JP5043538B2 - 表面性状にすぐれた高Ｓｉ熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延により製造される高強度ならびに成形性のよい高Ｓｉタイプの鋼板であって、とくに全面にわたって表面性状にすぐれた熱延鋼板の製造方法に関する。

熱延鋼板はスラブ等を熱間圧延して製造されるが、加熱炉で加熱されたスラブには必然的にスケールが発生してその表面に付着しているから、圧延前にデスケーリングしなければならない。ところが、自動車等に広く使用される高強度鋼板のように、強度を確保するためにＳｉが添加された鋼の場合は、ファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が必然的に生成する。このファイアライトは、母材鋼／スケール界面に生成して鋼に対するスケールの密着性を高めてデスケーリング効率を低下する。その結果、一部のスケールが取れ残され、これが圧延時に押し込み疵を発生する原因となり、鋼板の表面性状を著しく悪化させる。

しかも、このようなスケールの取り残しは、鋼表面に生成するスケールの厚みがばらつく状態となって冷却特性にムラが生じ、材質ムラや酸洗性悪化の原因となる別の問題を残している。

以上の問題点を少し詳しく説明する。Ｓｉ含有鋼を通常の雰囲気下で酸化すると、Ｆｅ系単独酸化物（ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ_４、Ｆｅ₂Ｏ₃）と鋼の界面に上記のファイアライトが生成する。このファイアライトはその融点である１１７３℃を境に、熱延鋼板の表面性状に対して異なった弊害を引き起こす。すなわち、１１７３℃以上での加熱酸化はファイアライトを液相化して鋼側に浸潤してくさび状の疵を生成し、鋼板の表面性状を著しく悪化する。しかも、このくさび状の疵に由来するくさび型スケールは、圧延前のデスケーリングで取れ残されることが多く、脆化誘発の起点となる危険がある。

他方、１１７３℃未満の加熱酸化の場合に生成するファイアライトは、その硬度が非常に高く、鋼とスケールとの密着性を強固にするため、この場合もデスケーリングによってスケールの取れ残りが発生し、それが圧延時に鋼側に押し込まれ、熱延鋼板の表面性状を悪化する。

これらファイアライトの発生にともなう問題点については、当業界にあって、その解決なり改良が継続しておこなわれており、すでに剥離性のよいスケール性状の実現に貢献するような熱延鋼板の製法がいくつか特許出願されている。

たとえば、特許文献１は、成形性を向上するために２％程度に増量したＳｉを加えて熱延鋼板を製造する場合、１２９０℃以上の均熱により、島状疵の原因になる粒界酸化を阻止する。そして、粗圧延は１１５０℃以上で実施することで同じく島状疵の原因になる島状スケールの発生をおさえ、仕上圧延は１１００℃以下にして島状スケールによる表面疵の発生を防止しようとする。しかし、１２９０℃以上の均熱は、既述したように、ファイアライトが液相化して鋼にくさび状に浸潤し、デスケーリング時の取り残しによる表面性状を劣化するとの視点が考慮されていない。

特許文献２は、島状スケールが発生しやすい１２００〜１２４０℃の高温加熱をおこなう場合、単に在炉時間を制限するだけでは、ファイアライトの部分剥離あるいは島状スケール散発の防止が十分でないとの観点から、同温度での均熱時間を３０〜９０分の範囲とし、加熱パターンを厳密に管理するとしている。この方法によれば、ファイアライトが液相化しないようにできても、これだけではデスケーリング性向上にはなお不十分である。特許文献３も同様の発明である。

特許文献４は、３％ＳｉにＮｉとＣｕを含有させた鋼片を１１７０℃以上に加熱し、第１回目のデスケーリングを１２００℃以下の温度範囲で行い、地鉄とウスタイトとの間にＦｅＯ−Ｆｅ_２ＳｉＯ_４共晶化合物を形成する方法である。つまり、全面に赤スケールを発生させる方法であるが、加熱雰囲気について何等考慮されていないため、熱延時に押し込み疵が多数発生し、均一なスケール性状とならないことが疑問視される。

