(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０１０wt.%未満、
Ｓｉ：０．０５wt.%以下、
Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、
Ｐ  ：０．１wt.%以下、
Ｓ  ：０．０３wt.%以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、
Ｎ  ：０．０１wt.%以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において、２％以下の酸素分圧で、１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、５〜１０％の酸素分圧で、１０〜１００分間均熱して、加熱炉において加熱する際に生成するスラブ表面の粒状酸化物の深さを１００μｍ以下とした後、熱間圧延を行い、Ａｒ3以上の圧延終了温度で仕上げ圧延す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  ：０．０１０wt.%未満、
Ｓｉ：０．０５wt.%以下、
Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、
Ｐ  ：０．１wt.%以下、
Ｓ  ：０．０３wt.%以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、
Ｎ  ：０．０１wt.%以下、および、
Ｔｉ：０．２０wt.%以下、
Ｎｂ：０．１０wt.%以下、
Ｖ  ：０．１０wt.%以下、
Ｂ  ：０．００５wt.%以下
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において、２％以下の酸素分圧で、１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、５〜１０％の酸素分圧で、１０〜１００分間均熱して、加熱炉において加熱する際に生成するスラブ表面の粒状酸化物の深さを１００μｍ以下とした後、熱間圧延を行い、Ａｒ3以上の圧延終了温度で仕上げ圧延す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】
前記スラブを熱間圧延するに際し、粗圧延された粗バーを加熱し、その表面を３０〜１５０℃上昇させる、請求項１または２記載の表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車、電気機器等に使用される、極低炭素鋼板を母材とした鋼板、特に、表面性状に優れた熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛等のめっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電気機器等の外板に使用される鋼板としては、高加工性が要求されていることから、極低炭素鋼が使用されている。このような、極低炭素鋼板の表面性状に関し、ブローホールやスリバーなどの比較的程度の悪い、製鋼に起因する欠陥が問題になっている。そのために、従来から製鋼条件に関して種々検討がなされており、例えば、「新日鉄技報」３５１（１９９３）、ｐ５９には、連続鋳造時に高粘性パウダーを使用することによって、欠陥を防止する技術などが報告されている。
【０００３】
一方、熱延性の欠陥に関しては、従来から加熱炉でスラブを高温で加熱することに起因し、スケール性欠陥が発生することが知られており、例えば、低炭素鋼に関しては、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８にそのことが報告されている。
【０００４】
従って、スラブを低温で加熱すれば、加熱炉におけるスケール性欠陥の発生を抑制することができるが、材質上の観点から、仕上げ圧延終了温度をＡｒ3 以上にする必要が生ずるため、Ａｒ3 の高い極低炭素鋼の場合には、仕上げ圧延終了温度の確保が極めて困難になる。
【０００５】
加熱炉におけるスケール性欠陥の発生理由に関し、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８には、スラブ表層での粒界酸化に起因する旨が報告されているが、欠陥発生のメカニズムについては不明の点が多い。
【０００６】
極低炭素鋼に関し、特開平８−４１５８７号公報には、粒界酸化の組成はファイヤライト（Fe2SiO4)であることから、鋼中のＳｉ量を規定することによって、粒界酸化深さを大幅に減少させる方法（以下、先行技術という）が開示されている。上記先行技術においては、内部酸化も表層のスケールと連結すると粒界酸化と同様の形態を呈することから、鋼中のＯ量も規定しており、粒界酸化が生成したり、内部酸化が表層のスケールと連結すると、デスケーリング時にスケール剥離性が低下し、スケール欠陥が発生する旨が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記先行技術によっては、スケール欠陥の発生を完全には抑制することができず、抜本的な解決には至っていない。このように、極低炭素鋼を高温で再加熱して熱間圧延する際に生ずるスケールに起因した欠陥の有効な低減対策の糸口は見出せないのが現状である。
【０００８】
