JP3408942B2 - 高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents
高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高密度エネルギー
線を用いた熱切断性に優れた鋼材及びその製造方法に関
するものである。
線を用いた熱切断性に優れた鋼材及びその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】建設機械、造船、橋梁等の分野において
は、業界全体の大きな課題として製造コスト削減があ
り、製造ラインの自動化、加工作業の効率化の徹底等の
対策がとられている。このようなことから上記分野では
自動で効率的に高精度な切断加工が可能な高密度エネル
ギー線（例えばレーザビーム）を用いた切断加工機の普
及が目覚ましい。しかしながら、これらの分野において
大量に使用される鋼材（例えば、板厚６〜２５ｍｍの厚
鋼板、および鋼帯）は、高密度エネルギー線を用いた熱
切断時に、ある特定の切断条件においてのみ良好な切断
が可能であり、さらにはその良切断条件が鋼材により異
なるため、高密度エネルギー線を用いた切断法の最大の
メリットの一つである自動化および効率化を著しく損ね
ている。この理由は、切断時に鉄とアシストガスである
酸素ガスとの過度の反応によりドロスが多量発生（セル
フバーニング）した場合、切断溝下部からのドロス排出
が困難となるが、このセルフバーニングの発生する切断
条件が鋼材により異なることと、加えて、高密度エネル
ギー線を用いるが故に、非常にせまい切断溝幅での高精
度切断が可能となる反面、僅かなセルフバーニングの発
生にてドロス排出不能となるためである。これは、アシ
ストガスとして酸素ガスを用いて、高密度エネルギー線
による切断溝幅の狭い熱切断を行なう以上、如何なる種
類の高密度エネルギー線を用いても起こり得る現象であ
り、同分野においては切断条件によらず、セルフバーニ
ングの発生しない熱切断性に優れた鋼材が最も有効であ
る。
は、業界全体の大きな課題として製造コスト削減があ
り、製造ラインの自動化、加工作業の効率化の徹底等の
対策がとられている。このようなことから上記分野では
自動で効率的に高精度な切断加工が可能な高密度エネル
ギー線（例えばレーザビーム）を用いた切断加工機の普
及が目覚ましい。しかしながら、これらの分野において
大量に使用される鋼材（例えば、板厚６〜２５ｍｍの厚
鋼板、および鋼帯）は、高密度エネルギー線を用いた熱
切断時に、ある特定の切断条件においてのみ良好な切断
が可能であり、さらにはその良切断条件が鋼材により異
なるため、高密度エネルギー線を用いた切断法の最大の
メリットの一つである自動化および効率化を著しく損ね
ている。この理由は、切断時に鉄とアシストガスである
酸素ガスとの過度の反応によりドロスが多量発生（セル
フバーニング）した場合、切断溝下部からのドロス排出
が困難となるが、このセルフバーニングの発生する切断
条件が鋼材により異なることと、加えて、高密度エネル
ギー線を用いるが故に、非常にせまい切断溝幅での高精
度切断が可能となる反面、僅かなセルフバーニングの発
生にてドロス排出不能となるためである。これは、アシ
ストガスとして酸素ガスを用いて、高密度エネルギー線
による切断溝幅の狭い熱切断を行なう以上、如何なる種
類の高密度エネルギー線を用いても起こり得る現象であ
り、同分野においては切断条件によらず、セルフバーニ
ングの発生しない熱切断性に優れた鋼材が最も有効であ
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、例え
ば、高密度エネルギー線としてレーザビームを用いたレ
ーザ切断において、レーザ出力、切断速度等を変化させ
た多数の切断条件での切断にて、いずれの切断条件でも
良好な切断が可能な鋼材およびその鋼材を安価に、安定
して工業的規模で製造し得る製造方法は確立されていな
いのが実情である。従って、切断時にドロスの発生を極
力抑えるように模索しつつ、切断していることから工業
的規模で満足する鋼材切断の自動化等ができない課題が
ある。本発明は、このような課題を有利に解決するため
なされたものであり、建設機械、造船、橋梁等の分野の
大きな課題である製造コスト削減に大きく貢献すること
ができる、高密度エネルギー線を用いた熱切断性に優れ
た鋼材及びその鋼材を安価に、かつ安定して製造する方
法を提供することを目的とするものである。
ば、高密度エネルギー線としてレーザビームを用いたレ
ーザ切断において、レーザ出力、切断速度等を変化させ
た多数の切断条件での切断にて、いずれの切断条件でも
良好な切断が可能な鋼材およびその鋼材を安価に、安定
して工業的規模で製造し得る製造方法は確立されていな
いのが実情である。従って、切断時にドロスの発生を極
力抑えるように模索しつつ、切断していることから工業
的規模で満足する鋼材切断の自動化等ができない課題が
ある。本発明は、このような課題を有利に解決するため
なされたものであり、建設機械、造船、橋梁等の分野の
大きな課題である製造コスト削減に大きく貢献すること
ができる、高密度エネルギー線を用いた熱切断性に優れ
た鋼材及びその鋼材を安価に、かつ安定して製造する方
法を提供することを目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴とするとこ
ろは、 （１）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、１０〜６０μｍの厚みの青スケール
を有し、かつ、スケールと地鉄との界面に厚さ１〜１０
μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜４．０重量％のＮｉ濃化
層、Ｍｏ含有量が０．５〜５．０重量％のＭｏ濃化層の
少なくとも１種の元素の濃化層が存在することを特徴と
する高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材。 （２）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、１０〜６０μｍの厚みの青ス
ケールを有し、かつ、スケールと地鉄との界面に厚さ１
〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜１５．０重量％の
Ｎｉ濃化層、Ｍｏ含有量が０．５〜１０．０重量％のＭ
ｏ濃化層の少なくとも１種の元素の濃化層が存在するこ
とを特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れた鋼
材。 （３）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１０
〜６０μｍの厚みの青スケールを有し、かつ、スケール
と地鉄との界面に厚さ１〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が
０．３〜１５．０重量％のＮｉ濃化層、Ｍｏ含有量が
０．５〜１０．０重量％のＭｏ濃化層の少なくとも１種
の元素の濃化層が存在することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材。 （４）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３００℃と
し、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （５）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３０
０℃とし、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （６）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、加熱温
度を１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロー
ル噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パス
の平均圧下率をＲＦ（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （７）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３００℃と
し、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の製
造方法。 （８）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３０
０℃とし、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の
製造方法。 （９）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、加熱温
