JP5320084B2

JP5320084B2 - デスケーリング性のよい高Ｃｒ含有鋼材の製法

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Publication number: JP5320084B2
Application number: JP2009009141A
Authority: JP
Inventors: 昌平中久保; 実佳子武田; 隆大西; 英典酒井; 智也土橋; 和彦桐原; 剛白野
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-04-16
Filing date: 2009-01-19
Publication date: 2013-10-23
Anticipated expiration: 2029-01-19
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Description

本発明は、燃焼雰囲気加熱炉で加熱された鋼ビレットから冷圧用高Ｃｒ含有鋼材、とくにその条鋼材を製造する方法に関し、鋼材の表面に生成するスケールを抑制して製造歩留まりを向上するとともに、スケールの剥離性を高めて表面品質のよい製品を得るための加熱炉制御条件の改良に関する。

自動車用部品材として多用される冷圧用条鋼材であって、とくに高強度を確保する目的で製造される高Ｃｒ含有鋼には、必然的に生成するスケールに起因してつぎのような問題が随伴する。

加熱処理されたＣｒ含有鋼のビレットを熱間圧延するとき、図１の左方に示された模式図に見られるように、鋼とスケールとの界面に、内方酸化層としてクロマイト（ＦｅＣｒ_２Ｏ_４）を主体とする、いわゆるサブスケールが生成する。このサブスケールの生成は、都合の悪いことに、鋼へのスケール密着性を強固にし、熱延後のデスケーリング時に必要とされるスケール剥離性を悪化させる。その結果、取り残されたスケールは、圧延時に鋼材に押し込まれ、いわゆる押し込み疵を鋼材表面に刻印する事態となる。

押し込み疵が持ち込まれたままの製品鋼材は、その外観を悪化させるばかりか破壊や脆化の起点となり不良品化する。その対策として、従来から、ビレット加熱炉の温度を上げてスケールの剥離性を高める解決策が工夫されている。

たとえば、下記特許文献１は、従来、１０００〜１２００℃・数１０分〜数時間の加熱条件を、１１００℃以上・１０分以上あるいは１２００℃以上・５分以上の高温処理とし、同時に炉内に給水する方法を示す。この方法は、高温加熱によりスケールの剥離性を高めようとするが、１１００〜１２００℃さらには１２００℃以上もの高温加熱は、一方でスケールロスを増加させる致命的な実用面の問題が伏在する。

また、下記特許文献２は、通常おこなわれる熱延後の高圧水噴射によるデスケールでは、気孔が原因となって下層スケールの残留が避けられない点を重視し、１２００〜１３５０℃・水蒸気濃度２０〜３５％以上の１次加熱ならびに１０００〜１２００℃・水蒸気濃度２０％未満での２次加熱により、表面性状のよい熱延鋼材の製法を提案する。しかし、このように、高温での１次加熱から温度を下さげて２次加熱に移行させる方法は、明らかに生産効率を低下させる一方、スケールロス増を招くおそれがある。

また、Ｃｒ含有鋼を対象とするものではないが、表面性状のよい熱延鋼材を製造するために加熱炉の雰囲気を制御することもいくつか提案されている。

たとえば、下記特許文献３は、いわゆる直送圧延を高速化してスケールロスの低減をはかる場合、連続鋳造時の欠陥が地鉄中に残存して製品表層に移行する点に着目し、加熱炉の雰囲気をつぎのように制御する。すなわち、加熱炉の露点Ｗ℃を、加熱炉の温度Ｔ℃および加熱時間Ｈｈｒの関数として、下式（１）により算出し、その露点以上で操業する方法である。この条件にて加熱炉の露点を制御することにより、連続鋳造機で発生したスラブ表層の鋳造欠陥が除去できるとする。

Ｗ＝５．８５×１０^−５／（Ｔ＋２７３）−１．５Ｈ＋１０^−３Ｈ^２−２９４
・・・(式１)
しかし、実施面から考察すると、つぎのような問題が潜在するように推察される。まず、この種鋼に必然的に含まれるＳｉやＣｒ等のサブスケール形成の素因となる濃化元素の量により左右される鋼種の違いにより、加熱炉の雰囲気が相違し、上式（１）に沿って一概に雰囲気操作してもデスケーリング性の向上が保証され難いと考えられる。

また、通常、冷圧用鋼板は、１０００〜１３５０℃の温度で３０〜１２０分間加熱して製造されるが、たとえば、これを１１００℃・１２０分の条件を設定して上式（１）により、露点を求めると、Ｗ＝１２９．１となる。そして、本値を、同１１００℃・１２０分の条件とともに、同発明における水蒸気濃度Ｘ_Ｈ２Ｏを求める下記算式（２）にそれぞれ代入すると、Ｘ＝６．０３５％の水蒸気濃度が算出される。

