JP5128366B2 - 表面性状に優れたＳｉ含有熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法に関するものである。
近年、自動車用途を中心に広く使用されている高張力鋼板では、強度を確保するために、Ｓｉが多量に添加された鋼種がある。しかし高Ｓｉ鋼板も通常の鋼板と同様、スラブ等を加熱した後、熱間圧延して製造される。鉄鋼を高温で加熱すると表面にスケール（ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ3Ｏ4）、ヘマタイト（Ｆｅ2Ｏ3）などのＦｅ系単独酸化物など）が形成されること、及び鋼材中のＳｉは合金表面にＳｉＯ2を形成し、その後ＦｅＯと反応してサブスケール（ファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4））を地鉄／スケール界面に形成することなどはよく知られている。このファイアライトは融点が低く（１１７３℃）、高温で高Ｓｉ鋼材を加熱するとファイアライト層が液状化して鋼側にくさび状に湿潤し、スケールと鋼との密着性を増大させる。そのため加熱後にデスケーリングしてもスケールが残留し、熱間圧延時に鋼板表面に押し込まれることによって疵が発生し、表面性状が悪化する。この表面疵は、高Ｓｉ鋼板を酸洗した後でも残存し、鋼板製品の品質を低下させる。
Ｓｉ含有熱延鋼板のファイアライトを制御するため、様々な技術が提案されている。例えば特許文献１は、（１）鋼片を１２９０℃以上で加熱して、１次スケールの粒界酸化を防止し、（２）粗圧延仕上温度を１１５０℃以上として、２次スケールによる島状スケール疵の発生しにくい温度域で粗圧延を行い、次いで（３）熱間圧延開始温度を１１００℃以下として、ファイアライトの凝固点以下で熱間仕上圧延を行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法を開示している。しかしこの方法では、鋼片を１２９０℃以上の温度で加熱しており、ファイアライトが液状化して鋼（地鉄）にくさび状に湿潤するため、デスケーリング性の改善が不十分である。
特許文献２及び３は、「Ｓｉスケ−ルを鋼板全面に均一に発生させることにより島状スケ−ル疵を抑える」という技術思想の下で、「最もファイアライトの発生しやすい中間の温度帯」に設定して積極的にＳｉスケ−ルを生成させる方法を開示している。詳しくは特許文献２及び３は、熱間圧延前の加熱工程において均熱温度：１２００〜１２４０℃、均熱中の温度変動幅：１５℃以内、均熱時間：３０〜９０分なる条件で均熱することを特徴とする熱延高張力鋼板の製造方法を開示している。しかしこの方法はファイアライトの生成を抑制するものではなく、むしろ積極的に発生させている。ファイアライトは、液相化しなくても鋼とスケールとの密着性を強固にするものであり、この方法ではデスケーリング性の改善が不十分である。
特許文献４は、Ｓｉを０．２〜３．０％含有する鋼板の全表面への均一な赤スケールの生成を促し、島状スケールの発生を抑制するために、ＮｉとＣｕを所定量添加し、鋼片を１１７０℃以上に加熱し、第１回目のデスケーリングを１２００℃以下の温度域で行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法を開示している。しかし、この特許文献４では加熱雰囲気について何ら考慮されていない。
特許文献５は、鋼片を表面温度１１７３℃以上で１０分間以上加熱してＦｅ−Ｓｉ−Ｏ系溶融相を形成し、引き続き鋼片を表面温度１１７３℃未満で１０分間以上加熱することによってＦｅ−Ｓｉ−Ｏの溶融相が凝固すると共にこの凝固相と鋼界面との間に平坦な複合スケールを新たに形成し、スケール剥離性を向上させる方法が開示されている。しかしこの加熱方法と、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｏ相の平坦化との関連性がどのような自然法則に支配されているのか不明である。
特開平４−２４７８２９号公報
特開平６−１９２７２８号公報
特開平７−３４１３７号公報
特開平６−３４６１４５号公報
特開２００５−２９７００８号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、デスケーリング性に悪影響を与えるＳｉを含有するＳｉ含有鋼であっても、デスケーリング性を改善でき、表面性状に優れた鋼板を製造できる方法を提供することにある。