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した問題を解決し、スケール性欠陥のない表面性状に優れた鋼板を製造する方法を開発すべく、先ず、スラブを加熱炉内で高温加熱する際に伴うスケール性欠陥の発生原因について調査を行った。その結果、スケール性欠陥の発生原因は、従来から考えられていたスラブ表層の粒界酸化に起因するデスケーリング不良によるものではなく、粒界酸化よりもスラブ表層から更に深くに存在する粒状酸化物に起因すること、即ち、表層の粒状酸化物に起因して熱間圧延中に割れが生じ、そこにスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって欠陥になるというメカニズムが明らかになった。
【００１０】
本発明者等は、上記に基づいて更に研究を進めた結果、スラブ表層からの粒状酸化物の深さを制御すれば、表面欠陥の発生を制御し得ることが分かった。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０１０wt.%未満、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、Ｐ：０．１wt.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、Ｎ：０．０１wt.%以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において、２％以下の酸素分圧で、１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、５〜１０％の酸素分圧で、１０〜１００分間均熱して、加熱炉において加熱する際に生成するスラブ表面の粒状酸化物の深さを１００μｍ以下とした後、熱間圧延を行い、Ａｒ3以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することに特徴を有するものである。
【００１１】
請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の鋼が、更に、Ｔｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１０wt.%以下、Ｖ：０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５wt.%以下の１種または２種以上を含有する化学成分組成を有していることに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項３に記載の発明は、前記スラブを熱間圧延するに際し、粗圧延された粗バーを加熱し、その表面を３０〜１５０℃上昇させることに特徴を有するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この発明の方法において、鋼の化学成分組成を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
【００１５】
Ｃ：Ｃは、セメンタイトを形成させて加工性を劣化させる。また、冷延材として使用する場合には、深絞り性を著しく劣化させる。そのために、鋼中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を添加してＣを析出物とすることによって、上記劣化作用を低減することができる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１０wt.%以上になると、炭化物量が増加し、加工性を著しく劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１０wt.%未満に限定すべきである。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは、加工性を劣化させることなくフェライトを固溶強化し、鋼板の強度と加工性とのバランスを高める作用を有している。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５wt.%を超えると、靭性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５wt.%以下に限定すべきである。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することにより、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作用を有している。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５wt.%を超えると、溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１８】
Ｐ：Ｐは、鋼板の高強度化および耐腐食化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レベルに応じた量を含有させる。Ｐ含有量の下限は特に規定されるものではないが、製造コストの観点から０．０１wt.%以上が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１wt.%を超えると、粒界に偏析し、２次加工性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１wt.%以下に限定すべきである。
【００１９】