Ｘ_{Ｈ２Ｏ，１}＝｛７．０２×（Ｗ＋２７３．１５）^{０．１０５}−１２．０８｝^９．５２
・・・（式２）
この（式２）により算出される水蒸気濃度Ｘ_Ｈ２Ｏ％の対象値が明確を欠くが、合理的に考えてかりに体積％とすれば、この水蒸気濃度では、被処理鋼種であるＣｒ含有鋼のスケール剥離性が絶望的に悪化する結果となり、実用性がないこととなる。

また、下記特許文献４は、スケールオフを最小限にして表面品質のよい鋼材を得るために、燃焼加熱炉における制御条件をつぎのように提案する。これは、加熱炉の抽出温度を鋼の平均温度で１１００℃以下、また、炉内雰囲気ガスの水蒸気濃度を５％以上とし、同時に炉内の温度と酸素分圧を適正化する方法である。

ところが、この方法をＣｒ含有鋼に適用しようとしても、加熱炉の抽出温度がＣｒ含有鋼の平均温度１１００℃以下のごとき前提条件のもとでは、対象とするＣｒ含有鋼のＣｒ含有量に応じた水蒸気濃度およびそれと酸素分圧との比率等を適正化すること自体が困難であり、とてもＣｒ含有鋼のスケール剥離性の改善は期待できない。

また、下記特許文献５は、この種鋼の熱延時の再加熱によるスケールの不均一発生、あるいは、局所的な深いくさび状の粒界酸化による表面欠陥を防止するために、加熱炉の酸素雰囲気濃度を０．１〜１．０％、水蒸気雰囲気濃度を２５％以上となるように、燃焼用バーナーに燃料ガスおよび空気を供給すればよいとする。ところが、ここでは、１１００℃未満の加熱条件下での加熱炉雰囲気における酸素および水蒸気濃度が示唆されていないので、高Ｃｒ含有鋼に適用して表面性状のよい製品が得られる保証がない。

このように、従来公知の方法では、１次スケールに起因するスケール押し込み疵を確実かつ十分に低減して表面疵がきわめて少ない冷圧用の高Ｃｒ含有鋼材が製造できないのが実情である。

特開２００２−３１６２０７号公報特開２００３−１１９５１７号公報特開平６−１８４６２７号公報特開平１１−２１７６２９号公報特開平１１−２８６７１８号公報

本発明は、表面疵の発生が実質的に懸念されない程度を超えて多量のＣｒを含有する冷圧用鋼材を対象とし、加熱炉で生成する１次スケールの生成を抑制してスケールロスを低減することによりデスケーリング性を向上すること、および不可避のスケールの押し込み疵を低減して表面疵が少ない表面性状にすぐれた高Ｃｒ含有の冷圧用鋼材を提供することを解決課題とする。

本発明は、表面疵の発生が実質的に懸念されない程度以上に多量のＣｒを含有する冷圧用鋼材を対象とし、下記する条件のもとで加熱制御することを特徴とし、そして熱間圧延することにより、表面疵が少ない表面性状にすぐれた高Ｃｒ含有の冷圧用鋼材が製造できる方法である。

（１）Ｃｒ：０．２〜４．０質量％を含有する鋼のビレットを燃焼雰囲気加熱炉で加熱、均熱保持したのち、加熱炉外に抽出して熱間圧延する方法において、鋼中のＣｒ濃度をＸ質量％として、加熱炉内の水蒸気濃度が（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上であり、かつ、水蒸気濃度と加熱炉内の酸素濃度（ｖｏｌ．％）との比が１０以上に調整された雰囲気中において、１１００℃未満の温度下で、１０分以上均熱保持することを特徴とするデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。

（２）前記鋼が、さらにＳｉ：０．１〜０．５質量％を含有し、均熱保持後、さらに該均熱温度+７０℃以上で且つ１１８０℃未満の温度に至るまで２０℃／min.以上の昇温速度で急速加熱することを特徴とする上記（１）に記載のデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。

（３）前記鋼がさらに、Ｃ：０．０２〜０．６質量％、Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．０２〜３．０質量％、Ｓ＜０．０３質量％、Ａｌ＜０．０５質量％およびＣａ＜０．００３質量％を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。

