JPH01246318A - 熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH01246318A JPH01246318A JP7492488A JP7492488A JPH01246318A JP H01246318 A JPH01246318 A JP H01246318A JP 7492488 A JP7492488 A JP 7492488A JP 7492488 A JP7492488 A JP 7492488A JP H01246318 A JPH01246318 A JP H01246318A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
(産業上の利用分野)
本発明は熱延鋼板の製造に係り、特に1次スケールの剥
離性に優れ、赤スケールの発生を防止し得る熱延鋼板の
製造方法に関する。 (従来の技術) 熱延鋼板の製造に当たっては、熱間圧延前に鋼片(スラ
ブ)を加熱炉で加熱するが、鋼片表面には加熱炉におけ
る長時間加熱の際、多量のスケールが生ずる。 このスケールを除去するため、デスケーリングが行われ
るが、従来より、スケールの剥離性の向上、スケール発
生の防止乃至低減化などを目的として様々な方法が提案
されている。 まず、スラブ表面に酸化防止剤を塗布する方法があり、
例えば、特開昭53−2311号では、珪石粉、カオリ
ンなどと、無水ケイ酸とCr、 Vなどの金属粉と、コ
ロイダルシリカ又はアルミナゾルと、水溶性樹脂を含む
酸化防止剤が用いられており、特開昭56−25921
号では、高温酸化物改質剤としてアルカリ金属の化合物
や金属Znとその化合物等を含む混合物を塗布する方法
が示されている。また特公昭51−41009号では、
スケール抑制剤を塗布する際に、このスケール抑制剤の
剥離性を向上させるためにBa、 Ca。 P、に、Li、Naの単体或いはその酸化物又は炭酸塩
などを水ガラス等の粘結剤と混合して予め塗布する方法
が示されている。 また、2次スケールの剥離性を向上する方法として、特
開昭53−124125号では熱間圧延鋼板(550〜
950℃)にアルカリ金属、アルカリ土類金属、B、A
Q、Mnなどの化合物を塗布。 し、別ラインにてショツトブラスト等によりスケールを
除去する方法が示されている。 (発明が解決しようとする課題) しかし乍ら、特にSi含有鋼の場合、SLが加熱時に選
択酸化され、それが界面に濃縮し剥離しにくい強固なス
ケールを形成し、このスケールは高圧水によるデスケー
リングを行っても一部残存し、鋼板表面に赤スケールを
発生させる原因になると云われている。このため、この
赤スケールを防止する方法としては、(1)スラブ表面
への酸化防止剤の塗布、(2) Cr、B或いはS添加
によるスケールの高温剥離性の改善、(3)高圧水によ
るデスケーリング強化、(4)加熱条件の制御(高温、
低温)等が報告されているが、これらの手段或いは前述
の方法をもってしても、赤スケールの発生を完全に防止
できないでいるのが現状である。 本発明は、か)る事情に鑑みてなされたものであって、
加熱炉等の実機操業に支障を来すことなく、スラブ表面
の酸化生成物を改質して1次スケールの剥離性を向上し
、赤スケールの発生を抑制し得る熱延鋼板の製造方法を
提供することを目的とするものである。 (課題を解決するための手段) 前記目的を達成するため、本発明者は、まず、赤スケー
ルの発生防止策として上述の従来法を適用した場合の問
題点の究明に努めた結果、酸化防止剤又はスケール抑制
剤或いは剥離剤にSio2が含有していると、却って赤
スケールの発生を助長すること、熱延鋼板に塗布剤を塗
布して2次スケールの剥離性を改善する方法では塗布対
象、塗布ステージが異なり、効果的でないこと等が判明
した。 また、アルカリ金属の化合物(酸化物、炭酸塩
)が含有していると加熱炉内の耐火物を損傷するので、
避けるべきことを考慮する必要があり(「品用技報J&
26(1982年12月)、p、2〜3参照)、更にス
ケールの剥離性は加熱温度に依存することが知られてい
るが、実機操業においては加熱温度は大きく変更できな
いことも考慮する必要がある。 そこで、本発明者は、スラブ表面の酸化状態を改良して
1次スケールの剥離性を向上させるために、前述の点を
考慮すると共に、以下の観点から塗布剤の開発選定を試
みた。 すなわち、■ファイアライト及びウスタイトの高融点化
(低温加熱類似効果)、■ファイアライト及びウスタイ
トの低融点化(高温加熱類似効果)、■ファイアライト
以外の低融点酸化物の生成(高温加熱類似効果)、■フ
ァイライトの均一生成(高温加熱類似効果)、■雰囲気
調整、■市販の酸化防止剤の検討。 まず、第1表に示す化学成分を有するSL含有高炭素鋼
を供試材として、この表面に予め秤量、調整した種々の
塗布剤(第2表)を1.5kg/m”の割合で刷毛塗り
した。次いで、この試材を実機ベースの加熱炉雰囲気中
(0,:1vou%、CO2:8voQ%、N20:2
0voQ%、N2ニア1voQ%)、加熱温度1150
