JP5838708B2 - 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は造船、土木、建築、橋梁、建設機械、鋼管等に使用される鋼材であって、特に黒皮（以下「スケール」と称する場合もある。）付きの鋼板のまま、曲げ加工されて使用される場合にスケールの密着性が要求される場合や、黒皮に直接塗装が施されたり、黒皮をショットブラストで除去した後、あるいはショットブラスト後の地鉄表面に塗装が施されたりする場合に鋼板表面の美麗性が要求される表面性状に優れた厚鋼板およびその製造方法に関する。なお、本明細書においては鋼材として厚鋼板を中心に記載するが、本発明が対象とする分野は厚板に限ることなく、形鋼、条鋼、熱延鋼板も含む。

近年、建設機械や建築、橋梁などの分野を中心として鋼板の外観や、鋼板表面の黒皮（スケール）の性状に優れた鋼板の要求が多い。例えば、スケールが付いたままの状態で加工された場合にスケールが脱落すると、加工の金型や鋼板自体にスケールの押し込み傷が発生し、金型寿命の低下や、鋼板の外観を損ない、補修が必要になる。また、スケールが付いたままの状態で塗装がなされたりする場合に、使用期間中に地鉄とスケールの界面で剥離すると、塗装が剥がれ機器の外観を損なう。このため、スケールと地鉄の密着性が高いことが強く要求されている。

また、ショットブラストによりスケールを除去した後、地鉄表面に塗装が施される場合には、地鉄表面に凹凸があると、塗装後にも表面に凹凸が残存し、外観を損なう。このため、スケールを除去した後の地鉄の凹凸が小さいことも要求が強い。

またＣｕやＮｉなどのＦｅよりも酸化しにくい元素は地鉄の表面に濃化する。これは地鉄の表面ではＦｅが酸化され酸化物となるが、ＣｕやＮｉは酸化されずに地鉄中に残るからである。ＣｕやＮｉの濃化層は酸化物層と地鉄の表面の形状に影響を与え、スケールの密着性に大きく影響することが知られている。

表面性状に優れた鋼板の製造方法について、従来から種々の方法が提案されている。特許文献１では、スケールが黒色で薄く、タイト性の優れた鋼の製造方法について開示されている。すなわち、加熱時のスケールを高圧水噴射によって完全に除去し、各圧下圧延直後、あるいは各２圧下直後に鋼板の表面を高圧水で水冷して鋼板表面の温度を８００℃以下に低下させることで圧延中のスケール生成を抑制し、さらに、鋼の実質的な圧延終了温度を８５０℃以下とすることで、圧延後の冷却中のスケール生成を抑制する方法が開示されている。

特許文献２には、鋼板の表面に１０〜６０μｍのスケール層を形成することを特徴とする板厚１５〜３５ｍｍのレーザー切断用厚鋼板の製造方法が開示されている。
すなわち、 圧延開始前にスラブ表面に形成されたスケールを高圧水噴射により除去し、９００〜９５０℃の仕上圧延温度で圧延を終了して、８５０〜９５０℃で厚鋼板の水冷を開始し、６５０℃以上で水冷を停止する製造方法が開示されている。

特許文献３では、Ｓｉ添加量を０．５％以上添加し、スラブ加熱温度を１１５０〜１３００℃とすることにより、高温域で生ずるＦｅ_２ＳｉＯ_４（ファイアライト）のサブスケール層と地鉄との密着性を良くし、鋼板表面を均一なスケールとすることにより、凹凸状の地鉄表面を抑制する技術が開示されている。

特許文献４には、スラブ加熱温度を９５０〜１２５０℃とし、圧延中に、１００ｋｇ／ｍｍ^２以上の圧力で鋼板表裏面に水を噴射して、デスケーリングを３回以上実施し、圧延を８５０〜７２０℃で終了し、鋼板表裏面に水を噴射して、鋼板表面温度を６００〜７００℃まで冷却し、その後空冷することを特徴とするスケール密着性とレーザー切断性に優れた鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献５には鋼板中にＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒを０．３重量％以上含有させることでスケールの密着性を改善したレーザー切断用鋼板が開示されている。ここで、スケールと鋼との境界部にＣｕおよび／またはＮｉ富化層が生成するため、スケールと地金との界面が粗くなりアンカー効果によってスケールの密着性が改善されるとされている。