本発明は、高Ｃｒ含有鋼を対象とし、ビレットが加熱炉で加熱そして均熱保持されるときの条件を、上述したように、炉内の水蒸気および酸素濃度を特定の数値範囲に制御することにより、１１００℃以下の温度で処理できるようにしたことを特徴とする。その結果、スケールの生成量が問題とならない程度に抑制され、スケールロス低減による歩留まりが向上し、しかも、剥離性がよいスケール性状となり、後工程でのデスケーリングによって取り残されたスケール由来の押し込み疵が実質的に存在しない良好な表面性状の冷圧用鋼材が容易に製造できる。

鋼表面の内方酸化層および外方酸化層生成の模式図。鋼のＣｒ含有量に対する水蒸気濃度の適正関係を示す相関グラフ。鋼のスケール剥離性に対する昇温速度の影響を示すグラフ。鋼のスケール剥離性に対する到達温度の影響を示すグラフ。鋼表面の急速加熱によるファイアライト破壊の模式図。

本発明は、Ｃｒ：０．２〜４．０質量％（各鋼材成分の含有量について以下では単に「％」と記載する）を含有する鋼ビレットを加熱炉で加熱処理して熱間圧延することにより冷圧用鋼材を製造するに際し、鋼中のＣｒ濃度をＸ％として、水蒸気濃度が（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上であり、かつ、この水蒸気濃度と酸素との比が１０以上に調整された雰囲気の加熱炉中において、１１００℃未満の温度のもとで、１０分以上にわたって均熱保持することを特徴とする高Ｃｒ含有の冷圧用鋼材を製造する方法である。

本発明がＣｒ：０．２〜４．０％含有する冷圧用鋼を対象とするのは、製品鋼材に要求される機械的強度を付与するために、０．２％以上のＣｒの含有を必要とするのはもとより、この程度未満のＣｒ含有量であれば、以下に説明するようなメカニズムで鋼に表面疵が発生するおそれが実質的にないからである。一方、Ｃｒ含有量が４％以上に多くなっても、通常の加熱炉在炉時間内ならば炉内水蒸気による下記するような内方酸化層の増大効果が期待できないので、本発明を適用すべき積極的利益がない。

ここで、本発明の処理条件につて説明するに先立って、Ｃｒ以外の鋼成分について説明しておく。本発明の対象とする鋼は、Ｃｒ：０．２〜４．０％に加えて、Ｃ：０．０２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０２〜３．０％、Ｓ＜０．０３％、Ａｌ＜０．０５％およびＣａ＜０．００３％を含有する。これらの所要元素以外にも使用目的に応じて各種の合金元素、たとえばＭｏ＜０．３％等を配合することができるのはいうまでもない。

なお、上記各元素含有量の範囲を決めた理由はつぎのとおりである。

Ｃは鋼材の所要強度を確保するために０．０２％以上の含有を必要とするが、０．６％を超えると、鋼材の冷間加工性が低下する。

Ｓｉは所要強度を確保するために０．１％を下限とするが、０．５％以上の過剰添加は鋼材の延性を劣化すると同時に、本発明におけるＣｒの効果を阻害して好ましくない。

Ｍｎは鋼材の強度と靭性を確保するために０．０２％以上必要であるが、３．０％以上になると、靭性および溶接性を阻害する。

Ｓは硫化物系介在物ＭｎＳを形成して鋼の熱間加工時に偏析し、鋼材を脆化させるので、割れを防止するために０．０３％以下に抑制することが必要である。

Ａｌは、鋼材の焼きならし加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を図って添加される脱酸材であるが、０．０５％以上の過剰添加は、同結晶粒を不安定化して好ましくない。

Ｃａは鋼材表面の腐食にともなう界面雰囲気の水素イオン濃度増大を抑制し、鋼材の耐食性を向上するのに有効であるが、過剰添加は延性を劣化させる。

なお、Ｍｏは鋼材の強度を増す目的で必要に応じて添加してよいが、粒界偏析してＳｉ酸化物のファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）が鋼中に浸潤するのを促進するのを阻止するために、０．３％以下とするのがよい。

さて、本発明は、上述したＣｒ含有鋼のビレットを加熱処理するときの温度ならびに炉内雰囲気における水蒸気濃度および酸素濃度の両条件を上述のように規制したことを特徴とし、本発明がこれらの条件を特徴とするに至った背景には、つぎに述べる技術上の考察がある。

本発明が対象とするような高Ｃｒ含有鋼が加熱時に酸化すると、図１に模式的に示すように、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ_３Ｏ_４）およびヘマタイト（Ｆｅ_２Ｏ_３）から成る外方酸化層ならびにクロマイト（ＦｅＣｒ_２Ｏ_４）主体のサブスケールと呼ばれる内方酸化層がそれぞれ生成する。外方酸化層は、酸化前の鋼材表面から外側に生成するスケールであって、鋼材からＣｒが拡散することにより成長する。また、内方酸化層のサブスケールは、酸化前の鋼表面から内側に向けて酸化が進行することにより成長する。