℃、1200℃、1250℃でそれぞれ2時間加熱し、
炉外で空冷した。 そのうち、一部の試材(加熱温度1250℃−定、加熱
時間2 hr)については、抽出後、デスケーラ実験に
供した。抽出からデスケ−IIうまでの時間は20〜3
0秒、アキュームレーター圧力は150〜170 kg
f/cm2で、デスケーラ吐出時のスラブ搬送速さは7
5m/winの実機と同速度とした。 塗布剤としては第2表中のNα3.6.7,13〜15
を選定し、塗布量は1.5kg/m”とした。
離性に優れ、赤スケールの発生を防止し得る熱延鋼板の
製造方法に関する。 (従来の技術) 熱延鋼板の製造に当たっては、熱間圧延前に鋼片(スラ
ブ)を加熱炉で加熱するが、鋼片表面には加熱炉におけ
る長時間加熱の際、多量のスケールが生ずる。 このスケールを除去するため、デスケーリングが行われ
るが、従来より、スケールの剥離性の向上、スケール発
生の防止乃至低減化などを目的として様々な方法が提案
されている。 まず、スラブ表面に酸化防止剤を塗布する方法があり、
例えば、特開昭53−2311号では、珪石粉、カオリ
ンなどと、無水ケイ酸とCr、 Vなどの金属粉と、コ
ロイダルシリカ又はアルミナゾルと、水溶性樹脂を含む
酸化防止剤が用いられており、特開昭56−25921
号では、高温酸化物改質剤としてアルカリ金属の化合物
や金属Znとその化合物等を含む混合物を塗布する方法
が示されている。また特公昭51−41009号では、
スケール抑制剤を塗布する際に、このスケール抑制剤の
剥離性を向上させるためにBa、 Ca。 P、に、Li、Naの単体或いはその酸化物又は炭酸塩
などを水ガラス等の粘結剤と混合して予め塗布する方法
が示されている。 また、2次スケールの剥離性を向上する方法として、特
開昭53−124125号では熱間圧延鋼板(550〜
950℃)にアルカリ金属、アルカリ土類金属、B、A
Q、Mnなどの化合物を塗布。 し、別ラインにてショツトブラスト等によりスケールを
除去する方法が示されている。 (発明が解決しようとする課題) しかし乍ら、特にSi含有鋼の場合、SLが加熱時に選
択酸化され、それが界面に濃縮し剥離しにくい強固なス
ケールを形成し、このスケールは高圧水によるデスケー
リングを行っても一部残存し、鋼板表面に赤スケールを
発生させる原因になると云われている。このため、この
赤スケールを防止する方法としては、(1)スラブ表面
への酸化防止剤の塗布、(2) Cr、B或いはS添加
によるスケールの高温剥離性の改善、(3)高圧水によ
るデスケーリング強化、(4)加熱条件の制御(高温、
低温)等が報告されているが、これらの手段或いは前述
の方法をもってしても、赤スケールの発生を完全に防止
できないでいるのが現状である。 本発明は、か)る事情に鑑みてなされたものであって、
加熱炉等の実機操業に支障を来すことなく、スラブ表面
の酸化生成物を改質して1次スケールの剥離性を向上し
、赤スケールの発生を抑制し得る熱延鋼板の製造方法を
提供することを目的とするものである。 (課題を解決するための手段) 前記目的を達成するため、本発明者は、まず、赤スケー
ルの発生防止策として上述の従来法を適用した場合の問
題点の究明に努めた結果、酸化防止剤又はスケール抑制
剤或いは剥離剤にSio2が含有していると、却って赤
スケールの発生を助長すること、熱延鋼板に塗布剤を塗
布して2次スケールの剥離性を改善する方法では塗布対
象、塗布ステージが異なり、効果的でないこと等が判明
した。 また、アルカリ金属の化合物(酸化物、炭酸塩
)が含有していると加熱炉内の耐火物を損傷するので、
避けるべきことを考慮する必要があり(「品用技報J&
26(1982年12月)、p、2〜3参照)、更にス
ケールの剥離性は加熱温度に依存することが知られてい
るが、実機操業においては加熱温度は大きく変更できな
いことも考慮する必要がある。 そこで、本発明者は、スラブ表面の酸化状態を改良して
1次スケールの剥離性を向上させるために、前述の点を
考慮すると共に、以下の観点から塗布剤の開発選定を試
みた。 すなわち、■ファイアライト及びウスタイトの高融点化
(低温加熱類似効果)、■ファイアライト及びウスタイ
トの低融点化(高温加熱類似効果)、■ファイアライト
以外の低融点酸化物の生成(高温加熱類似効果)、■フ
ァイライトの均一生成(高温加熱類似効果)、■雰囲気
調整、■市販の酸化防止剤の検討。 まず、第1表に示す化学成分を有するSL含有高炭素鋼
を供試材として、この表面に予め秤量、調整した種々の
塗布剤(第2表)を1.5kg/m”の割合で刷毛塗り
した。次いで、この試材を実機ベースの加熱炉雰囲気中
(0,:1vou%、CO2:8voQ%、N20:2
0voQ%、N2ニア1voQ%)、加熱温度1150
℃、1200℃、1250℃でそれぞれ2時間加熱し、
炉外で空冷した。 そのうち、一部の試材(加熱温度1250℃−定、加熱
時間2 hr)については、抽出後、デスケーラ実験に
供した。抽出からデスケ−IIうまでの時間は20〜3
0秒、アキュームレーター圧力は150〜170 kg
f/cm2で、デスケーラ吐出時のスラブ搬送速さは7
