(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト系ステンレス鋼のスラブを、３００〜９００℃の温度域で２．５〜１５％の加工歪みを加えた後１１００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒径を５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の表面疵発生防止方法に係わり、熱延後の鋼板表面に発生する皺状の凹み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鋼の冷延板の製造は、表面研削を部分的に行ったり、研削をしない連続鋳造スラブを、１１００〜１３００℃の温度域で加熱後熱間圧延により２〜６mm厚の熱延鋼板とし、更に焼鈍、酸洗もしくは焼鈍を省略し酸洗を経て冷間圧延される。
フェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べ熱間加工が良好で、熱延に際しても鋼帯耳部最エッジから１５〜２０mm内に発生する小さなエッジシーム疵という割れの他には特に問題はないとされていた。
【０００３】
そしてこの鋼帯耳部に発生するエッジシーム疵に対しては、潤滑圧延を行って端部のバルジング量を制御しエッジシーム疵発生幅を小さくする方法（特開平４−２７９２０２号公報）や、水平圧延と幅圧延を行う粗圧延の水平圧下率および幅圧下率を規定することによってエッジシーム疵発生を抑制する方法（特公平６−２４１号公報）が開示されている。
【０００４】
しかし、フェライト系ステンレス鋼の酸洗後の熱延鋼板の表面を詳細に調べると、最エッジから４０〜７０mmの位置に、その表面に目視観察で判別できるかできない程度の、深さの浅い小さな凹み疵が存在することがあった。この鋼板表層部の小さな疵は幅が０．３〜０．５mm、長さが１０〜３０mmの紡錘形で、深さは７０〜１００μｍ程度の大きさで、エッジ近傍の４０〜７０mmの位置に発生しやすい傾向があることがわかった。
【０００５】
この疵は熱延板の焼鈍を省略し、あるいは８００〜１０００℃の高温短時間焼鈍後ショットブラスト等のメカニカルデスケーリングした後の酸洗後にスケールを含有した疵として残存するため直接に冷延工程に送ることができず、再酸洗を繰り返し行うか、コイルグラインダーで鋼帯全体を表面研削せざるを得ず、このため材料の歩留り低下および納期延長等問題が生じ、フェライト系ステンレス鋼製造においてコスト高の大きな原因となっていた。
かかる事情により、熱間圧延生成疵の発生しないフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の効果的な製造方法の開発が渇望されていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述のようなフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に発生する微小な熱間圧延鋼帯表面疵発生を防止し、表面疵の少ないフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の概要は、フェライト系ステンレス鋼のスラブを所定の温度に加熱してから熱間圧延する際に、該スラブ加熱時において生成するスラブ表層部の粒径を５mm以下に制御することを特徴とする。その要旨は、次のとおりである。
(1) フェライト系ステンレス鋼のスラブを、３００〜９００℃の温度域で２．５〜１５％の加工歪みを加えた後１１００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒径を５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。
フェライト系ステンレス鋼のスラブを加熱する際に生成するスラブ表層部の結晶粒径を５mm以下に抑制するための制御は、あらかじめ連続鋳造装置下部の３００〜９００℃の温度域で２．５〜１５％の圧下を加えるか、３００℃以上に保熱後あるいは常温まで冷却後昇温し３００〜９００℃の温度域に加熱して２．５〜１５％の加工歪を付与した熱間圧延用スラブを製造し、更に、スラブ加熱温度を１１００〜１３００℃に制御することによって、効果的に実現できる。
