(57)【要約】【課題】スケール剥離性に悪影響を与えるＣｒを含有するＣｒ含有条鋼材であっても、スケール剥離性を改善でき、表面性状に優れたＣｒ含有条鋼材を製造する。【解決手段】Ｃｒを０．１０〜２．０％含む鋼片を加熱炉から取り出し、デスケーリングした後に、熱間圧延するＣｒ含有条鋼材の製造方法であって、（ａ）前記加熱炉にて、鋼片の表面温度が８００℃以上１１５０℃以下の温度域で１５分以上加熱した後、その表面温度（抽出温度）が前記温度域にある鋼片を加熱炉から取り出し、（ｂ）直ちにＯ２濃度：１０体積％以上の雰囲気中で、（ｂ−１）鋼片の表面温度が１２００℃以上１３５０℃以下の範囲内の温度（到達温度）となるまで、５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で前記鋼片を急速加熱し、（ｂ−２）上記到達温度で０．１秒以上６０秒以下保持した後、（ｃ）デスケーリングすることを特徴とするＣｒ含有条鋼材の製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを０．１０〜２．０％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含む鋼片を加熱炉から取り出し、デスケーリングした後に、熱間圧延するＣｒ含有条鋼材の製造方法であって、
前記加熱炉にて、鋼片の表面温度が８００℃以上１１５０℃以下の温度域で１５分以上加熱した後、その表面温度（抽出温度）が前記温度域にある鋼片を加熱炉から取り出し、
直ちにＯ２濃度：１０体積％以上の雰囲気中で、鋼片の表面温度が１２００℃以上１３５０℃以下の範囲内の温度（到達温度）となるまで、５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で前記鋼片を急速加熱し、上記到達温度で０．１秒以上６０秒以下保持した後、
デスケーリングすることを特徴とするＣｒ含有条鋼材の製造方法。
【請求項２】
前記到達温度で保持する工程の雰囲気は、Ｏ２濃度：１０体積％以上かつＨ２Ｏ濃度：５体積％以上３５体積％以下を満たす雰囲気である請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
前記鋼片は、更に、
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、
Ｃ：０．１０〜１．５０％、および
Ｍｎ：０．０１〜１．５％
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるものである請求項１または２に記載の製造方法。
【請求項４】
前記鋼片は、更に、Ｍｏ：０．０１〜０．４０％を含むものである請求項３に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ含有条鋼材の製造方法に関するものであり、特に、スケール除去（以下、「デスケーリング」ということがある）により良好にスケールが剥離されて、表面性状に優れたＣｒ含有条鋼材を熱間圧延で製造する方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車等に用いられる冷間圧延用鋼、軸受鋼などの条鋼製品は、強度を確保するためＣｒが添加されることが一般的である。この様なＣｒ含有条鋼材も通常の鋼材と同様に、ビレット等を加熱した後デスケーリングが行われ、次いで熱間圧延して製造される。熱間圧延して製造される製品の表面品質に対する要求は年々厳しくなっている。しかし、鉄鋼を高温で加熱すると、表面に１次スケール（ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）、ヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）などのＦｅ系酸化物で構成されるスケール）が形成される。またＣｒを含有する鋼種では、Ｃｒを含む鉄酸化物（サブスケール）が１次スケール／地鉄界面に形成される（以下では、１次スケールとサブスケールを併せて「スケール」と総称することがある）。このサブスケールは鋼との密着性が高いため、加熱後に高圧水によるスケール剥離（高圧水デスケーリング）を行っても、上記１次スケールはほぼ除去されるがサブスケールは残留し易い。この残留したサブスケールが熱間圧延時に鋼表面に押し込まれることによって、微細な表面疵や肌荒れなどの表面欠陥がしばしば発生する。