5m/winの実機と同速度とした。 塗布剤としては第2表中のNα3.6.7,13〜15
を選定し、塗布量は1.5kg/m”とした。
以上の加熱実験及びデスケーラ実験の結果は、以下(1
)〜(8)のとおりである。 (1)スケール生成機構 第1図はベース材(非塗布)及び100%MgO塗布材
Nα3についての加熱実験により得られた地鉄界面を示
す顕微鏡写真である。ベース材の場合、1150℃で既
にファイアライトとウスタイトが生成しており(a)、
ファイアライトは地鉄に浸入している。1250℃では
その程度が大きくなっている(b)。これらのことから
、スケールの生成は以下のように考えられる。 すなわち、鋼中の元素がSi、Mn、C,Feの順に雰
囲気中の酸素と結合するが、表面と内部間に濃度勾配が
つくため、各原子は表面へ結晶粒界を通って拡散してく
る。その後、第2図(FeO−Fe20.−8iO,系
状態図)のA点の組成で融液が生成する。加熱温度が1
150℃の場合、FeOが大量に存在するため、融液の
組成は共晶線上をB点まで変化する。雰囲気と接してい
る融液表面は酸素分圧が高いためにウスタイトを析出す
る。 その時、融液中のFe2+が不足するため、融液と接し
ている鉄が酸化され、融液中に溶出する。こうして融液
は結晶粒界を進んで行くものと考えられる。更に温度が
上がると融液組成は0点まで変化し、この傾向が助長さ
れる。 (2)スケール生成に及ぼすMgOの影響100%Mg
Oを塗布した試材では、第1図に示すように1150℃
の場合(c)及び1250℃の場合(d)とも殆どファ
イアライトは認められない、この試材についての125
0℃に加熱後のサブスケール層のEPMAによる面分析
結果を第3図に、またスケール各層のEPMAによる点
分析結果を第3表に示す。 第3図において、Sc像の白色部はファイアライトにM
gOが固溶したオリビンであり、第4図の状態図(2F
e O−8x Oz 2 M go・SiO,系)
によると、固溶線はMgO4%固溶で1230℃、Mg
07%固溶で1260℃になる。これよりスケール生成
に及ぼすMgOの影響は以下のように考えられる。 すなわち、ベース材(非塗布)の場合と同様に雰囲気中
で酸化され、Sin、、FeO等が生成する。 大部分のFeOはMgOと反応して高融点のマグネシオ
ウスタイトになり、一部のFeOはSio2と反応して
ファイアライト系融液が生成する。この融液中にMgO
或いはマグネシオウスタイトが溶は込み、オリビン或い
はオリビン系融液となる。 M2Oが7%以上溶は込むと固相となるため、地鉄中へ
のサブスケール層の発達は遅くなる。また融液であって
も同相線温度が上昇し、融液の粘度が上がるため、地鉄
結晶粒界への液の侵入はベース材と比べると相対的に抑
えられる。第3表のNα3とNα5を比較するとMgO
量に大きな差があるが、これはMgOが表面からスケー
ル層を同相拡散しているためである。また基質の鉄中に
あって表面から侵入しているオリビン系融液と連結して
いない部分のオリビンにもMgOが含まれているのは、
Mg2”が鉄の結晶粒界を拡散していったものと考えら
れる。 なお、MgOにCを添加した効果は特に認められなかっ
た。しかし、C添加の場合、Cの酸化により多孔質層の
幅が大きくなった。このため、スケール層が脆弱になり
、デスケーラによる剥離性は悪くなるものと考えられる
。 (3)スケール生成に及ぼすSio2の影響第5図に示
すように、1200℃以上になるとウスタイトとファイ
アライト系融液がスラブ全表面に生成し、地鉄界面に鋭
く食い込んでいる。またスケール層の厚さも1250℃
で2.2IDmに達しており、ベース材の1.2++m
に比べると約1.8倍になっている。 M g Oとの複合効果を狙った実験(第2表のNα1
゜2)においても、Sin、添加の影響は1200℃で
顕著になり、5in2a度の高いほどファイアライト系
融液の生成も多くなり、MgOの効果は薄れる。市販品
Aの場合(第2表のNα12)も、地鉄界面は第2表の
Nα2とほぼ同じ組織をしており、5in2は悪影響を
及ぼしている。 (4)スケール生成に及ぼすN a 2 CO3の影響
N a−COJを塗布すると(第2表のHa 6 )、
1250℃でのスケール厚さは2.05mmとなる。界
面の状況を第5図と第6図に、また鉱物相の点分析結果
を第4表に示す。第7図の状態図によるとNa、Oはウ
スタイトとファイアライトに固溶して各々の融点を著し
く下げる。しかし、本実験では分析値が示しているよう
にスケール外表面においてもNa2Oの固重量は少ない
。こ九は、試材を設定温度に加熱した炉に装入した際、
Na2CO3が825°Cの融点以上に急速に加熱され
、試材表面から流出したか、或いはNa2Oに分解する
時にCo2ガスと共に飛散し、反応に関与する量が少な
かったことが推定される。 (5)スケール生成に及ぼすCaOの影響CaO塗布の
加熱実験の場合(第2表のHa 7.9)における界面
状況を第8図に、またEPMAによる面分析結果を第9
図に示す。また鉱物相の点分析結果を第5表に示す。 第10図のCaO−”FeO”−5io、系状態図では
