前記Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点より低温に下がった後に水噴射によりデスケーリングする工程と、デスケーリングされたスラブを所定板厚に熱間圧延する工程と、を含む方法により製造することができる。

但し、前述したスケール／メタル混合層が形成できれば、他の方法により本発明に係るレーザー切断性に優れた鋼板を製造することも可能である。
レーザー切断性を著しく改善させる効果があるスケール／メタル混合層を積極的に形成する手段について、本発明者らが調査した結果、

(1) 熱間圧延前のスラブ加熱時にスラブ表面のスケール層の温度、即ち、鋼の表面温度が、鋼中のＣｕとＮｉとの質量比に等しいＣｕ−Ｎｉ合金の融点以上の温度になるように加熱することと、
(2) スラブを加熱炉から抽出した後、表面スケール層の温度が前記Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点以下の温度になってからデスケーリングを行うことが重要であることが判明した。

通常、Ｃｕ、Ｎｉといった、Ｆｅより酸化し難い元素を含む鋼を加熱すると、鋼表面のＦｅが酸化してスケールになる際に、Ｃｕ、Ｎｉ等の金属は、金属状態のままスケール−鋼の界面に取り残される。

加熱温度がＣｕ−Ｎｉ合金の融点より低い場合、地鉄（鋼母材）側の界面近傍にＣｕ、Ｎｉが濃化するだけで、これらの金属がスケール層内に移行してそこに含まれるようになることは無い。特許文献５に示される地鉄側の濃化層は、このような温度領域で生成したものである。この地鉄表面に濃化したＣｕ、Ｎｉ富化層は、Ｆｅイオンの拡散を阻害するため、酸化速度(スケール生成速度)を低下させる。その結果、スケール生成量が少ないため、Ｃｕ、Ｎｉ富化層の生成量も少ない（厚みが小さい）（図１(A)参照）。

これに対し、加熱温度を高めてスラブ表面のスケール層の温度（つまり、スラブの表面温度）がＣｕ−Ｎｉ合金の融点以上になるように加熱すると、Ｆｅイオン拡散を阻害する効果が無くなるだけでなく、生成した溶融層を通ってＦｅイオンの拡散が加速的に進行し、酸化が急激に進む。その結果、Ｃｕ、Ｎｉの富化量も増大する。また、溶融したＣｕ−Ｎｉ合金はスケール中にも侵入し、そこに取り残されたまま凝固して、Ｃｕ，Ｎｉが濃化したＦｅ−Ｃｕ−Ｎｉ合金（メタル）からなるメタル微粒子を生ずる。こうして、スケール層の鋼母材（地鉄）との界面近傍に、このメタル微粒子がスケール中に分散しているスケール／メタル混合層が生成する。このスケール／メタル混合層は、溶融状態の合金が凝固することにより生じたものであるため、鋼母材との密着性が、スケール単独の場合に比べて高い。

なお、Ｃｕの融点は１０８３.４℃，Ｎｉの融点は１４５０℃であり、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点はＣｕとＮｉの比率によりこの間で変化する。つまり、鋼中に含まれるＣｕとＮｉの質量比により、スラブの加熱中に鋼表面に生ずるＣｕ−Ｎｉ合金の溶融物の融点は変動する。Ｃｕ-Ｎｉ合金の正確な融点は、Ｃｕ−Ｎｉ二元系状態図より求められる。

このようにして熱間圧延前のスラブの加熱時に厚いスケール／メタル混合層を生成させることができるが、この混合層を圧延された製品の表面に残すためには、圧延ライン中で行われるデスケーリング時にこのスケール／メタル混合層が除去されないようにしなければならない。

熱間圧延中に製品表面にスケール疵が発生するのを防止するため、加熱されたスラブに対して、加熱炉からの抽出直後や圧延前に数回、吐出圧１０〜３０ＭＰａの高圧水を鋼板表面に噴射するのが普通である。