【０００３】
この様な事情に鑑みて、デスケーリングによりスケールを良好に剥離して（以下、この様な特性を「スケール剥離性」ということがある）、スケールによる表面欠陥を抑制し、製品の表面品質を高める方法が種々提案されている。
【０００４】
例えば特許文献１には、加熱炉にて比較的低温で加熱し、更にその後、誘導加熱装置（インダクションヒーター）にて、大気雰囲気で別途誘導加熱してから、鋼材表面部のスケールを除去する技術が開示されている。
【０００５】
特許文献２には、スケール内の気孔の成長を促進させて剥離しやすいスケールを形成すべく、熱間圧延前の加熱時に、条鋼材に直接水を供給しながら一定温度で一定時間以上保持することが規定されている。また、特許文献３にも、スケール内の気孔の成長を促進させて剥離しやすいスケールを形成すべく、熱間圧延前の加熱時に２段階加熱を行っており、各加熱段階の加熱温度・時間および水蒸気濃度を規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００７−３３０９８４号公報
【特許文献２】特開２００２−３１６２０７号公報
【特許文献３】特開２００３−１１９５１７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１に記載の方法をＣｒ含有条鋼材に適用すると、大気中で誘導加熱するため、Ｃｒ濃度の非常に高い、鋼材との密着性の高いサブスケールが、鋼材と１次スケールの間に形成されやすく、スケール剥離性を十分に向上することが難しいと考えられる。
【０００８】
また、特許文献２および３では、加熱炉での加熱温度・時間および加熱炉内の水蒸気濃度を制御してスケール剥離性の改善を図っている。しかし該方法では、スケール剥離性を十分改善することが難しい。更に上記特許文献２や特許文献３では、スケール剥離性を高めるべく、サブスケールに発生する気孔を増大させる、即ち、サブスケールの物理的な観点（形状）から改善を図っているが、スケール剥離性をより高めるには、サブスケールの化学的な観点（成分組成）から改善を図ることも重要であると考える。
【０００９】
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、スケール剥離性に悪影響を与えるＣｒを含有する条鋼材であっても、デスケーリング工程でスケールを十分に剥離でき、スケールによる表面欠陥が抑制されて、表面性状の良好なＣｒ含有条鋼材を製造する方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
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、Ｃｒ含有条鋼材であっても、加熱炉での加熱温度を制御すると共に、加熱炉抽出直後に所定の条件で鋼片を急速加熱し、到達温度で所定時間保持すれば（好ましくは、該保持時の雰囲気を規定の雰囲気とすれば）、その後のデスケーリング工程でスケールを十分に剥離でき、表面性状に優れたＣｒ含有条鋼材を熱間圧延で製造できることを見出した。
【００１１】
即ち、本発明に係るＣｒ含有条鋼材の製造方法は、Ｃｒを０．１０〜２．０％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含む鋼片を加熱炉から取り出し、デスケーリングした後に、熱間圧延するＣｒ含有条鋼材の製造方法であって、
（ａ）前記加熱炉にて、鋼片の表面温度が８００℃以上１１５０℃以下の温度域で１５分以上加熱した後、その表面温度（抽出温度）が前記温度域にある鋼片を加熱炉から取り出し、
（ｂ）直ちにＯ２濃度：１０体積％以上の雰囲気中で、
（ｂ−１）鋼片の表面温度が１２００℃以上１３５０℃以下の範囲内の温度（到達温度）となるまで、５℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で前記鋼片を急速加熱し、