度を１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロー
ル噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パス
の平均圧下率をＲＦ（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の
製造方法である。
ろは、 （１）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、１０〜６０μｍの厚みの青スケール
を有し、かつ、スケールと地鉄との界面に厚さ１〜１０
μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜４．０重量％のＮｉ濃化
層、Ｍｏ含有量が０．５〜５．０重量％のＭｏ濃化層の
少なくとも１種の元素の濃化層が存在することを特徴と
する高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材。 （２）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、１０〜６０μｍの厚みの青ス
ケールを有し、かつ、スケールと地鉄との界面に厚さ１
〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜１５．０重量％の
Ｎｉ濃化層、Ｍｏ含有量が０．５〜１０．０重量％のＭ
ｏ濃化層の少なくとも１種の元素の濃化層が存在するこ
とを特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れた鋼
材。 （３）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１０
〜６０μｍの厚みの青スケールを有し、かつ、スケール
と地鉄との界面に厚さ１〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が
０．３〜１５．０重量％のＮｉ濃化層、Ｍｏ含有量が
０．５〜１０．０重量％のＭｏ濃化層の少なくとも１種
の元素の濃化層が存在することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材。 （４）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３００℃と
し、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （５）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３０
０℃とし、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （６）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、加熱温
度を１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロー
ル噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パス
の平均圧下率をＲＦ（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延後空冷以
上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高密度エネ
ルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 （７）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３００℃と
し、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の製
造方法。 （８）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、加熱温度を１０５０〜１３０
０℃とし、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の
製造方法。 （９）重量％にて、（ａ）Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満、Ｍｎ：０．０５〜
１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
さらに、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれる
少なくとも１種の元素と、（ｃ）Ｎｂ：０．００１〜
０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜１．００
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、（ｄ）Ｃａ：０．００
０３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０
％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、加熱温
度を１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロー
ル噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パス
の平均圧下率をＲＦ（％）とした時に、 ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の３式を同時に満足する条件にて圧延し、圧延終了後５
〜３０秒空冷した後に巻き取り、室温まで冷却すること
を特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れる鋼材の
製造方法である。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、数多くの実験を行
った結果、良好な切断が可能な切断条件範囲を広くする
には、鋼材に、１０〜６０μｍの厚みの青スケールを付
与すること、かつ、耐スケール剥離性を付与することが
重要であることを知見し、さらには、上記を満足するこ
とにより高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材を、安
価に、安定して製造する方法の開発に成功したものであ
る。高密度エネルギー線切断性に及ぼすスケールの影響
を図１に示す。同図は、スケール厚およびスケール色調
を各種変化させた１６ｍｍ鋼材（厚鋼板、Ｃ：０．１２
％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．７０％、Ａｌ：０．
０６％、残りＦｅ及び不純物）のレーザ切断性を調べた
ものである。鋼板表面のスケール色調は、 JIS Z 8722
に準拠して色彩色差計にて測定したａ＊値にて判定し、
ａ＊値≦０．５の場合にスケール色調を青、０．５＜ａ
＊値の場合にスケール色調を赤とした。レーザ切断性の
評価方法は、レーザ出力、切断速度を変化させた１７通
りの条件にて切断した時の、良好に切断できる切断条件
数とした。レーザ出力は１．８〜３．０ｋＷ、切断速度
は０．６〜１．１ｍ/ 分の間で変化させた。図１中の◆
◇、▲△、■□のマークはそれぞれＮｉ添加鋼（Ｎｉ：
０．０５〜０．２９％）、Ｍｏ添加鋼（Ｍｏ：０．０５
〜０．４９％）、Ｎｉ＋Ｍｏ添加鋼（Ｎｉ：０．１％、
Ｍｏ：０．２５％）であることを示す。いずれの鋼で
も、１０〜６０μｍ（好ましくは２６〜５０μｍ）の厚
みの青スケールを有する場合にはレーザ切断性に優れる
ことがわかる。なお図中マークの色調とスケール生成状
態の関係は下表による。図中、中実マークの青スケール
とは表１で色調がａ＊値≦０．５のものを示し、後述の
特定サイズのウスタイト（ＦｅＯ）及び／又はマグメタ
イト（Ｆｅ3 Ｏ4 ）結晶からなる赤スケール部が分散
し、全面積率で５％以下含有しているものをも含む。一
方、中空マークの赤スケールとは、表１で色調がａ＊値
＞０．５のものを示し、前述の結晶からなる赤スケール
部が面積率で５％超のものである。
った結果、良好な切断が可能な切断条件範囲を広くする
には、鋼材に、１０〜６０μｍの厚みの青スケールを付
与すること、かつ、耐スケール剥離性を付与することが
重要であることを知見し、さらには、上記を満足するこ
とにより高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材を、安
価に、安定して製造する方法の開発に成功したものであ
る。高密度エネルギー線切断性に及ぼすスケールの影響
を図１に示す。同図は、スケール厚およびスケール色調
を各種変化させた１６ｍｍ鋼材（厚鋼板、Ｃ：０．１２
