JPH08174034A - Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH08174034A JPH08174034A JP31892094A JP31892094A JPH08174034A JP H08174034 A JPH08174034 A JP H08174034A JP 31892094 A JP31892094 A JP 31892094A JP 31892094 A JP31892094 A JP 31892094A JP H08174034 A JPH08174034 A JP H08174034A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鉄、炭素、Ｃｒを含有するフェライト系ステ
ンレス鋼のスラブの熱間圧延後に、スケールを巻き込ん
だ表面疵を発生しない製造方法の提供を目的とする。 【構成】 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、スラブ表面をブラス
ト処理により表面にブラスト材を打ち込み、その一部を
残存させることにより、スラブ加熱中に均一で厚いスケ
ールを容易に形成せしめ、しかる後に熱間圧延を行う。
このブラスト処理の条件は平均粒径ｄ（mm）と投射速度
ｖ（m/sec)の積が５０未満とする
ンレス鋼のスラブの熱間圧延後に、スケールを巻き込ん
だ表面疵を発生しない製造方法の提供を目的とする。 【構成】 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、スラブ表面をブラス
ト処理により表面にブラスト材を打ち込み、その一部を
残存させることにより、スラブ加熱中に均一で厚いスケ
ールを容易に形成せしめ、しかる後に熱間圧延を行う。
このブラスト処理の条件は平均粒径ｄ（mm）と投射速度
ｖ（m/sec)の積が５０未満とする
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Ｃｒ系（フェライト系）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。
圧延工程でＣｒ系（フェライト系）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。
【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、表面の美観や耐
食性を著しく損なう原因となる。このため、従来のステ
ンレス鋼の熱間圧延においては、厳密な工程管理を必要
とされ、さら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に酸洗や研削等の表面調整工程の増
加が余儀なくされ、歩留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、表面の美観や耐
食性を著しく損なう原因となる。このため、従来のステ
ンレス鋼の熱間圧延においては、厳密な工程管理を必要
とされ、さら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に酸洗や研削等の表面調整工程の増
加が余儀なくされ、歩留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、被圧延材の圧延温度を上げる、あるいは熱延圧延パ
ス数を増加させる等の対策がなされてきた。しかしなが
ら、表面スケール疵の完全防止には至っておらず、しか
も生産効率や生産コストの面で問題があった。このよう
な観点から、特公平４−５７４０２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４−４２０８２号公報では同様に圧
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、水蒸気を吹き付けることで酸化を促進し、スケー
ルを再生させて表面疵を発生させない圧延法が開示され
ている。さらに特公平６−４９２０９号公報ではブラス
ト処理により表面より深さ５０μｍ以上のミクロクラッ
ク加工層を生じさせてオシレーションマークの凹部に形
成する肌下欠陥を除去する表面手入れ方法が開示されて
いる。
め、被圧延材の圧延温度を上げる、あるいは熱延圧延パ
ス数を増加させる等の対策がなされてきた。しかしなが
ら、表面スケール疵の完全防止には至っておらず、しか
も生産効率や生産コストの面で問題があった。このよう
な観点から、特公平４−５７４０２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４−４２０８２号公報では同様に圧
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、水蒸気を吹き付けることで酸化を促進し、スケー
ルを再生させて表面疵を発生させない圧延法が開示され
ている。さらに特公平６−４９２０９号公報ではブラス