（ｂ−２）上記到達温度で０．１秒以上６０秒以下保持した後、
（ｃ）デスケーリングするところに特徴を有する。
【００１２】
前記（ｂ−２）の到達温度で保持する工程の雰囲気は、Ｏ２濃度：１０体積％以上かつＨ２Ｏ濃度：５体積％以上３５体積％以下を満たす雰囲気であることが好ましい。
【００１３】
前記鋼片としては、その成分組成が更に、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｃ：０．１０〜１．５０％、およびＭｎ：０．０１〜１．５％を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるものが挙げられる。前記鋼片は、更に、Ｍｏ：０．０１〜０．４０％を含むものであってもよい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、サブスケールとして、地鉄との密着性に劣る脆いＦｅＯ主体の酸化層を形成できるため、デスケーリング工程でスケールを十分に剥離でき、表面性状に優れたＣｒ含有条鋼材を熱間圧延で製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は実施例１Ａにおけるヒートパターンを示す図である。
【図２】図２は実施例１Ｂにおけるヒートパターンを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、スケール剥離性に悪影響を与えるＣｒを含有する条鋼材であっても、スケール剥離性を改善できる方法について既に提案しているが（例えば、特願２００７−２１４０２５号）、デスケーリングにおいてスケールをより容易に除去すべく、更に鋭意研究を行った。その結果、次の様な思想に基づいてサブスケールの組成を制御すればよいとの着想を得た。即ち、サブスケールは、鋼材内部に酸化が進展する（内方酸化が進む）ことにより形成される内方酸化層である。この内方酸化の速度が遅い場合、Ｃｒがゆっくり濃化してＣｒ濃度の高いサブスケールとなる。このＣｒ濃度の高いサブスケールは、上述した通り鋼材との密着性が高いため好ましくない。
【００１７】
これに対し、内方酸化の速度が速い場合には、Ｃｒの濃化が進まないうちにサブスケールが形成されるため、ＦｅＯ（ウスタイト）主体のＣｒ濃度が低いサブスケールが形成されると考えられる。このＦｅＯ主体のサブスケールは脆く地鉄と剥離しやすい。よって、内方酸化の速度を速めてＦｅＯ（ウスタイト）主体のサブスケールを形成すれば、スケール剥離性が改善するのではないか、との着想のもとで、内方酸化の速度を増加させるべく詳細な条件について更に検討を進めた。
【００１８】
その結果、（鋼片を加熱炉で加熱後、抽出）→（デスケーリング）→（熱間圧延）を行う工程において、特に、加熱炉から抽出後に後述する急速加熱を行い、次いで到達温度で所定時間保持（急速加熱・保持）すれば、容易に破壊しやすいサブスケールを形成できると共に、形成されたサブスケールが破壊されやすくなり、スケール剥離性が飛躍的に改善することを見出した。更には到達温度で保持する工程を、Ｏ２濃度やＨ２Ｏ濃度の比較的高い雰囲気下で行うと、内方酸化の速度が更に速くなり、スケール剥離性が更に改善されることを見出した。
【００１９】
以下、上記急速加熱・保持の条件を規定した理由について、上記加熱炉での加熱条件を規定した理由と共に詳細に述べる。
【００２０】
〔加熱炉での加熱：鋼片の表面温度（加熱温度）が８００℃以上１１５０℃以下である温度域で１５分以上加熱〕
加熱炉での鋼片の表面温度（以下、温度および昇温速度については、全て鋼片の表面温度、鋼片の表面温度の昇温速度をいう。）が１１５０℃を超えると、１次スケールと鋼材がサブスケールを介して強固に密着するため、後述する急速加熱を施してもその効果が発現しにくい。よって加熱炉での加熱は１１５０℃以下で行う。生産性やエネルギー効率を高める点も併せて考慮すると、１１００℃以下とすることが好ましい。
【００２１】
一方、鋼片の表面温度が低すぎると、後述する急速加熱を行っても鋼片が十分に加熱されず、熱間圧延が出来なくなるほか、スケールの生成が不十分となり、却ってスケール剥離性を高めることが難しくなる。したがって、加熱炉での加熱温度は８００℃以上とする。好ましくは８５０℃以上である。