本発明者らは前記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、Ｓｉ含有鋼であっても、鋼片の加熱条件を制御すると共に、加熱後であって熱間圧延開始前（粗圧延開始前）に鋼片と水蒸気とを特定の条件下で接触させることによってデスケーリング性を大きく改善でき、熱延鋼板の表面性状を良好にできることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係るＳｉ含有熱延鋼板の製造方法は、Ｓｉを０．２〜２％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含有する鋼片を加熱炉で、Ｏ2濃度２体積％以下の燃焼ガス雰囲気下、加熱炉温度１２５０〜１３５０℃で、３０〜１２０分間加熱した後、この鋼片を加熱炉から取り出し、デスケーリングした後、熱間圧延する鋼板の製造方法であって、加熱炉からの取り出し後かつデスケーリング前に、１１００〜１２５０℃の鋼片温度で１０秒を超えない範囲で、Ｈ2Ｏを１０〜３０体積％含む加湿空気と鋼片とを接触させる点に要旨を有するものである。
前記鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．２〜３％、及びＳ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有していてもよく、さらにＡｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）及びＣａ：０．００３％以下（０％を含まない）などの１種以上を含有していてもよい。
本発明によれば、鋼片の加熱条件を制御し、かつ熱間圧延開始前に鋼片と水蒸気とを特定条件下で接触させることによって、ファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）層と下地との間に剥離性に優れた新たな酸化層（内方酸化層）を形成できるため、デスケーリング性を向上でき、Ｓｉ含有熱延鋼板の表面性状を良好にできる。
本発明はデスケーリング性に悪影響を与えるＳｉを含有するＳｉ含有鋼であっても、デスケーリング性を良好にするものである。本発明の対象とするＳｉ含有鋼のＳｉ含有量は、０．２％以上、好ましくは０．５％以上である。さらに本発明によれば、Ｓｉを多量に含有していても、デスケーリング性を良好にでき、Ｓｉ含有量は、例えば、１％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上にすることもできる。Ｓｉを添加すると、鋼板の成形性をそれほど低下させずに強度を向上させることができる。Ｓｉ量の上限は、２％以下、好ましくは１．９％以下、さらに好ましくは１．８％以下である。
本発明はＳｉに起因するファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）層を制御するものであるため、熱延鋼板として使用できる限り、Ｓｉ以外の鋼成分は特に限定されないが、Ｓｉ以外の元素とその量は、例えば、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜３％、及びＳ：０．００５％以下（０％を含まない）であってもよい。各元素の添加理由は、以下の通りである。
Ｃ： Ｃは鋼板の強度を高めるのに必要な元素であるが、その量が過剰であると冷間加工性が低下する。好ましいＣ量は、０．０３％以上（特に０．０４％以上）、０．４％以下（特に０．１％以下）である。
Ｍｎ： Ｍｎは鋼板の強度および靱性を確保するために有用な元素であるが、その量が過剰であると却って靱性が低下し、また溶接性も劣化する。好ましいＭｎ量は、０．５％以上（特に１％以上）、２．５％以下（特に２．３％以下）である。
Ｓ： Ｓは、Ｍｎと反応して硫化物系介在物ＭｎＳを形成する。このＭｎＳは熱間加工時に偏析して鋼材を脆化させ、鋼材割れを引き起こす。従ってＳ量を少なくすることが推奨される。好ましいＳ量は、０．００４％以下（特に０．００３％以下）である。なお工業生産上、鋼板中のＳ量を０％にすることは困難である。
上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ以外の残部は、鉄であってもよい。残部が鉄の場合、不可避不純物（例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不純物（Ｐ、Ｏ、Ｎ等））が鋼板中に含まれることは、当然に許容される。さらに熱延鋼板は、必要に応じて種々の選択元素（例えば、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃａなど）を単独で又は適宜組み合わせて含有していても良い。Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃａなどの添加量及び添加理由は以下の通りである。