ト処理により表面より深さ５０μｍ以上のミクロクラッ
ク加工層を生じさせてオシレーションマークの凹部に形
成する肌下欠陥を除去する表面手入れ方法が開示されて
いる。
【０００４】しかしながら、前記特公平４−５７４０２
号公報や特公平４−４２０８２号公報で開示されている
先行技術は熱延板の表面疵が圧延ロールとの焼き付き、
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
り、そのためには圧延途中に特別な吹き付け装置が必要
であり、さらにその設置のためには大きな改造を要す
る。一方、特公平６−４９２０９号公報におけるミクロ
クラック加工層についても、８００℃程度以下の温度で
はミクロクラックを通してのクロム原子の拡散が促進さ
れ、開示結果とは逆に酸化が抑制されることが一般的に
知られており、さらに本発明等の高温での酸化過程の解
析から、１１００℃程度以上の高温下では形成されたミ
クロクラックは消失することを確認し、ブラスト処理の
効果は別の作用によるものであることを突き止めた。
号公報や特公平４−４２０８２号公報で開示されている
先行技術は熱延板の表面疵が圧延ロールとの焼き付き、
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
り、そのためには圧延途中に特別な吹き付け装置が必要
であり、さらにその設置のためには大きな改造を要す
る。一方、特公平６−４９２０９号公報におけるミクロ
クラック加工層についても、８００℃程度以下の温度で
はミクロクラックを通してのクロム原子の拡散が促進さ
れ、開示結果とは逆に酸化が抑制されることが一般的に
知られており、さらに本発明等の高温での酸化過程の解
析から、１１００℃程度以上の高温下では形成されたミ
クロクラックは消失することを確認し、ブラスト処理の
効果は別の作用によるものであることを突き止めた。
【０００５】さらに、本発明者等は熱延板表面疵を詳細
に解析した結果、疵の発生原因はスラブ加熱時に生成す
るスケールの不均一な厚みに関係するものであり、スラ
ブ表面割れやオシレーションマークの凹部の肌下欠陥の
原因以外によるものであることを解明した。
に解析した結果、疵の発生原因はスラブ加熱時に生成す
るスケールの不均一な厚みに関係するものであり、スラ
ブ表面割れやオシレーションマークの凹部の肌下欠陥の
原因以外によるものであることを解明した。
【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
レス鋼板を熱延工程に特別の装置を設置することなく製
造しう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。
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
レス鋼板を熱延工程に特別の装置を設置することなく製
造しう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、従来より表面の欠陥や疵取りのために
用いられているブラスト処理をスラブ表面の疵取り、表
面平滑化を目的とするのではなく、ブラスト処理により
表面に打ち込まれ残存するブラスト材を異常酸化、すな
わちブレイクアウェイの核として作用させて酸化を促進
させることにより、均一で厚いスケールを容易に形成せ
しめ、しかる後に熱間圧延を行う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板の製造
方法にある。さらに、この方法では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した熱間圧延
後にスケール疵のない熱延鋼帯を得ることができる特徴
がある。以下に本発明について詳細に説明する。
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、従来より表面の欠陥や疵取りのために
用いられているブラスト処理をスラブ表面の疵取り、表
面平滑化を目的とするのではなく、ブラスト処理により
表面に打ち込まれ残存するブラスト材を異常酸化、すな
わちブレイクアウェイの核として作用させて酸化を促進
させることにより、均一で厚いスケールを容易に形成せ
しめ、しかる後に熱間圧延を行う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板の製造
方法にある。さらに、この方法では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した熱間圧延
後にスケール疵のない熱延鋼帯を得ることができる特徴
がある。以下に本発明について詳細に説明する。
【０００８】
【作用】本発明者等は、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、仕上げ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、再現実験も行った結