このような現象のメカニズムについては未解明の点を残すが、加熱炉内が水蒸気雰囲気の場合、水蒸気がスケール表層で解離してできる水素イオンが外方酸化層を通って鋼表面に到達し、同層の酸化物を還元して水分となり、これが鋼内部に向かって酸化層を成長させる腐食反応の一種と考えられる現象が起こる。

このような考察から、これらの生成スケールが示す機能面について、つぎのような理解が得られる。

すなわち、サブスケールの主体をなすクロマイトは、スピネル構造のＦｅとＣｒとの複合酸化物（ＦｅＣｒ_２Ｏ_４）であり、ウスタイト（ＦｅＯ）よりも生成酸素圧が低いため、スケールと鋼との界面に濃化して両者の密着性を非常に強固にする性質がある。そして、この密着性はサブスケール中のクロマイト濃度が増加するほど強化される傾向があり、これはデスケーリング性の悪化を意味する。

このような理解にもとづいて、加熱炉内の水蒸気雰囲気を加減することにより、サブスケールの成長を促進すれば、クロマイトの濃度を低減させることが可能になることを見出した。これが本発明の解決原理であり、加熱時の炉内雰囲気中の水蒸気ならびに酸素の濃度を適正範囲に制御する理由である。

すなわち、再度図１を引用すると、同図の左半は、加熱炉内雰囲気中の水蒸気および酸素の濃度が適正範囲を逸脱する条件でのスケール模式図を示すが、同右半の図に比較して、サブスケールの領域が狭く、クロマイトの濃度が大であることが理解されるはずである。つまり、同図の左半は、水蒸気による内方酸化の効果が発揮されないでサブスケールの成長速度がおそいために、クロマイトは、その狭い領域でゆるやかに濃化することができ、結果として、厚みが小さくクロマイト濃度が大なるサブスケール性状となる。

これに対し、加熱炉内雰囲気中の水蒸気および酸素の濃度を本発明の規制する適正範囲に制御すると、水蒸気による内方酸化の効果が助長されてサブスケールの成長速度が促進され、その広いサブスケール領域にてクロマイトは迅速に生成して成長することができる。その結果、同図右半に示すように、クロマイト濃度が薄く、厚みの厚いサブスケール性状となり、その剥離性を向上することになる。しかも、クロマイト量の減少にともなって剥離性良好なＦｅＯの量を増大する効果も確認できるのである。

本発明がこのように加熱炉内雰囲気中の水蒸気および酸素の濃度を適正範囲に制御するについては、さらに、鋼中のＣｒ含有量の増大にともなってクロマイト濃度も増加する相関関係を示すことが知見された事実がある。これは、Ｃｒ含有量が多い鋼ほど加熱により剥離性の悪いスケール性状を呈することを意味する。

本発明は、以上の理解と知見にもとづいて、加熱炉内雰囲気中の水蒸気濃度を増加させることにより、スケールの剥離性を改善することに成功した。具体的には、鋼中のＣｒ含有量をＸ％として、水蒸気濃度を（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上となるように調整することが特徴であり、この関係を図２に示す。この相関関係は、後記実施例にその一部を開示するように、多数の実験結果からスケールの剥離性の良否を鑑別することにより帰納された結果である。すなわち、上式（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％を指示する同図の一次直線より上方域に分布する黒四角印の条件に該当する対Ｃｒ含有量・水蒸気濃度のもとで適切に加熱された鋼の圧延材には、０．０２ｍｍ以上の表面疵の残存は認められない。ただし、このときの酸素濃度は、本発明の下記に詳述する条件下で適切に調整されていることはいうまでもない。

すなわち、本発明が上述のようにして加熱炉内雰囲気中の水蒸気濃度を増加させる場合、共存する加熱炉内酸素が高濃度であれば、スケール表面における水蒸気の解離量が減少して解離水素の拡散量も減少し、水蒸気による内方酸化層の顕著な増大効果が認められないようになることが確認される。

したがって、本発明は、できるだけ酸素濃度を低くし、水蒸気濃度をできるだけ大きくするように制御することにし、具体的には、水蒸気濃度と酸素濃度との比率を１０以上とする。

この条件下で加熱した鋼ビレットを常法により圧延すると、その製品鋼材に０．０２ｍｍ以上の疵はできず、上記比率が２０以上では、０．０１５ｍｍ以上の、また、３０以上では、０．０１ｍｍ以上の疵はできないことが確認でき、スケールの剥離性が確実に向上していることが明白となっている。