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸のため、又は鋼板の焼ならし加熱時にオーステナイト結晶粒粗大化を防止するために、必要に応じて添加される元素である。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＡｌを過剰添加すると、その効果は飽和し、結晶粒が不安定になる。そこでＡｌ量の上限を０．０５％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは、脱酸のため、又は鋼板の焼ならし加熱時にオーステナイト結晶粒粗大化を防止するために、必要に応じて添加される元素である。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＡｌを過剰添加すると、その効果は飽和し、結晶粒が不安定になる。そこでＡｌ量の上限を０．０５％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０４％以下である。
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、鋼板又はその冷間鍛造部品の強度を向上するために、必要に応じて添加する元素である。Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかしＣｒ量が過剰であると、鋼板の延性が低下する。そこでＣｒ量の上限を０．３％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは０．２５％以下である。
Ｃｒは、鋼板又はその冷間鍛造部品の強度を向上するために、必要に応じて添加する元素である。Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかしＣｒ量が過剰であると、鋼板の延性が低下する。そこでＣｒ量の上限を０．３％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは０．２５％以下である。
Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）
ＭｏもＣｒと同様に、鋼板又はその冷間鍛造部品の強度を向上させるために、必要に応じて添加する元素である。Ｍｏ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＭｏ量が過剰であると鋼板の靱性が低下する。そこでＭｏ量の上限を０．２％以下と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．１５％以下である。
ＭｏもＣｒと同様に、鋼板又はその冷間鍛造部品の強度を向上させるために、必要に応じて添加する元素である。Ｍｏ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＭｏ量が過剰であると鋼板の靱性が低下する。そこでＭｏ量の上限を０．２％以下と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物として析出して強度を高めると共に、鋼のミクロ組織を微細化して強度、靭性等を向上させるため、必要に応じて添加する。Ｔｉ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＴｉ量が過剰であると、粗大な介在物が形成され、却ってＨＡＺ靱性が劣化する。そこでＴｉ量の上限を０．２％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物として析出して強度を高めると共に、鋼のミクロ組織を微細化して強度、靭性等を向上させるため、必要に応じて添加する。Ｔｉ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＴｉ量が過剰であると、粗大な介在物が形成され、却ってＨＡＺ靱性が劣化する。そこでＴｉ量の上限を０．２％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａは、鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制して、鋼板の耐食性を高めるため、必要に応じて添加する。Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかしＣａ量が過剰であると鋼板の延性が劣化するので、使用する場合のＣａ量の上限を０．００３％以下と定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．００２５％以下である。