果、熱延板表面に発生するスケール疵は、スラブ加熱段
階での酸化により瘤状スケールが形成する、あるいはス
ケール厚さが極端に厚い所と薄い所が混在する不均一な
酸化皮膜の形成による金属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３では金属表面
１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、一方、図１（ｂ）のよう
な上層がＦｅ酸化物４、下層が（Ｆｅ，Ｃｒ）酸化物５
からなる均一な厚い二重スケール６が形成する場合に
は、金属表面は平滑でありスケール疵が著しく少ないこ
とを解明した。さらに、本発明者等は、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よらずスケー
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。
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、仕上げ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、再現実験も行った結
果、熱延板表面に発生するスケール疵は、スラブ加熱段
階での酸化により瘤状スケールが形成する、あるいはス
ケール厚さが極端に厚い所と薄い所が混在する不均一な
酸化皮膜の形成による金属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３では金属表面
１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、一方、図１（ｂ）のよう
な上層がＦｅ酸化物４、下層が（Ｆｅ，Ｃｒ）酸化物５
からなる均一な厚い二重スケール６が形成する場合に
は、金属表面は平滑でありスケール疵が著しく少ないこ
とを解明した。さらに、本発明者等は、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よらずスケー
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。
【０００９】さらに、本研究者等は瘤状スケールおよび
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な機構で酸化が進行す
ることを見いだした。 （１）まず、図２（ａ）のようにＣｒ2 Ｏ3 の緻密で薄
い酸化皮膜２が表面に均一に形成する。 （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 皮膜の厚さが増し、図２（ｂ）のような
酸化皮膜１２と金属界面にＣｒの少ないＣｒ欠乏層１３
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、Ｆｅが酸化され易い状態となる。 （３）さらに、Ｃｒ2 Ｏ3 の酸化皮膜厚の増大は図２
（ｃ）のような皮膜の破壊の原因となり、亀裂を通して
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１４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の瘤状スケ
ールである。 （４）さらに加熱温度や時間が増加すると、図２（ｄ）
のように瘤状のスケール１５が大きく成長して、ついに
は連結して図２（ｅ）のような厚い二重スケール１８と
なる。
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な機構で酸化が進行す
ることを見いだした。 （１）まず、図２（ａ）のようにＣｒ2 Ｏ3 の緻密で薄
い酸化皮膜２が表面に均一に形成する。 （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 皮膜の厚さが増し、図２（ｂ）のような
酸化皮膜１２と金属界面にＣｒの少ないＣｒ欠乏層１３
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、Ｆｅが酸化され易い状態となる。 （３）さらに、Ｃｒ2 Ｏ3 の酸化皮膜厚の増大は図２
（ｃ）のような皮膜の破壊の原因となり、亀裂を通して
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１４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の瘤状スケ
ールである。 （４）さらに加熱温度や時間が増加すると、図２（ｄ）
のように瘤状のスケール１５が大きく成長して、ついに
は連結して図２（ｅ）のような厚い二重スケール１８と
なる。
【００１０】このような知見から酸化初期から均一なＣ
ｒ酸化層を形成させないための亀裂箇所を予め生じさ
せ、さらにその部分に酸化され易い金属、すなわち鉄片
を打ち込むことにより、前記（２）の瘤状のスケール形