また、本発明は、上述の雰囲気下で鋼ビレットを加熱するとき、１０分以上均熱保持することが必要であり、これ以下の短時間では、当然ながら加熱不足で圧延不良を招く。しかも、スケールを生成するのに加熱が不足してスケールの厚みが薄くとどまり、スケール中の残留応力が不十分でデスケーリング不良の原因となる。このときの加熱温度すなわち均熱保持温度は既述のようにスケールロスを極力減少させるため１１００℃未満とするが、一方、９５０℃未満の低温下では熱間圧延時の圧延機への負荷が多大となって正常な圧延が困難となるため９５０℃以上とすることが好ましい。

なお、鋼のＣｒ含有量と加熱条件との関係について説明を補足する必要があるのは、本発明がＣｒ含有量を０．２〜４．０％と限定した理由が、以上に説明してきた本発明の加熱条件が前提になることによる。すなわち、加熱炉の温度１０９０℃、水蒸気濃度１５％、酸素濃度１％、そして１５分の均熱時間において、Ｃｒ含有量が０．１８％、３．５％、４．０５％の３種の鋼をそれぞれ加熱して圧延し、デスケーリングする試験をおこなった。表１は、各圧延材の表面疵の状況を示し、０．００２ｍｍ以上の疵の有無で合否を判定した結果を表１に示す。

同表から、加熱処理が本発明の指示に従う条件を満足していても、Ｃｒ含有量が４％を超える材料は不合格となり、適用鋼種としては、自ずから０．２〜４．０％の範囲に限定されることが諒解される。
（実施例１群）
表２に示すように、組成が６種の鋼ビレットを溶製した。これらはいずれも本発明の規定する範囲で、Ｃｒの含有量に少しずつ変化を持たせ、処理条件を変えることにより、本発明実施例ならびに比較例にも共通して使用することとし、Ｃ等その他の含有元素もすべて本発明の規定する範囲とした。

これらの鋼ビレットを、表３（比較例）及び表４（実施例）に示すように、加熱温度、水蒸気濃度および酸素濃度が異なる条件のもとでいずれも１５分間ずつ加熱し、１５０ＭＰａの高圧水により１次デスケーリングしたのち、粗圧延および仕上げ圧延し、巻き線機で巻きとってφ１０ｍｍの線材を作成した。これらの熱延条件は常法により、格別のものではない。

つぎに、各線材コイルの先端部、中央部ならびに後端部の３箇所から、それぞれ長さ１ｍずつの線材を切り出し、そして、各線材の任意４点における断面が観察できるように、計１２個ずつの樹脂埋めサンプルを作成した。

そして、光学顕微鏡により各樹脂埋めサンプルの断面に散在する疵を観察し、０.０２ｍｍ以上の疵、０．０１５ｍｍ以上の疵ならびに０．０１ｍｍ以上の疵の有無を調査した。

評価は、０．０２ｍｍ以上の疵が一つでも発見されたものは、出荷不適として不合格と評価した。また、０．０１５ｍｍ以上の疵がないものは、線材として好ましいし、０．０１ｍｍ以上の疵がないものはさらに好ましいので、これも評価の観点とした。なお、デスケーリング効果については、元のビレットに対する最終製品線材の質量比が９５％未満とカウントできるものを、スケールロスが多いものとしての評価とした。

これらの結果は表５（比較例）及び表６（実施例）のとおりである。すなわち、表５の比較例においてＮｏ．１〜６及びＮｏ．２１は、炉内雰囲気中の水蒸気および酸素濃度は、いずれも本発明の規定範囲内とするが、加熱温度のみ１１００℃を超えるようにしたので、スケールロスが多く不合格である。

同比較例のＮｏ．７〜１３及びＮｏ．２２は、鋼材のＣｒ濃度に対して、水蒸気濃度が本発明の規定値未満であるために、０．０２ｍｍ以上の疵が発生して不合格である。

同じく比較例のＮｏ．２〜２０及びＮｏ．２３は、水蒸気濃度と酸素濃度との比が本発明の規定値である１０未満であるため、水蒸気による内方酸化層の増大作用が不十分となり、やはり０．０２ｍｍ以上の疵が発生して不合格である。

これらに対し、表６の実施例のＮｏ．２４〜３７は、加熱温度、水蒸気濃度そして酸素濃度のいずれも本発明の規定範囲を満足している中で、水蒸気濃度と酸素濃度との比が１０以上のものには、０．０２ｍｍ以上の疵が発見されていない。さらに、この比を２０以上としたものには、０．０１５ｍｍ以上の疵が、また、３０以上としたものには、０．０１ｍｍ以上の疵が発見されていない。