Ｃａは、鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制して、鋼板の耐食性を高めるため、必要に応じて添加する。Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかしＣａ量が過剰であると鋼板の延性が劣化するので、使用する場合のＣａ量の上限を０．００３％以下と定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．００２５％以下である。
本発明では、上述のＳｉ含有鋼のデスケーリング性を良好にするため、鋼片（スラブ等）を加熱炉で加熱するときの条件を制御すると共に、加熱炉から取り出した後であって熱間圧延開始前（粗圧延開始前）に鋼片と加湿空気（大気に所定量のＨ2Ｏを加えた空気）とを特定の条件下で接触（加湿空気処理という）をさせている。
より詳細に説明すると、加熱炉では、燃焼ガス雰囲気下で加熱しており、酸化スケールが形成される。燃焼雰囲気中での酸化は主としてＯ2によって形成されるものであり、このＯ2による酸化はＦｅが外方拡散しつつ進行するため外方酸化層という。本発明では、加熱炉内のＯ2濃度を低減してスケール（外方酸化層）の形成を抑制している。このことによって鋼板の表面性状が改善される。
しかし、加熱炉内のＯ2濃度を低減しても、スケール（外方酸化層）を完全に消失することは難しい。またスケール（外方酸化層）と地鉄との界面にはファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）などからなるサブスケール層が形成される。このサブスケール層がデスケーリング性低下の原因となるため、本発明では、十分量の酸素の存在下、水蒸気で鋼片を処理することにした。十分量の酸素の存在下、水蒸気と接触しながら鋼片が高温酸化されるときもスケールが成長するが、このスケールは主としてＯ（酸素）の内方拡散によって形成されるため内方酸化層という。この内方酸化層は、サブスケールの底部、およびサブスケールの下に存在する地鉄（特に表面近傍の地鉄中に酸化物が点在してマクロ的に層状に見える層（内部酸化層））を侵食するようにして形成される。サブスケール下の地鉄では、サブスケール層への合金元素が拡散してしまっているために合金元素が欠乏している。この合金元素欠乏層にＯが内方拡散して酸化が起こると、この内方酸化層は、合金元素が欠乏していることからサブスケールにはならず、ウスタイト（ＦｅＯ）を主体とするスケールになる。ウスタイト（ＦｅＯ）は地鉄と剥離しやすいため、ウスタイト（ＦｅＯ）を主体とする内方酸化層がサブスケールと地鉄との間に形成されると、この内方酸化層と共にサブスケールも剥離されるようになってデスケーリング性が向上する。
ところで水蒸気を鋼片と接触させるために、通常、大気にＨ2Ｏを添加した加湿空気を鋼片と接触させている。大気にＨ2Ｏを添加する場合、Ｈ2Ｏの添加量が少なすぎると内方酸化層の厚みが薄くなるが、Ｈ2Ｏの添加量が多すぎても内方酸化層の厚みが薄くなることが判明した。図１のグラフにこの関係が明瞭に示されている。この図１のグラフの縦軸は、一定温度（１１５０℃）で一定時間（３０分間）加熱酸化したときの酸化層の厚さを示したものであって、酸化速度に比例する。一方、図１のグラフの横軸は、加湿空気中のＨ2Ｏの体積濃度を示している。なおこのＨ2Ｏの体積濃度は、モル分率に等しく、よって大気圧を１気圧としたときのＨ2Ｏの分圧に相当する。図１から、加湿空気中のＨ2Ｏ濃度を１０〜３０体積％にしたとき（即ち全圧が１気圧であり、Ｈ2Ｏ分圧が０．１〜０．３気圧の加湿空気を用いたとき）、内方酸化層の厚さ（内方酸化速度）が最大になることが判る。なおこの範囲では、外方酸化層の厚さ（外方酸化速度）も最大となっている。Ｈ2Ｏ濃度を高くし過ぎると内方酸化速度と外方酸化速度が低下するのは、酸化剤としてのＯ2とＨ2Ｏとの酸化作用および濃度の兼ね合いの結果によるものと考えられる。即ちＨ2Ｏ濃度が増加すると、相対的にＯ2濃度が減少する。そしてＨ2ＯはＯ2よりも酸化作用が小さいため、Ｈ2Ｏ濃度が増加し過ぎると雰囲気全体として酸化作用が減少し、その結果、内方酸化層の厚さが減少すると考えられる。
加熱炉での加熱条件及び加湿空気処理条件は、より具体的には、以下の通りである。
