(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、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼を溶製し、
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、加熱炉出側の酸素分圧をＰ（％）、スラブが加熱炉から出た直後のスラブ表面温度をＴ（℃）、スケール厚さをＬ（ｍｍ）としたとき、前記スラブ表面温度（Ｔ）が１１７０〜１３００℃の範囲内において、下式によって求められるΖ（ゼータ）値が１００以下の条件で加熱し、次いで、熱間圧延し、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。
Ζ＝２．５６＊ Ａ-0.32 ＋２．９８＊ １０10＊ （Ａ／Ｄ）-1.57
但し、Ａ＝8.34＊ 104＊ L-1＊ exp(- 3.26＊ 104/(T+273)) ＊ P1/2
Ｄ＝0.16＊ exp(- 3.16＊ 104/(T+273))
【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、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼を溶製し、
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、加熱炉出側の酸素分圧をＰ（％）、スラブが加熱炉から出た直後のスラブ表面温度をＴ（℃）、スケール厚さをＬ（ｍｍ）としたとき、前記スラブ表面温度（Ｔ）が１１７０〜１３００℃の範囲内において、下式によって求められるΖ（ゼータ）値が１００以下の条件で加熱し、次いで、熱間圧延し、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。
Ζ＝２．５６＊ Ａ-0.32 ＋２．９８＊ １０10＊ （Ａ／Ｄ）-1.57
但し、Ａ＝8.34＊ 104＊ L-1＊ exp(- 3.26＊ 104/(T+273)) ＊ P1/2
Ｄ＝0.16＊ exp(- 3.16＊ 104/(T+273))
【請求項３】
前記スラブを前記加熱炉において加熱する際に、スラブが加熱炉から出た直後に、前記スラブのスケール厚さおよび温度を測定する、請求項１または２に記載の表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項４】
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から３のいづれか１つに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、表面欠陥の発生を抑制し得ることがわかった。スラブ表層からの粒状酸化物の深さは、加熱炉内の雰囲気（酸素分圧を含む）、スラブ表面温度および各温度での滞留時間によって決まるが、オンラインで加熱炉内のスラブ表面温度を直接測定することは非常に困難である。
【００１１】
従って、加熱炉内でのスラブ表面温度は、加熱炉内の雰囲気温度により推定せざるを得ないが、雰囲気温度が同じであっても、スラブの長さや加熱炉内におけるスラブの配列によって、スラブの表面温度は異なるため、加熱時におけるスラブの表面温度を正確に予測することは困難である。この点について、更に研究を進めた結果、しかしながら、加熱炉から出た直後のスラブの表面温度およびスケール厚さを規定することによって、スラブ表層からの粒状酸化物深さを抑制し得ることがわかった。
【００１２】
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、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼を溶製し、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、加熱炉出側の酸素分圧をＰ（％）、スラブが加熱炉から出た直後のスラブ表面温度をＴ（℃）、スケール厚さをＬ（ｍｍ）としたとき、前記スラブ表面温度（Ｔ）が１１７０〜１３００℃の範囲内において、下式によって求められるΖ（ゼータ）値が１００以下の条件で加熱し、次いで、熱間圧延し、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。
【００１３】
Ζ＝２．５６* Ａ-0.32 ＋２．９８* １０10* （Ａ／Ｄ）-1.57 
但し、Ａ＝8.34* 104* L-1* exp(- 3.26* 104/(T+273))* P1/2
Ｄ＝0.16* exp(- 3.16* 104/(T+273))
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。
【００１４】
請求項３に記載の発明は、前記スラブを前記加熱炉において加熱する際に、スラブが加熱炉から出た直後に、前記スラブのスケール厚さおよび温度を測定することに特徴を有するものである。
【００１５】
請求項４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。
【００１６】
【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。
【００１７】
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。
【００１８】
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。
【００１９】
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。
【００２０】