【０００８】
特に、スラブ加熱直後、すなわち熱間圧延前の表層粒径が５mmを超えて大きな結晶粒が密集して存在する場合には、これらの結晶粒毎の結晶方位の違いから、熱延時の加工による結晶粒毎の塑性加工変化量が異なるため、特に自由表面に接する結晶粒が大きい場合には、大きな凹凸として現れ熱間圧延後大きな皺状凹み疵を生じる。この結晶粒の粒径を細粒化させることにより熱延途中の結晶方位の異方性差による表面凹凸の形成を防止することで、熱延後の熱延鋼帯にスケールを含有した皺状凹み疵を生じさせないようにすることができる。
【０００９】
【作用】
以下本発明について説明する。
熱延鋼板で見られる皺状凹み疵の発生原因を明確にするため熱延工程途中で圧延を中断し、疵の変化の追跡調査を行った。調査対象スラブとしては疵発生の著しい１６．２％Ｃｒのγp １５〜２５％のＳＵＳ４３０を選び板厚２５０mm、板幅１０００mm、長さ６０００mmの数本の１２ton スラブを準備した。
γp ＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ｎｉ＋ 9Ｃｕ＋ 7Ｍｎ−11.5Ｃｒ−11.5Ｓｉ−12Ｍｏ          −23Ｖ−47Ｎｂ−49Ｔｉ−52Ａｌ＋ 189
ここで、γp および各成分の単位は％。
このスラブを用いて熱延するために１２５０℃に２時間加熱した加熱直後の２５０mm厚スラブ、粗圧延後の２４０mm厚、１８０mm厚、１２５mm厚、８０mm厚、５０mm厚、３０mm厚、２０mm厚のサンプルと、仕上げ圧延後の熱延鋼帯として３mm厚のサンプルを採取し、調査を行った。
【００１０】
スケールが付着したままの３mm厚の熱延鋼帯では皺状凹み疵の有無は判別できないが、砂鉄を含んだ高水圧で鋼帯表面をメカニカルデスケーリングした後に３００ｇ／リットルのＨ2 ＳＯ4 、９０℃で６０sec の硫酸酸洗で１０〜１５μｍ酸洗溶削後、はじめてスケールを含有した皺状の凹み疵として出現する。しかもコイルエッジ近傍の４０〜７０mmの位置に現れ、それ以内の幅中央部には出現しない特徴がある。
【００１１】
熱延鋼帯を８００〜１０００℃の高温短時間焼鈍した場合には、メカニカルデスケーリング後同様に酸洗した後の皺状の凹み疵はかなり軽度になる傾向がある。さらに、粗圧延途中で熱延鋼帯の幅を一定化するための幅圧下を縦圧延ロールを使用して熱延途中で２〜４回に分けて、トータル幅圧下量４０〜９０mm加えた場合、その幅減少量に対応して、皺状の凹み疵の程度がより一層助長されることが明らかとなった。
【００１２】
次に、熱延途中の疵発生部位を板厚の変化に対応させて比較してみると、スケール付着のままの状態で疵の存在が明らかになる板厚が存在する。すなわち、２５０〜２４０mm厚までは疵は明らかではないが、１８０〜８０mm厚の板厚で明確になり、更に圧延が進んで５０〜２０mm厚では見え難くなる。この１８０〜８０mm厚の熱延途中のスケール付きの材料を砂鉄を含んだ高水圧でメカニカルデスケーリングした後に、３００ｇ／リットルのＨ2 ＳＯ4 、９０℃で６０sec 酸洗したところ、疵と対応して大きな結晶粒が存在することが判明した。
また、その疵部の断面を切断研磨しミクロ調査した結果、粗粒に対応して凹凸が生成し、いずれの疵部でも割れが発生していないことが判明した。
【００１３】
このような割れ発生を伴わない疵は、従来の熱間加工性悪化材に生じる割れ疵とは原因を異にしている疵である。この疵が発生している場所と同じ位置を２４０mm厚の材料および２５０mm厚のスラブ加熱直後について調べると、１０〜４０mmの幅を有する深さ４〜７mm程度の粗粒がエッジ部の表層に特に頻発しており、この粗粒が熱延鋼帯の皺状の凹み疵の原因であることが明らかになった。また、幅中央には２〜４mm程度の幅を有する細粒のみが観察され、スラブ加熱直後の幅中央とエッジ部の表層組織は著しく異なっていることが判明した。
【００１４】
次に、加熱エッジ表層部に存在する粗粒の大きさが皺状の凹み疵の発生状況にどのように関与するかを調べた。皺状の凹み疵を調査したのと同じ板厚２５０mm、板幅１０００mm、長さ６０００mmのスラブを用い、加熱温度を１１００〜１３５０℃まで変化させ加熱時間を３０分から３時間で行い、加熱直後のスラブ表層部に種々の粒径を持つ鋼片とし（この加熱直後の粒径は、加熱圧延スラブと同一なスラブを加熱後すぐに冷却したスラブより断面を研磨エッチングすることで測定した。）、粗圧延開始温度を１０７０℃に一定にして同一条件で熱延し、４．５mm厚の熱間圧延鋼帯を製造した。