この高圧水デスケーリングが、加熱によりスケール層内に生成したＣｕ−Ｎｉ合金がまだ溶融している温度（つまり、スラブの表面温度が該合金の融点以上である温度）で行われると、溶融合金はデスケーリングにより簡単に除去されてしまうため、冷却後もスケール／メタル混合層が生成することは無い。

しかし、Ｃｕ-Ｎｉ合金が凝固した後に（つまり、該合金の融点より低温で）、高圧水デスケーリングを行った場合には、凝固により密着性が高まっているため、このスケール／メタル混合層は除去されず、その上部のスケールのみが除去される。

実用鋼を製造する観点からは、Ｃｕ−Ｎｉ合金の溶融物が鋼粒界に侵入し、粒界を脆化させることにより生じるＣｕチェッキングと呼ばれる熱間圧延中の割れを防止することが必要である。

スラブの加熱中には、スケール中にもう１つの溶融層が生成する。それはＦｅ₂ＳｉＯ₄であり、その融点は１１７０℃である。もし、Ｎｉが少なく、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点が１１７０℃より低い場合、１１７０℃以下の温度領域ではＣｕ−Ｎｉ合金単独で溶融層を形成し、これが鋼の粒界に侵入し、Ｃｕチェッキングを発生させる。しかし、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点が１１７０℃以上であれば、Ｃｕ−Ｎｉ合金の溶融物とＦｅ₂ＳｉＯ₄の溶融物が混合し、鋼粒界への侵入が防止され、Ｃｕチェッキングは発生しない。

Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点を１１７０℃以上としてＣｕチェッキングを防止するにはＮｉ／Ｃｕの質量比が０.５以上であれば良い。また、当然、Ｆｅ₂ＳｉＯ₄を生成させる必要があるため、鋼中にはＳｉ添加が必要である。このＳｉ添加量の下限はＳｉ≧０.０５％である。

本発明によれば、通常の熱間圧延による鋼板の製造方法において、鋼組成の調整と、スラブの加熱温度、次のデスケーリング時の温度、および圧延仕上げ温度を調節するだけで、レーザー切断機の夜間無人運転に必要な安定したレーザー切断性を備えた鋼板を提供することが可能になる。従って、本発明は、従来と同様の鋼板の製造工程を利用し、著しいコスト増を招かずに、レーザー切断機の夜間無人運転を可能にすることができ、それによって、造船、建築、産業機械、橋梁などに大量に使われる厚板の加工コストを大幅に低減するという経済効果をもたらすものである。もちろん、レーザー切断機を有人運転した場合にも、トラブル発生の頻度が大幅に低減するという効果が得られる。

本発明に係る鋼板は、鋼表面に存在するスケール層が、鋼母材との界面近傍に前述したスケール／メタル混合層（即ち、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｎｉを主成分とする合金からなるメタル微粒子がスケール中に分散した構造を持つ層）を有する。メタル微粒子の大きさは特に制限されないが、通常は粒径が２μｍ以下である。典型的なメタル微粒子の粒径は０.１〜１μｍ程度である。

スケール／メタル混合層の厚さは５〜３０μｍの範囲内である。５μｍより薄いと、前述したバッファ効果が小さく、レーザー切断性の向上効果が小さくなる。一方、３０μｍを超えた厚みでスケール／メタル混合層が形成されると、レーザー光による鋼の加熱効率が低下する。スケール／メタル混合層の厚みは１０μｍ以上あることが好ましい。スケール／メタル混合層の厚みは、鋼組成（ＣｕとＮｉの含有量）およびスラブの加熱条件（表面温度とその保持時間）により調整することができる。