加熱雰囲気を考慮した方法として、特許文献５は、加熱炉において２％以下の酸素分圧のもとで１１７０〜１３００℃に加熱し、ついで５〜１０％の酸素分圧のもとで１０〜１００分間均熱したのち熱間圧延し、Ar₃以上の圧延終了温度で仕上げ圧延する方法を記載している。しかし、この方法が対象とする鋼板は、Ｓｉ量が０．０５％以下で、ことさら高Ｓｉの高強度熱延鋼板に適用できるものではなく、もとよりファイアライトを制御するようなことが意図されたものではない。したがって、かりに本法の思想を高Ｓｉ含有鋼の加熱圧延に適用しても、上記のような条件では、ファイアライトが鋼に浸潤して表面性状を著しく悪化することは明らかである。

特許文献６は、ファイアライトの融点を意識して１１７３℃以上の第1段加熱でＦｅＯ-Ｆｅ_２ＳｉＯ₄の溶融相を形成したのち、溶融して鋼材に浸潤した凝固層を１１７３℃未満の第２段加熱により消失させて平坦にし、スケールの剥離性を向上させている。しかし、この方法では、第２段加熱で溶融相を十分に消失させる作用効果が不明確であり、表面性状のよい高Ｓｉタイプの熱延鋼板を得ることは難しいと考えられる。
特開平４−２４７８２９号公報 特開平６−１９２７２８号公報 特開平６−３４６１４５号公報 特開平７−３４１３７号公報 特開２０００−５４０２８号公報 特開２００５−２９７００８号公報

既述したように、高Ｓｉタイプの高強度、成形性良好な熱延鋼板を製造する場合、含有する高Ｓｉに起因してファイアライトの生成が避けられないために、通常の商業ベースでの加熱炉が使用される限り、そのファイアライトが残留して熱延鋼板の表面性状を阻害する結果となる。本発明は、このような問題点を解決し、ファイアライトによる熱延鋼板の表面性状の劣化を来たすことがないようにしてすぐれた表面性状の高Ｓｉタイプの熱延鋼板が製造できるようにすることを課題とする。

本発明は、上記課題を解決するために、下記の各手段を特徴とする熱延鋼板の製造方法である。
（１）Ｓｉ：０．２〜３．０％(質量％、以下同様。）を含有する鋼のスラブを、加熱炉の温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２.４６８の雰囲気条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して少なくとも最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度で行なってから熱間圧延する表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
（２）Ｓｉ：０．２〜３．０％を含有する鋼のスラブを、加熱炉の温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２．４６８の条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して少なくとも最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度および酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２．４６８の雰囲気条件下で行なってから熱間圧延する表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
（３）Ｓｉ：０．２〜３．０％を含有する鋼のスラブを、加熱炉の温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２.４６８の雰囲気条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度で行なった後、１１７３℃以下の温度で、粒径１００μｍ以下のミスト水が存在する湿潤雰囲気中に０．１秒間以上導入する工程を1回以上実施した後、デスケーリングして熱間圧延をする表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
（４）加熱炉から抽出して最初のデスケーリングを行なった後の粗圧延前、もしくは粗圧延後仕上げ圧延前、またはその両方における各デスケーリング時に、ミスト水が存在する湿潤雰囲気中にスラブを導入する上記（３）に記載の表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
（５）Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．３％以下およびＣａ：０．００３％以下を含有する鋼を使用することを特徴とする上記（１）（２）（３）または（４）に記載の表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。

本発明は、鋼中の高Ｓｉ含有に由来するファイアライトの発生を温度と加熱雰囲気との両面から制御することにより、剥離性良好なスケール性状が得られ、さらに熱間圧延時に生成する２次スケールの剥離性が向上し、鋼板全面にわたって、スケールによる押し込み疵がない表面性状が良好な高Ｓｉ含有熱延鋼板を得ることができる。また、鋼板全体で均一なフェライト粒径の熱延鋼板を得ることのできる利点もある。