％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．７０％、Ａｌ：０．
０６％、残りＦｅ及び不純物）のレーザ切断性を調べた
ものである。鋼板表面のスケール色調は、 JIS Z 8722
に準拠して色彩色差計にて測定したａ＊値にて判定し、
ａ＊値≦０．５の場合にスケール色調を青、０．５＜ａ
＊値の場合にスケール色調を赤とした。レーザ切断性の
評価方法は、レーザ出力、切断速度を変化させた１７通
りの条件にて切断した時の、良好に切断できる切断条件
数とした。レーザ出力は１．８〜３．０ｋＷ、切断速度
は０．６〜１．１ｍ/ 分の間で変化させた。図１中の◆
◇、▲△、■□のマークはそれぞれＮｉ添加鋼（Ｎｉ：
０．０５〜０．２９％）、Ｍｏ添加鋼（Ｍｏ：０．０５
〜０．４９％）、Ｎｉ＋Ｍｏ添加鋼（Ｎｉ：０．１％、
Ｍｏ：０．２５％）であることを示す。いずれの鋼で
も、１０〜６０μｍ（好ましくは２６〜５０μｍ）の厚
みの青スケールを有する場合にはレーザ切断性に優れる
ことがわかる。なお図中マークの色調とスケール生成状
態の関係は下表による。図中、中実マークの青スケール
とは表１で色調がａ＊値≦０．５のものを示し、後述の
特定サイズのウスタイト（ＦｅＯ）及び／又はマグメタ
イト（Ｆｅ3 Ｏ4 ）結晶からなる赤スケール部が分散
し、全面積率で５％以下含有しているものをも含む。一
方、中空マークの赤スケールとは、表１で色調がａ＊値
＞０．５のものを示し、前述の結晶からなる赤スケール
部が面積率で５％超のものである。
【０００６】
【表１】
図２に、切断結果の一例を用いてレーザ切断性評価に用
いたレーザ出力、切断速度の具体的な条件を示す。図中
の○印は切断面の粗度（Ｒａ値）が１５μｍ以下と小さ
く良好に切断できたものであり、×印はセルフバーニン
グ発生、またはドロス付着により良好に切断できなかっ
たものである。図２の○印の数が図１の縦軸の数値であ
り、この数値が大きい程、良好な切断が可能な切断条件
範囲が広い。
いたレーザ出力、切断速度の具体的な条件を示す。図中
の○印は切断面の粗度（Ｒａ値）が１５μｍ以下と小さ
く良好に切断できたものであり、×印はセルフバーニン
グ発生、またはドロス付着により良好に切断できなかっ
たものである。図２の○印の数が図１の縦軸の数値であ
り、この数値が大きい程、良好な切断が可能な切断条件
範囲が広い。
【０００７】次に、レーザ切断性に及ぼすスケールと地
鉄との界面のＮｉ量の影響を図３に示す。レーザ切断性
の評価方法は図１と同様である。図３から、スケールと
地鉄との界面に、０．３％以上のＮｉが濃化した鋼
（Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．１０
％、Ａｌ：０．０６％、Ｎｉ：０．０７％、残りＦｅ及
び不純物）ではレーザ切断性が良好となることが認めら
れる。このとき、スケールと地鉄との界面には、１〜１
０μｍの厚さのＮｉ濃化層が形成されている。次に、レ
ーザ切断性に及ぼすスケールと地鉄との界面のＭｏ量の
影響を図４に示すと、スケールと地鉄との界面に、０．
５％以上のＭｏが濃化した鋼（Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：
０．２５％、Ｍｎ：１．１０％、Ａｌ：０．０６％、Ｍ
ｏ：０．２３％、残りＦｅ及び不純物）ではレーザ切断
性が良好となることが認められる。このとき、スケール
と地鉄との界面には、１〜１０μｍの厚さのＭｏ濃化層
が形成されている。このようなＮｉあるいはＭｏの濃化
層を有する鋼ではレーザ切断時のスケール剥離がほとん
ど起こらず、レーザ切断性が良好となる。
鉄との界面のＮｉ量の影響を図３に示す。レーザ切断性
の評価方法は図１と同様である。図３から、スケールと
地鉄との界面に、０．３％以上のＮｉが濃化した鋼
（Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．１０
％、Ａｌ：０．０６％、Ｎｉ：０．０７％、残りＦｅ及
び不純物）ではレーザ切断性が良好となることが認めら
れる。このとき、スケールと地鉄との界面には、１〜１
０μｍの厚さのＮｉ濃化層が形成されている。次に、レ
ーザ切断性に及ぼすスケールと地鉄との界面のＭｏ量の
影響を図４に示すと、スケールと地鉄との界面に、０．
５％以上のＭｏが濃化した鋼（Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：
０．２５％、Ｍｎ：１．１０％、Ａｌ：０．０６％、Ｍ
ｏ：０．２３％、残りＦｅ及び不純物）ではレーザ切断
性が良好となることが認められる。このとき、スケール
と地鉄との界面には、１〜１０μｍの厚さのＭｏ濃化層
が形成されている。このようなＮｉあるいはＭｏの濃化
層を有する鋼ではレーザ切断時のスケール剥離がほとん
ど起こらず、レーザ切断性が良好となる。
【０００８】次に、本発明における成分及び加熱、圧延
条件による作用を以下に述べる。まず、本発明における
成分限定理由を述べる。Ｃは強度確保のため０．０３％
以上の添加が必要である。多量添加は母材靭性を劣化さ
せるとともに、溶接熱影響部を硬化させ溶接性を劣化さ
せるため、その上限を０．２５％とする。
条件による作用を以下に述べる。まず、本発明における
成分限定理由を述べる。Ｃは強度確保のため０．０３％
以上の添加が必要である。多量添加は母材靭性を劣化さ
せるとともに、溶接熱影響部を硬化させ溶接性を劣化さ
せるため、その上限を０．２５％とする。
【０００９】Ｓｉは鋼の脱酸のため０．０１％以上の添
加が必要である。多量添加は圧延時のデスケーリング性
を劣化させ、スケール押し込み疵が発生しやすくなるこ
と、およびコスト上昇を招くことから、その上限を０．
５０％未満とする。
加が必要である。多量添加は圧延時のデスケーリング性
を劣化させ、スケール押し込み疵が発生しやすくなるこ
と、およびコスト上昇を招くことから、その上限を０．
５０％未満とする。
【００１０】Ｍｎは鋼中に含まれるＳを固定し靭性を良
好にするために、０．０５％以上の添加が必要であり、
多量添加は製造コスト上昇を招くと同時に靭性も低下さ
せるため、その上限を１．６０％とする。
好にするために、０．０５％以上の添加が必要であり、
多量添加は製造コスト上昇を招くと同時に靭性も低下さ
せるため、その上限を１．６０％とする。
【００１１】Ａｌは鋼の脱酸のため、０．００５％以上
の添加が必要であり、多量に添加すると靭性を著しく低
下させるため、０．１０％を上限とする。
の添加が必要であり、多量に添加すると靭性を著しく低
下させるため、０．１０％を上限とする。
【００１２】ＮｉとＭｏはスケールの密着性を良好とす
るために本発明において必須の元素であり、その効果を
得るために、Ｎｉ、Ｍｏは０．０５％以上の添加が望ま
しい。多量添加は製造コストの上昇を招くため、Ｎｉは
上限を０．３０％未満とし、Ｍｏは上限を０．５０％未
満とする。Ｎｉ、Ｍｏは単独添加であっても、また複合
添加であっても上記成分範囲の下限以上であれば、スケ
ール密着性を向上させることができる。
るために本発明において必須の元素であり、その効果を
得るために、Ｎｉ、Ｍｏは０．０５％以上の添加が望ま
しい。多量添加は製造コストの上昇を招くため、Ｎｉは
上限を０．３０％未満とし、Ｍｏは上限を０．５０％未
満とする。Ｎｉ、Ｍｏは単独添加であっても、また複合
添加であっても上記成分範囲の下限以上であれば、スケ
ール密着性を向上させることができる。
【００１３】本発明においては、上記のごとき元素に加
えて、主として高強度化を図るために、Ｎｂ：０．００
１〜０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：
０．００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０
％、Ｎｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜
１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが
できる。
えて、主として高強度化を図るために、Ｎｂ：０．００
１〜０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：
０．００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０
％、Ｎｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜
１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％よりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが
できる。
【００１４】Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、鋼中に炭窒化物として
析出し強度を高める効果に加え、鋼のミクロ組織を細粒