成の核として作用させ、さらにそれらを表面に高密度に
存在させることにより瘤状スケールを連結させることが
でき、金属表面の凹凸が少ない均一な二重スケールを容
易に形成できるという結論を得た。
ｒ酸化層を形成させないための亀裂箇所を予め生じさ
せ、さらにその部分に酸化され易い金属、すなわち鉄片
を打ち込むことにより、前記（２）の瘤状のスケール形
成の核として作用させ、さらにそれらを表面に高密度に
存在させることにより瘤状スケールを連結させることが
でき、金属表面の凹凸が少ない均一な二重スケールを容
易に形成できるという結論を得た。
【００１１】表１はＣｒ：１９．０％、Ｍｏ：１．８
％、Ｎｂ：０．４％、Ｔｉ：０．２％、Ｃ：０．００３
％、Ｎ：０．００３％のフェライト系ステンレス鋼の表
面を平均粒径が０．５mmのグリッドを用いて、投射速度
を５０m/sec 、７５m/sec 、１００m/sec 、１２５m/se
c として、投射密度が８０kg/m2 となるようにブラスト
処理を行った後、その表面を光学顕微鏡およびＥＰＭＡ
にて表面に打ち込まれているブラスト材である鉄片の有
無を調査した結果と、それらをＬＰＧ燃焼雰囲気中で１
２３０℃で１時間加熱することによる酸化状態を観察し
た結果を示すものである。
％、Ｎｂ：０．４％、Ｔｉ：０．２％、Ｃ：０．００３
％、Ｎ：０．００３％のフェライト系ステンレス鋼の表
面を平均粒径が０．５mmのグリッドを用いて、投射速度
を５０m/sec 、７５m/sec 、１００m/sec 、１２５m/se
c として、投射密度が８０kg/m2 となるようにブラスト
処理を行った後、その表面を光学顕微鏡およびＥＰＭＡ
にて表面に打ち込まれているブラスト材である鉄片の有
無を調査した結果と、それらをＬＰＧ燃焼雰囲気中で１
２３０℃で１時間加熱することによる酸化状態を観察し
た結果を示すものである。
【００１２】
【表１】
【００１３】投射速度が１００m/sec 未満では表面に鉄
片が多数打ち込まれており、酸化状態もブラスト処理無
しにおいて瘤状スケールが形成する加熱条件であるにも
かかわらず、瘤状スケールが連結した均一な二重スケー
ルが形成された。一方、投射速度が１００m/sec 以上で
は表面に残存する鉄片が少なくなり、酸化皮膜も瘤状あ
るいは膜厚が不均一なスケール状態となった。
片が多数打ち込まれており、酸化状態もブラスト処理無
しにおいて瘤状スケールが形成する加熱条件であるにも
かかわらず、瘤状スケールが連結した均一な二重スケー
ルが形成された。一方、投射速度が１００m/sec 以上で
は表面に残存する鉄片が少なくなり、酸化皮膜も瘤状あ
るいは膜厚が不均一なスケール状態となった。
【００１４】上記結果はブラスト処理において、表面に
鉄片が残存する条件では均一な二重スケールが形成さ
れ、鉄片が酸化におけるブレイクアウェイの核として作
用したことを示すものである。
鉄片が残存する条件では均一な二重スケールが形成さ
れ、鉄片が酸化におけるブレイクアウェイの核として作
用したことを示すものである。
【００１５】次に、本発明におけるブラスト処理条件の
限定理由を説明する。本発明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、これを制御してス
ラブ金属表面を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、その方法としてはブラスト処理によ
り表面に鉄片等の酸化され易いブラスト材を打ち込む手
段を採用する。これにより、酸化初期に形成するＣｒ酸
化層を不均一にさせ、さらにブラスト材の残存部を異常
酸化、すなわちブレイクアウェイの核として作用させて
瘤状スケールを容易に、かつ高密度で発生させ、それら
が連結した均一な二重スケールを表面に形成させること
ができる。さらに、打ち込まれた鉄片等はスケール形成
時に取り込まれ、さらに打ち込み時に形成された凹凸も
消失するため金属表面を平滑にすることができる。
限定理由を説明する。本発明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、これを制御してス
ラブ金属表面を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、その方法としてはブラスト処理によ
り表面に鉄片等の酸化され易いブラスト材を打ち込む手
段を採用する。これにより、酸化初期に形成するＣｒ酸
化層を不均一にさせ、さらにブラスト材の残存部を異常
酸化、すなわちブレイクアウェイの核として作用させて
瘤状スケールを容易に、かつ高密度で発生させ、それら
が連結した均一な二重スケールを表面に形成させること
ができる。さらに、打ち込まれた鉄片等はスケール形成
時に取り込まれ、さらに打ち込み時に形成された凹凸も
消失するため金属表面を平滑にすることができる。
【００１６】この場合、ブラスト材を高密度で表面に残
存させるためにはブラスト材の平均粒径ｄ、投射速度ｖ
および投射密度Ｍが重要なパラメーターとなる。すなわ
ち粒子が表面に衝突して、粒子の持つ運動量をスラブの