特開平７−４８６２２号公報 特開２００８−９５１５５号公報 特開平０５−０３９５２３号公報 特開平０８−２１８１１９号公報 特開平０５−０３９５２３号公報

しかしながら、特許文献１に記載の方法ではスケールが黒色で薄く、密着性に優れた鋼板を得ることができるが、地鉄の凹凸が生ずる問題を解決する方法については開示されていない。

特許文献２に記載された製造方法においては、９００〜９５０℃の仕上圧延温度で圧延を終了して、８５０〜９５０℃で厚鋼板の水冷を開始し、６５０℃以上で水冷を停止してスケールの改質を行うことが特徴であるが、圧延と圧延の間にスケール除去を行わないため、スケール厚みが１０〜６０μｍと厚い。このため、圧延後の水冷によってスケールに容易に割れが入りやすく、それを起点としてスケールがはがれることで密着性が低下する問題があった。

特許文献３に記載された技術では、加熱温度が高く、スケール厚が厚くなるために密着性が低下するだけでなく、実際には均一にサブスケール層を生成させることが困難であり、地鉄の凹凸が大きくなる。

特許文献４に記載された技術では、レーザー切断性に優れ、スケールの密着性に優れた鋼板を得ることができるが、地鉄の凹凸が生ずる問題を解決する方法については開示されていない。

特許文献５に記載された技術では、ＣｕとＮｉを多量に添加するため、スケールの密着性は改善されているものの、スケールと地鉄の界面の粗さはかえって大きくなっており、地鉄の凹凸が生ずる問題を解決する方法となっていない。

そこで、本発明では、これらの事実を鑑みてなされたもので、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことなく、スケールの密着性に優れ、かつ、地鉄の凹凸の少ない鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、厚鋼板を対象に優れた表面性状を確保するため、鋼板の化学成分、製造方法、スケール、サブスケール、地鉄表面のＣｕおよびＮｉの濃化層の形態を決定する各種要因に関して鋭意研究を行った。

スケールの生成機構を説明する模式図を図１に示す。黒皮付き鋼板の表面には外側からスケール層、サブスケール層、Ｃｕ、Ｎｉの濃化層、地鉄（鋼板の酸化されていない部分）がある。スケール層は主にＦｅ_３Ｏ_４（マグネタイト）、Ｆｅ_２Ｏ_３（ヘマタイト）、Ｆｅ０（ウスタイト）などのＦｅの酸化物からなる。サブスケール層はＦｅ_２ＳｉＯ_４（ファイアライト）あるいはファイアライトと一部未酸化のＦｅの混合物からなる。地鉄の結晶粒界ではＦｅ原子の拡散速度が大きいため、選択的に地鉄の酸化が進み、粒界酸化が起こる。粒界酸化部もサブスケールと同様の組成の酸化物であり、サブスケールの一部とみなせる。また、地鉄中に含まれるＣｕやＮｉはＦｅよりも酸化されにくいため、Ｆｅ原子が酸化されてサブケール層、スケール層に拡散していくのに対し、ＣｕやＮｉは酸化せずに地鉄中にとどまり続ける。このためＣｕ、Ｎｉの濃化層が地鉄の表面近傍に形成される。

本発明者らは、前述の課題を達成するため、厚鋼板の表面性状に及ぼす、鋼板の化学成分、製造方法、スケール、サブスケール、地鉄表面のＣｕおよびＮｉの濃化層の形態等の各種要因との関係を求め、以下の知見を得た。

１．スケールと地鉄の界面の密着性を向上するためには、スケール層の平均厚さを薄くすることが重要である。ここで、スケール層は、倍率５００倍の光学顕微鏡写真から特定し、これから測定した値の平均値をスケールの平均厚さとする。

２．さらに、地鉄の凹凸を低減するためには、スケール層と地鉄表面の間に存在するサブスケール層の厚さと、地鉄表面に生成する合金濃化層の形態を厳密に制御することが最も重要である。ここで、サブスケール層の厚さは、合計５個のサンプルを倍率２０００倍のＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピング（Ｓｉ）から測定したＳｉが濃化した酸化物層の平均厚さをサブスケール層の平均厚さとした。