化することにより強度と母材靭性、溶接熱影響部の靭性
を共に向上させる効果を有する。各元素とも、その効果
を得るには０．００１％以上の添加が必要であり、多量
添加は溶接熱影響部の靭性を大幅に劣化させるため、そ
の上限をＮｂは０．２０％、Ｖは０．３０％、Ｔｉは
０．２０％とする。
析出し強度を高める効果に加え、鋼のミクロ組織を細粒
化することにより強度と母材靭性、溶接熱影響部の靭性
を共に向上させる効果を有する。各元素とも、その効果
を得るには０．００１％以上の添加が必要であり、多量
添加は溶接熱影響部の靭性を大幅に劣化させるため、そ
の上限をＮｂは０．２０％、Ｖは０．３０％、Ｔｉは
０．２０％とする。
【００１５】Ｃｕは強度および耐食性を向上させる効果
を有する。その効果を得るには０．０５％以上の添加が
必要であり、多量添加はスラブの熱間割れ発生の原因と
なるため、その上限を１．５０％とする。
を有する。その効果を得るには０．０５％以上の添加が
必要であり、多量添加はスラブの熱間割れ発生の原因と
なるため、その上限を１．５０％とする。
【００１６】Ｎｉは上述した通り、スケールの密着性を
良好とするのに有効な元素であるが、その効果以外に、
強度と靭性を共に向上させる効果を有する。この効果を
得ることを目的とした場合には、Ｎｉの添加量が０．３
０％以上であっても本発明の効果を何等損なうものでは
ない。多量添加は経済性を著しく損なうため、その上限
を１．５０％とする。
良好とするのに有効な元素であるが、その効果以外に、
強度と靭性を共に向上させる効果を有する。この効果を
得ることを目的とした場合には、Ｎｉの添加量が０．３
０％以上であっても本発明の効果を何等損なうものでは
ない。多量添加は経済性を著しく損なうため、その上限
を１．５０％とする。
【００１７】Ｍｏは上述した通りスケールの密着性を良
好とするのに有効な元素であるが、その効果以外に、焼
入れ性を高める効果、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有
する。これらの効果を得ることを目的とした場合には、
Ｍｏの添加量が０．５０％以上であっても本発明の効果
を何等損なうものではない。多量添加は経済性を著しく
損なうことと溶接熱影響部の靭性を劣化させることか
ら、その上限を１．００％とする。
好とするのに有効な元素であるが、その効果以外に、焼
入れ性を高める効果、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有
する。これらの効果を得ることを目的とした場合には、
Ｍｏの添加量が０．５０％以上であっても本発明の効果
を何等損なうものではない。多量添加は経済性を著しく
損なうことと溶接熱影響部の靭性を劣化させることか
ら、その上限を１．００％とする。
【００１８】Ｂは、焼入れ性を著しく向上させ、強度を
高める効果を有する。その効果を得るためには０．００
０１％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響
部を硬化させることにより溶接性を大幅に劣化させるた
め、０．００３％をその上限とする。
高める効果を有する。その効果を得るためには０．００
０１％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響
部を硬化させることにより溶接性を大幅に劣化させるた
め、０．００３％をその上限とする。
【００１９】更に、本発明においては、鋼は、上記元素
に加えて、又は上記元素とは別に、主として靭性の向上
のために、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％よりなる群から選ば
れる少なくとも１種の元素を含有することができる。
に加えて、又は上記元素とは別に、主として靭性の向上
のために、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％よりなる群から選ば
れる少なくとも１種の元素を含有することができる。
【００２０】Ｃａ及びＲＥＭは、鋼材の機械的性質の異
方性の改善と耐ラメラティア特性の向上の効果を有す
る。これらの効果を得るには、Ｃａは０．０００３％以
上、ＲＥＭは０．００１％以上の添加が必要であり、両
元素ともに、多量添加は靭性を劣化させるため、その上
限をＣａは０．００５０％、ＲＥＭは０．０３０％とす
る。尚、鋼中に不純物としてＣｒを０．０７％以下含有
していても、前記のごとき本発明鋼における効果は変わ
らない。
方性の改善と耐ラメラティア特性の向上の効果を有す
る。これらの効果を得るには、Ｃａは０．０００３％以
上、ＲＥＭは０．００１％以上の添加が必要であり、両
元素ともに、多量添加は靭性を劣化させるため、その上
限をＣａは０．００５０％、ＲＥＭは０．０３０％とす
る。尚、鋼中に不純物としてＣｒを０．０７％以下含有
していても、前記のごとき本発明鋼における効果は変わ
らない。
【００２１】前記のＮｉ、Ｍｏの少なくとも１種の元素
を本発明の範囲内含有した鋼においては、スケールと地
鉄との界面に、鋼中のＮｉ、Ｍｏの添加に応じてＮｉ含
有量が０．３〜４．０重量％のＮｉ濃化層、あるいはＭ
ｏ含有量が０．５〜５．０重量％のＭｏ濃化層の少なく
とも１種の元素の濃化層を形成せしめるものである。ス
ケールと地鉄との界面にＮｉ及び／またはＭｏを多量に
濃化させるには、鋼中に多量のＮｉ、Ｍｏを添加する
か、あるいはスラブを高温で長時間にわたり加熱する必
要があり、製造コストの上昇を招く。このため、Ｎｉ濃
化層中のＮｉ濃度の上限を４．０重量％、及び／または
Ｍｏ濃化層中のＭｏ濃度の上限を５．０重量％とする。
ただし、強度と靭性を共に向上させる効果を得ることを
目的として鋼中のＮｉ添加量を０．３０〜１．５０％と
した場合には、Ｎｉ濃化層中のＮｉ濃度の上限を１５．
０重量％とする。また、焼入れ性を高める効果、焼戻し
軟化抵抗を高める効果を得ることを目的として鋼中のＭ
ｏ添加量を０．５０〜１．００％とした場合には、Ｍｏ
濃化層中のＭｏ濃度の上限を１０．０重量％とする。
を本発明の範囲内含有した鋼においては、スケールと地
鉄との界面に、鋼中のＮｉ、Ｍｏの添加に応じてＮｉ含
有量が０．３〜４．０重量％のＮｉ濃化層、あるいはＭ
ｏ含有量が０．５〜５．０重量％のＭｏ濃化層の少なく
とも１種の元素の濃化層を形成せしめるものである。ス
ケールと地鉄との界面にＮｉ及び／またはＭｏを多量に
濃化させるには、鋼中に多量のＮｉ、Ｍｏを添加する
か、あるいはスラブを高温で長時間にわたり加熱する必
要があり、製造コストの上昇を招く。このため、Ｎｉ濃
化層中のＮｉ濃度の上限を４．０重量％、及び／または
Ｍｏ濃化層中のＭｏ濃度の上限を５．０重量％とする。
ただし、強度と靭性を共に向上させる効果を得ることを
目的として鋼中のＮｉ添加量を０．３０〜１．５０％と
した場合には、Ｎｉ濃化層中のＮｉ濃度の上限を１５．
０重量％とする。また、焼入れ性を高める効果、焼戻し
軟化抵抗を高める効果を得ることを目的として鋼中のＭ
ｏ添加量を０．５０〜１．００％とした場合には、Ｍｏ
濃化層中のＭｏ濃度の上限を１０．０重量％とする。
【００２２】次に、高密度エネルギー線を用いた熱切断
性に優れた鋼材として、厚鋼板の製造方法について述べ
る。まず、加熱条件としては、スケールと地鉄との界面
に、スケールの耐剥離性向上に必要な量のＮｉ及び／ま
たはＭｏを十分に濃化させるためには、１０５０℃以上
（好ましくは１１７０℃以上）の加熱温度が必要とな
る。加熱温度の上限は、スケール押し込み疵の発生を抑
制するために１３００℃とする。加熱時の在炉時間につ
いては、スラブ温度を均一に１０５０℃以上とするため
に１２０分程度が必要であり、長時間の加熱は製造コス
トの上昇を招くため、３００分程度までとするのが望ま
しい。
性に優れた鋼材として、厚鋼板の製造方法について述べ
る。まず、加熱条件としては、スケールと地鉄との界面
に、スケールの耐剥離性向上に必要な量のＮｉ及び／ま
たはＭｏを十分に濃化させるためには、１０５０℃以上
（好ましくは１１７０℃以上）の加熱温度が必要とな
る。加熱温度の上限は、スケール押し込み疵の発生を抑
制するために１３００℃とする。加熱時の在炉時間につ
いては、スラブ温度を均一に１０５０℃以上とするため
に１２０分程度が必要であり、長時間の加熱は製造コス
トの上昇を招くため、３００分程度までとするのが望ま
しい。
【００２３】次に、圧延条件については、上記Ｎｉ及び
／又はＭｏ濃化層を有する青スケール厚鋼板を安定して
製造するために、圧延温度と圧下率の制御が重要であ
る。鋼板のスケール状態に及ぼす圧延温度と圧下率の影
響を図５（鋼組成は、表２の鋼Ａ、加熱温度１０５０〜
１３００℃）に示す。圧延温度としては、仕上圧延の最
終のパスのロール噛み込み温度（以下、圧延仕上温度Ｔ
Ｆとする）が最も重要な因子であり、圧下率としては、
仕上圧延の最終３パスの平均圧下率（以下、仕上圧下率
ＲＦとする）が最も重要な因子である。例えば、仕上圧
延として７パスの圧延を ２０％、２５％、３０％、３
