(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下を含有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることを特徴とする表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下、
Ｓｉ（珪素）：２．０ｗｔ．％以下、
Ｍｎ（マンガン）：０．１０〜２．５０ｗｔ．％、
Ｐ（燐）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｓ（硫黄）：０．０３ｗｔ．％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミニウム）：０．０１〜０．１０ｗｔ．％、および、
Ｎ（窒素）：０．０１０ｗｔ．％以下、
を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる化学組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることを特徴とする表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項３】
Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下、
Ｓｉ（珪素）：２．０ｗｔ．％以下、
Ｍｎ（マンガン）：０．１０〜２．５０ｗｔ．％、
Ｐ（燐）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｓ（硫黄）：０．０３ｗｔ．％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミニウム）：０．０１〜０．１０ｗｔ．％、および、
Ｎ（窒素）：０．０１ｗｔ．％以下、
を含有し、更に、
Ｔｉ（チタン）：０．２０ｗｔ．％以下、
Ｎｂ（ニオブ）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｖ（バナジウム）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｂ（硼素）：０．００５ｗｔ．％以下、
Ｃｕ（銅）：０．６０ｗｔ．％以下、
Ｎｉ（ニッケル）：０．６０ｗｔ．％以下、
Ｃｒ（クロム）：１．０ｗｔ．％以下、および、
Ｍｏ（モリブデン）：０．６０ｗｔ．％以下、
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる化学組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることを特徴とする表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項４】
粗圧延終了後に粗バー表面を加熱装置によって９５０℃以上に加熱するに際し、加熱中または加熱後に前記粗バー表面に流速１ｍ／ｓ以上の空気を１０秒以上吹き付ける請求項１乃至３のいずれか１に記載の方法。
【請求項５】
粗圧延終了後に粗バー表面を加熱装置によって９５０℃以上に加熱する前に、デスケーリングを行う請求項１乃至４のいずれか１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、鋼板の熱間圧延において、表面性状に優れた広幅、薄物、ハイテン等の鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板の表面性状を劣化させる主要因はスケール性欠陥であり、この欠陥は製鋼性および熱延性の２種類に大別される。製鋼性欠陥は、連続鋳造時にスラブ表層に巻き込まれるスラグ、モールドパウダーやアルミナ等の製鋼性介在物が原因となるスケール性欠陥である。製鋼性欠陥は、スラブ表層部を研削除去するいわゆるスラブ手入れによって発生量を低減することができる。近年、鋳造技術の進歩に伴い、スラブ手入れを省略するいわゆる無手入れ化が拡大されてきているが、高度な表面性状が要求される鋼板については、スケール性欠陥の発生をほぼ完全に防止するために、手入れを省略せずに行っているのが現状であり、作業効率の低下が問題となっている。
【０００３】
一方、熱延性欠陥は、スラブ加熱時に発生する粒界酸化や熱延前のスケール残りに起因する欠陥で、熱延前の加熱条件やデスケーリング方法等について種々の検討がなされてきた。
【０００４】
例えば、鉄と鋼、６７（１９８１），ｐ．Ｓ１１２８には、熱延前のスラブの加熱温度を低下させることで、スラブ表層での粒界酸化を抑制し、スケール欠陥の発生が回避できることが報告されている。また、直送圧延を行うことによっても、このような欠陥の発生を防止できる。しかし、このようなスラブの低温加熱や直送圧延は、スケール生成量の低下を招くことから、スラブ表層部の介在物をスケールとともに除去することができず、製鋼性表面欠陥の発生を完全に防止することができない。