【００２２】
また上記加熱による効果を十分得るには、上記温度域で１５分以上（好ましくは３０分以上）加熱する。一方、上記温度域での保持時間が長すぎると、スケールロスが過剰となるほか、脱炭が著しくなるため、上記保持時間は１８０分以下とすることが好ましい。
【００２３】
加熱炉における上記以外の条件については特に問わず、例えばヒートパターンとして、加熱開始から抽出まで上記温度域にある時間が１５分間以上となるよう徐々に昇温させてもよいし、後述する実施例に示す通り、上記温度域まで昇温させた後、該温度域で１５分以上保持する均熱帯を設けてもよい。また、加熱炉内の雰囲気は特に限定されず、例えばＮ２、Ｈ２Ｏ、ＣＯ２、Ｏ２を、７０体積％Ｎ２−１９体積％Ｈ２Ｏ−１０体積％ＣＯ２−１体積％Ｏ２の割合で含む雰囲気とすることが挙げられる。
【００２４】
〔１２００℃以上１３５０℃以下の範囲内の温度（到達温度）までの昇温速度：５℃／ｓｅｃ以上〕
加熱炉にて上記温度で加熱後は、表面温度が上記温度域にある鋼片を加熱炉から取り出し（この加熱炉から取り出す（抽出）時の鋼片の表面温度を「抽出温度」という）、直ちに（約２０秒以内）、該抽出温度から１２００℃以上１３５０℃以下の範囲内の温度（到達温度）まで５℃／ｓｅｃ（秒）以上の昇温速度で加熱する（以下、該昇温速度で到達温度まで加熱することを「急速加熱」ということがある）。この急速加熱を施すことによって、スケールの成長応力を急速に高めて、容易に破壊しやすいサブスケールの形成や、形成されたサブスケールの破壊を促進させることができる。
【００２５】
昇温速度が５℃／ｓｅｃ未満の場合は、上記効果が不十分となり、また高温域に曝される時間が長くなり、脱炭が進行するため好ましくない。上記昇温速度は１０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。尚、昇温速度の上限は特に限定されない。
【００２６】
〔急速加熱による到達温度域：１２００℃以上１３５０℃以下〕
急速加熱による到達温度が高いほどスケールの成長が促進され、それに伴い成長応力が増加して、上述した通り、容易に破壊しやすいサブスケールの形成や、形成されたサブスケールの破壊が促進される。この様な効果を発現させるには、急速加熱による到達温度を１２００℃以上とする必要がある。一方、到達温度が高すぎると、スケールが急成長し厚くなりすぎて、スケール剥離性が低下する。またスケールロスも多くなる。よって、到達温度の上限は１３５０℃とする。
【００２７】
〔到達温度での保持時間：０．１秒以上６０秒以下〕
上記到達温度まで急速加熱後、該到達温度で０．１秒以上保持することで、急速加熱により破壊されたサブスケールを介して、雰囲気中の酸素がスケールと鋼材の界面に導入され、界面の酸素ポテンシャルを高めて鋼材内部への内方酸化を促進させることができる。好ましくは上記保持時間を１秒以上、更に好ましくは３秒以上とする。一方、上記保持時間が６０秒を超えると、内方酸化が過剰に進行し、スケールロスが増える。また内方酸化が過剰に進行してスケールが急成長し厚くなりすぎて、スケール剥離性が劣化する。よって上記保持時間を６０秒以下（好ましくは３０秒以下）とする。
【００２８】
〔急速加熱・保持する雰囲気：Ｏ２濃度が１０体積％以上である雰囲気〕
急速加熱・保持する雰囲気中のＯ２濃度を、加熱炉内よりも高くすることにより、内方酸化が促進され、Ｃｒの濃化が進まないうちにサブスケールが形成されるため、結果としてＣｒ濃度の低い、ＦｅＯ（ウスタイト）主体のＣｒ濃度が低いサブスケールが形成されてスケール剥離性が向上する。このような効果を発現させるため、Ｏ２濃度を１０体積％以上とする。好ましくは２０体積％以上である。尚、大気中ではＯ２濃度が２０体積％であり、大気中で所定時間保持すれば、上記効果が発現される。Ｏ２濃度の上限は、酸化ロス防止の観点から３０体積％とすることが好ましい。
【００２９】
〔到達温度で保持する雰囲気：Ｏ２濃度が１０体積％以上かつＨ２Ｏ濃度が５体積％以上３５体積％以下である雰囲気〕
到達温度で保持する雰囲気は、上記観点からＯ２濃度：１０体積％以上を満たすと共に、Ｈ２Ｏ濃度：５体積％以上３５体積％以下を満たす雰囲気とすることが好ましい。