０％、３０％、３５％、３５％の各圧下率にて行った場
合、仕上圧下率ＲＦは（３０＋３５＋３５）／３＝３
３．３％となる。図５の３種類のマーク（○、△、×）
は、各々、前記表１に示すスケール状態を意味し、本発
明の圧延条件範囲は、○および△を直線にて囲んだ範囲
である。表１の鋼板表面のスケール色調は、 JIS Z 872
2 に準拠して色彩色差計にて測定したａ＊値にて判定し
た。スケール状態に及ぼす圧延仕上温度ＴＦの影響は大
きく、高温とすることでスケール色調が青色となる。従
来は２０％程度以下の仕上圧下率ＲＦにて圧延している
が、この場合、圧延仕上温度ＴＦを９３０℃以上としな
ければ青スケール厚鋼板が得られない。スケール厚を６
０μｍ以下とするため、圧延仕上温度ＴＦの上限を１０
２０℃とする。
／又はＭｏ濃化層を有する青スケール厚鋼板を安定して
製造するために、圧延温度と圧下率の制御が重要であ
る。鋼板のスケール状態に及ぼす圧延温度と圧下率の影
響を図５（鋼組成は、表２の鋼Ａ、加熱温度１０５０〜
１３００℃）に示す。圧延温度としては、仕上圧延の最
終のパスのロール噛み込み温度（以下、圧延仕上温度Ｔ
Ｆとする）が最も重要な因子であり、圧下率としては、
仕上圧延の最終３パスの平均圧下率（以下、仕上圧下率
ＲＦとする）が最も重要な因子である。例えば、仕上圧
延として７パスの圧延を ２０％、２５％、３０％、３
０％、３０％、３５％、３５％の各圧下率にて行った場
合、仕上圧下率ＲＦは（３０＋３５＋３５）／３＝３
３．３％となる。図５の３種類のマーク（○、△、×）
は、各々、前記表１に示すスケール状態を意味し、本発
明の圧延条件範囲は、○および△を直線にて囲んだ範囲
である。表１の鋼板表面のスケール色調は、 JIS Z 872
2 に準拠して色彩色差計にて測定したａ＊値にて判定し
た。スケール状態に及ぼす圧延仕上温度ＴＦの影響は大
きく、高温とすることでスケール色調が青色となる。従
来は２０％程度以下の仕上圧下率ＲＦにて圧延している
が、この場合、圧延仕上温度ＴＦを９３０℃以上としな
ければ青スケール厚鋼板が得られない。スケール厚を６
０μｍ以下とするため、圧延仕上温度ＴＦの上限を１０
２０℃とする。
【００２４】スケール色調に及ぼす仕上圧下率ＲＦの影
響はさらに大きく、仕上圧下率ＲＦを大きくすることで
スケール色調が顕著に青色となる。従来の仕上圧下率Ｒ
Ｆにて青スケール厚鋼板を製造するには、圧延仕上温度
ＴＦを９３０℃以上としなければならないが、厚鋼板の
中でも板厚１２〜２５ｍｍ程度の比較的板厚が薄い厚鋼
板は圧延時の鋼板表面の温度低下が速いため、圧延仕上
温度ＴＦを安定して９３０℃以上とすることは困難であ
った。しかしながら、仕上圧下率ＲＦを３０％程度に大
きくすることで、青スケール厚鋼板が得られる圧延仕上
温度範囲が８８０℃以上と大幅に低温側に拡大できるた
め、青スケール厚鋼板の安定製造が可能となる。圧延機
能力から、仕上圧下率ＲＦの上限を４０％とする。図５
に○マークで示したように、８８０≦ＴＦ≦１０２０
（℃）、２１≦ＲＦ≦４０（％）、ＲＦ≧１６０−３Ｔ
Ｆ／２０の３条件を同時に満足することにより、赤スケ
ールがほとんど存在しない青スケール厚鋼板が製造でき
る。
響はさらに大きく、仕上圧下率ＲＦを大きくすることで
スケール色調が顕著に青色となる。従来の仕上圧下率Ｒ
Ｆにて青スケール厚鋼板を製造するには、圧延仕上温度
ＴＦを９３０℃以上としなければならないが、厚鋼板の
中でも板厚１２〜２５ｍｍ程度の比較的板厚が薄い厚鋼
板は圧延時の鋼板表面の温度低下が速いため、圧延仕上
温度ＴＦを安定して９３０℃以上とすることは困難であ
った。しかしながら、仕上圧下率ＲＦを３０％程度に大
きくすることで、青スケール厚鋼板が得られる圧延仕上
温度範囲が８８０℃以上と大幅に低温側に拡大できるた
め、青スケール厚鋼板の安定製造が可能となる。圧延機
能力から、仕上圧下率ＲＦの上限を４０％とする。図５
に○マークで示したように、８８０≦ＴＦ≦１０２０
（℃）、２１≦ＲＦ≦４０（％）、ＲＦ≧１６０−３Ｔ
Ｆ／２０の３条件を同時に満足することにより、赤スケ
ールがほとんど存在しない青スケール厚鋼板が製造でき
る。
【００２５】このように圧延した後に加速冷却すること
により、１０〜６０μｍの範囲内で所望のスケール厚を
付与した熱切断性に優れる厚鋼板を得ることができる。
熱切断後に曲げ加工される厚鋼板には薄いスケールが要
求される場合があるが、圧延後に加速冷却することによ
り、この要求に答えることができる。圧延後の加速冷却
の具体的な手法としては、水冷およびファンによる強制
空冷がある。
により、１０〜６０μｍの範囲内で所望のスケール厚を
付与した熱切断性に優れる厚鋼板を得ることができる。
熱切断後に曲げ加工される厚鋼板には薄いスケールが要
求される場合があるが、圧延後に加速冷却することによ
り、この要求に答えることができる。圧延後の加速冷却
の具体的な手法としては、水冷およびファンによる強制
空冷がある。
【００２６】次に、高密度エネルギー線を用いた熱切断
性に優れる鋼帯の製造方法について述べる。スケールの
耐剥離性向上に必要な加熱条件、および青スケール化に
必要な圧延条件については、上述した厚鋼板の加熱、圧
延条件が鋼帯の製造方法にも適用可能である。しかしな
がら、鋼帯においてはスケール厚が厚鋼板に比較し薄く
なる傾向があり、スケール厚を１０μｍ以上とするため
に圧延後に５秒以上の空冷を行なった後に巻き取る必要
がある。圧延後から巻き取りまでの時間を３０秒以上と
するとスケール厚が６０μｍを越えるため、空冷する時
間は５〜３０秒とする。
性に優れる鋼帯の製造方法について述べる。スケールの
耐剥離性向上に必要な加熱条件、および青スケール化に
必要な圧延条件については、上述した厚鋼板の加熱、圧
延条件が鋼帯の製造方法にも適用可能である。しかしな
がら、鋼帯においてはスケール厚が厚鋼板に比較し薄く
なる傾向があり、スケール厚を１０μｍ以上とするため
に圧延後に５秒以上の空冷を行なった後に巻き取る必要
がある。圧延後から巻き取りまでの時間を３０秒以上と
するとスケール厚が６０μｍを越えるため、空冷する時
間は５〜３０秒とする。
【００２７】熱切断性に及ぼす鋼材表面のスケールの影
響については、鋭意研究を重ねた結果、以下の４点が主
要因であることが明らかになった。即ち、スケール厚が
１０μｍ未満であると、熱切断時にセルフバーニングが
起こるため安定切断が困難となる。スケール厚が１０μ
ｍ以上であっても、スケールの性状が破砕されたヘマタ
イト（Ｆｅ2 Ｏ3 ）微粉末が多量に存在する赤スケール
であると、安定した切断が困難となる。これは、赤スケ
ールはミクロに見ればスケールが剥離した部分が多数あ
ることにより、熱切断時にセルフバーニングが起こるた
めである。スケール厚を１０μｍ以上とし、かつ、ヘマ
タイトが塊状で存在する青スケールとした上で、アシス
トガス圧および熱応力等により切断直前にスケール剥離
が起り難いように鋼材に耐スケール剥離性を付与するこ
とにより、セルフバーニングが起こらず安定した切断が
可能となる。スケール厚が６０μｍを越えると、鋼材の
耐スケール剥離性が著しく劣化するため安定した熱切断
が困難となる。すなわち、鋼材の熱切断性を良好とする
には、鋼材に、１０〜６０μｍの厚みの青スケールを付
与すること、かつ、耐スケール剥離性を付与すること、
が重要である。尚、ここで述べる鋼材とは厚鋼板および
鋼帯である。
響については、鋭意研究を重ねた結果、以下の４点が主
要因であることが明らかになった。即ち、スケール厚が
１０μｍ未満であると、熱切断時にセルフバーニングが
起こるため安定切断が困難となる。スケール厚が１０μ
ｍ以上であっても、スケールの性状が破砕されたヘマタ
イト（Ｆｅ2 Ｏ3 ）微粉末が多量に存在する赤スケール
であると、安定した切断が困難となる。これは、赤スケ
ールはミクロに見ればスケールが剥離した部分が多数あ
ることにより、熱切断時にセルフバーニングが起こるた
めである。スケール厚を１０μｍ以上とし、かつ、ヘマ
タイトが塊状で存在する青スケールとした上で、アシス
トガス圧および熱応力等により切断直前にスケール剥離
が起り難いように鋼材に耐スケール剥離性を付与するこ
とにより、セルフバーニングが起こらず安定した切断が
可能となる。スケール厚が６０μｍを越えると、鋼材の
耐スケール剥離性が著しく劣化するため安定した熱切断
が困難となる。すなわち、鋼材の熱切断性を良好とする
には、鋼材に、１０〜６０μｍの厚みの青スケールを付
与すること、かつ、耐スケール剥離性を付与すること、
が重要である。尚、ここで述べる鋼材とは厚鋼板および
鋼帯である。
【００２８】次に、青スケールが付与された鋼材を安定
して製造するために圧延温度と圧下率の制御が重要とな
る理由、および耐スケール剥離性を付与するための具体
的な方法につき述べる。青スケール鋼を安定して製造す
るために圧延温度と圧下率の制御が重要となる理由につ
き以下に述べる。赤スケールが発生する原因について鋭
意研究を重ねた結果、赤スケールは微粉末状のヘマタイ
トであり、この微粉末状のヘマタイトは、圧延中に０．