【００１５】
この熱間圧延鋼帯を焼鈍することなく鋼板表面を砂鉄を含んだ高圧水でメカニカルデスケーリングした後に、３００ｇ／リットルのＨ2 ＳＯ4 、９０℃で６０sec 酸洗し１１〜１４μｍの酸洗溶削後、スケールを含有した皺状の凹み疵の数を、熱延鋼帯１００mm長さ当たりの表裏面に発生した皺状の凹み疵の個数を縦軸とし、加熱直後の粒径分布の最大粒径を横軸とし、両者の関係をプロットしたものが図１である。
【００１６】
加熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径が小さくなるにつれ皺状の凹み疵の個数は減少し、５mm以下の粒径では皺状の凹み疵は全く発生しなかった。このような結果が得られた理由としては、結晶方位を異にする近接した結晶が熱延のように長さ方向に大きな塑性加工を受けた場合には、結晶方位により大きな変形を示す粒と変形を示さない粒が存在し、大きな粒で構成される場合にはその差が大きな凹凸になる。すなわち結晶粒の異方性に起因した凹凸が発生し、さらに粒径が大きくなり、その数も多いほど凹凸が発生しやすくなるものと推定される。
【００１７】
次に、先に述べたスラブ幅方向の加熱後表層組織の違いの原因を明確にするため、ＣＣ鋳片のコーナーから４０〜７０mmの場所で柱状晶の組織が多い部分と、幅中央で柱状晶の組織が多い部分を切り出し組織観察を行った後、１２００〜１２３０℃で２時間無酸化雰囲気で加熱後水焼き入れし、再び最初の観察部位の近くを組織観察して、加熱前後の組織変化を調査した。
その結果、エッジ部の柱状晶の組織は全く変化が生じなかったが、幅中央部から切り出したサンプルには表層部に１〜２mmの粒径の再結晶粒が生じていた。
【００１８】
更に、スラブのマクロ的形状についてエッジ部と幅中央部の違いを調べると、疵の生じるコーナーから４０〜７０mmの位置には連続鋳造鋳込み時に生じるオシレーションマークが残存しており、大きな窪みになっているが、それより中央部はオシレーションマークが潰れ、圧延されたような形態になっていることが判った。このようなＣＣ鋳片表層の変形はオーステナイト系ステンレス鋼では見られずフェライト系ステンレス鋼特有な現象であり、７００℃以上の高温でのフェライト系ステンレス鋼の材料強度がオーステナイト系ステンレス鋼の１／３〜１／４程度であることから生じたものである。すなわちＣＣ鋳片の幅中央のバルジング部に歪が蓄積され、この歪を駆動力として、続く加熱中に粒径の小さい再結晶粒が生じたものと推定される。
【００１９】
このような歪の効果を明確にするため、皺状の凹み疵を調査したのと同じ板厚２５０mm、板幅１０００mm、長さ６０００mmの完全な矩形スラブをオシレーションマークを押し潰さないように鋳造し、更にスラブの一部を事前に加熱して表層に再結晶が生じないことを確認したスラブを用いて実験を行った。
【００２０】
熱間圧延する前の予備処理として、３００〜９００℃に１時間加熱した後に、ＣＣ鋳片へ圧延することにより歪を１〜２０％付与した。
このスラブを熱間圧延するために加熱し、加熱温度を１１００〜１３５０℃まで変化し、加熱時間を３０分から３時間行い（この加熱直後の粒径は加熱圧延スラブと同一なスラブを熱延スラブと同様に加熱し、加熱後すぐに冷却し断面を研磨エッチングして加熱直後のスラブ表層粒径分布の最大粒径を求めた。）、熱間圧延し、４．５mm厚の熱間圧延鋼帯を製造した。
【００２１】
この熱間圧延鋼帯を焼鈍することなく、鋼板表面を砂鉄を含んだ高圧水でメカニカルデスケーリングした後に、３００ｇ／リットルのＨ2 ＳＯ4 、９０℃で６０sec 酸洗し１１〜１４μｍの酸洗溶削後、スケールを含有した皺状の凹み疵の有無について、ＣＣ鋳片への歪付与率と加熱温度の関係を整理した結果が図２である。図２から明らかなように、加熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径が５mmより大きくなったものはいずれも皺状の凹み疵が発生するが、粒径分布の最大粒径が５mm以下の場合には皺状の凹み疵は発生しない。
【００２２】