【００３０】
Ｈ２Ｏ含有雰囲気で鋼材を酸化すると、鋼材側に向かって酸化が進む水蒸気酸化が生じる。この水蒸気酸化は、スケール表面で水分子が解離してプロトンを放出し、プロトンがスケール／鋼材界面でスケール中の酸素を奪い、再び水になり鋼材内方への酸化（内方酸化）が促進されることによって生じると言われている。到達温度で保持する際に、この様な水蒸気酸化の効果を組み合わせることで、脆いＦｅＯを主体とした破壊し易いサブスケールがより形成され易くなり、スケール剥離性が飛躍的に改善する。該効果を十分に発揮させるには、雰囲気中のＨ２Ｏ濃度を５体積％以上とすることが好ましい。より好ましくは１０体積％以上である。一方、Ｈ２Ｏ濃度が高すぎると、相対的に酸素分圧の低下を招く。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、スケール生成が促進されない。よって、Ｈ２Ｏ濃度は３５体積％以下とすることが好ましい。Ｈ２Ｏ濃度はより好ましくは３０体積％以下である。
【００３１】
急速加熱・保持の実施形態として、例えば、加熱炉から鋼片を抽出後、直ちに（約２０秒以内）鋼片搬送コンベア上に設置された高周波誘導加熱装置を用いて、例えば大気雰囲気で、規定の到達温度まで急速加熱した後、保温炉（大気雰囲気）にて上記到達温度で所定時間保持することが挙げられる。前記保持時の雰囲気をＨ２Ｏ含有雰囲気とするには、上記保温炉内に、例えば上記Ｏ２濃度およびＨ２Ｏ濃度を満たす加湿空気を供給することによって実現することができる。
【００３２】
上記保持後は、直ちに（約２０秒以内）デスケーリングを実施する。デスケーリングとしては、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。
【００３３】
その他の製造条件については特に限定されず、例えば、連続鋳造にてビレットを得た場合、該ビレットを加熱炉に導入し、予熱帯、加熱帯、均熱帯を経て、ビレットを規定の抽出温度まで昇温する方法が挙げられる。そして、該抽出温度でビレットを加熱炉から取り出し、上記の通り急速加熱・保持し、次いで高圧水デスケーラーでスケールを除去し、その後、粗圧延、仕上げ圧延、製品水冷、巻取りを順次経て鋼線材を得ることができる。
【００３４】
尚、本発明は、強度を付与するために必要な元素であるがスケール剥離性に悪影響を与えるＣｒを含有する条鋼材を対象に、スケール剥離性を改善するものである。よって本発明は、Ｃｒを０．１０％以上（好ましくは０．８０％以上）含むＣｒ含有条鋼材を対象とする。さらに本発明によれば、Ｃｒを多量に含有していても、スケール剥離性を良好にでき、Ｃｒ含有量は、例えば、１．０％以上、好ましくは１．１０％以上、さらに好ましくは１．２０％以上にすることもできる。この様にＣｒを添加すると、強度を向上させることができるが、Ｃｒ量が過剰になると、延性の確保が困難となるため、Ｃｒ量は、２．０％以下、好ましくは１．９０％以下、更に好ましくは１．５０％以下とする。
【００３５】
本発明はＣｒに起因するサブスケールを制御するものであるため、熱間圧延材（条鋼材）として使用できる限り、Ｃｒ以外の鋼成分は特に限定されないが、Ｃｒ以外の元素とその量が、例えば、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｃ：０．１０〜１．５０％、およびＭｎ：０．０１〜１．５％を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるものが挙げられる。更に、Ｍｏ：０．０１〜０．４０％を含むものであってもよい。以下、上記各元素について説明する。
【００３６】
〔Ｓｉ：０．１０〜０．４０％〕
Ｓｉは、強度を確保するための重要な元素であり、冷間圧延用鋼（ＣＨ鋼）に最低限必要なＳｉ量としてその下限を０．１０％とすることが好ましい。一方、延性を確保する観点からは、Ｓｉ量を０．４０％以下とすることが好ましい。
【００３７】
〔Ｃ：０．１０〜１．５０％〕
Ｃも、強度を確保するための重要な元素であり、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、優れた冷間加工性を確保するにはＣ量を１．５０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