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。
【００２１】
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ト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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
スラブに対し、加熱炉から出た直後の表面温度が１３００℃を超えるような加熱を行うと、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だけでなく、スケールオフ量の増大により歩留りの低下を招き、且つ、エネルギーコストも増大する。従って、加熱炉から出た直後のスラブの表面温度の上限は１３００℃とする。更に、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は１１７０℃に規定する。
【００３０】
加熱時におけるスラブ表層からの粒状酸化物の深さを、以下に述べるスラブの酸化実験によって調査した。
供試鋼として、表１に示す化学成分組成の鋼を実験室で溶製した供試体No. １を使用し、２５×５０×５０（ｍｍ）のサイコロ状のブロックを調製した。
【００３１】
【表１】
0003965792.tif 000002
【００３２】
このブロックに対する酸化実験を、加熱装置を有するチャンバー内において行った。Ｎ2 雰囲気中において、サンプルを１２００〜１２９０℃に加熱した後、酸素分圧を１〜１０％の範囲で種々変化させた雰囲気ガスに置換し、３０〜９０分均熱してスケールを生成させた。なお、雰囲気ガスは、上記酸素のほか、ＣＯ2 分圧が７〜８％、Ｈ2 Ｏ分圧が１４〜１８％で、残りはＮ2 とした。
【００３３】
スケール生成後のサンプルを炉内から取り出した後、すぐに水冷することによって、均熱直後の粒状酸化物の生成状態を凍結した。水冷後のサンプルの断面検鏡を行い、粒状酸化物の深さを測定した。更に、スケール生成に伴う地鉄の減肉量（焼き減り量）も併せて測定した。
【００３４】
図１に、地鉄の焼減り量Ｘ1(mm) におよぼす加熱温度Ｔ1(℃) 、酸素分圧Ｐ1(％) および均熱時間ｔ1 （ｓ）の影響を示す。焼減り量Ｘ1 は、下記(1) 式で回帰されることがわかる。
【００３５】
Ｘ1 ＝3.05* 102*exp(-1.63 * 104/(T1+273)) * P11/4*t11/2     ・・・(1)
次に、断面検鏡によって粒状酸化物の深さを求めた。図２に、サンプルの断面表層部を模式的に示す。図２から、粒状酸化物が粒界酸化よりも深く生成している状態が確認された。
【００３６】
そこで、粒界酸化深さをｄ1(μｍ) 、粒界酸化より更に深く生成している粒状酸化物の粒界酸化先端からの深さをζ1(μｍ) として、地鉄表層からの粒状酸化物深さΖ1(μｍ) を下記（２）式によって求めた。
【００３７】
Ζ1 ＝ｄ1 ＋ζ1 ・・・・・・・・・(2)
ここで、分析により粒界酸化物は、主に FeOとFe2SiO4 であり、粒状酸化物は主にMnO であった。図３に、粒界酸化深さ (ｄ1)におよぼす地鉄の焼き減り速度（∂X1／∂t1）の影響を示す。ここで、
∂X1／∂t1＝1.53* 102*exp(-1.63 * 104/(T1+273)) * P11/4*t1-1/2・・・(3)
である。粒界酸化深さは、地鉄の焼き減り速度が大きいほど小さくなり、下記(4) 式で回帰されることがわかる。
【００３８】
ｄ1 ＝2.56 *（∂X1／∂t1）-0.32 ・・・・・・(4)
図４に、粒界酸化先端からの粒状酸化物深さ (ζ1)におよぼす地鉄の焼き減り速度（∂X1／∂t1）および鋼中Ｍｎの拡散係数ＤMn(cm2/s) の影響を示す。ここで、Ｍｎの拡散係数ＤMnは、下記(5) 式によって求められる。
【００３９】
ＤMn＝0.16* exp(-3.16 * 104/(T1+273)) ・・・・・・(5)   粒状酸化物の深さは、地鉄の焼き減り速度が大きく且つＭｎの拡散係数が小さいほど小さくなり、下記（６）式で回帰されることがわかる。
【００４０】
ζ1 ＝2.98* 1010* ((∂X1／∂t1）／ＤMn）-1.57 ・・(6)   従って、地鉄表層からの粒状酸化物深さΖ1(ゼータ）は、(4) 、(6) 式を(2) 式に代入して、下記(7) 式によって表される。
Ζ1 ＝2.56* ( ∂X1/ ∂t1）-0.32 ＋2.98* 1010* ((∂X1／∂t1)/ＤMn) -1.57 ・・・・・(7)
ここで、(1) 式より、
ｔ1 ＝（3.28* 10-3* X1exp(1.63 * 104/(T1+273))* P1-1/4)2・・・・・(8)
(8) 式を(3) 式に代入して、
∂X1／∂t1＝4.67* 104*X1-1exp(-3.26 * 104/(T1+273)) * P11/2 ・・・(9)
更に、地鉄の焼き減り量がＸ1(mm) のときのスケール厚さをＬ1(mm) とすると、Ｌ1 は下記(10)式により計算できる。
【００４１】
Ｘ1 ＝Ｌ1(ρFeO / ρFe) * ( ＭFe/ ＭFeO ) ・・・・(10)ここで、ρFe：Ｆｅの比重（≒7.8)、  ρFeO ：ＦｅＯの比重（≒5.57）
ＭFe：Ｆｅの原子量（≒56) 、ＭFeO ：ＦｅＯの原子量（≒72）より、Ｘ1 ＝０．５６* Ｌ1 ・・・・・・(11)
(11)式を(9) 式に代入して、
∂X1／∂t1＝8.34* 104*L1-1* exp(-3.26 * 104/(T1+273)) * P11/2 ・・(12)
さらに、(5) 式および(12)式を(7) 式に代入して、
0003965792.tif 000003
従って、(13)式より地鉄表層からの粒状酸化物深さΖ1(μｍ) は、スケール厚さＬ1(mm) 、加熱温度Ｔ1(℃）および酸素分圧Ｐ1(％）より予想することができる。