加熱炉温度は、鋼片を適切に軟化するのに必要な温度、例えば、１２５０℃以上、好ましくは１２８０℃以上とする。しかし炉内温度が高すぎると、サブスケール層が厚くなってデスケーリング性が低下する。そこで炉内温度は、１３５０℃以下、好ましくは１３２０℃以下とする。
加熱炉温度は、鋼片を適切に軟化するのに必要な温度、例えば、１２５０℃以上、好ましくは１２８０℃以上とする。しかし炉内温度が高すぎると、サブスケール層が厚くなってデスケーリング性が低下する。そこで炉内温度は、１３５０℃以下、好ましくは１３２０℃以下とする。
加熱時間は、鋼片を適切に軟化するのに必要な時間、例えば、３０分以上、好ましくは４０分以上、さらに好ましくは５０分以上とする。しかし加熱時間が長すぎると、サブスケール層が厚くなり、デスケーリング性が低下する。そこで加熱時間は、１２０分以下、好ましくは１００分以下、さらに好ましくは８０分以下とする。
加熱炉内は、燃焼ガス雰囲気になっているが、本発明では燃焼ガス中のＯ2濃度を２体積％以下、好ましくは１．５体積％以下にする。Ｏ2濃度が高いと、サブスケール層が局所的に厚く形成されて不均一となり、デスケーリング性が低下する。Ｏ2濃度の下限は特に制限されないが、例えば、０．１体積％以上でもよい。
加湿空気処理のときの鋼片の温度は、内方酸化層の形成速度、スラブ加熱時の炉内温度と熱間圧延開始温度との兼ね合いなどから決定され、例えば、１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１２５０℃以下（好ましくは１２００℃以下）である。
加湿空気処理では、Ｈ2Ｏ濃度が１０〜３０体積％の加湿空気と鋼片とを接触させる。Ｈ2Ｏの濃度は、好ましくは１５〜２８体積％、さらに好ましくは２０〜２５体積％である。
加湿空気処理では、Ｈ2Ｏ濃度が１０〜３０体積％の加湿空気と鋼片とを接触させる。Ｈ2Ｏの濃度は、好ましくは１５〜２８体積％、さらに好ましくは２０〜２５体積％である。
加湿空気と鋼片との接触時間は、例えば、１０秒以下、好ましくは８秒以下である。接触時間が長いほどデスケーリング性が向上するが、接触時間を長くしすぎると、生産性が低下する。また自動コンベア搬送中に水蒸気と鋼片とを接触させることとした場合、接触時間を長くしすぎると、圧延速度が低下する。接触時間の下限は、例えば、１秒以上（好ましくは２秒以上）である。
加湿空気処理は、通常、鋼片搬送コンベア上で実施する。鋼片と加湿空気との接触は、例えば、コンベア上に設置した雰囲気制御用のフード内に加湿空気を流しつつ鋼片を通過させることで実施できる。
加湿空気処理を行った後、デスケーリングを実施する。デスケーリングでは、高圧水デスケーリングが一般的であるが、メカニカルデスケーリングを実施してもよい。
加湿空気処理を行った後、デスケーリングを実施する。デスケーリングでは、高圧水デスケーリングが一般的であるが、メカニカルデスケーリングを実施してもよい。
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実験例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
製造例
表１に示す化学成分組成の鋼材スラブＡおよびＢを溶製した。
表１に示す化学成分組成の鋼材スラブＡおよびＢを溶製した。
実験例１Ａ
スラブＡから機械加工で２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍの鋼片を試料として採取した。この板状試料の表面の一部にスパッタリングでマーク（膜厚１μｍのＰｔ薄膜）を付けた。この試料を、雰囲気制御型熱処理装置に設置し、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）下、１０℃／分の昇温速度で加熱した。次いで雰囲気を（ア）大気フロー及び（イ）水蒸気（Ｈ2Ｏ）を１０体積％含む加湿空気フロー（加湿空気処理）のいずれかに切り替え、１２００℃で３０分間保持した後、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）に戻し、１０℃／分の速度で降温した。
スラブＡから機械加工で２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍの鋼片を試料として採取した。この板状試料の表面の一部にスパッタリングでマーク（膜厚１μｍのＰｔ薄膜）を付けた。この試料を、雰囲気制御型熱処理装置に設置し、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）下、１０℃／分の昇温速度で加熱した。次いで雰囲気を（ア）大気フロー及び（イ）水蒸気（Ｈ2Ｏ）を１０体積％含む加湿空気フロー（加湿空気処理）のいずれかに切り替え、１２００℃で３０分間保持した後、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）に戻し、１０℃／分の速度で降温した。