〔Ｍｎ：０．０１〜１．５％〕
Ｍｎは、鋼材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Ｍｎを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、鋼材の靭性および溶接性を確保する観点からは、Ｍｎ量を１．５％以下とすることが好ましい。
【００３９】
上記Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃ、およびＭｎ以外の残部は、鉄および不可避不純物であってもよい。不可避不純物として、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が鋼中に含まれることは、当然に許容される。不純物として含まれるＰ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉについては、下記に詳述する通り鋼材の表面性状や特性に悪影響を及ぼすことから、下記範囲内に抑えることが好ましい。
【００４０】
即ち、Ｐの微量添加は鋼材の強度を高めるが、過剰に含まれると脆性が高まるため、Ｐ量は０．０５％以下に抑えることが好ましい。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。Ｓ量は０．０５％以下に抑えることが好ましい。
【００４１】
Ｃｕも不可避的に混入する元素である。１３５６Ｋで液相となり、熱間圧延時の変形中にオーステナイト結晶粒界に浸入して、表面割れを発生させる原因となる。よって、Ｃｕ量は０．３０％以下（０％を含む）に抑えることが好ましい。Ｎｉも、不可避的に混入する元素であり、鋼材表面に不均一に濃化し、スケールの表面の凹凸を大きくしてスケール剥離性を悪化させる。この様な悪影響を抑制するため、Ｎｉ量も０．３０％以下（０％を含む）に抑えることが好ましい。
【００４２】
本発明のＣｒ含有条鋼材は、必要に応じて下記に示す通りＭｏを更に含んでいてもよい。
【００４３】
〔Ｍｏ：０．０１〜０．４０％〕
Ｍｏは、鋼材の強度を高めるのに有効な元素であり、該効果を発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ量が過剰になると、鋼材の延性が低下するため、Ｍｏ量は０．４０％以下とすることが好ましい。
【００４４】
本発明における条鋼材とは、棒状または線状の鋼材の総称であり、例えば自動車用の懸架ばね、弁ばね、軸受などに用いられうる。
【実施例】
【００４５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後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。
【００４６】
〔実施例１〕
表１に示す合金組成の鋼材を溶製し、φ１０ｍｍ×１２ｍｍｔの円柱状に切り出し加工したサンプルを用意した。このサンプルに対し、雰囲気制御が可能な高温圧縮試験機熱処理炉を用いて、下記の実施例１Ａまたは実施例１Ｂに示す処理を施した後、各到達温度でデスケーリングを模擬してサンプルを圧縮し、スケールの除去を行って表面性状（スケール剥離性）を評価した。
【００４７】
上記圧縮は、大気雰囲気で圧縮歪率５０％、歪速度１０ｍｍ／ｓｅｃの条件で行い、圧縮後はＡｒ雰囲気で試料を常温まで急冷し、剥離後のスケール生成（２次スケール生成）を抑制した。圧縮後は、サンプル側面の外観をスキャナで取り込み、画像を２値化処理し、圧縮後のサンプルにおけるスケール残留部の面積率（残留スケール面積率）を算出した。そして、残留スケール面積率が２０％以下の場合をスケール剥離性に優れていると判断した。
【００４８】
【表１】
2010201460.tif 000002
【００４９】
（実施例１Ａ）
実施例１Ａでは、図１に示すヒートパターンで加熱し、圧縮（デスケーリング）を行ってスケール剥離性を評価した。
【００５０】