本発明は、成形性が良好で高強度の熱延鋼板を対象とし、高Ｓｉ含有鋼であってもすぐれた表面性状の熱延鋼板の製造を意図するので、含有するＳｉは０．２〜３．０％の範囲とする。Ｓｉは強度を確保できる重要な元素であるから、ＳＦ鋼板に最低限必要なＳｉ量としてその下限を０．２％とする。しかし、過剰添加は延性が劣化する恐れがあり、また、本発明の製造条件である低酸素濃度加熱による効果を阻害するため、３．０％を上限とする。

なお、Ｓｉ以外の元素の添加の要否あるいは添加するとした場合の量は特定しないが、この種の実用的な熱延鋼板に通常含有する諸元素については、つぎの範囲での添加が望ましい。

Ｃ：０．００２〜０．６％
Cは鋼板の強度を高めるのに必要な元素であり、０．００２％以上添加することが好ましいが、０．６％を超えると冷間加工性が低下する。

Ｍｎ：０．２〜３．０％
Ｍｎは鋼板の強度および靭性を確保するために有用な元素であり、そのためには０．２％必要であるが、３．０％以上の過剰添加は、鋼板の靭性および溶接性を阻害する。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは硫化物系介在物ＭｎＳを形成し、これが鋼板の熱間加工時に偏析することにより鋼材を脆化させるので、０．００５％以下にして割れを低減させる。

Ａｌ：０．０５ 以下
Ａｌは鋼の脱酸のためと、鋼板の焼きならし加熱の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するために添加するのがよいが、過剰添加は効果の飽和に加えて結晶粒を不安定にするため０．０５％以下とする。

Ｃｒ：０．３％以下
Ｃｒは鋼板あるいはその冷間鍛造部品に強度を付与するために、必要に応じて添加するが、０．３％より過剰に含有すると延性を失う。

Ｃａ：０．００３％以下
Ｃａは鋼板表面の腐食にともなう界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制し、鋼板の耐食性を高めるのに有効であるが、０．００３％よりも過剰の添加は鋼板の延性を劣化させる。

本発明は、用途に応じてこれらの元素を含有するように調製された高Ｓｉ鋼のスラブを、図３に示すように、１１７３〜１２５０℃の温度（Ｔ）および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０．０２６０Ｔ＋３２．４６８の雰囲気下で２０〜６０分間加熱することが加熱条件の特徴である。さらに、加熱されたこのスラブをデスケーリングしてから熱間圧延するが、本発明では、熱間圧延前における最初のデスケーリングを１１７３℃以上の温度で実施することがもう一つの特徴である。この両条件のもとで製造することにより、すぐれた表面性状を有する熱延鋼板が得られる。

すなわち、本発明は、高Ｓｉ含有鋼をフアイアライトの融点である１１７３℃以上の温度で加熱することにより、液相ファイアライトの発生を許容するが、そのときの加熱雰囲気をきわめて低い酸素濃度に制御することにより、液相ファイアライトに起因する鋼板表面のくさび疵の発生を飛躍的に抑制させることができる。しかし、１２５０℃を超えると、酸素濃度を可能な限り低くしても液相ファイアライトが鋼内浸潤を阻止することはできないので好ましくない。

そして、このときの低い酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）は、できるだけ低くすることが望ましいが、単に低酸素濃度にするだけでは必ずしも疵の発生が抑制されるのではない。本発明では、酸素濃度が加熱炉の均熱温度（Ｔ）と相関して疵発生の抑制効果が左右されることが見出されたので、図2に示すように、酸素濃度をＸ≦−０．０２６０Ｔ＋３２．４６８の雰囲気に制御することとした。実際、高Ｓｉ含有鋼をこの範囲を逸脱する酸素濃度で均熱すると、ファイアライトが鋼に浸潤してその表面の性状が悪化することを確認している。