以上の説明のように、Ｃｒ：０．２〜４．０質量％含有する高Ｃｒ鋼を対象に同鋼のビレットを燃焼雰囲気加熱炉で加熱、均熱保持するに際して、鋼中のＣｒ濃度をＸ％として、加熱炉内の水蒸気濃度が（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上であり、かつ、水蒸気濃度と加熱炉内の酸素との比が１０以上に調整された雰囲気中において、１１００℃未満の温度下で、１０分以上均熱保持し、その後、鋼ビレットを加熱炉外に抽出して熱間圧延することで、加熱炉内で生成する鋼材との密着性が非常に強いクロマイト（ＦｅＣｒ_２Ｏ_４）を主体とするサブスケールの剥離性改善を図ることができ、そして、このことにより残留スケールに由来する押し込み疵が実質的に存在しないレベル、すなわち具体的には０．０２ｍｍ以上の表面疵が皆無となる表面性状に優れた冷圧用鋼材の製造が可能となった。

ところで、鋼の成分としてＣｒに加えてＳｉが含有されている鋼材の場合には上記クロマイトとは別にファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）なる複合酸化物がサブスケール中に形成され、これが鋼材表面に層状に濃化して鋼材と強固に密着する性質あるため、Ｓｉが０．１質量％以上、特に０．３質量％以上の高Ｃｒ鋼を対象とした際は、このファイアライトがスケールの剥離性を妨げることになる。

本発明の上記加熱炉内の均熱雰囲気制御により、Ｓｉを０．１質量％以上含有する高Ｃｒ鋼を対象とした場合にもこのファイアライトを形成したサブスケールの成長速度を速め、剥離性を改善させることができ、０．０２ｍｍ以上の表面疵の発生を防止しできることは前述の実施例からも明らかである。

しかしながら、前記クロマイト層の場合はその生成が比較的遅いため、本発明の均熱雰囲気制御を適用することに１１００℃未満の低温加熱でもサブスケール中に剥離性の良好なウスタイト（ＦｅＯ）の生成によりその剥離性を容易に改善できるが、ファイアライト層の生成はクロマイト層に比べて速いことからこの雰囲気制御によってクロマイトと同じサブスケールの剥離性を必ずしも十分に確保することができない問題がある。つまり、クロマイト層が水蒸気酸化によるウスタイト主体の内方酸化層に効果的に取り込まれて行くのに対し、ファイアライト層はその生成速度が大きいため内方酸化層に取り込まれ難く、鋼材表面に濃化する傾向がある。

従って、Ｓｉを０．１質量％以上、とりわけ０．３質量％以上含有する高Ｃｒ鋼を対象としたときには、このファイアライト生成に伴い、スケールの剥離性が相対的に低下し、この結果、製造された冷圧用鋼材に０．０２ｍｍ以上の表面疵が発生することはないものの、より微細な表面疵、特に０．０１ｍｍ以上０．０２０ｍｍ未満の表面疵については少なからず発生することになる。

本発明者らはこのような状況に鑑み、Ｓｉを多く含有する高Ｃｒ鋼材対象とした場合においても、０．０１ｍｍ以上０．０２０ｍｍ未満の微細な表面疵をもさらに減少させるべく、種々実験、検討を重ねたところ、加熱炉内の均熱雰囲気制御に加えて急速加熱制御を実施することが好ましいことが分かった。

すなわち、具体的には該鋼のビレットを加熱炉内で前記均熱雰囲気制御による均熱保持後、さらに該均熱温度+７０℃以上で且つ１１８０℃未満の所定の温度に至るまで２０℃／min.以上の昇温速度で急速加熱することを特徴とする方法を提案する。

この方法によれば、０．１質量％以上のＳｉを含有する高Ｃｒ鋼材の場合にあっても、後述する通り、スケールの剥離性を飛躍的に改善し、残留スケールに起因する上記微細表面疵を大幅に減少することが可能となり、これによって表面性状が極めて優れた冷圧用鋼材を製造することができる。