具体的には、加熱炉雰囲気をＮ２（残部）−１体積％Ｏ２−１０体積％ＣＯ２−２３体積％Ｈ２Ｏとし、表２のＮｏ．１〜１０については、１１００℃で３０分加熱し、１次スケールを生成させた後、大気雰囲気で、表２に示す昇温速度（ｘ℃／ｓｅｃ）で表２に示す到達温度まで昇温させ、次いで、該到達温度で表２に示す時間保持した後、圧縮試験を実施した。圧縮試験の結果（残留スケール面積率）を表２に示す。尚、大気雰囲気において、Ｏ２濃度は約２０体積％、Ｈ２Ｏ濃度は５体積％程度である。
【００５１】
表２のＮｏ．１１は、１１００℃で３０分加熱した後、本発明で規定の急速加熱・保持を行うことなく圧縮試験を実施した例である。また表２のＮｏ．１２は、１２００℃で３０分加熱した後、本発明で規定の急速加熱・保持を行うことなく圧縮試験を実施した例である。
【００５２】
【表２】
2010201460.tif 000003
【００５３】
表２より次の様に考察できる。Ｎｏ．１、２、４、６および７は、いずれも規定のヒートパターンで製造しているため、スケール剥離性に優れている。
【００５４】
これに対しＮｏ．３、５、および８〜１２は、規定する少なくともいずれかの条件を満たしていないため、表面性状に劣るものとなった。詳細には、Ｎｏ．３および５は、到達温度までの昇温速度が遅いため、脆いサブスケールの形成やサブスケールの破壊が不十分となり、残留スケール面積率が高く、表面性状に劣っている。
【００５５】
Ｎｏ．８は、到達温度が１２００℃未満であるため、この場合もサブスケールの破壊が不十分となり、表面性状に劣っている。
【００５６】
Ｎｏ．９は、到達温度で一定時間保持していないため、破壊したサブスケールを介した酸素の内方拡散が不十分となり、残留スケール面積率が高くなった。
【００５７】
Ｎｏ．１０は、到達温度での保持時間が長すぎるため、破壊したサブスケールを介した酸素の内方拡散が過剰に進んで、スケールロスが増えると共に、表面性状に劣るものとなった。
【００５８】
Ｎｏ．１１および１２は、本発明で規定する急速加熱・保持を行っていないため、残留スケールがかなり多い結果となった。
【００５９】
（実施例１Ｂ）
実施例１Ｂでは、図２に示すヒートパターンで加熱し、圧縮（デスケーリング）を行ってスケール剥離性を評価した。
【００６０】
具体的には、加熱炉雰囲気をＮ２（残部）−０．５体積％Ｏ２−１０体積％ＣＯ２−３０体積％Ｈ２Ｏとし、１０００℃で６０分加熱して１次スケールを生成させた後、大気雰囲気で急速加熱（昇温速度１５℃／ｓｅｃ、到達温度１２５０℃）を行い、該到達温度にて、表３に示す通り種々のＯ２濃度（Ｘ体積％）及びＨ２Ｏ濃度（Ｙ体積％）の雰囲気下、５秒間保持し、その後に圧縮試験を行った。圧縮試験の結果を表３に示す。
【００６１】
【表３】
2010201460.tif 000004
【００６２】
表３より以下の様に考察できる。即ち、Ｎｏ．１３〜１６は、Ｏ２濃度を１５体積％で一定とし、Ｈ２Ｏ濃度を変化させた例である。これらの結果から、Ｈ２Ｏ濃度が低すぎても高すぎても残留スケール面積率は増加することが分かる。
【００６３】
一方、Ｎｏ．１７〜１９は、Ｈ２Ｏ濃度を２０体積％で一定とし、Ｏ２濃度を変化させた例である。これらの結果から、雰囲気のＯ２濃度の増加に伴い、残留スケール面積率は減少傾向にあることが分かる。
【００６４】
Ｎｏ．２１は、Ｈ２Ｏ濃度は本発明で推奨する条件を満たすが、Ｏ２濃度がかなり低いため、残留スケール面積率が高くなっている。
【００６５】
Ｎｏ．２０および２２は、加熱保持雰囲気におけるＯ２濃度及びＨ２Ｏ濃度が共に本発明で推奨する条件を満たしていることから、残留スケールが少なく、スケール剥離性に優れている。
【００６６】
［実施例２］
実操業を模擬して加熱およびスケール剥離を実施し、スケール剥離後の鋼材の表面性状を調べた。
【００６７】