なお、この均熱温度（Ｔ）の関数で表わされる数式は、多数の実験研究結果にもとづいて得られたものであり、同図２あるいは後記する実施例で明らかなように、かなり低濃度の酸素雰囲気である。この数式によれば、酸素濃度は空気中の標準的酸素容量である２０．９４６％を考慮して実験的に設定された３２．４６８ｖｏｌ．％を基準値として、均熱温度（Ｔ）が１１７３℃以上で高くなるほど低下するように微調整される。そして、この範囲であれば、液相ファイアライトの発生あるいは鋼への浸潤量が顕著に低減する。

図１の左側は、酸素濃度が調整されていない従来型の加熱炉で高Ｓｉ含有鋼を均熱したときの液相ファイアライトの発生状態を模式的に図示したものであるが、くさび状にファイアライトが鋼に浸潤している。これと比較して、本発明の低濃度酸素雰囲気中で高温加熱したもの（同右側）は、均一に濃化したファイアライトになって、くさび状が消失していることが模式的に理解できる。そして、このように製造されたくさび疵のない、もしくはきわめて少ない鋼に付着したスケール（ＦｅＯ）は容易に剥離され易く、デスケーリング性のよいスケール性状となることがわかる。

このような内部酸化層の生成厚さに関する検討結果によると、鋼表面近傍の酸素の化学的活性度（ポテンシャル）が高ければ粒界酸化が引き起こされ、酸化した粒界が拡散経路となってその部分から急速に酸化が進行し、結果として表面性状が悪化することが理解される。しかし、上述したように、加熱雰囲気の酸素濃度を低下させると、鋼表面近傍の酸素ポテンシャルも低くなり、粒界酸化を起こすことなしに均一に酸化が進んで表面性状のよい鋼板が製造できる。

なお、本発明において、低酸素濃度雰囲気下の加熱時間を２０〜６０分とするのは、２０分以下の均熱ではスラブの熱分布が不均一となって材質にムラが生じ、また６０分以上加熱すると、スケールロスが多くなるからである。

このように低酸素濃度雰囲気下の加熱で液相化したファイアライトは、当然ながら１１７３℃以下では凝固し、鋼と強固に密着することによりスケール剥離性を悪化させるから、１１７３℃以上で除去することが望ましい。そこで、本発明では、加熱炉を出たスラブが粗圧延される前に、少なくとも最初のデスケーリングを１１７３℃以上の温度で実施するのである（図３）。この操作は、加熱炉を出た直後のスラブに高圧水を噴射することにより容易に遂行できる。

また、本発明では、熱延前における少なくとも最初のデスケーリングを、加熱時と同様の低い酸素濃度、すなわち、Ｘ≦−０．０２６０Ｔ＋３２．４６８の雰囲気下で実施すると（図４）、液相化したファイアライトの鋼への二次的浸潤がより効果的に抑制される。この原理的根拠は記述した加熱の場合と同様である。なお、この方法を実施するには、たとえば、窒素ガスやアルゴンガスなどの不活性ガスをデスケーリング時の高圧水と共に鋼材に吹き付ける手段が適当である。

なお、二回目以降のデスケーリングを実施するときは、通常の条件によればよいが、本発明では、最初のデスケーリングを行なった後、1回以上のミスト水噴霧をおこなってから再度デスケーリングして熱間圧延することにより、表面性状のよりすぐれた熱延鋼板が製造できる。すなわち、図５に例示するように、加熱炉を出て最初のデスケーリングを行なった後、ミスト水噴霧をおこなってから再度デスケーリングして粗圧延する。あるいは、粗圧延後仕上げ圧延前にミスト水噴霧をおこなってからデスケーリングしてもよく、この場合、粗圧延前のデスケーリング直前のミスト水噴霧を省略してもよい。