この実験にはγp が１８％のスラブを用いたが、歪を付与しない場合には１１８０℃以上の高温加熱で粒径分布の最大粒径が５mmを超えた粒径に成長してしまう。これに加工歪を付与すると２．５％未満の加工歪では変化が見られないが、２．５％以上の加工歪を付与すると、１３００℃以下の加熱温度との組合わせで加工歪を駆動力とした５mm以下の粒径の再結晶が生じる。
１３００℃を超えると５mmを超えた再結晶粒径になり、熱間圧延後に皺状の凹み疵を生じる。また１１８０℃未満の温度では加工歪なしでも粒径分布の最大粒径は５mm以下であり、ＣＣ鋳片への歪付与は不要ではあるが、圧下量の増大に伴って著しい細粒が得られる領域（１１８０℃≧Ｔ（℃）≧１１９０−４×Ｒ（℃））があることが判明した。図２中の＊印は連続鋳造装置下部の３００〜９００℃の間に歪を付与したデータであり、３００〜９００℃への加熱圧延と同様の効果を示す。
【００２３】
またこのような加工歪の効果は、通常エッジ近傍４０〜７０mmの皺状の凹み疵が発生する部位にのみ加工歪を付与できる装置を用いることによっても、熱間圧延のために加熱した後に粒径分布の最大粒径は５mm以下にコントロールすることができる。またスラブ短辺側に作用させることにより加熱後粒径を５mm以下とすることで、熱延板エッジ１５〜２０mmに発生するエッジシーム疵も３mm以下に低減できた。
加熱による結晶粒の成長や再結晶の変化は短時間で進み、３０分で各条件に応じた組織に変化した後には変化しなくなる。実操業では昇温に１〜２時間を要し、しかも均熱のための加熱時間は１〜３時間程度であるため、組織は３０分〜３時間で判定した。
【００２４】
次に、本発明における限定理由について述べる。
ＣＣ鋳片に付与する加工歪の程度については、有効に作用する下限があり、また上限は連続鋳造装置直下の圧下装置に大きな能力が必要となり、また過大な歪を付与すると鋳片自体に割れが生じるため、２．５〜１５％の範囲に限定した。
ＣＣ鋳片に歪を付与する場合の温度については、３００℃未満では柱状晶の粒界から割れが生じ易くなるため、下限を３００℃以上とした。歪を有効に作用させるにはより低温が望ましいが、９００℃を超えると効果が小さくなるので、３００〜９００℃の範囲に限定した。
また、加熱前の温度については鋳片の脆化温度によって異なり、常温搬送で割れが生じてしまう材料は３００℃以上の保熱処理が必要であり、割れが生じない材料では常温に冷却する。
【００２５】
熱間圧延前の加熱温度Ｔについては、１１００℃未満では熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱延機の圧延負荷が過大となって圧延が困難になるので、１１００℃以上とするのが好ましい。また、１３００℃を超えるとスラブが加熱時に変形して熱延できない形状になり、また加工歪を付与しても加熱後粒径５mm以下に制御できないので、１３００℃以下とした。
【００２６】
次に、加熱スラブの表層粒径を変化させる要因について検討した。
スラブ加熱温度と加熱時間を変化させた場合の加熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径が変化する様子を整理すると、図３に示すように、加熱初期の３０分未満では粒成長の変化が著しいが、３０分以上では粒成長はほとんど無くなる。また、加熱温度により粒径分布の最大粒径は大きく異なり、高温加熱ほど粗粒が多く発生する。実操業では昇温に１〜２時間を要し、均熱のための加熱は１〜３時間程度であることから、粒径を制御するためには加熱温度の制御が重要である。
【００２７】
加熱温度Ｔの限定については、１１００℃未満では熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱延機の圧延負荷が過大となって圧延が困難になるので、１１００℃以上とするのが好ましい。また、１３００℃を超えるとスラブが加熱時に変形して熱延できない形状になるので、１３００℃以下とした。
【００２８】
熱間圧延前の加熱時間については、特にスラブ加熱炉均熱帯に滞留（通過）する時間がポイントであるが、実操業上最低３０分は必要であり、３時間を超える長時間加熱ではスラブ加熱時に変形してしまうことが懸念されるため、３時間以内が望ましい。
【００２９】
