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WO2004103589A1 - Ｆｅ－Ｃｒ合金ビレットおよびその製造方法 - Google Patents

Ｆｅ－Ｃｒ合金ビレットおよびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2004103589A1
WO2004103589A1 PCT/JP2004/007223 JP2004007223W WO2004103589A1 WO 2004103589 A1 WO2004103589 A1 WO 2004103589A1 JP 2004007223 W JP2004007223 W JP 2004007223W WO 2004103589 A1 WO2004103589 A1 WO 2004103589A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
billet
scale
slab
rolling
alloy
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/007223
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yasuyoshi Hidaka
Toshiro Anraku
Tomio Yamakawa
Yasufumi Kitamura
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries, Ltd. filed Critical Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority to MXPA05012509A priority Critical patent/MXPA05012509A/es
Priority to EP04734124A priority patent/EP1637241B1/en
Priority to JP2005506403A priority patent/JP4265603B2/ja
Priority to BRPI0410554-0B1A priority patent/BRPI0410554B1/pt
Priority to CA002525147A priority patent/CA2525147C/en
Publication of WO2004103589A1 publication Critical patent/WO2004103589A1/ja
Priority to ZA2005/10009A priority patent/ZA200510009B/en

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B1/026—Rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B9/00—Measures for carrying out rolling operations under special conditions, e.g. in vacuum or inert atmosphere to prevent oxidation of work; Special measures for removing fumes from rolling mills

Definitions

  • the present invention relates to a billet made of an iron-based alloy containing 5 to 17% of Cr (hereinafter simply referred to as “alloy with 6- ⁇ ”) and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a Fe_Cr alloy billet capable of greatly reducing surface care before production of a billet for a seamless steel pipe produced by the company, and a method for producing the billet. Background art
  • Such surface defects are often caused by scale defects on the billet surface before pipe making.
  • the scale is left behind due to defects in the scale in the manufacturing process of the billet, and the scale is pushed or entangled, resulting in scale defects. appear.
  • the descale method in the bite manufacturing process has been improved, but at present it is difficult to reliably eliminate residual scale. Therefore, in order to prevent surface defects from occurring on steel pipes after hot pipe making, most of the billets undergo a surface inspection before pipe making, and the surface is cleaned based on the results.
  • the billets used to manufacture seamless steel pipes of Fe—Cr alloys are: As shown in Fig. 1 and Fig. 2 described later, it is manufactured by slab rolling using a slab made of the same alloy as a raw material. After the slab is heated to about 1200 ° C, it is processed by slab rolling using box-shaped or hole-shaped rolls. At this time, a multi-stage roll is used, and the roll is gradually lowered to finish in a billet shape while reducing the material diameter.
  • High pressure water descaling is performed in slab rolling to remove scale generated on the slab due to heating.However, descaling often occurs, and the remaining scale is pushed or rolled into the slab surface. This causes scale defects on the billet surface.
  • the descaling capacity has been strengthened, for example, the flow rate and injection pressure of the descaling water have been increased. Because of this, there are also restrictions on increasing the descaling capacity. For these reasons, it is currently difficult to ensure that scale remains on the billet surface.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-28331 discloses a method of applying SiC before slab rolling to impart oxidizing property and improve scale peelability. According to the method disclosed in (1), a coating facility is required for SiC coating, and the coating is also performed off-line, thereby reducing production efficiency. Therefore, any of the measures proposed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 7-25870 and 57-2831 can be directly applied to actual operation. In addition, it is difficult to completely descale from a capacity point of view. For this reason, surface preparation before pipe making has not been omitted after the production of the billet.
  • removal and care may be performed by uniformly grinding all of the billet surfaces, regardless of the location and rate of flaws and, in some cases, the presence or absence of flaws. In this case, the yield of the billet is significantly deteriorated.
  • the present invention has been made in response to the above-described problems of the prior art and the demand for the development of a manufacturing method.
  • the present invention is to produce a billet for a seamless steel pipe from a billet of Fe—Cr alloy by slab rolling. It is an object of the present invention to provide a Fe—Cr alloy billet that can greatly reduce the care required before pipe making, and a method of manufacturing the billet.
  • Fig. 1 is a diagram for explaining the slab rolling process of the billet in the process of producing the billet and the change in the cross section of the billet.
  • Figure (a) shows the cross section of the slab before slab rolling, and (b) shows the cross section of the slab during slab rolling.
  • (c) shows the cross section of the billet after slab rolling.
  • Lump rolling is performed on two stands, a first stand and a second stand.
  • the first stand uses a hole-shaped hole, for example, a box-shaped roll
  • the second stand uses a hole-shaped roll, and is used for reversal rolling. Is carried out.