オリビン系とCaO−FeO2元系の2つの低融点領域
が存在するが、生成した酸化物はウスタイトとオリビン
であり、第5表に示すように、CaOはオリビンのみに
分配される。CaO3%固溶のオリビンの融点は状態図
より約1165℃であるが、MnOなどの固溶により融
点は更に低下しているものと考えられる。そのため、1
150゜℃で既に融液を介しての酸化が始まっている。 このようにCaO添加は、ファイアライト以外の低融点
酸化物を作るということには効果がなかったが、ファイ
アライトの低融点化には有効であることが判明した。 【以下余白1 (6)スケール生成に及ぼすB20.の影響B20.単
体は融点が450℃で、種々の酸化物に対し共晶点を下
げる働きを有している。CaO:30、B、○□ニア0
の混合物塗布の場合(第2表のHa 9 )を第8図に
示すが、1150℃で融液が大量に生成している。Bは
軽元素であるためEPMAによる分析が困難であり、ま
たB20.−FeO系状態図がないために鉱物相の同定
は難しい。しかし、第11図の面分析結果から判断する
と、オリビン融液とウスタイトが生成しており、B20
゜はその反応を助長する役割を果たしている。 B2O3をS io2、MgOに添加した場合(第2表
のNα10.11)も同様に1150℃で融液生成が認
められ、B20.は反応助剤として有効であることが明
らかになった。しかし、5in2に添加した場合には、
1250℃以上で5in2添加による悪影W(ウスタイ
トとファイアライト系融液の生成)が顕著になるので、
好ましくない。 (7)スケール生成に及ぼす酸化防止剤の影響市販の酸
化防止剤を用いた実験(第2表のNα13〜15)の結
果を第12図に、また市販品Cと市販品りを用いた場合
の地鉄界面のEPMAによる面分析結果を第13@′、
第14図に示す。 3種類の酸化防止剤の化学成分はそれぞれ異なるものの
、AQ20.とSiO□が基本的な役割を、果たしてい
る。すなわち、第15図の状態図に示すように、AQ2
0□はファイアライトの融点を著しく下げる。したがっ
て、第13図、第14図に示すように、界面にはウスタ
イトと大量のファイアライトがwt祭される。炉112
50℃でのスケール層厚は何れもベース剤の1〜1.2
倍であった。 炉温1150℃と1200℃での実験は市販品Bを用い
て行ったが、この時のスケール層厚もベース材と比べて
同程度であり、酸化防止には効果がないことがわかった
。 (8)デスケーラ実験 第16図にデスケーラ後の地鉄界面状態を示す。 MgO塗布の場合(第2表のNα3)がファイアライト
の生成が全くなく、ウスタイトの剥離状態も良い。Na
、C○3塗布の場合(第2表のNα6)とCaO塗布の
場合(第2表のNO3)は、ファイアライトの生成は認
められるものの、比較的ウスタイトの剥離状態は良い。 市販品C,Dの塗布の場合(第2表のNα14)は、界
面全体にくさび状のファイアライト組織が残存しており
、赤スケール発生につながることが考えられる。 以上(1)〜(8)の加熱実験及びデスケーラ実験の結
果より、ファイアライトを主体として起因する赤スケー
ル発生を防止するには、塗布剤としてMgo単体、Ca
O単体或いはNa、Co、単体の酸化物を用いると効果
的であることが判明した。しかし、これらのうちのNa
2Co、は、前述の如く加熱炉の耐火物に対して悪影響
が懸念されるので、好ましくない。 したがって、本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、Si
含有鋼のスラブ加熱に先立って、該スラブ表面にCaO
及びMgOの1種からなる酸化物単体、或いは該酸化物
単体に反応助剤としてB20゜を添加した混合物を0.
5kg/m”以上塗布し、生成する酸化物層の性状を変
えることにより、ファイアライトを主体として起因する
赤スケールの発性を抑制することを特徴とするものであ
る。 この場合、反応助剤として添加するB2O3の量は特に
制限されないが、10〜90%の範囲が好ましい。また
、塗布量が0.5kg/+n”未満では上述の塗布効果
が得られない。 なお、本発明法は、Siを含有する全鋼種を対象とし、
Siの含有量の多少によらず上述の効果がある。また、
スラブ加熱温度も通常採用される温度及び時間(例、加
熱温度1200〜1300℃、在炉時間:3時間程度)
でよく、更にデスケーリング条件や熱間圧延条件も制限
されず、要は本発明法の実施のために特別に実機操業条
件を変更する必要はない。 次に本発明の実施例を示す。なお、前述の加熱実験及び
デスケーラ実験の結果も実施例たり得ることは云うまで
もない。 (実施例) 本発明を実機に適応した場合の効果を調べるため、以下
の実験を実施した。 供試材として第1表に示した高炭素鋼850Cを用い、
このスラブの表裏面及び側面にそれぞれMgO単体、C
aO単体からなる酸化物を塗布剤として1.5kg/m
”の割合で水で混練して塗布し、それぞれ5本を準備し
た。また、比較のために、塗布剤を塗布しないスラブ(
通常材)も5本準備した。 次いで、加熱温度1250℃、在炉時間3時間の条件で