本発明において、このミスト水噴霧を適用する場合、スラブを１１７３℃以下の温度で、粒径１００μｍ以下のミスト水が存在する湿潤雰囲気中に０．１秒間以上導入して実施することが特徴である。本法の原理を以下に説明する。

加熱およびデスケーリングされた鋼片・鋼塊は通常大気雰囲気で圧延に付されるが、液相化したファイアライトが加熱炉を出た後に鋼へ若干浸潤することが考えられる。したがって、窒素やアルゴンなどの不活性ガスを噴霧して、雰囲気の酸素濃度を低下させながらデスケーリングすることで、酸素による上記粒界酸化の二次的発生が抑制されて表面性状は飛躍的に改善する。

これは、つぎの知見による。すなわち、加熱炉で生成した一次スケールを巧みに除去することができても、圧延中に生ずる二次スケールが除去できなければ、結局、製品には取れ残されたスケールによる押し込み疵のみでなく、それにともなうスケール厚みムラや材質ムラが生ずる。酸化物の熱伝導率は鋼材に比較して概ね１０％程度で、冷却特性はスケール厚みによる寄与が大きく、したがって、スケールの厚みにムラがあると、とりわけ鋼板の冷却特性が不安定になる。

このような冷却特性を不安定にする詳細な理由は従来から明らかにされていなかったが、本発明過程でつぎのことがわかった。

すなわち、酸洗前の熱延原板を対象に調査したところ、従来鋼では、鋼材中央部ではフェライト粒径が大きく、鋼材端部で小さい事実が確認されたので、その原因を追究した。その結果、鋼材端部のスケールは比較的厚みが薄く均一であるのに対し、鋼材中央部はデスケーリングで取れ残ったスケールによる多数の押し込み疵が発生してスケール厚みが厚く、この不均一なスケール層が、板幅方向で冷却ムラを生じさせていることが判明した。

このことから、鋼材の中央部と端部ともにスケール・サブスケールが薄く均一であり、望ましくは、サブスケールの体積％が低いスケール性状を備えていることの必要性が確認できた。そして、鋼板全面にわたるこのようなスケール性状の確保は、高強度・高延性の材質ムラの少ない熱延鋼板の製造に不可欠であることが明らかになった。

そのためには、押し込み疵の低減を左右する２種のファイアライト、すなわち１１７３℃以上で生成する液相化ファイアライトと、１１７３℃未満で生成するスケールとの密着性を強固にする不均一なファイアライトを区別して制御する必要があることを見出した。

本発明は、以上の結果にもとずいて、最初のデスケーリングを終え、ファイアライトが密着したスラブを既述のミスト水含有雰囲気に曝すことにより、わずかな時間であってもファイアライトが破壊され、ファイアライトと鋼との間に剥離性の良好なウスタイト(ＦｅＯ)が生成することが分かった。しかも、ミスト添加には、鋼材の表面粗度を低減する効果も期待できる。

ミスト水によるこのような効果は、一般に水蒸気酸化と呼ばれており、まだその詳しいメカニズムについては分かっていないが、水蒸気による何らかの機能によって、スケールにクラックが入り、このクラックから大気中の酸素が大量に流入して速やかに鋼表面に均一なＦｅＯ相を形成し、これがスケールの剥離性を飛躍的に向上すると考えられる。

なお、ミスト径は小さい方が望ましく、１００μｍを超えると水蒸気酸化の効果よりも冷却効果の方が大きくなり、冷却ムラの原因となる。また、このミスト水はなるべく長時間十分に噴霧することが望ましく、噴霧時間が０．１秒以上でなければ、水蒸気酸化の効果はほとんど見られない。

なお、この種熱延鋼板は、合金元素としてＭｏを添加することがあるが、Ｍｏは鋼のγ粒界に析出して高温で蒸気圧の高い酸化物となって容易に気化し、鋼材の粒界に欠陥を生じさせる。その結果、鋼材表面の酸化抵抗が局所的に低下し、この部分に液相化ファイアライトが接すると速やかに酸化され、結果として鋼材の表面にくさび疵が生成される。したがって、本発明の実施にあたってＭｏの添加が必要な場合は、０．１％未満が望ましい。
（実施例）
表１に示す組成のスラブ４種A〜Dを溶製した。