【０００５】
この問題を解決するには、圧延中のスケールオフ量を増大させる必要がある。例えば、特開平６−２６９８４０号公報には、仕上げ圧延直前に鋼板表面を加熱した後、高圧水によるデスケーリングを行うことで、スケール厚さを増大させるとともに、高圧水によるスケールへの熱応力を増大させ、デスケーリング性を向上させて、スケール残りを低減する技術が検討されている。
【０００６】
一方、複数の圧延機が連続して並ぶ仕上げ圧延装置列において仕上げ圧延を行う方法において、スタンド間で生成するスケールは薄いためデスケーリングが極めて困難である。そのため、鋼板の仕上げ圧延においては、スケールが生成した状態で圧延するのは避けられず、スケールが鋼板に押し込まれると表面欠陥となってしまう。そこで、特開昭５７−１５４３０１号公報に開示されているように、必要に応じて仕上げ入り側で水冷を行ない、仕上げ入り側温度をある温度以下に規制することによりスケールの生成を抑制しスケール疵を防止する技術がある。更に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，９（１９９６），ｐ．９７２では、仕上げ入り側温度を１０００℃、仕上げ出側温度を８３０℃と低下させることで、スケールが地鉄に押し込まれるのを防止できることが報告されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述のように、粒界酸化に起因する欠陥と製鋼性欠陥とを同時に抑制するためには、スラブ加熱温度を低減するか直送圧延を行ない、仕上げ圧延前に粗バー表面を加熱してスケールオフ量を増大させることが有効である。しかし、このような表面温度の上昇は、仕上げ圧延過程でのスケール押し込みに起因する欠陥の発生を助長することが懸念される。そこで、圧延前の加熱直後に急冷する必要があるが、圧延温度を低下させる方法では、圧延荷重の増大に伴い、特に、広幅材、薄物材、ハイテン材等の製造が困難となる。また、材質の観点からＡｒ３変態点以上の仕上げ最終圧延温度の確保が必要であり、このためにも、これら薄物材、広幅材、ハイテン材等の圧延では仕上げ入り側温度を高めに設定する必要があるため、押し込み状スケール欠陥を抑制しきれないのが現状である。圧延温度の低下により押し込み状スケール欠陥の発生が抑制される理由について、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，９（１９９６），ｐ．９７２では、仕上げスタンド間においてスケールが地鉄から浮き上がる現象であるブリスターの発生が抑制できるためと推定している。また、鉄と鋼、６５（１９７９），ｐ．５９９には、このようなブリスター状のスケール発生に及ぼす酸化温度と時間との関係が示されており、等温保持の場合は９５０〜１０００℃に約２５秒以上保持することでブリスター状のスケールが発生することが報告されている。更に、高温からの大気放冷では、１０００〜１１００℃の温度域に約１０秒以上滞留させることでブリスター状のスケールが発生することが報告されている。このように、ブリスター状のスケール発生に及ぼす酸化温度および時間の調査がなされてはいるが、実際の仕上げ圧延では、スタンド間における１０００℃以上の滞留時間はほとんどが１０秒以内と短く、前記スケール疵との明確な因果関係は見出せていない。また、Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｔｈｅ  Ｉｒｏｎ  ａｎｄ  Ｓｔｅｅｌ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ  Ｏｃｔｏｂｅｒ  １９９０ｐ．１３５には、Ｆｅ以外の成分元素量が少ないほど高温でのスケール密着性は向上することが報告されているが、ブリスター状スケールの発生する酸化条件や各元素量の影響は不明である。また、住友金属  Ｖｏｌ．２  Ｎｏ．１（１９６８）  Ｐ．１  には、Ｃ量が多いほどスケール疵が発生し易いことが報告されているが、これも、圧延条件やＣ量の影響が不明であり、欠陥対策には至っていなかった。
【０００８】
このように、スラブ表層部の介在物を仕上げ圧延前に粗バー表面を加熱してスケール厚さを増大させることにより除去する方法において、広幅、薄物、ハイテン等の鋼板に対して有効な表面欠陥低減対策の糸口が見出せていないのが現状である。
【０００９】
従って、この発明の目的は、上記のような問題点を解決し、表面性状に優れた鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
我々は、上述した問題を解決すべく鋭意研究を重ねた。現状では明確な因果関係が認められていないブリスター状スケールの生成条件を種々検討した結果、仕上げ圧延における粗バーと大気との相対流速を考慮することにより、ブリスター状スケールの発生と押し込み状スケール欠陥の発生を明確に関連付けられることを見出した。更に、大気の相対流速を考慮した場合のブリスター状スケールの発生には、Ｃ（炭素）元素が最も影響を及ぼすことが分かった。この発明はこのような知見に基づくもので、その手段は下記通りである。