以下に、本発明の急速加熱制御における条件につきその特定した理由について説明する。図３は、Ｆｅ-０．４５％Ｓｉ標準鋼を対象とし、１０５０℃の水蒸気濃度２０％、酸素濃度１％含有雰囲気下で１０分間処理（本発明の均熱雰囲気制御に相当）した後、この鋼を１１４０℃に至るまで種々の昇温速度で急速加熱処理したサンプル（形状：φ１０ｍｍ×１２ｍｍ）について、各昇温速度と残留スケール面積率の関係を図示したものである。図の縦軸の残留スケール面積率は、上記加熱処理後のサンプルを圧縮率５０％で圧縮し、その側面に残留付着したスケールを画像処理にて白黒に２値化して算出した。そして、スケールの剥離性の評価はこうしたラボ実験による残留スケール面積率と実機における実際のスケール剥離性との相関から、この残留スケール面積率が５０％と未満の場合を合格とした。図３から明らかなように、急速加熱制御における昇温速度が２０℃min．以上になると残留スケール面積率は急激に合格ラインを超えて減少しており、Ｓｉが０．４５％と非常に高い鋼成分でもスケールの剥離性が飛躍的に改善されていることが分かる。

次に、図４は、同じＦｅ-０．４５％Ｓｉ標準鋼を対象とし、同様に１０５０℃の水蒸気濃度２０％、酸素濃度１％含有雰囲気下で１０分間処理（本発明の均熱雰囲気制御に相当）した後、今度は昇温速度を２５℃min．で種々の到達温度まで急速加熱した同形状のサンプルについて各到達温度と残留スケール面積率の関係を同じく図示したものである。図４から、急速加熱制御における到達温度が１１２０℃（均熱温度１０５０℃+７０℃）以上で且つ１１８０℃未満
の範囲で残留スケール面積率は合格ラインを超えて減少している事実が明瞭に知れ、Ｓｉが０．４５％と非常に高い鋼成分でもスケールの剥離性がやはり飛躍的に改善されていることが判明する。

このような、昇温速度並びに到達温度を上記特定の範囲とした急速加熱制御を行うことによって、鋼表面に濃化、密着しやすいファイアライトがサブスケール形成される場合においてもスケールの剥離性が顕著に改善できるメカニズムについては必ずしも明確ではないが、上記実験をもとに図５の模式図を用いて説明する。図５の左端の図は前述の均熱雰囲気制御により１１００℃未満（１０５０℃）で加熱炉から抽出した際の鋼の表面状態を示すが成長したサブスケールの内側（鋼の側）には外方酸化層に取り込まれずに濃化したファイアライト層が鋼に密着して残存している。一方、１１００℃未満（１０５０℃）で均熱雰囲気制御した後さらに前記昇温速度（２０℃min．以上）並びに到達温度（１１２０℃〜１１８０℃未満）の範囲を満たす条件により急速加熱制御を行って加熱炉より抽出した場合は、図５の中央の図のように残存するファイアライト層は破壊、分断され、鋼表面から剥がれ易い状態となり、この結果、スケールの剥離性は格段に向上する。しかし、加熱時の昇温速度や到達温度が本発明の条件より低い場合はファイアライト層が破壊、分断されず、スケールの剥離性は悪くなる。また、到達温度が高く外れた場合、つまり１１８０℃以上の高温まで加熱した場合には、図５の右端の図のように一旦破壊、分断されたファイアライト層が液相化してしまい、これが再び変形した層状となって鋼表面に密着する現象が起き、スケールの剥離性が悪化することになるのである。

よって、これらの実験結果並びにその考察を根拠に、特に高いＳｉ含有量の高Ｃｒ鋼材を対象として本発明にかかる加熱炉内での均熱雰囲気制御に引き続き実施される急速加熱制御においては昇温速度としては２０℃／min.以上、到達温度としては均熱温度+７０℃以上で且つ１１８０℃未満の範囲で行うことを好ましい条件として選定した。なお、Ｓｉ含有量が０．１％未満の高Ｃｒ鋼材においても急速加熱制御を併用することができ、本方法が高いＳｉ含有量の場合にのみに限定されないことは言うまでもない。また、昇温速度の上限について特に規定はしないが、急速にしすぎると鋼材中の温度分布が不均一になる（鋼材内部で低温、鋼材表面で高温）ことを考慮すると１００℃／min.以下とすることが望ましいと言える。

また、この加熱炉内での急速加熱制御を終えた後の鋼ビレットは、速やかに炉外に抽出することが肝要である。好ましくは急速加熱制御終了後、１５秒以内に抽出すべきである。これは１５秒以上急速加熱後の高温状態を保持することで、せっかく破壊したサブスケールの下層に新たなサブスケールが形成されてしまうためである。