加熱した後抽出し、アキュームレーター圧力160 k
gf/ cm”、スラブ搬送速度75Il/minでデ
スケーリングし、常法により熱間圧延してコイルとした
。 得られた各コイルについて、スラブのトップ部(40%
)、ミドル部(20%)及びボトム部(40%)に区分
したそれぞれのコイル位置で赤スケール占有面積比を調
べた。その結果を第17図に示す。 なお、赤スケール占有面積比は、各コイルR祭部の総表
面積に占める、目視による赤スケール模様の面積比率で
ある。 第17図より明らかなとおり、通常材は全面に赤スケー
ルが散在しているのに対し、MgO,CaOの酸化物単
体をスラブ表面に塗布した本発明例では、約1/10ま
でに赤スケールの発生が抑制されている。特にMgOを
スラブ表面に塗布した場合は約3〜4%しか赤スケール
が発生しておらず、室内実験を再現している。また、・
発生箇所はコイル両端面より約20履履程度までに集中
しており、後工程のスリッターラインで削除できる範囲
であって、実機操業上大きな問題とはならない。 (発明の効果) 以上詳述したように、本発明によれば、Si含有鋼のス
ラブにつき、加熱前にスラブ表面に特性の酸化物単体又
は混合物を適当量塗布するので、加熱によるスラブ表面
の酸化状態が改質されて1次スケールの剥離性が向上し
、更に赤スケールの発生を効果的に抑制することができ
、たとえ赤スケールが僅か発生しても後工程で簡単に除
去でき歩留りの低下をもたらすことがない程度であり。 優れた性状の熱延鋼板を得ることができる。しかもスラ
ブ加熱、デスケーリング等々の実機操業条件を特に変更
する必要がない。
)〜(8)のとおりである。 (1)スケール生成機構 第1図はベース材(非塗布)及び100%MgO塗布材
Nα3についての加熱実験により得られた地鉄界面を示
す顕微鏡写真である。ベース材の場合、1150℃で既
にファイアライトとウスタイトが生成しており(a)、
ファイアライトは地鉄に浸入している。1250℃では
その程度が大きくなっている(b)。これらのことから
、スケールの生成は以下のように考えられる。 すなわち、鋼中の元素がSi、Mn、C,Feの順に雰
囲気中の酸素と結合するが、表面と内部間に濃度勾配が
つくため、各原子は表面へ結晶粒界を通って拡散してく
る。その後、第2図(FeO−Fe20.−8iO,系
状態図)のA点の組成で融液が生成する。加熱温度が1
150℃の場合、FeOが大量に存在するため、融液の
組成は共晶線上をB点まで変化する。雰囲気と接してい
る融液表面は酸素分圧が高いためにウスタイトを析出す
る。 その時、融液中のFe2+が不足するため、融液と接し
ている鉄が酸化され、融液中に溶出する。こうして融液
は結晶粒界を進んで行くものと考えられる。更に温度が
上がると融液組成は0点まで変化し、この傾向が助長さ
れる。 (2)スケール生成に及ぼすMgOの影響100%Mg
Oを塗布した試材では、第1図に示すように1150℃
の場合(c)及び1250℃の場合(d)とも殆どファ
イアライトは認められない、この試材についての125
0℃に加熱後のサブスケール層のEPMAによる面分析
結果を第3図に、またスケール各層のEPMAによる点
分析結果を第3表に示す。 第3図において、Sc像の白色部はファイアライトにM
gOが固溶したオリビンであり、第4図の状態図(2F
e O−8x Oz 2 M go・SiO,系)
によると、固溶線はMgO4%固溶で1230℃、Mg
07%固溶で1260℃になる。これよりスケール生成
に及ぼすMgOの影響は以下のように考えられる。 すなわち、ベース材(非塗布)の場合と同様に雰囲気中
で酸化され、Sin、、FeO等が生成する。 大部分のFeOはMgOと反応して高融点のマグネシオ
ウスタイトになり、一部のFeOはSio2と反応して
ファイアライト系融液が生成する。この融液中にMgO
或いはマグネシオウスタイトが溶は込み、オリビン或い
はオリビン系融液となる。 M2Oが7%以上溶は込むと固相となるため、地鉄中へ
のサブスケール層の発達は遅くなる。また融液であって
も同相線温度が上昇し、融液の粘度が上がるため、地鉄
結晶粒界への液の侵入はベース材と比べると相対的に抑
えられる。第3表のNα3とNα5を比較するとMgO
量に大きな差があるが、これはMgOが表面からスケー
ル層を同相拡散しているためである。また基質の鉄中に
あって表面から侵入しているオリビン系融液と連結して
いない部分のオリビンにもMgOが含まれているのは、
Mg2”が鉄の結晶粒界を拡散していったものと考えら
れる。 なお、MgOにCを添加した効果は特に認められなかっ
た。しかし、C添加の場合、Cの酸化により多孔質層の
幅が大きくなった。このため、スケール層が脆弱になり
、デスケーラによる剥離性は悪くなるものと考えられる
。 (3)スケール生成に及ぼすSio2の影響第5図に示
すように、1200℃以上になるとウスタイトとファイ
アライト系融液がスラブ全表面に生成し、地鉄界面に鋭
く食い込んでいる。またスケール層の厚さも1250℃
で2.2IDmに達しており、ベース材の1.2++m
に比べると約1.8倍になっている。 M g Oとの複合効果を狙った実験(第2表のNα1