Ｓ：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させる恐れがある。そのために、Ｍｎを添加することによって、ＳをＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは、加工時におけるボイドの起点となるために、延性の低下を招く。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のみでなく、加工時におけるボイドの起点となるために、鋼板の延性低下を招く。従って、Ｓの含有量は少ないほど望ましく、この観点からＳ含有量は０．０３wt.%以下に限定すべきである。
【００２０】
ｓｏｌ．Ａｌ：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。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１wt.%未満では上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１wt.%を超えると、アルミナ系介在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１〜０．１wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００２１】
Ｎ：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生ずる。従って、Ｎ含有量は０．０１wt.%以下に限定すべきである。Ｎ含有量の下限は、特に規定されるものではないが、製造コストの観点から、０．００１wt.%以上であることが好ましい。
【００２２】
本発明においては、上述した元素のほかに、必要に応じて下記元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ：Ｔｉは、微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化するとともに、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｔｉを０．２wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．２wt.%に限定する。
【００２３】
Ｎｂ：Ｎｂも、Ｔｉと同様に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付与するためには、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って、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２４】
Ｖ：Ｖは、微細なＶ系炭窒化物を形成し、組織を微細化すると共に、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。従って、鋼板の要求される強度レベルに応じ必要量を含有させる。しかしながら、Ｖを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、熱間加工時における歪みの開放を抑制する作用を有していることから、組織を微細化し鋼板の強度を向上させると共に、粒界に偏析して二次加工性を向上させる作用を有している。しかしながら、Ｂを０．００５wt.%を超えて含有させても細粒化効果が飽和するのみでなく、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含有量の上限値を０．００５wt.%に限定する。
【００２６】
次に、この発明において、連続鋳造されたスラブの加熱および圧延条件を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
連続鋳造されたスラブを加熱炉において加熱するに際し、高温での加熱によってスラブの表層深くに粒状酸化物が生成すると、そこを起点として熱間圧延中に割れが生じ、割れた部分にスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって鋼板に表面欠陥が発生する。
【００２７】
このような表面欠陥の発生を防止するためには、スラブ加熱時に生成する粒状酸化物の、表層からの侵入深さを小さくする必要がある。加熱炉での加熱時にスラブに生ずる粒状酸化物の深さは、スケールの成長速度と温度とに大きく依存し、スケールの成長速度を大きくし、加熱温度を低くすることによって、粒状酸化物の深さを小さくすることができる。
【００２８】
即ち、粒状酸化物は、主にＭｎやＳｉなどのような、Ｆｅに比べて酸化物の平衡解離圧が低い元素が、スケール直下における地鉄表層部の酸素分圧の低い領域で酸素と結びつき析出する酸化物である。従って、加熱温度を低くすることによって、粒状酸化物として析出するＭｎやＳｉなどの鋼中での拡散速度を小さくすることができ、これによって、粒状酸化物の侵入深さも小さくすることができる。
【００２９】
更に、スケールの成長速度を大きくすることによって、地鉄表層の粒状酸化物をスケール中に取り込むことができ、これによって、地鉄表層からの粒状酸化物の侵入深さを小さくすることができる。
【００３０】
材質上の観点から、仕上げ圧延の最終温度は、Ａｒ3 以上とする必要があることから、スラブ加熱温度の下限を１１７０℃に規定する。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、粒状酸化物の侵入深さが大になって、表面欠陥が発生する問題が生ずる。更に、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、スケールロス量の増大により、歩留りの低下を招くだけでなく、エネルギーコストも増大する。従って、加熱炉におけるスラブの加熱温度は、１１７０〜１３００℃の範囲に限定すべきである。