  • the slab 1 used for slab rolling is heated to about 1200 ° C., and then gradually reduced on each pressing surface in the first stand. As shown in FIG. It is machined into a billet 1 with a section Next, the slab 1 with a rectangular cross section is charged into the second stand and rolled so that the cross-sectional area of the slab gradually decreases, as shown in (c), as in the final billet 2. Finished in a perfect shape.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining in detail the situation in which the cross-sectional shape of the billet changes in the slab rolling process of billet production. In the slab rolling process shown in Fig. 2, the cross-sectional area of the billet 1 is gradually reduced and the final billet 2 is completed by rolling 10 passes.
  • the slabs 1 before slab rolling were arranged in the longitudinal direction (corresponding to Fig. 1 (a)), and were rolled in the first stand in seven passes to form slabs 1 with a rectangular cross section. (Equivalent to Fig. 1 (b)).
  • the slab of rectangular cross section is rolled in the second stand from 8 passes to 10 passes to finish the final billet 2 (corresponding to Fig. 1 (c)).
  • each pass of No. 1, 2, 4, 6, 8, and 10 is rolling from the vertical direction, and each pass of No. 3, 5, 7, and 9 is horizontal. Shows rolling from In actual operation rolling, the rolling direction is switched by turning the slab sideways.
  • the billet 1 shown in FIG. 1 (a) is divided into a high-pressure reduction surface 3 and a low-reduction surface 4, and the high-pressure reduction surface 3 indicates a surface where the reduction ratio increases in the above-described slab rolling.
  • Low rolling reduction surface 4 indicates other surfaces.
  • the slabs before slab rolling are arranged in the longitudinal direction, so that the high pressure reduction surface 3 becomes the short side surface of the slab-shaped steel slab and the low pressure reduction The face 4 is the long side.
  • the billet 1 was rolled down by the first stand at the first stand by the slab rolling process shown in FIGS. 1 (a) to (c) and FIG.
  • the area ratio of the portion of the billet 1 occupying the outer surface of the billet 2 having the high pressure reduction surface 3 and the portion having the low reduction surface 4 becomes the same.
  • FIG. 3 is a perspective view showing the overall configuration of the billet after slab rolling.
  • the center of the low rolling reduction surface 4 is not directly restrained by the rolling rolls, or even if restrained, it is slightly smaller than other parts. is there. Therefore, as shown in Fig. 3, wrinkles 5 occur in the billet 2 after slab rolling in the longitudinal direction of the billet.
  • Box-type rolls and diamond-type rolls / oval-type rolls are exemplified as hole-type rolls used for slab rolling.
  • a box-type roll is effective for preventing falling of a billet. For this reason, box-type rolls are often used in consideration of the stability of slab rolling.
  • the high-pressure reduction surface 3 has a center angle of ⁇ 4 with respect to the plane h perpendicular to the wrinkles 5 with respect to the center of the billet 2.
  • 5 ° ( ⁇ ⁇ 2) based on the recognition of high pressure ratio surface of the steel strip and Biretsu bets that c above can be specified as a range of, is et to F e - for detail C r alloy Biretsu preparative manufacturing process
  • the present invention has been completed on the basis of the above-described findings, and is intended to produce Fe_Cr alloy billets (1) and Fe—Cr alloy billets (2) to (4) below.
  • the method is summarized.
  • the method of producing billets by slab rolling of steel slabs The method of producing billets of Fe alloys is characterized in that the slabs are slab-rolled without descalement of the slabs. This is a method for producing Cr alloy billets.
  • the high-pressure reduction face of the steel slab be reduced first.
  • the billet has a volume of 2.5. /. It is desirable that the scale be generated by holding at a heating temperature of 1200 ° C. or more for 2 hours or more in an atmosphere containing the above steam.
  • the “Fe—Cr alloy” is an iron-based alloy containing 5 to 17% of Cr, and may contain other alloying elements such as Ni and Mo if necessary.
  • the term "high pressure reduction surface” in the present invention refers to a surface of a steel slab which has a high reduction ratio when slab-rolled into a billet shape, and a high pressure reduction surface of a billet before rolling in a billet. The part that was. Normally, in a slab-shaped billet, the high pressure reduction surface is the short side surface.
  • the “high pressure lowering surface” of the billet simply has a center angle of ⁇ 4 with respect to a wrinkle center and a plane perpendicular to the wrinkle center with respect to the wrinkle center. It can be specified as a range of 5 ° ( ⁇ ⁇ 2).
  • the cross-sectional observation of the mouth of the billet can be used.
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of a photograph observation result of a billet cross-sectional macro. At the center of the macroscopic observation, segregation is seen in the central part of the slab before slab rolling, as shown by the elliptical broken line. That is, the position where the segregation occurs coincides with the final solidification position of the piece, and this final solidification position depends on the cross-sectional shape of the long side surface 4 and the short side surface 3 of the piece.