スラブ加熱直後のスラブ表層部の結晶粒径に着目した点については、皺状の凹み疵との対応が明確なためと、スラブ加熱後の組織が安定であり組織変化し難いためである。すなわち、一般に加熱直後の組織を観察する場合には加熱直後に水冷を行い急冷処理が必要であるが、１２ton 規模のスラブでは水冷することは容易ではない。小サンプルで１２ton 規模のスラブをシミュレートし、徐冷させたサンプルと水冷したサンプルで加熱後の組織を粒径分布の最大粒径について調べると、冷却条件は影響が少ないことが判明している。
【００３０】
本発明の対象とするフェライト系ステンレス鋼については、次の成分範囲から選択したものであることが望ましい。以下その構成要件の根拠について述べる。
Ｃは、耐食性に大きく影響する元素であり、Ｃが多いとＣｒ炭化物を形成し粒界腐食を引き起こし易いため、０．１％以下にする。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤が残存して含有する元素であるが、多量に含有すると加工性を害するため、上限を１．０％とした。
Ｍｎは、製鋼時に脱酸及び脱硫剤が残存して含有するが、多量に含有すると耐食性を害するため、上限を１．０％とする。
【００３１】
Ｐは、あえて添加する元素ではなく、熱間加工性の点から少ない方が望ましく、０．０４％以下にする。
Ｓもあえて添加する元素ではなく、熱間加工性及び耐食性の点から少ない方が望ましく、０．０２％以下にする。
Ｎｉは、靭性を向上させる場合以外は本来必要のない元素であるが、製造工程上不可避的に入ってくるため、その許容限度を０．３％とした。
【００３２】
Ｃｒは、１１％未満ではステンレス鋼としての耐食性を維持することができず、また２３％を超えると熱間加工性が劣化するため、１１〜２３％の範囲とする。
Ｔｉは、深絞り性、耐食性を向上させる元素であるが、多量の添加は製造性を悪化させるため、上限を０．６％とする。
Ａｌは、製鋼時の強力な脱酸剤として必要であり、また熱間圧延鋼帯を高温短時間焼鈍あるいは焼鈍を省略するために必要であるが、多量に含有すると介在物が多くなるため、上限を０．２％とした。
【００３３】
Ｎは、Ｃと同様にＣｒ窒化物を形成して耐食性を害し、また成形性を劣化させる。従って、０．０５％以下にする。
Ｃｕは、耐食性向上の作用があるが、多量添加は熱間加工性を劣化させるので、０．１％以下にする。
Ｎｂは、深絞り性を向上させる元素であるが、多量の添加は熱間加工性を悪化させるため、上限を０．１％とする。
【００３４】
Ｍｏは、耐食性を著しく向上させる元素であるが、高価な元素であり、０．０５％以下とした。
Ｖは、耐食性を著しく向上させるが、熱間加工性を低下させるため、０．１％以下とした。
Ｏは、耐食性、成形性の面から好ましくなく、０．０１％以下が望ましい。
【００３５】
以上の成分は、γp ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（％）で示されるγp の計算値５〜６０％のフェライト系ステンレス鋼を対象とする。γp については、熱間圧延鋼帯を高温短時間焼鈍あるいは焼鈍を省略するために最低限必要であり、また、６０％を超えると熱間加工性が劣化するためである。
次に本発明の実施例について説明する。
【００３６】
【実施例】
［実施例１］
表１にその化学成分を示すＡ，Ｂの２種類のγp ５％と２９％のフェライト系ステンレス鋼について、各々連続鋳造によって連鋳スラブとし、垂直型ＣＣ連続鋳造装置下部に設置してあるピンチローラーを使用して、圧延歪を３００〜９００℃の温度範囲で付与した。このスラブを熱間圧延するため加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱した後、ホットストリップミルで熱間圧延した。
【００３７】
スラブの寸法は厚さ２５０mm、幅１０３０mmで単重は１０〜１２ton である。
熱間圧延は厚さ２３mmまで圧延した後、仕上げ圧延して厚さ４．０mmのホットコイルに仕上げた。その時の粗圧延のパススケジュールを表２に、また仕上げ圧延のパススケジュールを表３に示した。粗圧延については、幅圧下をしないパススケジュールＡと幅圧下をするパススケジュールＢで圧延した。
【００３８】
【表１】
0003593182.tif 000002
【００３９】
【表２】
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【００４０】