【００３１】
加熱炉での粒状酸化物の分布状態を決定するのは、スラブ均熱時の温度と酸素分圧である。従って、１１７０〜１３００℃までの加熱過程での酸素分圧を２％以下に限定し、これによって、スケールの生成を極力抑制し、スケール厚さを薄くすることが必要である。
【００３２】
スケールの成長を律速するのは、スケール中を拡散するＦｅイオンの拡散速度であり、この拡散速度は、スケール中のＦｅイオンの濃度勾配に支配されるが、酸化物の両側界面のＦｅイオン濃度は一定であることから、スケールが薄いほど、Ｆｅイオンの濃度勾配は大きく、スケール成長速度も大になる。
【００３３】
従って、スケールの厚さは薄くすべきであり、そのために、スラブを１１７０〜１３００℃の温度範囲で加熱する過程での酸素分圧を２％以下に規定する。酸素分圧が２％を超えると、表面欠陥個数が増加する。
【００３４】
図１に、表１に示す本発明の範囲内の化学成分組成を有する供試体Ｎｏ．１のスラブを、予熱帯、加熱帯、均熱帯からなる加熱炉に装入して、予熱、加熱、均熱したときの、スラブ加熱時における酸素分圧と表面欠陥個数との関係を示す。加熱炉での燃焼は、Ｍガスと空気との混合ガスによって行い、その空気比を変化させることによって、炉中の酸素分圧を調整した。加熱帯での加熱温度は１２５０℃とし、均熱帯では、均熱温度：１２５０℃、均熱時間：６０分、均熱時酸素分圧：５％の条件で均熱した。なお、表面欠陥個数は、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および合金化溶融亜鉛めっき後の１ｍ2 あたりの表面欠陥個数とした。
【００３５】
【表１】
0003874146.tif 000002
【００３６】
図１から明らかなように、スラブ加熱時の酸素分圧が本発明範囲の２％以下のときには、表面欠陥個数を１個／ｍ2 以下とすることができるが、酸素分圧が２％を超えると、表面欠陥個数は５個／ｍ2 以上に増加する。
【００３７】
加熱過程で酸素分圧を低くし、スケールの成長速度を抑えた場合、粒状酸化物の深さは大になる。そこで、次の均熱過程で酸素分圧を高くし、スケールの成長速度を高めて、粒状酸化物の深さを小さくする必要がある。
【００３８】
そのために、スラブの均熱時における酸素分圧は５％以上とし、１０分以上均熱して粒界酸化深さを小さくする必要がある。一方、加熱炉は、一般に空気と燃焼ガスとを混合させて燃焼させるが、この方法において、酸素分圧が１０％を超えて大になると、燃料コスト上不利になる。また、均熱時間が１００分を超えると、スケールの成長速度の低下に伴い、粒状酸化物の深さが大きくなるとともに、スケールオフ量も増大するため、歩留り上からも不利である。
【００３９】
従って、均熱時における酸素分圧は、５〜１０％の範囲に、そして、均熱時間は１０〜１００分の範囲に限定すべきである。
図２に、上述したスラブの加熱、均熱温度と、表面欠陥個数との関係を示す。なお、加熱時における酸素分圧は１％、均熱時の酸素分圧は６％、均熱時間は５０分とした。スラブの加熱、均熱温度が本発明の範囲内の１１７０〜１３００℃のときには、表面欠陥個数を１個／ｍ2 以下とすることができるが、加熱、均熱温度が１３００℃を超えると、表面欠陥個数は６個／ｍ2 以上に増加する。また、加熱、均熱温度が１１７０℃未満では、仕上げ最終温度を９００℃のγ域とすることができない。
【００４０】
図３に、均熱時の酸素分圧と表面欠陥個数との関係を示す。なお、加熱時における酸素分圧は１．５％、加熱温度は１２６０℃とし、均熱時においては、１２６０℃で４０分間均熱した。均熱時の酸素分圧が本発明範囲内の５〜１０％のときには、表面欠陥個数を１個／ｍ2 以下とすることができるが、酸素分圧が５％未満の場合には、表面欠陥個数は５個／ｍ2 以上に増加する。また、均熱時の酸素分圧が１０％を超えると設備的に困難な問題が生ずる。
【００４１】
図４に、均熱時間と表面欠陥個数との関係を示す。なお、加熱時の酸素分圧は１．３％、加熱温度は１２３０℃、均熱時の酸素分圧は５．５％、均熱温度は１２３０℃とした。均熱時間が本発明の範囲内の１０〜１００分のときには、表面欠陥個数を１個／ｍ2 以下とすることができるが、均熱時間が１０分未満または１００分を超えると、表面欠陥個数は５個／ｍ2 以上に増加する。
【００４２】
図５に、加熱時の酸素分圧を１．５％、加熱温度を１２６０℃とし、均熱帯において、１２６０℃で４０分間均熱し、均熱後の酸素分圧を１．５〜１０％の範囲内で変化させたときの、スラブ均熱後の粒状酸化物の深さと表面欠陥個数との関係を示す。なお、粒状酸化物の深さは、スラブを均熱後、水中で急冷し、顕微鏡でスラブ断面表層部を観察して測定した。
【００４３】
スラブ均熱後の粒状酸化物の深さが１００μｍ以下のときには、表面欠陥個数を、１個／ｍ2 以下とすることができるが、粒状酸化物の深さが１００μｍを超えると、表面欠陥個数は５個／ｍ2 以上に増加する。従って、スラブ均熱後の粒状酸化物の深さは、１００μｍ以下に限定すべきである。
【００４４】
スラブの熱間圧延時において、粗圧延終了後の粗バーを加熱装置で加熱し、地鉄のスケールオフ量を大にすれば、粗バー表層の粒状酸化物を除去することができ、これによって、鋼板の表面欠陥の発生を一段と抑制することができる。
【００４５】
上記粗バーの加熱に際し、その表面の上昇温度は３０〜１５０℃の範囲内とすることが好ましい。粗バー表面の上昇温度が３０℃未満では、所望の効果が得られず、一方、粗バー表面の上昇温度が１５０℃を超えると、その効果が飽和するだけでなく、歩留りの低下を招き不利になる。