（実施例２群）
実施例α
前述の実施例１群のところで説明した表２に示すＦ鋼（Ｆｅ-３．９４％Ｃｒ-０．０２％Ｃ-０．５０％Ｓｉ-３．００５Ｍｎ-０．００３％Ｓ-０．０２２Ａｌ％-０．００３％Ｃａ鋼）のビレットを対象とし、表４に示す実施例Ｎｏ．３４の条件（均熱温度：１００５℃、炉内の水蒸気濃度：３５ｖｏｌ．％、炉内の酸素分圧：２．９、水蒸気濃度／酸素濃度比率：１２）により加熱炉内で均熱雰囲気処理を１５分間施した後、炉外に抽出したサンプル（Ａ）と、同じＦ鋼にビレットについて同じ均熱雰囲気処理を１５分間施した後、さらに同雰囲気で加熱炉内の出口側において昇温速度３０℃／min．で１１２５℃に到達するまで４分間の急速加熱処理を施し、直ちに（１５秒以内）炉外に抽出したサンプル（Ｂ）の鋼材についてその表面疵を調査した。なお、両サンプルは加熱炉抽出後は常法（加熱炉抽出→高圧水デスケーリング→粗圧延→仕上げ圧延→巻き線機→ステルモアコンベア上で冷却→タブ入り）で直径１０ｍｍの線材になるまで圧延し、巻き取ったコイルの上部、中部、下部からそれぞれ５個ずつ線材片をサンプリングした。表面疵の調査に当たっては、これら各線材片を樹脂埋め加工し、線材断面の表面を光学顕微鏡で観察し、０．０１ｍｍ以上０．０２０ｍｍ未満の押し込み疵を計数した。この調査の結果、合計１５断面の０．０１ｍｍ以上０．０２０ｍｍ未満の疵の総数は、サンプル（Ａ）が５７個、サンプル（Ｂ）が１６個であった。なお、サンプル（Ａ）、（Ｂ）共に０．０２０ｍｍ以上の疵は発見されなかった。

実施例β
表２に示すＩ鋼（Ｆｅ-１．０３％Ｃｒ-０．３７％Ｃ-０．２１％Ｓｉ-０．０８Ｍｎ-０．２Ｍｏ-０．０２０％Ｓ-０．０２０Ａｌ％-０．００２％Ｃａ鋼）のビレットを対象とし、表４に示す実施例Ｎｏ．３６の条件（均熱温度：１０７１℃、炉内の水蒸気濃度：３０ｖｏｌ．％、炉内の酸素分圧：２．７、水蒸気濃度／酸素濃度比率：１１）により加熱炉内で均熱雰囲気処理を１５分間施した後、炉外に抽出したサンプル（Ｃ）と、同じＧ鋼のビレットについて同じ均熱雰囲気処理を１５分間施した後、さらに同雰囲気で加熱炉内の出口側において昇温速度２０℃／min．で１１５２℃に到達するまで３分間の急速加熱処理を施し、直ちに（１５秒以内）炉外に抽出したサンプル（Ｄ）の鋼材についてその表面疵を調査した。加熱炉抽出後の圧延などの製造条件、サンプリングの条件、疵の評価の条件などは前実施例αと同じとした。この調査の結果、合計１５断面の０．０１ｍｍ以上の疵の総数は、サンプル（Ｃ）が２６個、サンプル（Ｄ）が３個であった。なお、サンプル（Ｃ）、（Ｄ）共に０．０２ｍｍ以上の疵は発見されなかった。

上記実施例α及び実施例βの結果から実証されるように、本発明にかかる加加熱炉内における均熱雰囲気制御と急速加熱制御を組み合わせて実施することにより、Ｓｉが０．１質量％以上の高い含有量の高Ｃｒ鋼材においてスケール剥離性が顕著に改善され、０．０２ｍｍ未満の微細な表面疵をも大幅に減少させるという、均熱雰囲気制御の単独実施にくらべ、さらに表面品質の優れた高Ｃｒ鋼材製品を提供できる。

Claims

Ｃｒ：０．２〜４．０質量％を含有する鋼のビレットを燃焼雰囲気加熱炉で加熱、均熱保持したのち、加熱炉外に抽出して熱間圧延する方法において、鋼中のＣｒ濃度をＸ質量％として、加熱炉内の水蒸気濃度が（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上であり、かつ、水蒸気濃度と加熱炉内の酸素濃度（ｖｏｌ．％）との比が１０以上に調整された雰囲気中において、１１００℃未満の温度下で、１０分以上均熱保持することを特徴とするデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。
前記鋼が、さらにＳｉ：０．１〜０．５質量％を含有し、前記均熱保持後、さらに該均熱温度+７０℃以上で且つ１１８０℃未満の温度に至るまで２０℃／min.以上の昇温速度で急速加熱することを特徴とする請求項１に記載のデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。
前記鋼がさらにＣ：０．０２〜０．６質量％、Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．０２〜３．０質量％、Ｓ＜０．０３質量％、Ａｌ＜０．０５質量％およびＣａ＜０．００３質量％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法。