また、サブスケール層下で、地鉄の表面のＣｕおよびＮｉの濃化層中のＣｕ、Ｎｉ量は、ＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで測定された最大値を濃化層中のＣｕ、Ｎｉ量と規定し、地鉄鋼板の１／４ｔ部のＣｕ、Ｎｉ量をＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで測定した平均値と相対比較することにより求めた。

３．上記の表面性状を達成するためには、鋼板組成を管理することにより、サブスケール層および地鉄表面の形態と、スケールの成長を抑制することが不可欠であり、さらには、熱間圧延条件と熱間圧延中のデスケーリング条件を厳格に管理して、熱間圧延前、熱間圧延途中および熱間圧延後に生成、成長するスケールを効果的に除去、および成長の抑制をすることにより、鋼板表面性状を制御することが重要である。ここでサブスケール層の形態とは、サブスケール層の厚みおよび厚みの場所によるばらついた状態を云う。また、地鉄表面の形態とは地鉄とサブスケール（粒界酸化部を含む）の境界の凹凸を意味する。スケールの成長を抑制するとはスケールの成長速度を遅くすることを意味する。また、地鉄とは酸化されていない鋼板の部分を意味する。

本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
（１）鋼材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１〜１．６％、
Ｐ：０．００５〜０．０３０％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．０１〜０．０９％、
Ｎｉ：０．０１〜０．０９％、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とからなり、
表面から板厚方向にスケール層と、サブスケール層と、ＣｕおよびＮｉの濃化層が存在する鋼板であって、
前記スケール層の平均厚さが１〜１５μｍであり、
前記サブスケール層の平均厚さが０．２〜３μｍで、
前記ＣｕおよびＮｉの濃化層において、ＣｕおよびＮｉの各々元素の最大の濃度の合計をＭ（質量％）としたとき下記式を具備すること
を特徴とする表面性状に優れた鋼板。
１．２＜Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）＜２．０
ただし、Ｃｕ、Ｎｉは鋼材の成分の含有量（質量％）である。
（２）さらに、鋼材の成分が、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００５％以下
の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の表面性状に優れた鋼板。
（３） さらに、鋼材の成分が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載した表面性状に優れた鋼板。
（４） 前記（１）〜（３）のいずれか１つに記載した鋼板を製造するに際し、鋼片を１０００〜１１８０℃に加熱後、第一のデスケーリングを行い、
その後、圧延終了温度が９００℃以下とする熱間圧延工程において、高圧水を噴射する第二のデスケーリングを、前記圧延終了温度以上９５０℃以下の温度範囲での圧延パスの直前に、鋼板表裏面に３回以上、かつ第二デスケーリングのサイクル間隔が１０〜５０秒で行い、
前記熱間圧延工程が終了した後、空冷することを特徴とする表面性状に優れた鋼板を製造する方法。

本発明によれば、スケールの密着性に優れ、かつ地鉄の凹凸の少ない厚鋼板が得られ、鋼構造物作製時のコスト低減や、意匠性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

スケールの生成機構を説明する模式図である。

以下に、本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。

本発明では、優れた鋼板の表面性状を確保するために、鋼板の成分組成を規定する。なお、本明細書の説明において鋼組成に関する％表示は、質量％を意味するものとする。

鋼材の成分組成；
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するために必要な元素でその効果を得るため、０．０５％以上の含有を必要とする。

一方、０．２０％を超える含有は、靭性を劣化させるとともに、溶接性が低下する。このため、０．０５〜０．２０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０６〜０．１８％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．４０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０１％必要である。一方、０．４０％を超えて含有すると、母材の靭性、溶接部の低温割れ性が顕著に劣化する。さらに加熱時には、鋼素材のＳｉのミクロ偏析に起因して、生成するサブスケール層の厚さが場所によってばらつく。このため、圧延時には、場所によって厚みの異なるサブスケール層が圧延により地鉄に押し込まれ、地鉄の凹凸生成が促進される。また、サブスケール層の厚さが異なると、圧延終了後の冷却過程で成長する表面スケール層の厚さも異なるため、圧延時のデスケーリング性や、最終製品での表面スケールの密着性にばらつきが生じる。このため、Ｓｉは、０．０１〜０．４０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０２〜０．３５％である。