ような材料に与えて打ち込まれる場合、ある運動量以上
では周辺の材料を削る効果の方が勝り、打ち込まれて残
存する量が逆に減少してしまう。すなわち、衝突する粒
子の衝突面積に対する粒子の運動量の比Ｐは下記式とし
て表される。すなわちＰと比例関係にある（ｄ・ｖ）値
は打ち込み効果と研削量の目安として評価できる。
存させるためにはブラスト材の平均粒径ｄ、投射速度ｖ
および投射密度Ｍが重要なパラメーターとなる。すなわ
ち粒子が表面に衝突して、粒子の持つ運動量をスラブの
ような材料に与えて打ち込まれる場合、ある運動量以上
では周辺の材料を削る効果の方が勝り、打ち込まれて残
存する量が逆に減少してしまう。すなわち、衝突する粒
子の衝突面積に対する粒子の運動量の比Ｐは下記式とし
て表される。すなわちＰと比例関係にある（ｄ・ｖ）値
は打ち込み効果と研削量の目安として評価できる。
【数１】 ここでρは衝突粒子の比重であり、粒子を球形とした。
【００１７】表２はＣｒ：１９％、Ｍｏ：２．０％、Ｎ
ｂ：０．４％、Ｃ：０．００８％、Ｎ：０．００８％の
フェライト系ステンレス鋼の表面を平均粒径が０．２mm
〜２mmのグリッドを用いて、投射速度を２０m/sec 〜１
５０m/sec 、投射密度が７５〜１５０kg/m2 の範囲とな
るようにブラスト処理を行った試料を用いて、ＬＰＧ燃
焼雰囲気中で１２３０℃で１時間加熱することにより形
成した酸化状態を観察した結果を示すものである。
ｂ：０．４％、Ｃ：０．００８％、Ｎ：０．００８％の
フェライト系ステンレス鋼の表面を平均粒径が０．２mm
〜２mmのグリッドを用いて、投射速度を２０m/sec 〜１
５０m/sec 、投射密度が７５〜１５０kg/m2 の範囲とな
るようにブラスト処理を行った試料を用いて、ＬＰＧ燃
焼雰囲気中で１２３０℃で１時間加熱することにより形
成した酸化状態を観察した結果を示すものである。
【００１８】
【表２】
【００１９】（ｄ・ｖ）が５０未満では良好な二重スケ
ールが形成するが、５０を超えると瘤状スケールの連結
が不完全となり始め、６０以上では瘤状スケールが点在
するようになった。このことは前記したように、打ち込
み効果と衝突粒子による材料の損傷の程度を表す（ｄ・
ｖ）値には適性範囲があることを示しており、故に（ｄ
・ｖ）＜５０と限定した。
ールが形成するが、５０を超えると瘤状スケールの連結
が不完全となり始め、６０以上では瘤状スケールが点在
するようになった。このことは前記したように、打ち込
み効果と衝突粒子による材料の損傷の程度を表す（ｄ・
ｖ）値には適性範囲があることを示しており、故に（ｄ
・ｖ）＜５０と限定した。
【００２０】また、ブラスト材の平均粒径であるが、ブ
ラスト材の表面に残存する形態をＥＰＭＡで解析した結
果、残存片の大きさは０．５mm以下であり、０．５mmを
超える平均粒径のブラスト材を用いても、その形として
残存するのではなく、被材料との衝突によりブラスト材
が破壊され、その０．５mm以下の破片が表面に打ち込ま
れることがわかった。そしてこのブラスト材の破壊、破
片の打ち込み効果は平均粒径が２mmを超えると著しく減
少することが明らかになった。さらに、平均粒径が２mm
よりも大きくなると被材料の損耗量も増大し、ブレイク
アウェイの核としての作用能力が低下するため、前述し
た結果を踏まえて２mm以下と限定した。この場合、平均
粒径が０．５mm以下ではほぼその形状で表面に残存して
効果があるが、平均粒径が０．５mmを超えて２mmまでの
ブラスト材を使用する場合には０．５mm以下のものも混
在する方が好ましい。またこのような観点から、ブラス
ト材として用いるにはスチールショットのような球形の
ものよりも、角度をもったグリッドやカットワイヤが好
ましい。さらにはスチールショットでも数度使用した後
のものについては鋭角で小さい粒も混在するため効果が
ある。またグリッドやカットワイヤについても形状の整
ったものに比べ、平均粒径が大きくなった場合には形状
や粒径が不揃いのものが好ましい。
ラスト材の表面に残存する形態をＥＰＭＡで解析した結
果、残存片の大きさは０．５mm以下であり、０．５mmを
超える平均粒径のブラスト材を用いても、その形として
残存するのではなく、被材料との衝突によりブラスト材
が破壊され、その０．５mm以下の破片が表面に打ち込ま
れることがわかった。そしてこのブラスト材の破壊、破
片の打ち込み効果は平均粒径が２mmを超えると著しく減
少することが明らかになった。さらに、平均粒径が２mm
よりも大きくなると被材料の損耗量も増大し、ブレイク
アウェイの核としての作用能力が低下するため、前述し
た結果を踏まえて２mm以下と限定した。この場合、平均
粒径が０．５mm以下ではほぼその形状で表面に残存して
効果があるが、平均粒径が０．５mmを超えて２mmまでの
ブラスト材を使用する場合には０．５mm以下のものも混
在する方が好ましい。またこのような観点から、ブラス
ト材として用いるにはスチールショットのような球形の
ものよりも、角度をもったグリッドやカットワイヤが好