まず、下記の表４に示す鋼材を溶製し、鋳造して１５０ｍｍ角のビレットを得た。そして、加熱炉にて、加熱炉での保持温度（表５）まで昇温させ、該温度で３０分保持する加熱を行った後、該温度の鋼片を加熱炉から抽出し、加熱炉に隣接されたインダクションヒーター（雰囲気：大気）にて、表５に示す到達温度まで表５に示す昇温速度で加熱する急速加熱を行った。インダクションヒーターから抽出後、大気雰囲気（窒素、酸素以外に水蒸気を５体積％程度含む）、または、Ｏ２濃度およびＨ２Ｏ濃度を調整した雰囲気下にて、上記到達温度で表５に示す時間保持した後、１５０ＭＰａの高圧水デスケーリングを施し、次いで熱間圧延して直径８．０ｍｍの鋼線材を製造した。尚、加熱炉の燃焼用ガスにはＬＮＧガスを使用し、加熱炉雰囲気はいずれもＮ２（残部）−１体積％Ｏ２−１０体積％ＣＯ２−２３体積％Ｈ２Ｏに調整した。インダクションヒーターから抽出した後の雰囲気の調整は、ビレットの周囲を覆うブースを設置し、ブース内壁に設置したノズルから酸素ガス、窒素ガス並びに水を導入することで行った。
【００６８】
【表４】
2010201460.tif 000005
【００６９】
【表５】
2010201460.tif 000006
【００７０】
上記製造された各鋼線材のスケール起因の表面疵を評価するため、鋼線材の断面を１００倍の倍率で光学顕微鏡観察し、表面疵の有無ならびに個数をカウントした。
【００７１】
尚、本発明で対象とする表面疵とは、「疵深さが１０μｍ以上に達する、スケール起因の表面疵」をいう。疵深さが１０μｍ未満の疵は、表面疵としては認識されず、加工時に割れなどの問題を引き起こすことは実質的にないので、疵深さが１０μｍ以上に達する疵のみを対象とした。また、スケール起因の表面疵であるかどうかの確認は次の方法によった。即ち、全表面疵の断面をＥＰＭＡマッピングにより５００倍の倍率で分析し、Ｃｒ濃度が鋼線材全体の平均Ｃｒ濃度の２倍以上である領域を、サブスケール（ＦｅＣｒ２Ｏ４）が押し込まれたスケール起因の表面疵であると判断した。
【００７２】
表面性状の評価は、鋼線材の長手方向（鋼の圧延方向）に垂直な１０箇所以上の横断面で観察される上記表面疵の個数を計測し、その平均値（表面疵個数の平均値）を下式（１）により算出し、下記の５段階に分類整理して評価した。そして、ランク１以下の場合を、スケール起因の表面疵に関して製品としては全く問題がないと評価した。これらの結果を表５に示す。
表面疵個数の合計数／測定断面数の合計数＝１測定断面当たりの表面疵個数…（１）
（表面疵のランク）
・ランク０：表面疵個数の平均値が０個（疵なし）のもの
・ランク１：表面疵個数の平均値が０個超１０個以下のもの
・ランク２：表面疵個数の平均値が１０個超２０個未満のもの
・ランク３：表面疵個数の平均値が２０個以上３０個未満のもの
・ランク４：表面疵個数の平均値が３０個以上のもの
【００７３】
表５より次の様に考察できる。即ち、Ｎｏ．２３〜２６は、ＳＣＲ鋼を用い加熱炉からの抽出温度を変化させて検討した例であり、急速加熱・保持の諸条件はすべて規定を満たしている。このうちＮｏ．２３は、加熱温度（加熱炉からの抽出温度）が本発明で規定する温度よりも低いため、急速加熱によるスケール剥離性の改善が不十分であり、表面疵が不合格レベルとなった。Ｎｏ．２６は、加熱温度（加熱炉からの抽出温度）が高すぎるため、加熱炉で生成したサブスケールを介して１次スケールと鋼材が強固に密着してしまい、急速加熱を行ってもスケール剥離性が改善されなかった。
【００７４】
Ｎｏ．２４、２５、２７、２９、３２、３４は本発明の条件を満たしており、いずれも疵レベルは合格レベルとなった。
【００７５】
Ｎｏ．２８および３０は、到達温度までの昇温速度が遅いため、表面疵が不合格レベルとなった。
【００７６】
Ｎｏ．３１は、到達温度が１２００℃未満であるため、表面疵が不合格レベルとなった。一方、Ｎｏ．３５は、到達温度が１３５０℃を超えるため、スケールが急成長し、スケール剥離性が悪化した。
【００７７】
Ｎｏ．３３は、到達温度に達した後、該到達温度で保持していないため、破壊したサブスケールを介した酸素の内方拡散が不十分となり、表面疵が不合格レベルとなった。
【００７８】
Ｎｏ．３６は、到達温度での保持時間が長すぎるため、破壊したサブスケールを介した酸素の内方拡散が過剰に進み、スケールが急成長し厚くなりすぎて、スケール剥離性が悪化する結果となった。
【００７９】
Ｎｏ．３７および３８は、規定の急速加熱・保持を行わなかった比較例であり、いずれも疵レベルが高く不合格となっている。
【図１】
2010201460.tif 000007
【図２】
2010201460.tif 000008