Ｍｎ：０．１〜１．６％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の強度を確保するために０．１％以上は必要である。一方、１．６％を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が著しく劣化する。このため、０．１〜１．６％の範囲に限定する。好ましくは、０．２〜１．５％である。

Ｐ：０．００５〜０．０３０％
Ｐは、不純物元素として含有されるが、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％以上とする。一方、０．０３０％を超えて含有すると、鋼の強度を増加させ著しく靭性が劣化する。さらに加熱時には、鋼素材のＰのミクロ偏析に起因して、生成するサブスケール層の厚さが場所によってばらつく。このため、圧延時には、場所によって厚みの異なるサブスケール層が圧延により地鉄に押し込まれ、地鉄の凹凸生成が促進される。また、サブスケール層の厚さが異なると、圧延終了後の冷却過程で成長する表面スケール層の厚さも異なるため、圧延時のデスケーリング性や、最終製品での表面スケールの密着性にばらつきが生じる。このため、Ｐは、０．００５〜０．０３０％の範囲に限定する。好ましくは、０．００７〜０．０２５％である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、低減させることが望ましい。本発明では、０．０１％を上限として許容できる。

Ｃｕ：０．０１〜０．０９％
Ｃｕはスケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進してスケールの密着性を高める元素である。しかし、Ｃｕが０．０１％未満では、地鉄表面のＣｕ濃化層が生成せず、地鉄とスケール界面の密着性が低下する。一方、０．０９％を超えて含有すると粒界酸化が過度に著しくなり、これにより地鉄の凹凸が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、圧延中のデスケーリングによって完全にスケールを除去できなくなり、スケールが残存する部分ができる。このような状態となるとスケールの残存した部分は、その後の圧延によってスケールがに押し込まれて地鉄がくぼむため地鉄とスケール界面の凹凸が激しくなる。このため、０．０１〜０．０９％に限定する。

Ｎｉ：０．０１〜０．０９％
Ｎｉもスケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進してスケールの密着性を高める元素である。しかし、Ｎｉが０．０１％未満になると、地鉄表面のＮｉ濃化層が生成せず、地鉄とスケール界面の密着性が低下する。一方、０．０９％を超えて含有すると粒界酸化が過度に著しくなり、これにより地鉄の凹凸が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、圧延中のデスケーリングによって完全にスケールを除去できなくなり、スケールが残存する部分ができる。このような状態となるとスケールの残存した部分は、その後の圧延によってスケールが押し込まれて地鉄がくぼむため地鉄とスケール界面の凹凸が激しくなる。このため、０．０１〜０．０９％に限定する。好ましくは、０．０３〜０．０７％である。

なお、Ｃｕを単独で添加すると鋳造時や圧延時に赤熱脆性を起こし、地鉄表面疵が発生するため、ＣｕとＮｉは同時に添加する必要があり、質量％でＣｕ量の５０％以上のＮｉを添加することが好ましい。

Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材および溶接部の靭性向上に寄与する。一方、０．０７％を超えて含有すると、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．０７％以下に限定する。好ましくは、０．０５％以下である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．０１％を超えて含有すると、母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．０１％以下に限定する。さらに、好ましくは０．００7％以下である。

本発明では、上記基本成分系に加えて、必要に応じ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの中から選ばれる１種以上を含有することができる；
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種以上；
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。

Ｃｒを添加する場合は、０．０５％以上とすることが強度向上に好ましいが、１．０％を超えて含有すると、母材靭性、延性および溶接性が著しく劣化するため、１．０％以下とすることが好ましい。

Ｍｏを添加する場合は、０．０５％以上とすることが強度向上に好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とすることが好ましい。

Ｎｂを添加する場合は、０．００５％以上とすることが強度向上に好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とすることが好ましい。

Ｖを添加する場合は、０．０１％以上とすることが好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とすることが好ましい。

Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭性化に寄与する添加元素であるが、０．０３％を超えて添加するとＴｉＮ粒子が粗大化して、母材および溶接部靭性を劣化させるため、０．０３％以下とすることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有するが、一方、０．００５％を超える含有は焼入れ性を過度に増加させ、母材の靭性および延性の劣化をもたらすため、０．００５％以下とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下およびＭｇ：０．００５％以下の中から選ばれる１種以上；
ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加することが好ましい。

ＲＥＭを添加する場合は、０．００２％以上とすることが靭性向上に好ましいが、０．０２％を超えてもその効果が飽和するため、０．０２％を上限とすることが好ましい。

Ｃａを添加する場合は、０．０００５％以上とすることが靭性向上に好ましいが、０．００５％を超えてもその効果が飽和するため、０．００５％を上限とすることが好ましい。

Ｍｇを添加する場合は、０．００１％以上とすることが靭性向上に好ましいが、０．００５％を超えてもその効果が飽和するため、０．００５％を上限とすることが好ましい。

上記した成分を添加した場合、その他の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

本発明では、さらに、スケールの形態を規定する。
スケール層の平均厚さが１〜１５μｍであること；
本発明では、スケールと地鉄の密着性を高くするために、スケール層の平均厚さを厳格に管理することが重要である。

スケール厚みが厚いと曲げ加工を受けた場合にスケール表面またはスケールと地鉄の界面に生ずる歪が大きく、スケールが剥離しやすくなる。またスケール厚みが厚いと熱間圧延後の冷却過程においてスケールと地鉄の熱膨張率の差により発生する応力の緩和も難しくなるためスケールの剥離が生じやすくなる。

このためスケールの平均厚さは１５μｍ以下とした。なお、スケール厚の下限は１μｍと規定するが、スケール厚が１μｍ未満であると、スケール自体に割れが生じた場合、赤さびが発生しやすくなるため、１μｍ以上とする。さらに、好ましくは、スケールの平均厚さは５〜１２μｍである。当該スケール層を特定するには、鋼板断面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡で１０００倍の写真を撮影することによりでき、その厚さは、任意の視野で撮影した５枚の写真について、各２０点のスケール厚さを画像解析装置を用いて測定できる。平均厚さを求めるには測定した１００点のスケール厚さの平均を求める。

サブスケール層の平均厚さが０．２〜３μｍであること；
また、本発明では、スケール層の厚さを管理するだけでは不十分で、表面スケールの密着性を向上し、かつ地鉄の凹凸を抑制するためには、サブスケール層の厚さが０．２〜３μｍに管理することが必要である。

なお、サブスケール層とは、地鉄とスケール層の境界でファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）とＦｅの混合した層を意味する。当該サブスケール層を特定するには、スケール層と地鉄の界面の近傍で、ＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングによりＳｉ量の分布を測定し、同様にＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングにより測定した地鉄鋼板の１／４ｔ部のＳｉ量の平均値の１．５倍以上のＳｉ量を有する領域をサブスケール層として特定する。その厚さは、ＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで撮影した５枚の画像を画像解析装置により任意の各２０点で測定する。平均厚さを求めるには合計１００点の平均値を求める。

サブスケール層は地鉄との密着性が比較的高く、サブスケール層の平均厚さが３μｍを超えると、デスケーリング後の圧延により、地鉄にサブスケール層が押し込まれ、地鉄の凹凸生成を助長する。サブスケール層の平均厚さが３μｍを超えると、地鉄の凹凸が顕著となる。一方、サブスケール層の平均厚さが０．２μｍ未満であると、Ｆｅの拡散が促進され、スケール層の成長速度が増加してスケール厚が増加し、スケールの密着性が低下する。

サブスケール層の制御は、化学成分を厳格に管理するとともに、圧延開始前でのスラブ加熱温度の上限を管理した上で圧延前のデスケーリングにより、加熱時に生成したサブスケール層をスケール層とともに除去することが重要である。

一方、その後の圧延温度およびデスケーリングパス間時間を管理することにより、圧延パス中に再生成するサブスケール層厚さを制御することができる。この、圧延パス中で再生するサブスケール層は、地鉄との密着性が高く、かつ厚さのばらつきが小さい。均一で密着性の高いサブスケール層の存在により、表面スケール層は均一に薄く生成し、密着性に優れる。さらに、地鉄表面の凹凸が小さくなる。