１〜１０μｍ程度の微細なサイズに破砕されたウスタイ
ト（FeO）、およびマグネタイト（Ｆｅ3 Ｏ4 ）が圧延
後の冷却中に酸化されヘマタイトの微粉末となったも
の、および圧延中に破砕されたヘマタイトであることが
明らかとなった。そして、この圧延中のスケールの破砕
を抑制する手法につき、鋭意研究を重ねた結果、本発明
方法を見出したものであり、その要旨は下記の６点であ
る。
して製造するために圧延温度と圧下率の制御が重要とな
る理由、および耐スケール剥離性を付与するための具体
的な方法につき述べる。青スケール鋼を安定して製造す
るために圧延温度と圧下率の制御が重要となる理由につ
き以下に述べる。赤スケールが発生する原因について鋭
意研究を重ねた結果、赤スケールは微粉末状のヘマタイ
トであり、この微粉末状のヘマタイトは、圧延中に０．
１〜１０μｍ程度の微細なサイズに破砕されたウスタイ
ト（FeO）、およびマグネタイト（Ｆｅ3 Ｏ4 ）が圧延
後の冷却中に酸化されヘマタイトの微粉末となったも
の、および圧延中に破砕されたヘマタイトであることが
明らかとなった。そして、この圧延中のスケールの破砕
を抑制する手法につき、鋭意研究を重ねた結果、本発明
方法を見出したものであり、その要旨は下記の６点であ
る。
【００２９】圧延中にスケールを破砕させないために
は、圧延仕上温度ＴＦを高温とすることが有効である。
この理由は、圧延時の温度が十分に高温であれば、スケ
ールは地鉄と同等の延性を持つことにより、破砕する前
に塑性変形することが可能であることによる。しかしな
がら、従来の２０％程度以下の圧延圧下率による圧延で
は、圧延仕上温度ＴＦを９３０℃以上としなければ青ス
ケール鋼は得られない。板厚１２〜２５ｍｍ程度の比較
的板厚の薄い鋼では、圧延仕上温度を安定して９３０℃
以上とすることが困難であるため、圧延仕上温度ＴＦを
高温とするだけでは青スケール鋼の安定製造が困難であ
る。圧延時の圧下率を大きくすることが青スケール化に
非常に有効である。そのメカニズムは、圧下率を大きく
することにより、圧延中の鋼の加工発熱を大きくし、鋼
表面のスケールの温度低下を抑制してスケールの延性を
高く保つことができること、およびスケール厚をより薄
くし、圧延時に破砕しにくくできることによる。仕上圧
下率ＲＦを従来より大きくすることにより、青スケール
化に必要な仕上温度ＴＦを８８０℃程度まで低下させる
ことが可能であり、これにより安定して板厚１２〜２５
ｍｍの青スケール鋼を製造可能である。
は、圧延仕上温度ＴＦを高温とすることが有効である。
この理由は、圧延時の温度が十分に高温であれば、スケ
ールは地鉄と同等の延性を持つことにより、破砕する前
に塑性変形することが可能であることによる。しかしな
がら、従来の２０％程度以下の圧延圧下率による圧延で
は、圧延仕上温度ＴＦを９３０℃以上としなければ青ス
ケール鋼は得られない。板厚１２〜２５ｍｍ程度の比較
的板厚の薄い鋼では、圧延仕上温度を安定して９３０℃
以上とすることが困難であるため、圧延仕上温度ＴＦを
高温とするだけでは青スケール鋼の安定製造が困難であ
る。圧延時の圧下率を大きくすることが青スケール化に
非常に有効である。そのメカニズムは、圧下率を大きく
することにより、圧延中の鋼の加工発熱を大きくし、鋼
表面のスケールの温度低下を抑制してスケールの延性を
高く保つことができること、およびスケール厚をより薄
くし、圧延時に破砕しにくくできることによる。仕上圧
下率ＲＦを従来より大きくすることにより、青スケール
化に必要な仕上温度ＴＦを８８０℃程度まで低下させる
ことが可能であり、これにより安定して板厚１２〜２５
ｍｍの青スケール鋼を製造可能である。
【００３０】さらに、鋼材にレーザ切断時の耐スケール
剥離性を付与するためには、スケールと地鉄との界面
に、厚さ１〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜４．０
重量％のＮｉ濃化層、Ｍｏ含有量が０．５〜５．０重量
％のＭｏ濃化層、の少なくとも１種の元素の濃化層を付
与することが有効である。鋼材表面部に、このような濃
化層を形成せしめるには、鋼中に０．０５％以上のＮｉ
及び／または０．０５％以上のＭｏを添加した上で、１
０５０℃（好ましくは１１７０℃）以上の温度にて加熱
した上で熱間圧延することにより、確実に形成すること
ができる。
剥離性を付与するためには、スケールと地鉄との界面
に、厚さ１〜１０μｍの、Ｎｉ含有量が０．３〜４．０
重量％のＮｉ濃化層、Ｍｏ含有量が０．５〜５．０重量
％のＭｏ濃化層、の少なくとも１種の元素の濃化層を付
与することが有効である。鋼材表面部に、このような濃
化層を形成せしめるには、鋼中に０．０５％以上のＮｉ
及び／または０．０５％以上のＭｏを添加した上で、１
０５０℃（好ましくは１１７０℃）以上の温度にて加熱
した上で熱間圧延することにより、確実に形成すること
ができる。
【００３１】
【実施例】次に本発明の実施例を比較例とともに挙げ
る。レーザ切断性に及ぼすスケール厚の影響を、表２に
示す鋼番Ａ〜Ｍの化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚
の厚鋼板を用いて表３に示す。尚、鋼番Ｅは不純物とし
てＣｒを０．０３％含有し、鋼番Ｊは不純物としてＣｒ
を０．０７％含有している。供試鋼番号１〜２９までの
全ての供試材は、１２００℃で加熱した。加熱後、各供
試材ごとに圧延温度と圧下率を変化させ、スケール色調
とスケール厚を変えた供試材を製造し、レーザ切断性を
評価した。表３のスケール色調は、表１と同様に鋼表面
のａ＊値にて評価し、ａ＊値≦０．５の場合にスケール
色調を青、０．５＜ａ＊値の場合にスケール色調を赤と
した。スケール厚は、スケール断面の光学顕微鏡写真か
ら測定した５点の平均値とした。レーザ切断性は図１と
同様に、レーザ出力、切断速度を変化させた１７通りの
条件にて切断した時の、良好に切断できる切断条件数に
て評価した。供試鋼番号１〜１２は本発明鋼であり、１
０μｍ以上、６０μｍ以下の厚みの青スケールを有し、
さらには化学成分と加熱温度が本発明の範囲内であるこ
とから、スケールと地鉄との界面に厚さ１〜１０μｍ
の、０．３〜１５．０重量％のＮｉ、及び／または、
０．５〜１０．０重量％のＭｏの濃化層が存在している
ため、良好なレーザ切断性が得られる。一方、供試鋼番
号１３〜１９は、青スケール鋼ではあるがそのスケール
厚みが本発明の範囲から逸脱するために良好なレーザ切
断性が得られない。また、供試鋼番号２０〜２９は赤ス
ケール鋼であるために、良好なレーザ切断性が得られな
い。
る。レーザ切断性に及ぼすスケール厚の影響を、表２に
示す鋼番Ａ〜Ｍの化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚
の厚鋼板を用いて表３に示す。尚、鋼番Ｅは不純物とし
てＣｒを０．０３％含有し、鋼番Ｊは不純物としてＣｒ
を０．０７％含有している。供試鋼番号１〜２９までの
全ての供試材は、１２００℃で加熱した。加熱後、各供
試材ごとに圧延温度と圧下率を変化させ、スケール色調
とスケール厚を変えた供試材を製造し、レーザ切断性を
評価した。表３のスケール色調は、表１と同様に鋼表面
のａ＊値にて評価し、ａ＊値≦０．５の場合にスケール
色調を青、０．５＜ａ＊値の場合にスケール色調を赤と
した。スケール厚は、スケール断面の光学顕微鏡写真か
ら測定した５点の平均値とした。レーザ切断性は図１と
同様に、レーザ出力、切断速度を変化させた１７通りの
条件にて切断した時の、良好に切断できる切断条件数に
て評価した。供試鋼番号１〜１２は本発明鋼であり、１
０μｍ以上、６０μｍ以下の厚みの青スケールを有し、
さらには化学成分と加熱温度が本発明の範囲内であるこ
とから、スケールと地鉄との界面に厚さ１〜１０μｍ
の、０．３〜１５．０重量％のＮｉ、及び／または、
０．５〜１０．０重量％のＭｏの濃化層が存在している
ため、良好なレーザ切断性が得られる。一方、供試鋼番
号１３〜１９は、青スケール鋼ではあるがそのスケール
厚みが本発明の範囲から逸脱するために良好なレーザ切
断性が得られない。また、供試鋼番号２０〜２９は赤ス
ケール鋼であるために、良好なレーザ切断性が得られな
い。
【００３２】次に、鋼中のＮｉ、Ｍｏ添加量および加熱
温度がレーザ切断性に及ぼす影響を、表２に示した鋼番
Ａ〜Ｒまでの化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚の厚
鋼板および鋼帯を用いて表４に示す。表４のスケールと
地鉄の界面のＮｉ、Ｍｏ量はＥＰＭＡ分析装置を用いて
定量分析した値であり、Ｎｉ、Ｍｏ濃化層の厚さはスケ
ール断面のＳＥＭ写真から測定した５点の平均値とし
た。レーザ切断性の評価法は、図１および表３のそれと
同様である。表４の全ての厚鋼板は、圧延仕上温度ＴＦ
が８８３〜９９５℃、仕上圧下率ＲＦが２９．５〜３
６．２％の圧延条件にて圧延後、空冷あるいは水冷して
製造しているため、１０〜６０μｍの厚みの青スケール