ましい。さらにはスチールショットでも数度使用した後
のものについては鋭角で小さい粒も混在するため効果が
ある。またグリッドやカットワイヤについても形状の整
ったものに比べ、平均粒径が大きくなった場合には形状
や粒径が不揃いのものが好ましい。
【００２１】さらに投射密度についても材料の損耗状態
を示すパラメーターであるが、前記表２に示したよう
に、（ｄ・ｖ）値が５０未満の場合には投射密度には大
きく依存しないため、ここでは限定しなかった。但し、
投射密度は単位面積当たりに衝突する粒子数に相当する
値であるため、ブラスト材の平均粒径、すなわちブラス
ト粒子の平均質量にもよるが２０kg/m2 以上が好まし
い。
を示すパラメーターであるが、前記表２に示したよう
に、（ｄ・ｖ）値が５０未満の場合には投射密度には大
きく依存しないため、ここでは限定しなかった。但し、
投射密度は単位面積当たりに衝突する粒子数に相当する
値であるため、ブラスト材の平均粒径、すなわちブラス
ト粒子の平均質量にもよるが２０kg/m2 以上が好まし
い。
【００２２】
【実施例】表３にその化学組成を示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，
Ｅ，Ｆ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４は連続鋳造により作製したスラブ厚さ１５
０〜３００mm、スラブ幅９５０〜１２５０mmのＣＣ鋳片
を平均粒径が０．２mm〜２mmの粒径のスチールショッ
ト、スチールグリッド、およびカットワイヤを用いて、
投射速度が２０〜２００m/sec 、投射密度８０〜２００
kg/m2 の範囲でブラスト処理を施した鋳片を、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Ｎ2 ：７２〜
７４ vol％、Ｏ2 ：０〜８ vol％、ＣＯ2 ：６〜１０ v
ol％、Ｈ2 Ｏ：１２〜１８ vol％）、ＬＰＧ（燃焼雰囲
気はおおよそＮ2 ：７３〜８１ vol％、Ｏ2 ：０〜８ v
ol％、ＣＯ2 ：５〜１２ vol％、Ｈ2 Ｏ：７〜１５ vol
％）、ＣＯＧ（雰囲気はおよそＮ2 ：７０〜７４ vol
％、Ｏ2 ：０〜１０ vol％、ＣＯ2 ：４〜８ vol％、Ｈ
2 Ｏ：１２〜２２ vol％）の各焼鈍雰囲気で昇温速度４
〜２０℃／分で加熱時間が６０分〜１８０分、燃焼雰囲
気の露点が４０〜６５℃、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、冷却後サンプリンブしてマクロ観察、断面ミクロ観
察によりスケールの状態を解析した結果と、さらに加熱
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秒の短時間焼鈍し、あるいは焼鈍せずに高圧水中
に鉄砂粒を混入させて吹き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/１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発生状況を調査し
た結果を示す。
Ｅ，Ｆ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４は連続鋳造により作製したスラブ厚さ１５
０〜３００mm、スラブ幅９５０〜１２５０mmのＣＣ鋳片
を平均粒径が０．２mm〜２mmの粒径のスチールショッ
ト、スチールグリッド、およびカットワイヤを用いて、
投射速度が２０〜２００m/sec 、投射密度８０〜２００
kg/m2 の範囲でブラスト処理を施した鋳片を、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Ｎ2 ：７２〜
７４ vol％、Ｏ2 ：０〜８ vol％、ＣＯ2 ：６〜１０ v
ol％、Ｈ2 Ｏ：１２〜１８ vol％）、ＬＰＧ（燃焼雰囲
気はおおよそＮ2 ：７３〜８１ vol％、Ｏ2 ：０〜８ v
ol％、ＣＯ2 ：５〜１２ vol％、Ｈ2 Ｏ：７〜１５ vol
％）、ＣＯＧ（雰囲気はおよそＮ2 ：７０〜７４ vol
％、Ｏ2 ：０〜１０ vol％、ＣＯ2 ：４〜８ vol％、Ｈ
2 Ｏ：１２〜２２ vol％）の各焼鈍雰囲気で昇温速度４
〜２０℃／分で加熱時間が６０分〜１８０分、燃焼雰囲
気の露点が４０〜６５℃、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、冷却後サンプリンブしてマクロ観察、断面ミクロ観
察によりスケールの状態を解析した結果と、さらに加熱
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秒の短時間焼鈍し、あるいは焼鈍せずに高圧水中
に鉄砂粒を混入させて吹き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/１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発生状況を調査し