【００１１】
請求項１記載の発明は、Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下を含有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることに特徴を有するものである。
請求項２記載の発明は、
Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下、
Ｓｉ（珪素）：２．０ｗｔ．％以下、
Ｍｎ（マンガン）：０．１０〜２．５０ｗｔ．％、
Ｐ（燐）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｓ（硫黄）：０．０３ｗｔ．％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミニウム）：０．０１〜０．１０ｗｔ．％、および、
Ｎ（窒素）：０．０１０ｗｔ．％以下、
を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる化学組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることに特徴を有するものである。
【００１２】
請求項３記載の発明は、
Ｃ（炭素）：０．０７ｗｔ．％以下、
Ｓｉ（珪素）：２．０ｗｔ．％以下、
Ｍｎ（マンガン）：０．１０〜２．５０ｗｔ．％、
Ｐ（燐）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｓ（硫黄）：０．０３ｗｔ．％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミニウム）：０．０１〜０．１０ｗｔ．％、および、  Ｎ（窒素）：０．０１ｗｔ．％以下、
を含有し、更に、
Ｔｉ（チタン）：０．２０ｗｔ．％以下、
Ｎｂ（ニオブ）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｖ（バナジウム）：０．１０ｗｔ．％以下、
Ｂ（硼素）：０．００５ｗｔ．％以下、
Ｃｕ（銅）：０．６０ｗｔ．％以下、
Ｎｉ（ニッケル）：０．６０ｗｔ．％以下、
Ｃｒ（クロム）：１．０ｗｔ．％以下、および、
Ｍｏ（モリブデン）：０．６０ｗｔ．％以下、
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる化学組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、次いで、直ちにまたは前記スラブを１１５０℃以下に加熱した後前記スラブを圧延することからなり、前記圧延は、圧下率が７０％以上で粗圧延を行ない、次いで、粗バー表面を加熱装置によって加熱して９５０℃以上に上昇し、次いで、デスケーリングを行ない、次いで、Ａｒ３変態点以上の終了温度で仕上げ圧延を行うことからなることに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項４記載の発明は、請求項１乃至３のいずれか１に記載の方法において、粗圧延終了後に粗バー表面を加熱装置によって９５０℃以上に加熱するに際し、加熱中または加熱後に前記粗バー表面に流速１ｍ／ｓ（秒）以上の空気を１０秒以上吹き付けることに特徴を有するものである。
【００１４】
請求項５記載の発明は、請求項１乃至４のいずれか１に記載の方法において、粗圧延終了後に粗バー表面を加熱装置によって９５０℃以上に加熱する前に、デスケーリングを行うことに特徴を有するものである。
【００１５】
ここで、本発明が対象とする鋼板は、通常の組成からなる軟質鋼板に加えて、高強度、高耐腐食等の特性を付与したものを含む。
【００１６】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の実施の形態を図面を参照しながら説明する。
まず、本発明において用いる鋼片のＣ（炭素）含有量を限定する理由を説明する。
【００１７】