これらのスラブを表２に示す加熱条件で加熱し、１５０ＭＰａの高圧水により最初のデスケーリングをおこなったのち、通常の圧延条件で圧延し、巻き取りをおこなった。

このようにして完成した熱延鋼板（厚さ：2.9ｍｍ）の板幅方向の中央部および両端部の３点から５０ｃｍ×５０ｃｍの鋼片試料を採取し、酸洗をおこなって鋼表面における凹凸の発生状況を調査した。くさび疵や押し込み疵の部分は、酸洗後にくぼみのある表面性状となるので、この調査により疵や押し込み疵の発生状況が分かる。

上記酸洗後の鋼片試料の外観表面の写真撮影を行い、疵部（凹み部）の面積（Ｓ１）を求め、この面積の鋼片試料の全表面積（Ｓ０）に対する割合（面積率）を算出し、この面積率をくさび疵と押し込み疵の発生率（Ｒ）とした。すなわち、Ｒ％＝１００×Ｓ１／Ｓ０で、この面積率が、５％以下であれば製品として使用可能な合格レベルであり、５％を超えるものは、製品として使用不可で不合格と判定することにした。

この結果を表２に「疵の発生率」として示した。Ｎｏ．６は、Ｓｉ含有量が本発明の組成条件を満たさない鋼種Ｄを用いた比較例、Ｎｏ．７〜１０は加熱炉温度、酸素濃度あるいは最初のデスケーリング温度のいずれかが本発明の製造条件を満たしていない比較例である。

この表２から、比較例Ｎｏ．６〜１０はいずれも押し込み疵の発生率が５％を超えており、たとえば、Ｎｏ．７は、加熱炉の温度を１１７３℃以下としたために押し込み疵の数が著しく増加している。また、Ｎｏ．８は、所定の酸素濃度の条件を満たしていないため、ファイアライト浸潤によるくさび疵がやや多くなり、均一なファイアライト層が形成されていない。さらに、Ｎｏ．９は、酸素濃度を低くしているが、加熱炉の温度が１２５０℃を超えているため、くさび疵の増加が著しい。

Ｎｏ．１〜５は、加熱炉の温度と酸素濃度が本発明の製造条件を満たしているが、比較例の２とＮｏ．４は、最初のデスケーリング温度が本発明の製造条件を満たしていない。この２比較例では、いずれも液相化ファイアライトが固まって、最初のデスケーリングで取れ残ったスケールによる押し込み疵が多く見られる。また、Ｓｉ含有量の多い鋼種Ａよりも、少ないＣの方が、疵は少ない傾向にある。

つぎに、１１７３℃以上で最初にデスケーリングしたときのファイアライト浸潤によるくさび疵の低減を目的として、最初のデスケーリング時の酸素濃度を表３に示す濃度に調整して熱間圧延を行った。なお、ここで加熱炉の温度は１２４０℃とし、加熱炉の酸素濃度を０．１ｖｏｌ．％とした。また、最初のデスケーリング時の酸素濃度調整は、所定の酸素濃度のガスボンベ（窒素希釈）から流速５０Ｌ／ｍｉｎで、鋼材表面に種々のガスを噴霧しながら、最初のデスケーリングをすることで実施した。

このようにして最初のデスケーリングをした後は通常の圧延条件で熱間圧延し、巻き取った後の鋼板について、上記実験と同様の手法でサンプリングし、酸洗後のくさび疵と押し込み疵との面積率から評価を行った。