た結果を示す。
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】本発明によれば、（ｄ・ｖ）値が５０以上
ではブレイクアウェイの核として作用するブラスト材の
打ち込み量が最適値を下回るため、瘤状スケールの連結
が不完全な酸化膜厚の不均一なスケールあるいは瘤状ス
ケールが点在する状態となるため、熱延鋼帯に表面疵が
存在していた。一方、（ｄ・ｖ）値が５０未満ではいず
れの鋼種においても均一な厚いスケールが形成し、表面
疵のない熱延鋼帯が得られた。さらに、その均一の厚い
スケール形成温度も２０℃〜５０℃程度低減させること
ができることがわかった。
ではブレイクアウェイの核として作用するブラスト材の
打ち込み量が最適値を下回るため、瘤状スケールの連結
が不完全な酸化膜厚の不均一なスケールあるいは瘤状ス
ケールが点在する状態となるため、熱延鋼帯に表面疵が
存在していた。一方、（ｄ・ｖ）値が５０未満ではいず
れの鋼種においても均一な厚いスケールが形成し、表面
疵のない熱延鋼帯が得られた。さらに、その均一の厚い
スケール形成温度も２０℃〜５０℃程度低減させること
ができることがわかった。
【００２６】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、フ
ェライト系ステンレスス鋼において瘤状のスケールを高
密度で形成、連結させることにより均一な厚みのスケー
ルを容易に生成して、熱延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、均一な厚いスケールの形成温度
を低減でき、スラブ加熱温度の低温化がはかれるため、
結晶の細粒化等によりフェライト系ステンレス鋼の特性
が向上するためその効果は極めて大きい。
ェライト系ステンレスス鋼において瘤状のスケールを高
密度で形成、連結させることにより均一な厚みのスケー
ルを容易に生成して、熱延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、均一な厚いスケールの形成温度
を低減でき、スラブ加熱温度の低温化がはかれるため、
結晶の細粒化等によりフェライト系ステンレス鋼の特性
が向上するため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。
【図２】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、その表面に形成される酸化皮膜
の形成過程の概略で、（ａ）は酸化初期、（ｂ）は保護
性皮膜の成長とＣｒ欠乏層の形成、（ｃ）は保護性皮膜
の破壊と酸素等の侵入、（ｄ）はブレイクアウェイ後の
瘤状スケールの形成、（ｅ）は瘤状スケールの連結によ
る厚いスケールの形成状態を示す。
熱延のため加熱した際、その表面に形成される酸化皮膜
の形成過程の概略で、（ａ）は酸化初期、（ｂ）は保護
性皮膜の成長とＣｒ欠乏層の形成、（ｃ）は保護性皮膜
の破壊と酸素等の侵入、（ｄ）はブレイクアウェイ後の
瘤状スケールの形成、（ｅ）は瘤状スケールの連結によ
る厚いスケールの形成状態を示す。
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 外層スケール（Ｆｅ3 Ｏ4 主体） ５ 内層スケール（（Ｆｅ，Ｃｒ）2 Ｏ3 主体） ６ 均一な厚いスケール １１ スラブ金属部 １２ 保護性酸化皮膜 １３ Ｃｒ欠乏層 １４ 酸化進行領域 １５ 瘤状スケール １６ 外層スケール（Ｆｅ3 Ｏ4 主体） １７ 内層スケール（（Ｆｅ，Ｃｒ）2 Ｏ3 主体） １８ 均一な厚いスケール
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/18 (72)発明者 大村 圭一 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (2)
- 【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、スラブ表面にブ
ラスト処理を施して、ブラスト材を表面に打ち込み、該
ブラスト材の一部を残存させることにより、加熱時に均
一で厚いスケールを容易に形成せしめ、しかる後に熱間
圧延を行う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板の製造方法。 - 【請求項２】 投射材の平均粒径ｄ（mm）を２mm以下と
し、投射速度Ｖ（m/sec)との積が、 ｄ・Ｖ＜５０ となるようにブラスト処理を行う請求項１に記載のフェ
ライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31892094A JPH08174034A (ja) | 1994-12-21 | 1994-12-21 | Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31892094A JPH08174034A (ja) | 1994-12-21 | 1994-12-21 | Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08174034A true JPH08174034A (ja) | 1996-07-09 |