一般にスケールが成長する場合、Ｆｅがイオンとなってスケール中を外表面に向かって拡散移動し、スケール最表層で大気中のＯ２  と結合する。一方で、大気中のＯ２  の一部はスケール粒界を拡散し、スケール粒界でもＦｅイオンがＯ２  と結びつくため、スケール内部でも新たなスケール生成が行なわれる。このように、スケール内部で新たなスケールが生成すると、スケールは膨脹しようとするが、スケールは地鉄との結合により拘束されているため膨脹できない。その結果、スケールには圧縮応力が働くようになる。更に、Ｏ２  がスケール粒界を通してスケール／地鉄界面に到達すると、Ｆｅに比べて酸化物の平衡解離圧の低い鋼中のＣが優先的にＯ２  と結びつき、スケール／地鉄界面でＣＯガスが発生することになる。そして、スケールに働く圧縮応力やスケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生量が大きい場合には、スケールが地鉄から剥離して浮き上がるという現象が生じてしまう。このようなブリスター状のスケールが仕上げ圧延過程におけるスタンド間で発生した場合、浮き上がったスケール部分は地鉄からの熱伝達がなくなるため、圧延ロールとの接触により急激に冷却されることになる。そして、冷却されたスケールは非常に硬くて脆くなるため、圧延中、ロールバイトで割れが生じ、そのまま地鉄に押し込まれ、スケール疵が発生する。従って、スケール疵の発生を防止するには、仕上げスタンド間でブリスター状スケールが発生するのを抑制しなければならない。ここで、通常の仕上げ圧延は、デスケーリング以降の粗バーの通板速度は０．３ｍ／ｓ以上であるが、大気中でのスケール生成には空気（Ａｉｒ）流速が大きく影響することから、空気流速を０．３ｍ／ｓ以上として酸化試験を行った結果、以下に示す知見が得られた。
【００１８】
供試鋼には、表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製した供試体Ｎｏ．  １〜７を用い、厚さ２．０ｍｍの薄鋼板を調製した。酸化実験は加熱装置の付いたチャンバー内で行った。サンプルはＮ２  雰囲気中にて８５０〜１０５０℃まで加熱したのち、一旦、真空とし、すぐに空気置換したのち、加熱温度のまま等温にて１ｍ／ｓの流速の空気を１〜１００秒導入してスケールを生成させた。その後、再び真空とし、すぐにＮ２  置換した後１℃／ｓで徐冷した。徐冷したのは、冷却途中でのスケールおよび地鉄の熱収縮差によりブリスター状のスケールが発生するのを防止するためである。冷却後のサンプルは目視にて観察を行ない、ブリスター発生の有無を判断した。
【００１９】
【表１】
0003622497.tif 000002
【００２０】
図１〜７に、供試体Ｎｏ．  １〜７についてブリスター状スケール生成に及ぼす酸化時間および温度の影響を示す。ここで、図中に○印で示したのは、ブリスターの発生がみられなかった条件、×印で示したのは、ブリスターが発生した条件である。いずれの供試体でも、９００〜１０００℃で酸化した場合にブリスター状スケールの発生が認められ、特に、９５０℃の酸化において、最も短時間でブリスターの発生が認められた。
【００２１】
図８に、いずれの供試体でも、最も短時間でブリスターが発生した９５０℃で酸化した場合のブリスター状スケール発生に及ぼすＣ含有量と酸化時間との影響を示す。本発明の請求範囲内であるＣ含有量が０．０７ｗｔ．％以下の場合には、ブリスターの発生に要する酸化時間は３０秒以上であるのに対し、Ｃ含有量が０．０７ｗｔ．％を超えて多く本発明の請求範囲を超える場合には、ブリスターの発生に要する酸化時間は１０秒以下となってしまう。
【００２２】
一般に、酸化温度が低い場合には、Ｏ２  の拡散係数は小さく、スケール粒界を拡散するＯ２  量も少ないことから、スケール内部での新たなスケール生成量やスケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生も少なくなり、ブリスター状スケールの発生は抑制される。一方、酸化温度が高い場合には、スケールの生成が大きく促進され、Ｏ２  も大部分はスケール粒界を拡散する前にスケールの最表層側で消費されてしまうことから、スケール内部での新たなスケール生成量やスケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生が少なくなり、この場合もブリスター状スケールの発生は抑制される。従って、酸化温度がある温度域において、Ｏ２  は最もスケール粒界を拡散し易く、スケール内部での新たなスケール生成やスケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生が促進されることになる。そして、酸化時間の増加に伴いスケールに働く圧縮応力やＣＯガスの量が大きくなり、ブリスター状のスケールが発生するようになる。今回の実験のように、空気流速が０．３ｍ／ｓ以上の場合、スケール表面への酸素供給量が増加するため、スケール粒界を拡散するＯ２  量も増大する。従って、スケール粒界を拡散するＯ２  の大部分は、スケール／地鉄界面に達することになるため、ＣＯガスの発生量が増加することになる。このように、空気流速が存在する条件下での酸化におけるブリスター状スケールの発生は、スケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生が主因となる。従って、Ｃ含有量が増加するとＣＯガスの発生量も増加することから、ブリスターの発生が促進されることになる。
【００２３】