スケール／メタル混合層の上には、スケールのみの層が形成され、その両者でスケール層を構成する。スケール／メタル混合層とスケールのみの層とを合わせた鋼表面に形成されたスケール層の全厚は、レーザー光を効率的に吸収するために、１０μｍ以上であることが好ましい。これより薄いと、レーザー光が瞬時にスケール層を破壊して、レーザー光が金属表面に直接当たることが起こり易く、光の吸収効率が悪くなる。スケール層の全厚は９０μｍ以下であることが望ましい。９０μｍを超えると、レーザー光の熱が鋼に効率的に伝わらないばかりか、切断を促進するために吹き付ける酸素ガスが過剰なスケールに妨げられ、鋼と酸素との反応が効率的に進まなくなり、切断面が粗くなったり、切断ノッチを生じたりする。スケール層の全厚は、より好ましくは３０〜７０μｍである。この範囲では、スケールがレーザー光を適切に吸収し、かつレーザー切断時に溶解した鋼の表面を覆うスラグの量としても適切になる。従って、このような厚みのスケール層が残るようにデスケーリングを実施すればよい。

鋼板のサイズは、夜間無人運転の間に十分な仕事量を確保するためには、ある程度大きいことが有利である。その意味で、幅１ｍ以上、長さ３ｍ以上であることが好ましい。厚みは、４.５ｍｍ未満の薄いものでは、レーザー切断が容易で、スケール性状の影響が少なくなる。従って、厚みが４.５ｍｍ以上の厚鋼板に本発明を適用することが有利である。厚みが３０ｍｍを超えると、レーザー切断に適さなくなる。本発明は、板厚１５ｍｍ以上の厚鋼板に適用した場合に、より効果が大きい。板厚１５ｍｍ以上になると、レーザー切断がより困難になるからである。

レーザー光は、レンズにより集光され、鋼板が局部的に溶融温度以上の高温になることにより切断が行われる。鋼板の平坦度が悪いと、鋼板の切断面とレンズ焦点のズレが生じて切断面の乱れを生じたり、著しい場合には切断がストップする。そこで、鋼板の切断面とレンズ焦点のズレが生じないように鋼板の平坦度を確保することが望ましい。

鋼板平坦度としては、局部歪みが１ｍ当たり２ｍｍ以内という厳しい平坦度にすることが望まれる。局部歪みが１ｍ当たり２ｍｍを超えると、レーザー光の焦点が鋼板表面からずれて十分な集光が出来ず、鋼板表面の加熱が不十分になったり、鋼板歪みによる切断面の変動が影響して切断面が粗くなったり、切断ノッチを生ずることが起こり易くなる。鋼板の平坦度は、厚板の場合には、圧延直後の鋼板をホットレベラーに通して矯正することにより確保すればよい。

次に、本発明に係る鋼板の好ましい鋼組成について説明する。本発明において、鋼組成に関する％は、全て質量％である。
Ｃは、強度元素のため、０.０２％以上を含有させるが、０.２２％を超えると鋼板の靱性を劣化させるので、０.２２％を上限とする。但し、Ｃは安価な元素であり、切断時に酸素と鋼中のＣとの反応熱による切断性の向上効果も期待できるので、０.０５％以上の添加が好ましい。

Ｓｉはレーザー切断性を劣化させるのでその上限を０.５０％とする。前述したように、Ｃｕチェッキングを防止するため、下限は０.０５％とする。しかし、Ｓｉはスケール密着性を向上させる働きがあるので、両者をバランスさせるには、０.１０〜０.４５％の範囲が好ましい。

Ｍｎは、レーザー切断性を大きく劣化させずにスケール密着性を向上させる元素であるが、１.６％を超えると溶接性を劣化させるため、１.６％を上限とする。スケール密着性を確実に得るためには、好ましくは０.５％以上、より好ましくは０.８５％以上とする。

ＮｉとＣｕは、スケール／メタル混合層を形成するのに重要な元素である。
Ｃｕは、スケール／メタル混合層を５μｍ以上の厚さで生成させるのに０.０３％以上添加する必要がある。一方、０.５％以上添加することは、溶接性を悪化させるので好ましくなく、上限を０.５％とする。Ｃｕの好ましい含有量は０.０５〜０.３％である。