前記熱処理を行った試料を樹脂に埋め込んだ。断面を研磨した後、光学顕微鏡及びＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、マーク（Ｐｔ薄膜）よりも内側のスケール層の厚さ（内方酸化層厚さ）と、地鉄中の酸化物粒子分散層の厚さ（内部酸化層厚さ）を求めた。結果を表２に示す。
実験例１Ｂ
スラブＡから機械加工でφ８．０ｍｍ×１２ｍｍの円柱状鋼片を試料として採取し、その側面をＲmax≦６μｍの表面粗さ（最大高さ）に研磨した後、実験例１Ａと同様に熱処理した。熱処理後、円柱状試料を加工フォーマスター試験装置にセットし、真空中で１０００℃まで昇温し、試料を圧縮（圧縮歪率：５０％、歪速度：１０ｍｍ／秒）してスケールを剥離させた。剥離後の２次スケール生成を抑制するため、試料をＡｒ雰囲気中で室温まで急冷した後、下記式に基づき、残留したスケールの面積率を調べた。
残留スケール面積率（％）＝（残留スケール面積／全面積）×１００
なお残留スケール面積は、光学顕微鏡観察に基づいており、具体的には試料側面（曲面）全体を平面に投影した側面全図を出して画像処理することによって求めた。
結果を表２に示す。
スラブＡから機械加工でφ８．０ｍｍ×１２ｍｍの円柱状鋼片を試料として採取し、その側面をＲmax≦６μｍの表面粗さ（最大高さ）に研磨した後、実験例１Ａと同様に熱処理した。熱処理後、円柱状試料を加工フォーマスター試験装置にセットし、真空中で１０００℃まで昇温し、試料を圧縮（圧縮歪率：５０％、歪速度：１０ｍｍ／秒）してスケールを剥離させた。剥離後の２次スケール生成を抑制するため、試料をＡｒ雰囲気中で室温まで急冷した後、下記式に基づき、残留したスケールの面積率を調べた。
残留スケール面積率（％）＝（残留スケール面積／全面積）×１００
なお残留スケール面積は、光学顕微鏡観察に基づいており、具体的には試料側面（曲面）全体を平面に投影した側面全図を出して画像処理することによって求めた。
結果を表２に示す。
表２の結果から以下のことが分かる。まず大気雰囲気下で熱処理を行った試料Ｎｏ．１では内方酸化層が形成されておらず、内部酸化層が厚く形成されている。これに対してＨ2Ｏを１０体積％含む加湿空気雰囲気下で熱処理（加湿空気処理）を行った試料Ｎｏ．２では、内方酸化層が厚く形成され、また残留スケール面積率が小さくなっている。これらの結果から、加湿空気処理を行えば、内方酸化層が厚く形成され、デスケーリング性が向上することが分かる。
実験例２Ａ
スラブＡから機械加工で２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍの鋼片を試料として採取し、実験例１Ａと同様にしてマーク（Ｐｔ薄膜）を付けた。この試料を、雰囲気制御型熱処理装置に設置し、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）下、１０℃／分の昇温速度で加熱した。次いで（１）雰囲気を燃焼ガスフロー（燃焼ガス組成：７１体積％Ｎ2−１体積％Ｏ2−１０体積％ＣＯ2−１８体積％Ｈ2Ｏ）に切り替え、温度１２５０℃で３０分間保持する第１熱処理を行った。続いて（２ａ）Ｈ2Ｏを１０体積％又は３０体積％含む加湿空気フロー下、鋼片温度１２００℃で３〜１０秒間保持する第２熱処理（加湿空気処理）を行った後、又は（２ｂ）この第２熱処理を行うことなく直ちにＮ2雰囲気（Ｎ2フロー）に戻し、１０℃／分の速度で降温した。
熱処理後の試料の内方酸化層厚さ及び内部酸化層厚さを実験例１Ａと同様にして調べた。結果を表３に示す。
スラブＡから機械加工で２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍの鋼片を試料として採取し、実験例１Ａと同様にしてマーク（Ｐｔ薄膜）を付けた。この試料を、雰囲気制御型熱処理装置に設置し、Ｎ2雰囲気（Ｎ2フロー）下、１０℃／分の昇温速度で加熱した。次いで（１）雰囲気を燃焼ガスフロー（燃焼ガス組成：７１体積％Ｎ2−１体積％Ｏ2−１０体積％ＣＯ2−１８体積％Ｈ2Ｏ）に切り替え、温度１２５０℃で３０分間保持する第１熱処理を行った。続いて（２ａ）Ｈ2Ｏを１０体積％又は３０体積％含む加湿空気フロー下、鋼片温度１２００℃で３〜１０秒間保持する第２熱処理（加湿空気処理）を行った後、又は（２ｂ）この第２熱処理を行うことなく直ちにＮ2雰囲気（Ｎ2フロー）に戻し、１０℃／分の速度で降温した。