実機での仕上げ圧延において、仕上げ圧延直前のデスケーリング以降、仕上げの最終圧延を終了するまでの間において、３０秒以上の時間を要することはないことから、仕上げ圧延過程でのブリスター状スケールの発生の伴うスケールの噛み込みを防止するためには、Ｃ含有量は０．０７ｗｔ．％以下とする必要がある。また、Ｃは高強度化に有効な元素であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加時には、炭化物を微細に析出し、粒成長を抑制することで組織を細粒化するとともに析出強化により強度上昇に寄与することから、高強度化には必要な元素であるが、スケール欠陥を防止するという観点から、Ｃ含有量は０．０７ｗｔ．％以下とすべきである。
【００２４】
次に、この発明において用いる鋼片のＣ以外の化学組成を限定する理由を説明する。
Ｓｉ（珪素）：
Ｓｉは、加工性を劣化することなくフェライトを固溶強化し、強度と加工性とのバランスを高くする作用を有する。固溶強化元素として利用する場合には、要求されるレベルに応じて添加すべきである。しかし、多量のＳｉ添加は、靱性および溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量の上限は２．０ｗｔ．％に限定すべきである。一方、下限は特に限定しないが、製造コストの観点から０．０１ｗｔ．％以上が望ましい。
【００２５】
Ｍｎ（マンガン）：
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。固溶強化元素として利用する場合には、要求される強度レベルに応じて添加すべきである。更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することで、Ｓの粒界脆化作用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止することができる。従って、Ｍｎ含有量の下限は０．１０ｗｔ．％とする。一方、その含有量が２．５０ｗｔ．％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｍｎの含有量は０．１０〜２．５０ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。
【００２６】
Ｐ（燐）：
Ｐは高強度化および耐腐食化に有効な元素である。固溶強化元素として利用する場合には、要求される強度レベルに応じて添加すべきである。下限を特に限定しないが、製造コストの観念から０．０１ｗｔ．％以上が望ましい。一方、Ｐを０．１０ｗｔ．％を超えて添加すると粒界に偏析し２次加工性が劣化する。従って、Ｐ含有量は０．１０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００２７】
Ｓ（硫黄）：
Ｓは熱間圧延時に粒界に偏析してスラブ割れを引き起こし表面疵の発生を促進する恐れがある。そのため、Ｍｎを添加することによりＳをＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは加工時のボイドの起点となるため、延性および伸びフランジ性が低下する。また、Ｔｉを添加した場合にはＴｉ系硫化物が析出するが、この析出物は粗大で強度上昇に寄与しないだけでなく、これも加工時のボイドの起点となり延性および伸びフランジ性が低下する。このように、Ｓは不純物元素であるため極力低減することが望ましい。従って、Ｓの含有量は、０．０３ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミニウム）：
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１ｗｔ．％未満ではこの効果が得られない。また、ｓｏｌ．Ａｌを０．１０ｗｔ．％を超えて過剰に添加した場合には、アルミナ系介在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１〜０．１０ｗｔ．％とすべきである。
【００２９】
Ｎ（窒素）：
Ｎの含有量が０．０１ｗｔ．％を超えると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。従って、Ｎの含有量は０．０１ｗｔ．％以下とすべきである。下限は特に規定しないが、製造コストの観点から０．００１ｗｔ．％以上が望ましい。
【００３０】
Ｔｉ（チタン）：
Ｔｉは、微細のＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化するとともに、析出強化により強度を上昇させる。よって、要求される強度レベルに応じて添加すべきであるが、Ｔｉを０．２０ｗｔ．％を超えて添加してもＴｉ系炭窒化物は粗大化するため強度上昇に寄与しないだけでなく、延性の低下をもたらす。従って、Ｔｉの含有量は０．２０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３１】