  • the area ratio between the high-pressure reduction surface and the low-pressure reduction surface on the outer surface of the billet after manufacturing is the same, and the billet cross section is divided into four equal parts by the high-pressure reduction surface and the low-pressure reduction surface .
  • the value of the “area ratio of the high pressure lower surface” (the ratio of the scale area in the high pressure lower surface) specified in the present invention can be multiplied by 1/2 to obtain “(billet) total area ratio” (The ratio of the scale area to the total area).
  • the area ratio of the high-pressure reduction face is 70% or more” Area rate 35 ° /.
  • the area ratio of the high-pressure lower surface is 80% or more” is “40% or more of the total area ratio”, and the “area ratio of the high-pressure lower surface is 90 ° /. 5% or more.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a slab rolling process of a billet in a billet manufacturing process and a change state of a billet cross section accompanying the process.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining in detail the situation in which the cross-sectional shape of the billet changes in the slab rolling process of billet production.
  • FIG. 3 is a perspective view showing the overall configuration of the billet after slab rolling.
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of a photograph observation result of the mouth section of the billet.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the defect occurrence rate on the billet surface using test material A and the scale thickness of the steel slab when no descale was performed.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the defect occurrence rate on the surface of the billet using the test piece B and the scale thickness of the steel slab.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the defect occurrence rate on the surface of the billet and the scale thickness of the steel slab similarly using the test material C.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the scale thickness of the steel slab and the holding temperature when the amount of water vapor in the atmosphere of the heating furnace is changed.
  • the Fe—Cr alloy billet of the present invention is characterized in that its high pressure reduction face is covered with a scale layer having an area ratio of 70% or more, 80% or more, or 90% or more. . In other words, it is characterized by being covered with a scale layer having a total area ratio of 35% or more, 40% or more, or 45% or more.
  • the high-pressure lower surface has a scale with an area ratio of 70% or more.
  • the care rate can be reduced by about 50% compared to the comparative example in which descaling is performed.
  • the care rate is about 30 of the comparative example. /.
  • the area ratio is 90. /.
  • the care rate is about 20% of the comparative example. Therefore, the area ratio of the high pressure lower surface covered by the scale correlates well with the defect occurrence rate on the billet surface.
  • the manufacturing method of the present invention is characterized in that, in the slab rolling of a slab, in order to remove scale generated during heating of the slab, descale is not performed using a high-pressure water descaler or the like. This is because, as described above, since the technology for completely removing scale has not been established, the scale remains incompletely or unevenly, and scale flaws are generated by pushing or rolling in this scale. This is to prevent
  • the slab rolling starts from the high pressure reduction surface or the low reduction surface of the steel slab, but it is desirable to start from the high pressure reduction surface of the steel slab. This is because the scale formed on the steel slab can be sufficiently pressed to the high pressure reduction surface by rolling the first pass of the slab rolling on the high pressure reduction surface.
  • the reason why the scale is pressed against the high-pressure reduction surface is that if the scale is pressed halfway into the surface where the reduction ratio is large, it will easily become a scale flaw.
  • the scale is brought into close contact with the area ratio of 70% or more, it becomes difficult to push the scale into the billet base material in the subsequent bulk rolling process. This tendency becomes more remarkable as the area ratio covered by the scale increases.
  • the billet is less likely to be defective by slab rolling, and It is characterized in that a scale with a thickness of ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ or more that is hard to cause defects on the surface of the billet is generated.
  • This scale thickness can be obtained by adjusting the heating conditions (atmosphere, heating temperature and holding time) of the billet.
  • FIGS. 5 to 7 are diagrams showing the relationship between the defect occurrence rate on the Fe—Cr alloy billet surface and the scale thickness of the steel slab when descale is not performed.
  • alloys A, B, and C containing 5 to 17% Cr shown in Table 1 were used.
  • Fig. 5 shows the relationship with test material A
  • Fig. 6 shows the relationship with test material B.
  • the holding time when the test materials, B and C were heated to 1200 ° C. in an air heating furnace was changed, and the high and low reduction rates of the steel slab were changed.
  • the defect occurrence rate on the billet surface when the scale thickness was changed was measured.
  • the heating to 1200 ° C in the air heating furnace is due to the heating temperature being appropriate to reduce the deformation resistance in slab rolling.
  • the defect rate on the billet surface was measured by removing the scale on the billet surface by shot blasting, detecting surface defects by the magnetic flux leakage inspection method, and measuring the defect rate ((number of defects generated Z total number). ).
  • the defect occurrence rate decreases as the scale becomes thicker.
  • the defect occurrence rate becomes 35% or less, and further decreases to 1200 ⁇ m. Then, the defect occurrence rate becomes 25% or less.
  • This result shows that the defect occurrence rate is halved and further reduced to about 1 Z 3 as compared with the comparative example in which the conventional method is reproduced, as described in the examples described later.