゜2)においても、Sin、添加の影響は1200℃で
顕著になり、5in2a度の高いほどファイアライト系
融液の生成も多くなり、MgOの効果は薄れる。市販品
Aの場合(第2表のNα12)も、地鉄界面は第2表の
Nα2とほぼ同じ組織をしており、5in2は悪影響を
及ぼしている。 (4)スケール生成に及ぼすN a 2 CO3の影響
N a−COJを塗布すると(第2表のHa 6 )、
1250℃でのスケール厚さは2.05mmとなる。界
面の状況を第5図と第6図に、また鉱物相の点分析結果
を第4表に示す。第7図の状態図によるとNa、Oはウ
スタイトとファイアライトに固溶して各々の融点を著し
く下げる。しかし、本実験では分析値が示しているよう
にスケール外表面においてもNa2Oの固重量は少ない
。こ九は、試材を設定温度に加熱した炉に装入した際、
Na2CO3が825°Cの融点以上に急速に加熱され
、試材表面から流出したか、或いはNa2Oに分解する
時にCo2ガスと共に飛散し、反応に関与する量が少な
かったことが推定される。 (5)スケール生成に及ぼすCaOの影響CaO塗布の
加熱実験の場合(第2表のHa 7.9)における界面
状況を第8図に、またEPMAによる面分析結果を第9
図に示す。また鉱物相の点分析結果を第5表に示す。 第10図のCaO−”FeO”−5io、系状態図では
オリビン系とCaO−FeO2元系の2つの低融点領域
が存在するが、生成した酸化物はウスタイトとオリビン
であり、第5表に示すように、CaOはオリビンのみに
分配される。CaO3%固溶のオリビンの融点は状態図
より約1165℃であるが、MnOなどの固溶により融
点は更に低下しているものと考えられる。そのため、1
150゜℃で既に融液を介しての酸化が始まっている。 このようにCaO添加は、ファイアライト以外の低融点
酸化物を作るということには効果がなかったが、ファイ
アライトの低融点化には有効であることが判明した。 【以下余白1 (6)スケール生成に及ぼすB20.の影響B20.単
体は融点が450℃で、種々の酸化物に対し共晶点を下
げる働きを有している。CaO:30、B、○□ニア0
の混合物塗布の場合(第2表のHa 9 )を第8図に
示すが、1150℃で融液が大量に生成している。Bは
軽元素であるためEPMAによる分析が困難であり、ま
たB20.−FeO系状態図がないために鉱物相の同定
は難しい。しかし、第11図の面分析結果から判断する
と、オリビン融液とウスタイトが生成しており、B20
゜はその反応を助長する役割を果たしている。 B2O3をS io2、MgOに添加した場合(第2表
のNα10.11)も同様に1150℃で融液生成が認
められ、B20.は反応助剤として有効であることが明
らかになった。しかし、5in2に添加した場合には、
1250℃以上で5in2添加による悪影W(ウスタイ
トとファイアライト系融液の生成)が顕著になるので、
好ましくない。 (7)スケール生成に及ぼす酸化防止剤の影響市販の酸
化防止剤を用いた実験(第2表のNα13〜15)の結
果を第12図に、また市販品Cと市販品りを用いた場合
の地鉄界面のEPMAによる面分析結果を第13@′、
第14図に示す。 3種類の酸化防止剤の化学成分はそれぞれ異なるものの
、AQ20.とSiO□が基本的な役割を、果たしてい
る。すなわち、第15図の状態図に示すように、AQ2
0□はファイアライトの融点を著しく下げる。したがっ
て、第13図、第14図に示すように、界面にはウスタ
イトと大量のファイアライトがwt祭される。炉112
50℃でのスケール層厚は何れもベース剤の1〜1.2
倍であった。 炉温1150℃と1200℃での実験は市販品Bを用い
て行ったが、この時のスケール層厚もベース材と比べて
同程度であり、酸化防止には効果がないことがわかった
。 (8)デスケーラ実験 第16図にデスケーラ後の地鉄界面状態を示す。 MgO塗布の場合(第2表のNα3)がファイアライト
の生成が全くなく、ウスタイトの剥離状態も良い。Na
、C○3塗布の場合(第2表のNα6)とCaO塗布の
場合(第2表のNO3)は、ファイアライトの生成は認
められるものの、比較的ウスタイトの剥離状態は良い。 市販品C,Dの塗布の場合(第2表のNα14)は、界
面全体にくさび状のファイアライト組織が残存しており
、赤スケール発生につながることが考えられる。 以上(1)〜(8)の加熱実験及びデスケーラ実験の結
果より、ファイアライトを主体として起因する赤スケー
ル発生を防止するには、塗布剤としてMgo単体、Ca
O単体或いはNa、Co、単体の酸化物を用いると効果
的であることが判明した。しかし、これらのうちのNa
2Co、は、前述の如く加熱炉の耐火物に対して悪影響
が懸念されるので、好ましくない。 したがって、本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、Si
含有鋼のスラブ加熱に先立って、該スラブ表面にCaO
及びMgOの1種からなる酸化物単体、或いは該酸化物
単体に反応助剤としてB20゜を添加した混合物を0.