【００４２】
このような、粒状酸化物深さの予想式を用いて、加熱炉で生成する粒状酸化物深さを予想し、加熱炉の温度、酸素分圧、在炉時間を制御することによって、表面欠陥の発生を抑制することができる。
【００４３】
即ち、加熱炉内において、加熱炉出側の酸素分圧をＰ（％）、スラブが加熱炉から出た直後のスラブ表面温度をＴ（℃）、スケール厚さをＬ（ｍｍ）としたとき、下式によって求められるΖ（ゼータ）値の上限を１００に規定する。
【００４４】
Ζ＝２．５６* Ａ-0.32 ＋２．９８* １０10* （Ａ／Ｄ）-1.57 
但し、Ａ＝8.34* 104* L-1* exp(- 3.26* 104/(T+273))* P1/2
Ｄ＝0.16* exp(- 3.16* 104/(T+273))
なお、スラブが加熱炉から出た直後のスケール厚さは、スラブ表面から機械的にスケールを剥離し、オフラインでスケール厚さを測定してもよいし、レーザ等を使用しオンラインで測定してもよい。また、スラブが加熱炉から出た直後の温度も放射温度計を使用しオンラインで測定してもよい。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
【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．２〜２１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。
【００４９】
【表２】
0003965792.tif 000004
【００５０】
このスラブを、表３に示す条件で加熱した後、熱間圧延を行い、供試体Ｎｏ．２〜２１を調製した。供試体Ｎｏ．２〜２１の各々について、１ｍ2 当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を同じく表３に示した。
【００５１】
【表３】
0003965792.tif 000005
【００５２】
供試体Ｎｏ．２〜５は熱延酸洗鋼板、供試体Ｎｏ．６〜１６は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１７，１８は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１９は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．２０は熱延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．２１は冷延鋼板である。
【００５３】
加熱および熱延条件が本発明の範囲内である本発明供試体Ｎｏ．２〜４、６、No. ８〜１０、１３〜１７、No. １９〜２１の表面欠陥個数はいづれも１個／ｍ2 以下であった。
【００５４】
これに対し、加熱炉から出た直後のスラブ表面温度が１３２０℃で本発明範囲を超えて高い比較供試体Ｎｏ．１１の表面欠陥個数は９個／ｍ2 で多く、加熱炉から出た直後のスラブ表面温度が１１５０℃で本発明範囲を外れて低い比較供試体Ｎｏ．１２は、熱延最終温度が８６５℃でオーステナイト単相域を下回った。
【００５５】
図５に、加熱炉を出た直後のスラブ表面温度が１１７０〜１３００℃のときのΖ（ゼータ）値と表面欠陥個数との関係を示す。Ζ（ゼータ）値が１００以下で本発明の範囲内のときの表面欠陥個数は１個／ｍ2 以下である。これに対し、Ζ（ゼータ）値が１００を超えると、表面欠陥個数は７個／ｍ2 以上に増加する。
【００５６】
〔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. ２２〜２５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。
【００５７】
【表４】
0003965792.tif 000006
【００５８】
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．２２〜２５を調製した。供試体Ｎｏ．２２〜２５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。
【００５９】
【表５】
0003965792.tif 000007
【００６０】
本発明供試体Ｎｏ．２２〜２５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. ２２の表面欠陥個数は１個／ｍ2 であり、本発明供試体No. ２３〜２５の表面欠陥個数はいづれも０個／ｍ2 であった。
【００６１】
【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】地鉄の焼き減り量Ｘ1(mm) におよぼす加熱温度 T1(℃) 、酸素分圧P1(%) および均熱時間t1(s) の影響を示した図である。
【図２】焼鈍後のサンプル断面表層部を模式的に示した図である。
【図３】実験室で焼鈍したときの、粒界酸化深さ（d1) におよぼす地鉄の焼き減り速度( ∂X1/ ∂t1) の影響を示した図である。
【図４】実験室で焼鈍したときの、粒界酸化先端からの粒状酸化物深さ (ζ1)におよぼす地鉄の焼き減り速度 (∂X1/ ∂t1) および鋼中Mnの拡散係数ＤMn(cm2/s) の影響を示した図である。
【図５】加熱炉から出た直後のスラブ表面温度が1170〜1300℃のときのΖ（ゼータ）値と表面欠陥個数との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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【図５】
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