Ｎｉもまた、スケール／メタル混合層を形成するのに有効であり、Ｃｕチェッキングを防止するためにも、０.０２％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、０.５％以上添加することは経済性を損なうので好ましくなく、上限を０.５％とする。Ｎｉの好ましい含有量は０.０２〜０.３％である。

Ｎｉ／Ｃｕの質量比は０.５以上とする。これは、前述したように、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点が１１７０℃以上になり、Ｃｕチェッキングを防止するためである。Ｎｉ／Ｃｕ質量比が大きくなりすぎると、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点が高くなりすぎて、スラブの加熱中にそれを溶融させることが困難になるので、Ｎｉ／Ｃｕ質量比は好ましくは１.５以下であり、より好ましくは１以下である。

Ｃｒは、Ｃｒ酸化物を形成し、Ｃｒ酸化物の融点が高く、湯流れ性を悪化させ、切断表面の粗さの悪化および切断ノッチ形成につながるので好ましくない。このため、不純物として存在する場合には、その上限を０.２％に抑えなければならない。

Ｐ、Ｓは、不純物として不可避的に存在する。レーザー切断性には殆ど影響を及ぼさないが、材質上低いほど好ましく、Ｐ：０.０２５％以下、Ｓ：０.０１５％以下とする。
Ａｌは、脱酸上必要であり、不純物として不可避的に存在する。０.０８％を上限とする。

Ｎは、不純物として不可避的に存在し、０.００９％以下であれば、溶接性や鋳片品位に悪影響を及ぼさない。
以上に述べた鋼板成分の範囲でレーザー切断性に優れた鋼板を製造することが可能であるが、特性を損なわずに、更に高い強度を得るため、以下の元素を添加することが有効である。

Ｍｏは、固溶強化元素で鋼板の強度を高めることが可能である。この効果を得たい場合には、０.１％以上の添加が必要である。しかし、多量の添加は、経済的に不利である上、溶接性も害するため、上限を０.４％とする。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、析出強化元素で、鋼板の強度を高める効果がある。この効果を得たい場合には、Ｎｂで０.００５％以上、Ｖで０.０２％以上、Ｔｉで０.００５％以上の添加が必要である。しかし、多量の添加は、経済的に不利である上、溶接部の靱性を劣化させるため、上限の値をそれぞれ、Ｎｂで０.０４％、Ｖで０.０８％、Ｔｉで０.０８％とする。

Ｂは、焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、必要により添加できる。この効果を得たい場合には、０.０００５％以上の添加が必要である。０.００３％を超えて添加することは、溶接性を劣化させるので好ましくない。

なお、これ以外に、レーザー切断性を損なわない範囲で、溶接部ＨＡＺ靱性を改善する目的で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭをそれぞれ０.００５％を超えない範囲で添加することが考えられる。これらも含めて、上記以外の任意添加元素を含有させることも可能である。

スケールと鋼母材との界面のスケール側にスケール／メタル混合層を有することを特徴とし、レーザー切断性に優れ、レーザー切断機の夜間無人運転を可能にする、本発明に係る鋼板の製造方法について次に説明する。

圧延素材となる所定組成の鋼のスラブを、加熱炉でスラブ中心部が９５０〜１２５０℃の範囲内の温度になるように加熱する。スラブの中心温度が９５０℃未満では、鋼の変形抵抗が大きく、圧延能率が悪い。一方、１２５０℃を超えると、変形抵抗の面では好ましいが、エネルギーを多量に要する。

この加熱中の少なくとも一時期に、スラブ表面において、鋼組成中のＮｉ／Ｃｕ質量比に等しいＣｕ−Ｎｉ合金が溶融するように、スラブ表面温度（つまり表面のスケール層の温度）が該Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点以上の温度になるようにする。それにより、このＣｕ−Ｎｉ合金が凝固した後にスケール／メタル混合層がスケール層内の鋼母材との界面近傍に生成する。