ＣｕおよびＮｉの濃化層において、ＣｕおよびＮｉの各々元素の最大の濃度の合計をＭ（質量％）としたとき下記式を具備すること
１．２＜Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）＜２．０
ただし、Ｃｕ、Ｎｉは鋼材の成分の含有量（質量％）である；
さらに、地鉄表面に生成するＣｕおよびＮｉの各々元素の最大の濃度の合計をＭ（質量％）とし、ＣｕとＮｉの鋼材の成分の含有量（質量％）の総量としたとき、Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）が１．２以下であると、Ｆｅの拡散によるスケールの成長が促進され、地鉄とスケール層の密着性が劣化する。一方、Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）が２．０以上であると結晶粒界の選択酸化が促進されるため、酸化層が粒界に深く入り込み、酸化層（サブスケール）と地鉄の界面の凹凸が激しくなるとともに、ヘゲ疵の発生を助長する。
このため、１．２＜Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）＜２．０とする。好ましくは、１．４＜Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）＜２．０である。

当該ＣｕおよびＮｉの各元素の最大の濃度を特定するには、ＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで地鉄とサブスケールの界面近傍を分析し、ＣｕおよびＮｉ濃化層中の各元素の最大の濃度を測定し、これらを測定地鉄鋼板の１／４ｔ部のＣｕ、Ｎｉ量をＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで測定した平均値と相対比較することにより行った。

本発明においては表面性状に優れたとは、鋼板表面の粗さ（Ｒａ；単位μｍ）および碁盤目試験により評価する。

鋼板表面の粗さ（算術平均粗さＲａ；単位μｍ、以下単に「表面の粗さ」と称することもある。）は、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に準拠し、表面粗さ計を用いて、鋼板表面粗さを測定し、３．０μｍ以下を良好と評価する。
また、碁盤目試験は、ＪＩＳ Ｋ５４００（１９００）に準拠して、スケール表面に直接１００マスのクロスカットを行った後、テープ剥離試験を行い、５．７点以上を良好と評価する。さらに好ましくは、鋼板表面の粗さ（Ｒａ；単位μｍ）が２．５μｍ以下、かつ碁盤目試験は、６．２点以上であることが好ましい。

次に、本発明に係る鋼材の好適製造方法について説明するが、本発明を適用できる製造方法はこれに限られない。
鋼板の製造条件；
以下の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に言及しない限り、板厚の１／２の位置における温度を意味するものとする。

鋼素材加熱温度：１０００℃〜１１８０℃；
上述した組成の鋳片または鋼片の鋼素材を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法による溶鋼から作成し、１０００℃〜１１８０℃に再加熱する。再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高く、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。一方、再加熱温度が１１８０℃を超えると、鋼素材のミクロ偏析に起因して、生成するサブスケール層の厚さが場所によってばらつく。このため、圧延時には、場所によって厚みの異なるサブスケール層が圧延により地鉄に押し込まれ、地鉄の凹凸生成が促進される。また、サブスケール層の厚さが異なると、圧延終了後の冷却過程で成長する表面スケール層の厚さも異なるため、圧延時のデスケーリング性や、最終製品での表面スケールの密着性にばらつきが生じる。このため、１０００〜１１８０℃の範囲とする。

スラブ加熱後は、熱間圧延開始前にデスケーリング（第一のデスケーリング）を実施する。熱間圧延前の第一のデスケーリングが無いと、スラブ加熱時に生成したスケールおよびサブスケールが圧延で鋼板に押し込まれ、地鉄の凹凸が促進されるとともに、スケールが過度に成長するために所望のスケール厚さを得られない。

熱間圧延：９００℃以下で終了すること
熱間圧延の終了温度が９００℃を超えるとスケールにブリスターが発生するだけでなく、圧延終了後の冷却過程でスケールが過度に成長するために所望のスケール厚さを得られない。
なお、圧延終了温度の下限については規定しないが、圧延終了温度が６５０℃より低いと、変形抵抗が高くなりすぎて、圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなる。また、圧延温度を低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害するだけでなく、待機中にスケールが過度に成長するために所望のスケール厚さおよびスケール組成を得られないため、６５０℃以上とすることが望ましい。好ましくは７００℃以上、８３０℃以下である。