Ｎｂ（ニオブ）：
Ｎｂは、組織の微細化に有効な元素である。加工性を損なわずに高い強度を得るためには、組織の微細化が有効である。更に、Ｎｂ系炭窒化物の形成により、強度上昇に寄与する。よって、要求される強度レベルに応じて添加すべきであるが、Ｎｂを０．１０ｗｔ．％を超えて多量に添加しても、組織微細化の効果は飽和するだけでなく、Ｎｂ系炭窒化物は粗大化するため強度上昇に寄与しないとともに延性の低下をもたらす。従って、Ｎｂの含有量は０．１０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３２】
Ｖ（バナジウム）：
Ｖは、微細のＶ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化するとともに、析出強化により強度を上昇させる。従って、要求される強度レベルに応じて添加すべきである。しかし、Ｖを０．１０ｗｔ．％を超えて添加してもＶ系炭窒化物の粗大化により強度上昇に寄与しないだけでなく、延性の低下をもたらす。従って、Ｖの含有量は０．１０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３３】
Ｂ（硼素）：
Ｂは、熱間加工時の歪みの解放を抑制する作用を有することから、組織を微細化し、強度上昇に寄与する。また、粒界に偏析して二次加工性を向上させる。しかし、Ｂを０．００５ｗｔ．％を超えて添加しても、Ｂによる細粒化効果は飽和するだけでなく、熱間圧延時に、歪みの累積によるロール荷重の増大を招き、圧延を極めて困難にする。従って、Ｂの含有量は０．００５ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３４】
Ｃｕ（銅）：
Ｃｕは、固溶強化により強度上昇に寄与するとともに、耐腐食化に有効な元素である。しかし、過剰のＣｕは、強度上昇効果および耐腐食効果が飽和し経済的に不利である。従って、Ｃｕの含有量は０．６０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３５】
Ｎｉ（ニッケル）：
Ｎｉは、固溶強化により強度上昇に寄与する。更に、Ｃｕが添加された場合には、熱間圧延時にスラブ割れを引き起こし表面疵の原因となることから、ＮｉをＣｕの原子等量分だけ添加することで防止することができる。しかし、過剰のＮｉは、強度上昇効果および表面疵防止効果が飽和し経済的に不利である。従って、Ｎｉ含有量は０．６０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３６】
Ｃｒ（クロム）：
Ｃｒは、固溶強化により強度上昇に寄与するとともに、炭化物を微細にし加工性を向上させる。しかし、過剰のＣｒは、強度上昇効果および加工性向上効果が飽和し経済的に不利である。従って、Ｃｒ含有量は１．０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３７】
Ｍｏ（モリブデン）：
Ｍｏは、炭窒化物の形成により強度上昇に寄与するととに、耐腐食化に有効な元素である。しかし、過剰のＭｏ添加は、強度上昇効果および耐腐食効果が飽和し経済的に不利である。従って、Ｍｏの含有量は０．６０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００３８】
連続鋳造後のスラブは、表層部に介在物が巻き込まれていることが多いが、スラブ表層部を研削除去する手入れは作業効率を著しく阻害することから、手入れは行わずに再加熱した後圧延するか、あるいは、鋳造後直送圧延を行うこととする。
【００３９】
スラブの再加熱を行うに際しては、１１５０℃を超えて加熱すると、スラブ表層での粒界酸化が助長され、スケール欠陥は誘発されることからスラブ再加熱温度の上限は１１５０℃とすべきである。一方、スラブ再加熱温度の下限は特に規定しないが、低温加熱はスケール生成量が少なく、スラブ表層部の介在物をスケールとともに除去するためには、粗圧延終了後の粗バー表面を加熱装置によって加熱する際、表面温度の上昇量を大きくする必要があり、これにより、表面の過加熱による仕上げ圧延過程でのスケール噛み込みを助長するため不利である。更に、仕上げ圧延の終了温度を容易にＡｒ３変態点以上とするためにも、スラブ再加熱温度の下限を１０００℃とするのが好ましい。
【００４０】
粗圧延終了後の粗バー表面を加熱装置にて加熱し、粗バー表層の介在物をスケールとともに除去する方法において、粗圧延でのトータル圧下率が小さい場合、粗圧延終了時の地鉄表層からの介在物の侵入深さは小さくならないため、粗バー表面加熱後も介在物がスケールとともに除去されずに取れ残ってしまう。従って、粗圧延でのトータル圧下率は７０％以上とすべきである。
【００４１】