一般にスラブ加熱炉は予熱帯、加熱帯、均熱帯からなる。鋼組成中のＮｉ／Ｃｕ質量比に等しいＣｕ−Ｎｉ合金の融点が１２５０℃以下である場合には、加熱炉の設定温度を、目標とするスラブ中心温度と同じ温度に設定すればよい。一方、鋼組成中のＮｉ／Ｃｕ質量比が高く、上記Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点が１２５０℃より高い場合、そうでなくても、目標とするスラブ中心温度が上記Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点より低い場合には、加熱炉の温度を目標とするスラブ中心温度より高く設定し、加熱時間を短縮すればよい。或いは、加熱炉の温度を、目標とするスラブ中心温度またはそれよりやや低い温度に保持した後、スラブ表面温度まで加熱温度を高めて、短時間加熱することも可能である。こうして、スラブの表面温度が中心温度より高くなるようにスラブを加熱することができ、スラブの中心温度と表面温度の両方の条件を満たすことができる。

加熱雰囲気は一般に燃焼排ガス雰囲気であるため、ＣＯ₂、Ｈ₂Ｏ、Ｏ₂、Ｎ₂の混合雰囲気であるが、鋼が酸化する雰囲気であれば、特に問わない。
加熱されたスラブを圧延前に高圧水の噴射によりデスケーリングして、スケール層の厚みを制御する。スケール層が厚すぎると、続く圧延工程で製品である鋼板にスケール疵が生じたり、レーザ切断性の圧下を生じるからである。このときの水圧は、１００ｋｇ／ｃｍ²以上とすることが望ましい。

本発明においては、このデスケーリングを、スラブの表面温度が前述したＣｕ−Ｎｉ合金の融点より低温になった後で、即ち、溶融したＣｕ−Ｎｉ合金がメタル微粒子としてスケール層内で凝固することにより、スケール／メタル混合層が形成された後に行う。加熱炉から出されたスラブの表面温度は放熱により急速に温度が下がる。加熱温度やスラブの状況にもよるが、加熱炉抽出から高圧水デスケーリングまでの時間が１５秒以上あればよい。加熱温度が高い場合には、この時間を３０秒またはそれ以上に延長してもよい。実際の操業にあたっては、圧延能率を勘案して、加熱炉抽出から高圧水デスケーリングまでの時間を決めることができる。

その後に行う熱間圧延は、仕上げ温度（終了温度）が８５０℃〜９５０℃となるように行う。この温度が９５０℃を超えると、圧延終了から冷えるまでにスケール層が成長し、厚くなりすぎる傾向がある。一般、８５０℃未満では、圧延後のスケール成長が不十分になる可能性がある。圧延仕上げ温度を８５０℃〜９５０℃の範囲内で適当な温度に制御することにより、圧延後のスケール成長も加えて、最終製品のスケール厚みを適切に制御することができる。

続いて、ホットレベラにより、鋼板の平坦度が、局部歪みで１ｍ当たり２ｍｍ以内となるように矯正する。その後、最終的に室温まで冷却することにより製品である鋼板が得られる。

表２に示す鋼組成を有する各スラブ（サイズ：厚さ２２０〜３００mm×幅１２００〜１８００mm×長さ１２００〜２８００mm）を、コークス炉排ガス燃焼雰囲気の加熱炉において加熱した。本実施例では、条件を単純にするため、加熱炉の加熱温度は、表３に示したスラブ加熱時の表面最高温度と同じ温度に設定した。加熱時間は、加熱炉の温度が１２５０℃を越えるNo.３を除いて、３時間とした。No.３では、加熱炉の温度は１２８０℃と高かったが、加熱時間を、スラブ中心温度が１２５０℃以下に保持されるように短縮した。従って、いずれの例でも、加熱後のスラブ中心温度は９５０〜１２５０℃の範囲内であった。