を有する。また、表４の全ての鋼帯は、圧延仕上温度Ｔ
Ｆが９２５〜９４８℃、仕上圧下率ＲＦが３０．３〜３
２．０％の圧延条件にて圧延後、５〜１０秒空冷した後
に巻き取って製造しているため、１０〜３０μｍの厚み
の青スケールを有する。
温度がレーザ切断性に及ぼす影響を、表２に示した鋼番
Ａ〜Ｒまでの化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚の厚
鋼板および鋼帯を用いて表４に示す。表４のスケールと
地鉄の界面のＮｉ、Ｍｏ量はＥＰＭＡ分析装置を用いて
定量分析した値であり、Ｎｉ、Ｍｏ濃化層の厚さはスケ
ール断面のＳＥＭ写真から測定した５点の平均値とし
た。レーザ切断性の評価法は、図１および表３のそれと
同様である。表４の全ての厚鋼板は、圧延仕上温度ＴＦ
が８８３〜９９５℃、仕上圧下率ＲＦが２９．５〜３
６．２％の圧延条件にて圧延後、空冷あるいは水冷して
製造しているため、１０〜６０μｍの厚みの青スケール
を有する。また、表４の全ての鋼帯は、圧延仕上温度Ｔ
Ｆが９２５〜９４８℃、仕上圧下率ＲＦが３０．３〜３
２．０％の圧延条件にて圧延後、５〜１０秒空冷した後
に巻き取って製造しているため、１０〜３０μｍの厚み
の青スケールを有する。
【００３３】供試鋼番号１〜２１は本発明鋼であり、鋼
中のＮｉ、Ｍｏ量、および加熱温度が適切であることか
ら、スケールと地鉄との界面に、スケールの耐剥離性向
上に有効なＮｉ及び／またはＭｏ濃化層が形成され、か
つ、適切な厚みの青スケールを有することからレーザ切
断性に優れる。供試鋼番号２２〜２７は、鋼中のＮｉ及
び／またはＭｏ添加量が少ないため、Ｎｉ、Ｍｏ濃化層
中のＮｉ、Ｍｏ量が少なく、耐スケール剥離性が向上せ
ず良好なレーザ切断性が得られない。供試鋼番号２８〜
３０は、鋼中のＮｉ及び／またはＭｏ添加量を満足して
いるものの、加熱温度が低いため耐スケール剥離性向上
に有効なＮｉ及び／またはＭｏの濃化層が得られずレー
ザ切断性が良好ではない。次に、厚鋼板のスケール性状
に及ぼす圧延条件の影響につき、表２に示す鋼番Ａ〜Ｆ
の化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚の厚鋼板を用い
て表５に示す。供試鋼番号１〜２７までの全ての供試鋼
は、１０５０℃〜１３００℃の温度にて加熱後に、表５
に示す圧延条件にて熱間圧延した。表５のスケール色調
は、表１および表３と同様に鋼板表面のａ＊値にて評価
した。供試鋼番号１〜１８は、本発明に基づき製造され
た鋼であり、１０〜６０μｍの厚みの青スケールが付与
された厚鋼板である。供試鋼番号１９〜２４は、圧延条
件が本発明の条件範囲から逸脱しており、０．５＜ａ＊
値の赤スケール鋼板となっている。供試鋼番号２５〜２
７は、圧延仕上温度が１０２０℃＜ＴＦであるため、ス
ケール厚が６０μｍより厚くなる。
中のＮｉ、Ｍｏ量、および加熱温度が適切であることか
ら、スケールと地鉄との界面に、スケールの耐剥離性向
上に有効なＮｉ及び／またはＭｏ濃化層が形成され、か
つ、適切な厚みの青スケールを有することからレーザ切
断性に優れる。供試鋼番号２２〜２７は、鋼中のＮｉ及
び／またはＭｏ添加量が少ないため、Ｎｉ、Ｍｏ濃化層
中のＮｉ、Ｍｏ量が少なく、耐スケール剥離性が向上せ
ず良好なレーザ切断性が得られない。供試鋼番号２８〜
３０は、鋼中のＮｉ及び／またはＭｏ添加量を満足して
いるものの、加熱温度が低いため耐スケール剥離性向上
に有効なＮｉ及び／またはＭｏの濃化層が得られずレー
ザ切断性が良好ではない。次に、厚鋼板のスケール性状
に及ぼす圧延条件の影響につき、表２に示す鋼番Ａ〜Ｆ
の化学成分を有する、１２〜２５ｍｍ厚の厚鋼板を用い
て表５に示す。供試鋼番号１〜２７までの全ての供試鋼
は、１０５０℃〜１３００℃の温度にて加熱後に、表５
に示す圧延条件にて熱間圧延した。表５のスケール色調
は、表１および表３と同様に鋼板表面のａ＊値にて評価
した。供試鋼番号１〜１８は、本発明に基づき製造され
た鋼であり、１０〜６０μｍの厚みの青スケールが付与
された厚鋼板である。供試鋼番号１９〜２４は、圧延条
件が本発明の条件範囲から逸脱しており、０．５＜ａ＊
値の赤スケール鋼板となっている。供試鋼番号２５〜２
７は、圧延仕上温度が１０２０℃＜ＴＦであるため、ス
ケール厚が６０μｍより厚くなる。
【００３４】次に、鋼帯のスケール性状に及ぼす圧延条
件の影響につき、表２に示す鋼番Ａ、Ｆの化学成分を有
する、１２〜１６ｍｍ厚の鋼帯を用いて表６に示す。供
試鋼番号１〜１９までの全ての供試鋼は、１０５０℃〜
１３００℃の温度にて加熱後に、表６に示す条件にて熱
間圧延およびその後の冷却、巻き取りを行なった。供試
鋼番号１〜９は、本発明に基づき製造された鋼であり、
１０〜５９μｍの厚みの青スケールが付与された鋼帯で
ある。供試鋼番号１０〜１５は、圧延条件が本発明の条
件範囲から逸脱しており、０．５＜ａ＊値の赤スケール
鋼となっている。供試鋼番号１６〜１７は、圧延条件が
本発明の範囲内で青スケールとなるが、圧延後の空冷時
間が短いため、スケール厚が１０μｍ未満となる。供試
鋼番号１８〜１９は、圧延仕上温度が１０２０℃＜ＴＦ
であるため、スケール厚が６０μｍより厚くなる。
件の影響につき、表２に示す鋼番Ａ、Ｆの化学成分を有
する、１２〜１６ｍｍ厚の鋼帯を用いて表６に示す。供
試鋼番号１〜１９までの全ての供試鋼は、１０５０℃〜
１３００℃の温度にて加熱後に、表６に示す条件にて熱
間圧延およびその後の冷却、巻き取りを行なった。供試
鋼番号１〜９は、本発明に基づき製造された鋼であり、
１０〜５９μｍの厚みの青スケールが付与された鋼帯で
ある。供試鋼番号１０〜１５は、圧延条件が本発明の条
件範囲から逸脱しており、０．５＜ａ＊値の赤スケール
鋼となっている。供試鋼番号１６〜１７は、圧延条件が
本発明の範囲内で青スケールとなるが、圧延後の空冷時
間が短いため、スケール厚が１０μｍ未満となる。供試
鋼番号１８〜１９は、圧延仕上温度が１０２０℃＜ＴＦ
であるため、スケール厚が６０μｍより厚くなる。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】
【００４０】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、建
設機械、造船、橋梁等の分野の大きな課題である製造コ
スト削減に大きく貢献することができる、高密度エネル
ギー線を用いた熱切断性に優れる鋼材を、安価に、安定
して供給することが可能となるため、産業上極めて有用
なものである等の効果を奏することができる。
設機械、造船、橋梁等の分野の大きな課題である製造コ
スト削減に大きく貢献することができる、高密度エネル
ギー線を用いた熱切断性に優れる鋼材を、安価に、安定
して供給することが可能となるため、産業上極めて有用
なものである等の効果を奏することができる。
【図１】レーザ切断性と鋼材スケール厚とスケール色調
の関係を示す図表である。
の関係を示す図表である。
【図２】鋼材切断のレーザ出力と切断速度の関係を示す
図表である。
図表である。
【図３】スケールと地鉄界面のＮｉ量とレーザ切断性の
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図４】スケールと地鉄界面のＭｏ量とレーザ切断性の
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図５】鋼材のスケール生成と圧延温度と圧下率の関係
を示す図表である。
を示す図表である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (9)
- 【請求項１】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１０〜６
０μｍの厚みの青スケールを有し、かつ、スケールと地
鉄との界面に厚さ１〜１０μｍの Ｎｉ含有量が０．３〜４．０重量％のＮｉ濃化層 Ｍｏ含有量が０．５〜５．０重量％のＭｏ濃化層 の少なくとも１種の元素の濃化層が存在することを特徴
とする高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材。 - 【請求項２】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％Ｓｉ：０．０１〜
０．５０％未満Ｍｎ：０．０５〜１．６０％Ａｌ：０．
００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１０〜６
０μｍの厚みの青スケールを有し、かつ、スケールと地
鉄との界面に厚さ１〜１０μｍの Ｎｉ含有量が０．３〜１５．０重量％のＮｉ濃化層 Ｍｏ含有量が０．５〜１０．０重量％のＭｏ濃化層 の少なくとも１種の元素の濃化層が存在することを特徴