5kg/m”以上塗布し、生成する酸化物層の性状を変
えることにより、ファイアライトを主体として起因する
赤スケールの発性を抑制することを特徴とするものであ
る。 この場合、反応助剤として添加するB2O3の量は特に
制限されないが、10〜90%の範囲が好ましい。また
、塗布量が0.5kg/+n”未満では上述の塗布効果
が得られない。 なお、本発明法は、Siを含有する全鋼種を対象とし、
Siの含有量の多少によらず上述の効果がある。また、
スラブ加熱温度も通常採用される温度及び時間(例、加
熱温度1200〜1300℃、在炉時間:3時間程度)
でよく、更にデスケーリング条件や熱間圧延条件も制限
されず、要は本発明法の実施のために特別に実機操業条
件を変更する必要はない。 次に本発明の実施例を示す。なお、前述の加熱実験及び
デスケーラ実験の結果も実施例たり得ることは云うまで
もない。 (実施例) 本発明を実機に適応した場合の効果を調べるため、以下
の実験を実施した。 供試材として第1表に示した高炭素鋼850Cを用い、
このスラブの表裏面及び側面にそれぞれMgO単体、C
aO単体からなる酸化物を塗布剤として1.5kg/m
”の割合で水で混練して塗布し、それぞれ5本を準備し
た。また、比較のために、塗布剤を塗布しないスラブ(
通常材)も5本準備した。 次いで、加熱温度1250℃、在炉時間3時間の条件で
加熱した後抽出し、アキュームレーター圧力160 k
gf/ cm”、スラブ搬送速度75Il/minでデ
スケーリングし、常法により熱間圧延してコイルとした
。 得られた各コイルについて、スラブのトップ部(40%
)、ミドル部(20%)及びボトム部(40%)に区分
したそれぞれのコイル位置で赤スケール占有面積比を調
べた。その結果を第17図に示す。 なお、赤スケール占有面積比は、各コイルR祭部の総表
面積に占める、目視による赤スケール模様の面積比率で
ある。 第17図より明らかなとおり、通常材は全面に赤スケー
ルが散在しているのに対し、MgO,CaOの酸化物単
体をスラブ表面に塗布した本発明例では、約1/10ま
でに赤スケールの発生が抑制されている。特にMgOを
スラブ表面に塗布した場合は約3〜4%しか赤スケール
が発生しておらず、室内実験を再現している。また、・
発生箇所はコイル両端面より約20履履程度までに集中
しており、後工程のスリッターラインで削除できる範囲
であって、実機操業上大きな問題とはならない。 (発明の効果) 以上詳述したように、本発明によれば、Si含有鋼のス
ラブにつき、加熱前にスラブ表面に特性の酸化物単体又
は混合物を適当量塗布するので、加熱によるスラブ表面
の酸化状態が改質されて1次スケールの剥離性が向上し
、更に赤スケールの発生を効果的に抑制することができ
、たとえ赤スケールが僅か発生しても後工程で簡単に除
去でき歩留りの低下をもたらすことがない程度であり。 優れた性状の熱延鋼板を得ることができる。しかもスラ
ブ加熱、デスケーリング等々の実機操業条件を特に変更
する必要がない。
第1図(a)〜(d)は加熱後の地鉄界面の構造を示す
顕微鏡写真であり、(a)はベース材(非塗布)を11
50℃に加熱した場合、(b)は同じく1250℃に加
熱した場合を示し、(C)はMg0100%の塗布剤を
塗布して1150℃に加熱した場合、(d)は同じ(1
250℃に加熱した場合を示し、第2図はFe0−Fe
2O,−8in□系状態図、第3図(a)〜(d)はM
g0100%の塗布剤を塗布して1250℃に加熱した
場合のサブスケール層のEPMAによる点分析結果を示
すX線イメージ図、 第4図は2Fe()Sin2−2Mgo・SiO2系状
態図、 第5図は加熱後の地鉄界面の構造を示す顕微鏡写真であ
り、(a)はSi0□100%の塗布剤を塗布して12
00℃に加熱した場合、(b)は同じく1250℃に加
熱した場合を示し、(c)はNa、CO3100%の塗
布剤を塗布して1200℃に加熱した場合、(d)は同
じ<1250℃に加熱した場合を示し、 第6図(a)〜(d)はNa、Co3100%の塗布剤
を塗布して1250℃に加熱した場合のサブスケール層
のEPMAによる点分析結果を示すX線イメージ図、 第7図はNa20−FeO−8i○2系状態図。 第8図(a)〜(d)は加熱後の地鉄界面の構造を示す
顕微鏡写真であり、(a)はCa0100%の塗布剤を
塗布して1150℃に加熱した場合、(b)は同じ<1
250℃に加熱した場合を示し、(c)はCab:30
、B、0.;70の塗布剤を1150℃に加熱した場合
、(d)は同じ<、1250℃に加熱した場合を示し、 第9図(a)〜(d)はCaO100%の塗布剤を塗布
して1250℃に加熱した場合のサブスケール層のEP
MAによる点分析結果を示すX線イメージ図。 第10図はCaO−“FaO”−8io、系状態図、第
11図(a)〜(d)はCaO:30−B2O3ニア
0の塗布剤を塗布して1250℃に加熱した場合のサブ
スケール層のEPMAによる点分析結果を示すX線イメ
ージ図、 第12図(a)〜(C)は加熱後の地鉄界面の構造を示
す顕微鏡写真であり、塗布剤として、(a)は市販品B
を、(b)は市販品Cを、(c)は市販品りをそれぞれ
使用した場合を示し。 第13図(a)〜(d)は市販品Cを塗布剤として塗布
して1250℃に加熱した場合のサブスケール層のEP
MAによる点分析結果を示すX線イメージ図。 第14図(a)〜(d)は、第13図と同様、市販品り
をした場合のX線イメージ図。 第15図は“FaO”−AQzO,−5in2系状態図
、 第16図(a)〜(f)は加熱後の地鉄界面の構造を示
す顕微鏡写真であり、塗布剤として、(a)はMgOを
使用した場合、(b)はNa2Co、を使用した場合、
(c)はCa Oを使用した場合、(d)は市販品Cを
使用した場合、(6)は市販品りを使用した場合、(f
)は塗布剤を使用しなかった場合を示し、第17図は赤
スケール発生状況をコイル位置と赤スケール占有面積比
の関係で示した図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第4図 ←Fξ、0(ン一) 第6図 ξ親> <C
l4b)
(4、第7図 eO ] 第9図 +6) (、d
i第11図 篩)(d) 第12図 第13図 第1.ど↓;でi ■・ 第17図 コイルイlffi