表３に示すように、Ｎｏ．１２の比較例以外は本発明に該当するが、Ｎｏ．１４はデスケーリング時の酸素濃度（Ｘ）が既述した本発明の数式条件を満たさない。したがって、Ｎｏ．１４のくさび疵は、もともと酸素濃度を調整していないＮｏ．１５と比較してその数に目立った変化は見られない。ところが、デスケーリング時の酸素濃度が本発明の数式条件を満たすＮｏ．１１およびＮＯ．１３はくさび疵がほとんどなく、非常に良好なスケール性状となっている。

つぎに、２回目以降のデスケーリングを１１７３℃以下でおこなう場合の押し込み疵低減を目的として、デスケーリング前の鋼材表面に対して、表４に示す条件でのミスト噴霧を行い、２回目のデスケーリングおよび熱間圧延を行った。加熱炉の条件は、温度が１２４０℃で、酸素濃度を０．１ｖｏｌ．％とし、最初のデスケーリングを不活性ガスを噴霧しないで１２００℃で行った後、通常の熱間圧延を行い巻き取りを行った。なお、ミストの添加時間は、ノズルの形状および通板速度により調整した。

このようにして作製した鋼板について、上記実験と同様の手法でサンプリングして、酸洗後の押し込み疵の面積率および個数で評価を行った。表４に示すように、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０はいずれも本発明の実施例であり、Ｎｏ．１６とＮｏ．１７はミスト噴霧した場合の実施例である。Ｎｏ．１９はミスト径が１００μｍを超える実施例であるが、水蒸気酸化の効果が低く、ミストを添加していないＮｏ．１８と比較して、押し込み疵の数に目立った変化は見られない。また、Ｎｏ．２０はミスト噴霧時間が短いため、同じく水蒸気酸化の効果が得られず、押し込み疵の数に変化は見られない。ところが、適正ミスト径を適正時間噴霧したＮｏ．１６とＮｏ．１７では押し込み疵がほとんどなく、良好なスケール性状である。

従来および本発明の各加熱炉条件によるファイアライトおよびスケールの模式図。 加熱炉の温度と酸素濃度との相関が熱延鋼板の表面性状におよぼす度合いをプロットしたグラフ。 本発明の基本的な製造工程を示すフロー図。 本発明の別の実施条件を加味した製造工程を示すフロー図。 本発明のさらに別の実施条件を加味した製造工程を示すフロー図。

Claims (5)

1. Ｓｉ：０．２〜３．０％(質量％、以下同様。）を含有する鋼のスラブを、炉内温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０．０２６０T＋３２．４６８の雰囲気条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して少なくとも最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度で行なってから熱間圧延することを特徴とする表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
2. Ｓｉ：０．２〜３．０％を含有する鋼のスラブを、加熱炉の温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２．４６８の条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して少なくとも最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度および酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２．４６８の雰囲気条件下で行なってから熱間圧延することを特徴とする表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
3. Ｓｉ：０．２〜３．０％を含有する鋼のスラブを、加熱炉の温度(T℃)：１１７３〜１２５０℃および加熱炉内の酸素濃度（Ｘｖｏｌ．％）：Ｘ≦−０.０２６０T＋３２.４６８の雰囲気条件下で、２０〜６０分間均熱した後、加熱炉から抽出して最初のデスケーリングを、前記スラブの表面が１１７３℃以上の温度で行なった後、１１７３℃以下の温度で、粒径１００μｍ以下のミスト水が存在する湿潤雰囲気中に０．１秒間以上導入する工程を1回以上実施した後、デスケーリングして熱間圧延をすることを特徴とする表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
4. 加熱炉から抽出して最初のデスケーリングを行なった後の粗圧延前、もしくは粗圧延後仕上げ圧延前、またはその両方における各デスケーリング時に、ミスト水が存在する湿潤雰囲気中にスラブを導入することを特徴とする請求項３に記載の表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
5. Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．３％以下およびＣａ：０．００３％以下を含有する鋼を使用することを特徴とする請求項１、２、３または４に記載の表面性状にすぐれた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。

Images