とする高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材。 - 【請求項３】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｄ） Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％ ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１０〜
６０μｍの厚みの青スケールを有し、かつ、スケールと
地鉄との界面に厚さ１〜１０μｍの Ｎｉ含有量が０．３〜１５．０重量％のＮｉ濃化層 Ｍｏ含有量が０．５〜１０．０重量％のＭｏ濃化層 の少なくとも１種の元素の濃化層が存在することを特徴
とする高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材。 - 【請求項４】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満よりなる群から選ばれ
る少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなる素材を、加熱温度１０５０〜１３０
０℃とし、圧延の最終パスのロール噛み込み温度をＴＦ
（℃）、仕上圧延での最終３パスの平均圧下率をＲＦ
（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延後空冷以上の冷却速度にて冷却
することを特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れ
た鋼材の製造方法。 - 【請求項５】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を、加
熱温度１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロ
ール噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パ
スの平均圧下率をＲＦ（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延後空冷以上の冷却速度にて冷却
することを特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れ
た鋼材の製造方法。 - 【請求項６】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有しさらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と （ｄ） Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％ ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を、加
熱温度１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロ
ール噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パ
スの平均圧下率をＲＦ（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延後空冷以上の冷却速度にて冷却
することを特徴とする高密度エネルギー線切断性に優れ
た鋼材の製造方法。 - 【請求項７】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を、加
熱温度１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロ
ール噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パ
スの平均圧下率をＲＦ（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延終了後５〜３０秒空冷した後に
巻き取り、室温まで冷却することを特徴とする高密度エ
ネルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項８】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を、加
熱温度１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロ
ール噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パ
スの平均圧下率をＲＦ（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延終了後５〜３０秒空冷した後に
巻き取り、室温まで冷却することを特徴とする高密度エ
ネルギー線切断性に優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項９】重量％にて、 （ａ） Ｃ ：０．０３〜０．２５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％未満 Ｍｎ：０．０５〜１．６０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに、 （ｂ） Ｎｉ：０．０５〜０．３０％未満 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％未満 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ） Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｖ ：０．００１〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．２０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｍｏ：０．５０〜１．００％ Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｄ） Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％ ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を、加
熱温度１０５０〜１３００℃とし、圧延の最終パスのロ
ール噛み込み温度をＴＦ（℃）、仕上圧延での最終３パ
スの平均圧下率をＲＦ（％）として ８８０≦ＴＦ≦１０２０（℃） ２１≦ＲＦ≦４０ （％） ＲＦ≧１５５−３ＴＦ／２０ の条件にて圧延し、圧延終了後５〜３０秒空冷した後に
巻き取り、室温まで冷却することを特徴とする高密度エ
ネルギー線切断性に優れる鋼材の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP06108497A JP3408942B2 (ja) | 1997-03-14 | 1997-03-14 | 高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06108497A JP3408942B2 (ja) | 1997-03-14 | 1997-03-14 | 高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材及びその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10251805A JPH10251805A (ja) | 1998-09-22 |
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ID=13160899
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06108497A Expired - Fee Related JP3408942B2 (ja) | 1997-03-14 | 1997-03-14 | 高密度エネルギー線切断性に優れた鋼材及びその製造方法 |
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| KR102488497B1 (ko) * | 2020-12-21 | 2023-01-13 | 주식회사 포스코 | 레이저 절단 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| JP7769214B2 (ja) * | 2022-03-03 | 2025-11-13 | 日本製鉄株式会社 | 厚鋼板及びその製造方法 |
-
1997
- 1997-03-14 JP JP06108497A patent/JP3408942B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH10251805A (ja) | 1998-09-22 |
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