高圧水を噴射するデスケーリング（第二のデスケーリング）を、前記圧延終了温度以上９５０℃以下の温度範囲での圧延パスの直前に、鋼板表裏面に３回以上、かつデスケーリング（第二のデスケーリング）のサイクル間隔が１０〜５０秒で行い；
本発明で、圧延終了温度以上９５０℃以下の温度範囲での圧延パスの直前に行なうこととしたのは９５０℃以上の温度域でデスケーリングを実施した場合には、デスケーリング後の温度が高いためにスケールの成長が大きく、所望のスケールを得られないからである。また、圧延終了後にデスケーリングを実施した場合には、鋼板表面の温度低下により、鋼板が硬化し、曲げ加工性が低下するため、圧延パスの直前に行うこととした。

所望のスケール平均厚さを安定して達成するためには、本発明では、圧延中のデスケーリング（第二のデスケーリング）の実施温度と実施回数を管理することが重要である。第二のデスケーリングの回数が３回より少ないと、圧延中に生成、成長するスケールの剥離が不十分となり所望のスケール厚さが得られない。

第二のデスケーリングのサイクル間隔の時間が１０秒未満であると、圧延時の搬送速度が速すぎて厚鋼板の製造が成り立たないだけでなく、十分なデスケーリング効果を得られない。

一方、第二のデスケーリングのサイクル間隔の時間が５０秒を超えると待機中にスケールが過度に成長するために所望のスケール厚さおよび地鉄表面粗さを得られない。したがって、デスケーリング（第二のデスケーリング）のサイクル間隔が１０〜５０秒で行いこととした。さらに、好ましくは第二のデスケーリングのサイクル間隔は２０〜４０秒である。

なお、鋼板のサイズによっては、第二のデスケーリングのパス間時間を５０秒以内としつつ、圧延終了温度を９００℃以下とするためには、効率よく温度低下をする必要があるため、圧延および第二のデスケーリングのパスの間に水冷などの加速冷却プロセスを１回以上挿入してもよい。

例えば、鋼板の板厚が２０ｍｍを超える場合には、第二のデスケーリングのパス間時間を２０〜４０秒とし、第二のデスケーリングのパスの間に水冷などの加速冷却プロセスを３〜６回挿入してもよい。

また、第二のデスケーリングの能力としては、噴射圧力が１０ＭＰａ以上あれば、本発明の効果を発揮することができる。さらに好ましくは１５ＭＰａ以上とする。

圧延終了後の冷却方法は空冷とする。圧延終了後に水冷、油冷などの方法で加速冷却をすると、鋼板に歪が発生するとともに、鋼板の表面〜内部にかけて硬化するため、鋼板の曲げ加工性が劣化する。また、空冷の冷却速度は０．１〜２℃／ｓが好ましい。

転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、表２に示す種々の熱間圧延条件により鋼板とした。例えば、表２で同一の鋼スラブＮｏ．１から種々の製造条件を変化させ鋼板Ｎｏ．１−１〜１−６製造した例を示している。

各鋼板長手方向の先端部から５００ｍｍ、中心、および尾端部から５００ｍｍの位置から、それぞれ板幅方向１／４幅および１／２幅の圧延方向と垂直な方向から、合計５個のサンプルを採取し、倍率５００倍の光学顕微鏡写真から測定した値の平均値をスケールの平均厚さとした。サブスケール層の厚さは、合計５個のサンプルを倍率２０００倍のＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピング（Ｓｉ）から測定したＳｉが濃化した酸化物層の平均厚さをサブスケール層の平均厚さとした。

また、サブスケール層下の地鉄の濃化層中のＣｕ、Ｎｉ量は、ＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで測定された最大値を濃化層中のＣｕ、Ｎｉ量と規定した。

得られた厚鋼板より引張方向が圧延方向に直交するように、ＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、母材の引張特性（降伏強さ；ＹＳ、引張強さ；ＴＳ、降伏比；ＹＲ、伸び；Ｅｌ）を求めた。