Family
ID=18104458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31892094A Withdrawn JPH08174034A (ja) | 1994-12-21 | 1994-12-21 | Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08174034A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001300625A (ja) * | 2000-02-18 | 2001-10-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の表面手入れ方法 |
| JP2003524690A (ja) * | 2000-01-22 | 2003-08-19 | ヴルカーン シュトラールテヒニーク ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ合金をベースとする角をもつ錆びのないショットブラスチング研磨剤の製造方法 |
| WO2004103589A1 (ja) | 2003-05-22 | 2004-12-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ｆｅ－Ｃｒ合金ビレットおよびその製造方法 |
| WO2013136905A1 (ja) * | 2012-03-14 | 2013-09-19 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
-
1994
- 1994-12-21 JP JP31892094A patent/JPH08174034A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003524690A (ja) * | 2000-01-22 | 2003-08-19 | ヴルカーン シュトラールテヒニーク ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ合金をベースとする角をもつ錆びのないショットブラスチング研磨剤の製造方法 |
| JP2001300625A (ja) * | 2000-02-18 | 2001-10-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の表面手入れ方法 |
| JP4655379B2 (ja) * | 2000-02-18 | 2011-03-23 | 住友金属工業株式会社 | 鋼片の表面手入れ方法 |
| WO2004103589A1 (ja) | 2003-05-22 | 2004-12-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ｆｅ－Ｃｒ合金ビレットおよびその製造方法 |
| EP1637241A1 (en) * | 2003-05-22 | 2006-03-22 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Fe-Cr ALLY BILLET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF |
| EP1637241A4 (en) * | 2003-05-22 | 2007-03-28 | Sumitomo Metal Ind | FE-CR ALLOY BLOCK AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| CN100417460C (zh) * | 2003-05-22 | 2008-09-10 | 住友金属工业株式会社 | Fe-Cr合金坯料和它的制造方法 |
| WO2013136905A1 (ja) * | 2012-03-14 | 2013-09-19 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
| JP2013188842A (ja) * | 2012-03-14 | 2013-09-26 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 切削工具 |
| US9498828B2 (en) | 2012-03-14 | 2016-11-22 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Cutting tool |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020305 |