粗圧延終了後の粗バーは、加熱装置を用いて表面にスケール生成量を増大させ、粗バー表層の介在物を除去するため、加熱装置により粗バーの表面温度を９５０℃以上に上昇させるべきである。加熱装置による粗バーの表面温度の上限は特に規定しないが、１２００℃を超えて加熱すると、表面の過加熱による仕上げ圧延過程でのスケールの噛み込みを助長するため、加熱装置による粗バーの表面温度の上限は１２００℃とするのが好ましい。
【００４２】
圧延終了後の粗バーの加熱方法は特に制約は設けない。例えば、誘導加熱装置により加熱してもよいし、バーナーにより加熱してもよい。
また、粗圧延終了後に粗バー表面を加熱装置によって加熱するに際し、加熱中または加熱後に粗バー表面に流速１ｍ／ｓ以上の空気を１０秒以上吹き付け、粗バー表面のスケール生成量を増大させ、粗バー表層の介在物除去を促進することで、更に表面性状を向上させることができる。
【００４３】
また、粗圧延終了後、粗バー表面を加熱装置にて加熱する前に一旦デスケーリングを行ない、加熱による粗バー表面のスケール生成量を増大させ、粗バー表層の介在物除去を促進することで、更に表面性状を向上させることができる。
【００４４】
仕上げ圧延の直前においてデスケーリングを行った後に仕上げ圧延を行うに際し、仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３変態点を下回った場合には鋼板の表層が粗大粒となることで著しく加工性が劣化することから、仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３変態点以上と規定する。
【００４５】
【実施例】
次に、この発明を実施例により説明する。なお、本発明はこれらの実施例によりなんら限定されるものではない。
【００４６】
表２に示す化学組成の鋼を実機連続鋳造を模擬した実験室鋳造機にて鋳造を行ない、実験室加熱炉にて１１３０℃に加熱後、圧延前に機械的にデスケーリングを行ないながら種々の圧下率で粗圧延を行った。そして、誘導加熱装置にて８９０℃の粗バー表面温度を１０１０℃まで加熱した後、１５０ｋｇｆ／ｃｍ２  の高圧水デスケーリングを施こし、各２０％の圧下率で７パスの仕上げ圧延を行った。高水圧デスケーリング実施後から仕上げ圧延終了までの時間を１５秒とし、仕上げの最終圧延は８５０℃のγ域で行った。圧延後の板は黒皮まま目視にて１ｍ２  当りの表面欠陥の個数を数えた。図９に粗圧延のトータル圧下率と表面欠陥個数の関係を示す。本発明の請求範囲外である粗圧延のトータル圧下率が７０％未満の場合、表面欠陥個数は１０個／ｍ２  以上であるのに対し、本発明の請求範囲内である粗圧延のトータル圧下率が７０％以上の場合、表面欠陥個数を２個／ｍ２  以下とすることができることがわかる。
【００４７】
【表２】
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【００４８】
表３に示す化学組成の鋼を実機連続鋳造を模擬した実験室鋳造機にて鋳造を行ない、実験室加熱炉にて１０９０℃に加熱後、圧延前に機械的にデスケーリングを行ないながらトータル８３％の圧下率で粗圧延を行った。そして、誘導加熱装置にて９００℃の粗バー表面温度を種々の温度まで加熱した後、１５０ｋｇｆ／ｃｍ２  の高水圧デスケーリングを施こし、各２０％の圧下率で７パスの仕上げ圧延を行った。高水圧デスケーリング実施後から仕上げ圧延終了までの時間は１５秒とし、仕上げの最終圧延は８４０〜８７０℃のγ域で行った。図１０に誘導加熱装置による粗バーの表面温度と表面欠陥個数の関係を示す。本発明の請求範囲外である粗バー表面温度が９５０℃未満の場合、表面欠陥個数は１０個／ｍ２  以上以上であるのに対し、本発明の請求範囲内である粗バー表面温度が９５０℃以上の場合、表面欠陥個数を２個／ｍ２  以下とすることができることがわかる。
【００４９】
【表３】
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【００５０】
表４に示す化学組成の鋼を実機連続鋳造を模擬した実験室鋳造機にて鋳造を行ない、実験室加熱炉にて１０７０℃に加熱後、圧延前に機械的にデスケーリングを行ないながらトータル８２％の圧下率で粗圧延を行った。そして、誘導加熱装置にて８９０℃の粗バー表面温度を９９０℃まで加熱した。この際、粗バー加熱開始から種々の流速の空気を種々の時間吹き付けた。空気吹き付け後、１５０ｋｇｆ／ｃｍ２  の高水圧デスケーリングを施こし、各２０％の圧下率で７パスの仕上げ圧延を行った。高水圧デスケーリング実施後から仕上げ圧延終了までの時間は１５秒とし、仕上げの最終圧延は８３０℃のγ域で行った。図１１に表面欠陥個数に及ぼす空気流速と吹き付け時間との関係を示す。１ｍ／ｓ以上の流速の空気を１０秒以上吹き付けることで、表面欠陥個数を０個／ｍ２  とすることができる。更に、粗圧延終了後、誘導加熱装置で粗バー表面を加熱する前に、１５０ｋｇｆ／ｍ２  の高水圧デスケーリングを施した後、空気を吹き付けることなく表面温度を９９０℃まで加熱し、１５０ｋｇｆ／ｃｍ２  の高水圧デスケーリングを施して各２０％の圧下率で７パスの仕上圧延を行った場合にも表面欠陥を０個／ｍ２  とすることができることが分かる。