また、得られた厚鋼板の板厚１／４位置から、試験片の長手方向が圧延方向に直交するように、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、試験温度：０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーｖＥ_０を求めた。試験片は各３本とし、得られた吸収エネルギーの平均値をその厚鋼板の値として母材靭性を評価した。

スケールの密着性は、各鋼板長手方向の先端部から５００ｍｍ、中心、および尾端部から５００ｍｍの位置から、それぞれ板幅方向１／４幅および１／２幅から、２００ｍｍ幅×２００ｍｍ長さのサンプルを合計６個採取し、スケールの付いたままの鋼板表面に対して、碁盤目試験（ＪＩＳ Ｋ ５４００：１９９０）に準拠した剥離試験を実施した。評点の平均が６．０点以上のものを、スケールの密着性が優れると評価した。

さらに、地鉄表面の凹凸については、ショットブラストにてスケールを除去した鋼板の、各鋼板長手方向の先端部から５００ｍｍ、中心、および尾端部から５００ｍｍの位置から、それぞれ板幅方向１／４幅および１／２幅から、２００ｍｍ幅×２００ｍｍ長さのサンプルを合計６個採取し、表面粗さ試験（ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９９４）に準拠して幅方向に１５０ｍｍの粗さ測定を実施した。算術平均粗さの平均が２．５μｍ以下のものを地鉄表面の凹凸が少ないものと評価した。

得られた結果を表３示す。発明例は、スケールの平均厚さ１５μｍ以下、鋼板表面のサブスケール層の厚さが０．２〜３μｍで、地鉄表面の合金濃化層中のＣｕ及びＮｉの各々元素の最大に濃度の合計Ｍ（質量％）が１．２＜Ｍ／（Ｃｕ＋Ｎｉ）＜２．０（ただしＣｕ、Ｎｉは鋼材の成分の含有量（質量％））を具備することにより、スケールの密着性が高く、かつ地鉄の凹凸の小さい、優れた鋼板表面性状を有している。

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、スケールの密着性、および地鉄の凹凸のいずれか、もしくは両方が目標を満足せず、表面性状に劣る。

Claims (4)

1. 鋼材の成分が、質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
   Ｍｎ：０．１〜１．６％、
   Ｐ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｃｕ：０．０１〜０．０９％、
   Ｎｉ：０．０１〜０．０９％、
   Ａｌ：０．０７％以下、
   Ｎ：０．０１％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とからなり、
   表面から板厚方向にスケール層と、サブスケール層と、ＣｕおよびＮｉの濃化層が存在する鋼板であって、
   前記スケール層の平均厚さが１〜１５μｍであり、
   前記サブスケール層の平均厚さが０．２〜３μｍで、
   前記ＣｕおよびＮｉの濃化層において、ＣｕおよびＮｉの各々元素のＳＥＭ−ＥＰＭＡマッピングで測定された最大の濃度の合計をＭ（質量％）としたとき下記式を具備すること
   を特徴とする表面性状に優れた鋼板。
   １．２＜Ｍ／（Ｃｕ+Ｎｉ）＜２．０
   ただし、Ｃｕ、Ｎｉは鋼材の成分の含有量（質量％）である。
2. さらに、鋼材の成分が、質量％で、
   Ｃｒ：１．０％以下、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．１％以下、
   Ｖ：０．１％以下、
   Ｔｉ：０．０３％以下、
   Ｂ：０．００５％以下
   の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面性状に優れた鋼板。
3. さらに、鋼材の成分が、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０２％以下、
   Ｃａ：０．００５％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下
   の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載した表面性状に優れた鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載した鋼板を製造するに際し、鋼片を１０００〜１１８０℃に加熱後、第一のデスケーリングを行い、
   その後、圧延終了温度が９００℃以下とする熱間圧延工程において、高圧水を噴射する第二のデスケーリングを、前記圧延終了温度以上９５０℃以下の温度範囲での圧延パスの直前に、鋼板表裏面に３回以上、かつ第二のデスケーリングのサイクル間隔が１０〜５０秒で行い、
   前記熱間圧延工程が終了した後、空冷することを特徴とする表面性状に優れた鋼板を製造する方法。