【表３】
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【００４１】
その後焼鈍することなく砂鉄を含んだ高圧水で鋼板表面をメカニカルデスケーリングした後に、３００ｇ／リットルのＨ2 ＳＯ4 、９０℃、６０sec で硫酸酸洗し、１０〜１５μｍ酸洗溶削後にサンプルの表面を検査して、皺状の凹み疵の発生状況を調べた。
【００４２】
また、各々のスラブの加熱時においてスラブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面について測定した。これらの結果を一括して表４に示した。
表４に記した加熱時間は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる均熱時間に相当する。
【００４３】
【表４】
0003593182.tif 000005
【００４４】
表４の結果に示されるように、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御したものは、皺状の凹み疵の発生がない。そして、歪を２．５〜１５％付与し、熱間圧延の加熱温度として１３００℃以下に加熱した場合には、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大粒径が５mm以下となり、皺状の凹み疵の発生が生じないのに対し、歪が２．５％未満で１１８０℃以上の場合、歪を付与しても１３００℃を超えた場合には、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大粒径が５mmを超えて大きくなり、皺状の凹み疵が発生した。
以上の結果から、フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯の表面に現れる皺状の凹み疵の発生は、スラブ加熱終了直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御することによって防止できることが明らかである。
【００４５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば熱延鋼帯にスケールを含有した皺状の凹み疵を発生せず、メカニカルデスケーリング後の酸洗の再酸洗率を大幅に低減でき、また、コイルグラインダーによる鋼帯全面研削も不要となり、歩留り向上の点からも、また生産計画の点でも問題が解決する。更に、幅圧下圧延によってコイル幅を一定に製造する圧延を行って、エッジ部の歪量を増やしても皺状の凹み疵が発生しないことから、より高歩留りな熱間
圧延が可能となる。
【００４６】
更に、従来は加熱直後の粒径を大きくしないとの観点から加熱上限温度が１２００℃程度の比較的低温に設定されており、このためスラブを均一加熱する場合に長時間を要していたが、本発明により歪を付与することで、１３００℃まで加熱しても粗粒化させずに操業できるため、高温短時間加熱が可能になる。このように生産性を著しく上昇させることができるので、その工業的効果は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】スラブ板厚２５０mm、板幅１０００mm、長さ６０００mmのスラブを４．５mm厚まで熱延し、メカニカルデスケーリング後硫酸酸洗し、熱延鋼帯表裏面の長さ１００mm当たりに発生した皺状の凹み疵の数と、各々のスラブの加熱時においてスラブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生じたフェライト粒径の粒径分布の最大粒径との関係図である。
【図２】スラブ加熱温度とＣＣ鋳片への歪付与率が加熱後の粒径および皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を示す図である。
【図３】スラブ加熱温度と加熱時間によるスラブ加熱終了直後の表層粒径分布の最大粒径との関係を示す図である。
【図４】スラブ加熱温度とγp が加熱後の組織粒径および皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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