顕微鏡写真であり、(a)はベース材(非塗布)を11
50℃に加熱した場合、(b)は同じく1250℃に加
熱した場合を示し、(C)はMg0100%の塗布剤を
塗布して1150℃に加熱した場合、(d)は同じ(1
250℃に加熱した場合を示し、第2図はFe0−Fe
2O,−8in□系状態図、第3図(a)〜(d)はM
g0100%の塗布剤を塗布して1250℃に加熱した
場合のサブスケール層のEPMAによる点分析結果を示
すX線イメージ図、 第4図は2Fe()Sin2−2Mgo・SiO2系状
態図、 第5図は加熱後の地鉄界面の構造を示す顕微鏡写真であ
り、(a)はSi0□100%の塗布剤を塗布して12
00℃に加熱した場合、(b)は同じく1250℃に加
熱した場合を示し、(c)はNa、CO3100%の塗
布剤を塗布して1200℃に加熱した場合、(d)は同
じ<1250℃に加熱した場合を示し、 第6図(a)〜(d)はNa、Co3100%の塗布剤
を塗布して1250℃に加熱した場合のサブスケール層
のEPMAによる点分析結果を示すX線イメージ図、 第7図はNa20−FeO−8i○2系状態図。 第8図(a)〜(d)は加熱後の地鉄界面の構造を示す
顕微鏡写真であり、(a)はCa0100%の塗布剤を
塗布して1150℃に加熱した場合、(b)は同じ<1
250℃に加熱した場合を示し、(c)はCab:30
、B、0.;70の塗布剤を1150℃に加熱した場合
、(d)は同じ<、1250℃に加熱した場合を示し、 第9図(a)〜(d)はCaO100%の塗布剤を塗布
して1250℃に加熱した場合のサブスケール層のEP
MAによる点分析結果を示すX線イメージ図。 第10図はCaO−“FaO”−8io、系状態図、第
11図(a)〜(d)はCaO:30−B2O3ニア
0の塗布剤を塗布して1250℃に加熱した場合のサブ
スケール層のEPMAによる点分析結果を示すX線イメ
ージ図、 第12図(a)〜(C)は加熱後の地鉄界面の構造を示
す顕微鏡写真であり、塗布剤として、(a)は市販品B
を、(b)は市販品Cを、(c)は市販品りをそれぞれ
使用した場合を示し。 第13図(a)〜(d)は市販品Cを塗布剤として塗布
して1250℃に加熱した場合のサブスケール層のEP
MAによる点分析結果を示すX線イメージ図。 第14図(a)〜(d)は、第13図と同様、市販品り
をした場合のX線イメージ図。 第15図は“FaO”−AQzO,−5in2系状態図
、 第16図(a)〜(f)は加熱後の地鉄界面の構造を示
す顕微鏡写真であり、塗布剤として、(a)はMgOを
使用した場合、(b)はNa2Co、を使用した場合、
(c)はCa Oを使用した場合、(d)は市販品Cを
使用した場合、(6)は市販品りを使用した場合、(f
)は塗布剤を使用しなかった場合を示し、第17図は赤
スケール発生状況をコイル位置と赤スケール占有面積比
の関係で示した図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第4図 ←Fξ、0(ン一) 第6図 ξ親> <C
l4b)
(4、第7図 eO ] 第9図 +6) (、d
i第11図 篩)(d) 第12図 第13図 第1.ど↓;でi ■・ 第17図 コイルイlffi
Claims (2)
- (1)Si含有鋼のスラブ加熱に先立って、該スラブ表
面にCaO及びMgOの1種からなる酸化物単体を0.
5kg/m^2以上塗布し、生成する酸化物層の性状を
変えることにより、ファイアライトを主体として起因す
る赤スケールの発生を抑制することを特徴とする熱延鋼
板の製造方法。 - (2)前記酸化物単体に反応助剤としてBaO_3を添
加した混合酸化物を塗布する請求項1記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7492488A JPH01246318A (ja) | 1988-03-29 | 1988-03-29 | 熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7492488A JPH01246318A (ja) | 1988-03-29 | 1988-03-29 | 熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01246318A true JPH01246318A (ja) | 1989-10-02 |
Family
ID=13561402
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7492488A Pending JPH01246318A (ja) | 1988-03-29 | 1988-03-29 | 熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01246318A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05279734A (ja) * | 1992-04-01 | 1993-10-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 |
WO2012165738A1 (ko) * | 2011-05-30 | 2012-12-06 | 현대제철 주식회사 | 소재의 가열방법 |
-
1988
- 1988-03-29 JP JP7492488A patent/JPH01246318A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05279734A (ja) * | 1992-04-01 | 1993-10-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 |
WO2012165738A1 (ko) * | 2011-05-30 | 2012-12-06 | 현대제철 주식회사 | 소재의 가열방법 |
CN103732765A (zh) * | 2011-05-30 | 2014-04-16 | 现代制铁株式会社 | 材料加热方法 |
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