【００４６】
仕上圧延終了温度は、Ａｒ3 以上とすることが必要である。仕上圧延終了温度がＡｒ3 未満では、鋼板の表層が粗大粒になり、加工性が著しく劣化する問題が生ずる。
【００４７】
【実施例】
次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説明する。
〔実施例１〕
表２に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼Ｎｏ．２〜１７を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００４８】
【表２】
0003874146.tif 000003
【００４９】
このスラブを、表３に示す条件で加熱、均熱した後、熱間圧延を行い、供試体Ｎｏ．２〜１７を調製した。供試体Ｎｏ．２〜１７の各々について、１ｍ2 当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を同じく表３に示した。
【００５０】
【表３】
0003874146.tif 000004
【００５１】
供試体Ｎｏ．２〜４は熱延酸洗鋼板、供試体Ｎｏ．５〜１１は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１２，１３は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１４は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１５，１６は冷延鋼板、そして、供試体Ｎｏ．１７は熱延溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００５２】
加熱、均熱条件が本発明の範囲内である本発明供試体Ｎｏ．２，３，５，６，８，９，１２，１４，１５，１７の表面欠陥個数はいづれも１個／ｍ2 以下であった。
【００５３】
これに対し、加熱時の酸素分圧が本発明範囲を超えて高い２．１％の比較供試体Ｎｏ．４の表面欠陥個数は５個／ｍ2 で多く、加熱温度が本発明の範囲を超えて高い１３２０℃の比較供試体Ｎｏ．７の表面欠陥個数は８個／ｍ2 で多かった。また、均熱時の酸素分圧が本発明の範囲を外れて低い４．５％の比較供試体Ｎｏ．１０の表面欠陥個数は７個／ｍ2 で多かった。
【００５４】
均熱時間が本発明の範囲を外れて短い５分の比較供試体Ｎｏ．１１の表面欠陥個数は６個／ｍ2 で多く、均熱時間が本発明の範囲を超えて長い１１５分の比較供試体Ｎｏ．１３の表面欠陥個数は７個／ｍ2 で多かった。
【００５５】
また、加熱温度が本発明の範囲を外れて低い１１５０℃の比較供試体Ｎｏ．１６は、最終仕上げ圧延温度が８７０℃でオーステナイト単相域を下回っていた。
〔実施例２〕
表４に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼No. １８〜２１を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００５６】
【表４】
0003874146.tif 000005
【００５７】
このスラブに対し、表５に示す条件によって加熱した後、熱間圧延を行い、本発明供試体Ｎｏ．１８〜２１を調製した。供試体Ｎｏ．１８〜２１の各々について、１ｍ2 当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を、粗バーを再加熱しない本発明供試体No. ６と共に、同じく表５に示した。
【００５８】
【表５】
0003874146.tif 000006
【００５９】
本発明供試体Ｎｏ．１８〜２１は、冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。表５から明らかなように、スラブを粗圧延した後、得られた粗バーを再加熱し、その表面温度を３０〜１５０℃上昇させた本発明供試体No. １８の表面欠陥個数は１個／ｍ2 であり、本発明供試体No. １９〜２１の表面欠陥個数はいづれも０個／ｍ2 であった。
【００６０】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状の優れた鋼板を製造することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スラブの加熱時の酸素分圧と表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図２】スラブの加熱、均熱温度と表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図３】スラブの均熱時の酸素分圧と表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図４】スラブの均熱時間と表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図５】スラブ均熱後の粒状酸化物の深さと表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図１】
0003874146.tif 000007
【図２】
0003874146.tif 000008
【図３】
0003874146.tif 000009
【図４】
0003874146.tif 000010
【図５】
0003874146.tif 000011