加熱炉から抽出されたスラブを、圧力１５ＭＰａの高圧水の噴射によりデスケーリングした。高圧水のヘッダーを圧延ライン上に２列設置し、スラブの通板速度を９０ｍｐｍとした。その際に、加熱炉の抽出から高圧水噴射開始（デスケーリング）までの時間を調節することにより、デスケーリング開始時のスラブの表面温度が表３に示すデスケーリング温度になるようにした。本実施例では、同じサイズと鋼組成のスラブを同じ条件で加熱し、加熱炉から抽出した後の表面温度の降下状況を高温温度計により測定しておいた。この測定された降下状況に基づいて、デスケーリングの開始時間を調節した。

デスケーリングしたスラブを直ちに幅２５００〜３２００mm、長さ１０〜２５ｍ、厚み２５mmの鋼板になるように熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ温度（圧延終了温度）は表３に示す通りであった。

この鋼板を圧延機の直後に設置されたホットレベラーを通して矯正した後、空冷により室温まで冷却した。
こうして製造された各鋼板のスケール厚みを板断面の電子顕微鏡観察により求めた。また、スケール／メタル混合層の厚みは、板断面の鋼母材／スケール界面付近のＢＳＥ観察により求めた。それらの結果を、Ｃｕ−Ｎｉ合金融点（鋼組成中のＮｉ／Ｃｕ質量比に等しいＣｕ−Ｎｉ合金の融点、Ｃｕ−Ｎｉ二元系状態図から誘導された計算式により算出）および板平坦度（２mの直尺を板上に当て、板との間の隙間を隙間ゲージにて測定）と共に表３に併記する。なお、各鋼板において生成したスケール／メタル混合層におけるメタル微粒子がＣｕ，Ｎｉが濃化した合金微粒子からなることは、ＥＭＰＡ分析により確認した。

各鋼板のレーザー切断性について、次の要領で評価した。その試験結果も表３に併せて示す。
レーザー切断は出力６ｋｗのＣＯ₂ガスレーザー切断機を用い、鋼板にピアシングで穴を開けた後、５０ｍｍ角のサンプルを切り出す方法で行った。レーザー切断の良否判定は、切断可否だけでなく、切断面の性状も含めて評価した。すなわち、切断途中で止まってしまったり、切断は完了しても、５０ｍｍ角のサンプルが木槌でたたいたぐらいでは抜け落ちない場合は×（バーニング）の評価とし、また、切断はできても、部分的に異常溶融し、切断面の形状が乱れた場合は×（ノッチ）と評価した。また、異常溶融した部分が明らかに表面のスケールが剥離した部分から発生している場合には、評価欄にスケール剥離ノッチと記載した。

表３からわかるように、本発明に従って、適量のＣｕとＮｉとＳｉを含有し、Ｎｉ／Ｃｕ質量比が０.５以上である鋼組成のスラブを、スラブの最高表面温度が鋼組成に応じたＣｕ−Ｎｉ合金の融点以上になるように加熱し、次いで表面温度がこの融点より低温になってから高圧水噴射によるデスケーリングを行うことによって、スケール層内の鋼母材との界面近傍にスケール／メタル混合層が５〜３０μｍの厚みで生成した、レーザー切断機の夜間無人運転を可能にする優れたレーザー切断性を示す鋼板を製造することができた。

鋼組成が適正であっても、スラブ加熱時の表面温度が不足するか、および／またはその後のデスケーリング時の表面温度が高すぎると、スケール／メタル混合層が全く生成しないか、生成厚みが５μｍに達せず、本発明で意図するような優れたレーザー切断性を得ることができなかった。

一方、鋼組成中のＮｉやＣｕの含有量が不適切であると、スラブの加熱条件やデスケーリング条件が適正であっても、やはり十分なスケール／メタル混合層を生成させることができず、レーザー切断性は不十分となった。