【００５１】
【表４】
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【００５２】
表５、表６に供試体Ｎｏ．  ８〜２２の鋼を実機連続鋳造を模擬した実験室鋳造機にて鋳造を行ない、実験室で加熱、圧延、あるいは、鋳造後直送圧延したときの表面欠陥個数を示す。ここで、粗圧延は圧延前に機械的デスケーリングを行ないながら行った。粗圧延終了後の粗バー表面は誘導加熱装置にて行った。誘導加熱前後のデスケーリングは、１５０ｋｇｆ／ｃｍ２  の高圧水にて行った。空気の吹き付けは、誘導加熱装置による粗バー表面加熱開始から、デスケーリングを行うまでの間に行った。仕上げ圧延は各２０％の圧下率で７パス行った。供試体Ｎｏ．  ８〜１３、１５、１６は、化学組成、加熱および圧延条件が本発明の範囲内であり、表面欠陥個数が２個／ｍ２  以下とすることができる。特に、供試体Ｎｏ．  １２は、粗圧延終了後、粗バー加熱前にデスケーリングを施した場合、供試体Ｎｏ．  １３は粗バー加熱開始から３ｍ／ｓの空気を１５秒吹き付けた場合、供試体Ｎｏ．  １５は直送圧延の場合、供試体Ｎｏ．  １６は、粗バー加熱前のデスケーリングと粗バー加熱開始から５ｍ／ｓの空気を２０秒吹き付けた場合であるが、いずれも良好な表面性状が得られる。一方、供試体Ｎｏ．  １４は、スラブ再加熱温度が１１８０℃と本発明の請求範囲を外れており、表面欠陥個数も２１個／ｍ２  と多い。供試体Ｎｏ．  １７は、粗圧延のトータル圧下率が６５％と本発明の請求範囲を外れており、表面欠陥個数も１５個／ｍ２  と多い。供試体Ｎｏ．  １８は、粗バー加熱後の表面温度が９４３℃と本発明の請求範囲を外れており、表面欠陥個数も１１個／ｍ２  と多い。供試体Ｎｏ．  １９は、粗バー加熱を行わなかった場合であるが、本発明の請求範囲を外れており、表面欠陥個数も２２個／ｍ２  と多い。供試体Ｎｏ．  ２０〜２２は、Ｃ含有量が０．０７２〜０．１５３ｗｔ．％と本発明の成分範囲を外れており、表面欠陥個数も１３〜１７個／ｍ２  と多い。
【００５３】
【表５】
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【００５４】
【表６】
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【００５５】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明によれば、Ｃ含有量を０．０７ｗｔ．％以下とし、連続鋳造によりスラブとした後、直ちに圧延を行うか、または、１１５０℃以下に加熱した後圧延を行うに際し、粗圧延での圧下率を７０％以上とし、粗圧延終了後の粗バー表面を加熱装置にて９５０℃以上に上昇させた後、デスケーリングを行ない、仕上圧延をＡｒ３変態点以上で終了することにより、表面性状の優れた鋼板の安価な製造方法が得られ、かくして、有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】供試体Ｎｏ．  １について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図２】供試体Ｎｏ．  ２について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図３】供試体Ｎｏ．  ３について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図４】供試体Ｎｏ．  ４について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図５】供試体Ｎｏ．  ５について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図６】供試体Ｎｏ．  ６について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図７】供試体Ｎｏ．  ７について空気中での酸化時間および酸化温度を種々変化させたときの、ブリスター状スケールの発生状況を示すグラフである。
【図８】９５０℃の空気中で酸化した場合のブリスター状スケール発生に及ぼすＣ含有量および酸化時間の影響を示すグラフである。
【図９】粗圧延のトータル圧下率と表面欠陥個数の関係とを示すグラフである。
【図１０】誘導加熱装置による粗バー加熱後の表面温度と表面欠陥個数との関係を示すグラフである。
【図１１】粗バー加熱開始から粗バー表面に吹き付けた空気の流速および時間と表面欠陥個数との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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