熱処理後の試料の内方酸化層厚さ及び内部酸化層厚さを実験例１Ａと同様にして調べた。結果を表３に示す。
実験例２Ｂ
スラブＡから機械加工でφ８．０ｍｍ×１２ｍｍの円柱状鋼片を試料として採取し、その側面をＲmax≦６μｍの表面粗さ（最大高さ）に研磨した後、実験例２Ａと同様に熱処理した。熱処理後、実験例１Ｂと同様にして残留したスケールの面積率を調べた。結果を表３に示す。
スラブＡから機械加工でφ８．０ｍｍ×１２ｍｍの円柱状鋼片を試料として採取し、その側面をＲmax≦６μｍの表面粗さ（最大高さ）に研磨した後、実験例２Ａと同様に熱処理した。熱処理後、実験例１Ｂと同様にして残留したスケールの面積率を調べた。結果を表３に示す。
表３の結果から明らかなように、加湿空気処理を行っていない試料Ｎｏ．３に比べて、加湿空気処理した試料Ｎｏ．４〜９では、Ｈ2Ｏ濃度が高いほど、また加湿空気処理時間が長くなるほど、内方酸化層厚さが増加しかつ内部酸化層厚さが減少し、デスケーリング性が向上した。
実験例３
スラブＢから試料を採取し、処理温度を１１５０℃にした以外は、実験例１Ａ、１Ｂと同様にした。結果を表４に示す。
スラブＢから試料を採取し、処理温度を１１５０℃にした以外は、実験例１Ａ、１Ｂと同様にした。結果を表４に示す。
表４の結果から明らかなように、Ｈ2Ｏを１０体積％含む加湿空気雰囲気下で熱処理（加湿空気処理）した試料Ｎｏ．１１は、大気雰囲気下で熱処理した試料Ｎｏ．１０に比べて、内方酸化層厚さが増加し、デスケーリング性が向上した。
実験例４
スラブＢから試料を採取し、第２熱処理温度（加湿空気処理温度）を１１５０℃にした以外は、実験例２Ａ、２Ｂと同様にした。結果を表５に示す。
スラブＢから試料を採取し、第２熱処理温度（加湿空気処理温度）を１１５０℃にした以外は、実験例２Ａ、２Ｂと同様にした。結果を表５に示す。
表５の結果から明らかなように、加湿空気処理を行っていない試料Ｎｏ．１２に比べて、加湿空気処理した試料Ｎｏ．１３〜１８では、Ｈ2Ｏ濃度が高いほど、また加湿空気処理時間が長くなるほど、内方酸化層厚さが増加しかつ内部酸化層厚さが減少し、デスケーリング性が向上した。
実験例５
スラブ（Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．８％、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．２％、残部鉄及び不可避不純物）から試料を採取し、加湿空気処理温度を１１５０℃にし、加湿空気でのＨ2Ｏ濃度を０〜４０体積％の間で適宜変更する以外は、実験例１Ａと同様にした。結果を図１に示す。
スラブ（Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．８％、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．２％、残部鉄及び不可避不純物）から試料を採取し、加湿空気処理温度を１１５０℃にし、加湿空気でのＨ2Ｏ濃度を０〜４０体積％の間で適宜変更する以外は、実験例１Ａと同様にした。結果を図１に示す。
Claims (3)
- 鋼片を加熱炉から取り出し、デスケーリングした後、熱間圧延する鋼板の製造方法において、
前記鋼板はＳｉを０．２〜２％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含有するＳｉ含有鋼板であり、
前記加熱炉では、Ｏ2濃度２体積％以下の燃焼ガス雰囲気下、鋼片を加熱炉温度１２５０〜１３５０℃で、３０〜１２０分間加熱するものとし、
前記加熱炉から取り出した後であってデスケーリング前に、１１００〜１２５０℃の鋼片温度で１０秒を超えない範囲で、Ｈ2Ｏを１０〜３０体積％含む加湿空気を鋼片と接触させることを特徴とするＳｉ含有熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．２〜３％、及びＳ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載のＳｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、さらにＡｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）及びＣａ：０．００３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項２に記載のＳｉ含有熱延鋼板の製造方法。
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