また、Ｎｉ／Ｃｕが０.５以下の場合には、熱間圧延中にＣｕチェッキング（熱間脆性割れ）が発生し、板表面性状が悪く、レーザー切断試験に供することができなかった。

図１(A)は従来の鋼板表面の構造を示す模式図であり、図１(B)は本発明の鋼板表面の構造を示す模式図である。 本発明の鋼板の鋼母材／スケール界面近傍の断面ＢＳＥ写真である。 本発明の鋼板の鋼母材／スケール界面近傍の断面ＢＳＥ写真とＥＤＸ分析によるＣｕおよびＮｉ含有量の変化を示す図である。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０.０２〜０.２２％、 Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、
   Ｍｎ：１.６０％以下、 Ｃｕ：０.０５〜０.５０％、
   Ｎｉ：０.０２〜０.５０％、 但し、Ｎｉ／Ｃｕ質量比≧０.５、
   Ｐ ：０.０２５％以下、 Ｓ ：０.０１５％以下、
   Ａｌ：０.０８％以下、 Ｎ ：０.００９％以下、
   を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼板の鋼表面のスケール層が、鋼母材との界面近傍に、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｎｉを主成分とする合金からなるメタル微粒子がスケール中に分散した構造を持つ、厚さ５〜３０μｍのスケール／メタル混合層を有していることを特徴とするレーザー切断用鋼板。
2. 鋼組成が、質量％で、
   Ｃｒ：０.２％以下、
   をさらに含有する、請求項１に記載のレーザー切断用鋼板。
3. 鋼組成が、質量％で、
   Ｍｏ：０.４％以下、 Ｎｂ：０.０４％以下
   Ｖ ：０.０８％以下、 Ｔｉ：０.０８％以下、
   Ｂ ：０.００３％以下、
   の１種または２種以上をさらに含有する、請求項１または２に記載のレーザー切断用鋼板。
4. 鋼板が、幅１ｍ以上、長さ３ｍ以上、厚み４.５〜３０ｍｍのサイズを有する、請求項１〜３のいずれかに記載のレーザー切断用鋼板。
5. 鋼板が、局部歪みが１ｍ当たり２ｍｍ以内となる平坦度を有する、請求項４に記載のレーザー切断用鋼板。
6. 鋼組成が、質量％で、
   Ｃ ：０.０２〜０.２２％、 Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、
   Ｍｎ：１.６０％以下、 Ｃｕ：０．０５〜０.５０％、
   Ｎｉ：０.０２〜０.５０％、 但し、Ｎｉ／Ｃｕ質量比≧０.５、
   Ｐ ：０.０２５％以下、 Ｓ ：０.０１５％以下、
   Ａｌ：０.０８％以下、 Ｎ ：０.００９％以下、
   を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物からなる鋼のスラブを、スラブの表面温度が加熱中の少なくとも一時期に鋼中のＮｉ／Ｃｕ質量比に等しい組成のＣｕ−Ｎｉ合金の融点以上になるように加熱する工程、加熱されたスラブを、その表面温度が前記Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点より低温に下がった後に、水噴射によりデスケーリングする工程、およびデスケーリングされたスラブを所定板厚に熱間圧延する工程を含む、レーザー切断用鋼板の製造方法。
7. 加熱工程をスラブの中心部が９５０〜１２５０℃の範囲内の温度になるように行い、熱間圧延工程を８５０℃〜９５０℃の温度で終了する、請求項６に記載のレーザー切断用鋼板の製造方法。
8. 圧延された鋼板を、圧延後に、ホットレベラにより矯正する工程、ならびにその後に鋼板を冷却する工程、をさらに含む、請求項６または７に記載のレーザー切断用鋼板の製造方法。
9. 鋼組成が、質量％で、
   Ｃｒ：０.２％以下、
   をさらに含有する、請求項６〜８のいずれかに記載のレーザー切断用鋼板の製造方法。
10. 鋼組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０.４％以下、 Ｎｂ：０.０４％以下
    Ｖ ：０.０８％以下、 Ｔｉ：０.０８％以下、
    Ｂ ：０.００３％以下、
    の１種または２種以上をさらに含有する請求項６〜９のいずれかに記載のレーザー切断用鋼板の製造方法。

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