  • the scale thickness of the billet needs to be 100 ⁇ m or more before the slab rolling, and it is more preferable that the scale thickness be 1200 ⁇ m or more.
  • the billet surface stretched by slab rolling is covered with a scale layer with as large an area ratio as possible. That is, it is expected that it is effective to secure the scale thickness.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the scale thickness of the steel slab and the holding temperature when the amount of water vapor in the atmosphere of the heating furnace is changed.
  • the amount of water vapor contained in the atmosphere gas is the volume. /. At 0%, 2.5%, 10 ° /. And 20 ° / 0 .
  • the scale thickness was measured by oxidizing a steel slab with a holding time of 1 to 6 hours, cutting out a test piece, processing it into a micro-hole sample, and performing cross-sectional observation. Table 2 shows the scale structure at this time.
  • the steel slab may be heated to 200 ° C. and kept for at least 2 hours in an atmosphere containing 2.5% or more of ice vapor.
  • each scale structure has a two-layer structure consisting of an outer scale and an inner scale.
  • the outer layer scale is a scale formed outside the original slab surface
  • the inner layer scale is a scale formed inside the original slab surface.
  • the outer layer scale Lumpur consists F e 2 ⁇ 3, F e 3 0 4 and F e O
  • the inner layer scale is F e C r 2 ⁇ 4 and Consists of F e O.
  • the outer scale is composed of Fe 2 ⁇ 3 ⁇ e 3 ⁇ 4
  • the inner scale is F e Cr 2 ⁇ 4 and F e 3 ⁇ 4 Consists of
  • the scale structure may be any of the above-mentioned forms, but a scale structure in which scale defects are less likely to occur is preferably a structure in which FeO is present. This is because FeO itself has a high deformability, so that it does not easily break even if subjected to a large reduction, and that it has less high-temperature hardness than steel, so that it does not easily produce indentation flaws.
  • F e 2 ⁇ 3 hardly deformed performance without addition, F e 3 0 4 is caused to extend to a modified version pulled at very low speed laboratory at a heating temperature of 8 0 0 ° C or higher, The deformation rate at the time of rolling cannot cope with it, and it causes cracking and peeling.
  • F e ⁇ deforms following the deformation speed during rolling. Does not crack.
  • the thickness in the outer scale be 30% or more when the cross-sectional micro-mouth is observed.
  • the thickness of F e O can be measured by mapping the color tone by cross-sectional microscopic observation, O 2 (oxygen) by EPMA, and identifying the full-scale structure from X-ray diffraction in advance.
  • the water vapor concentration exceeds 20%, the effect of increasing the scale generation rate and increasing the FeO ratio gradually saturates. For this reason, considering the damage to the furnace wall of the heating furnace, it is desirable to set the upper limit of the water vapor concentration to about 25%.
  • the heating temperature of the steel slab is desirably set to 1200 ° C. or more in order to secure the scale thickness of the slab to 100 ⁇ m or more. Further, the heating temperature is desirably set to 1200 ° C. or higher from the viewpoint of not only the formation of scale but also the workability during slab rolling. On the other hand, the upper limit of the heating temperature is desirably set to 130 ° C. or less in consideration of damage to the equipment.
  • the holding time in order to secure the scale thickness of the slab to 100 ⁇ m or more, when the heating temperature of the slab is set to 1200 ° C or more, the holding time should be 2 hours or more. desirable.
  • the effects exerted by the method for producing Fe—Cr alloy billets specified by the present invention will be described based on specific (Example 1) and (Example 2).
  • the test materials were 5 to 17 ° / o Cr-containing alloys A, B, and C shown in Table 1 above, and as a billet material, short side 280 mm X long side 60 O mm X length 740 A 0 mm bloom CC material was used.
  • the slab was heated at 1200 ° C for 6 hours in an air heating furnace (not including steam). Further, after heating the slab, production was performed under two conditions, that is, when descale was performed using a high-pressure water descaler with a pressure of 100 kg / cm 2 and when descale was not performed.
  • the slab rolling of the billet is performed in the first and second stands, each with a lever. Rolling was carried out. Rolling in the first pass in the first stand was classified according to whether the rolling was performed on the high rolling reduction surface or the low rolling reduction surface. Then, beat pressure to the cross-sectional shape of a generally short sides 2 5 0 mm X long side 4 0 0 mm at the first stand, then processed c Biretsu preparative after manufacture finished billet of the final 2 2 5 phi in the second stand Then, the surface scale was removed with a shot plaster, and the flaw inspection was performed with the NDI flaw detector using the magnetic flux leakage test. Here, the target was a flaw with a depth of 0.5 mm or more.
  • the defect occurrence rate was evaluated by the number ratio of (number of defect occurrences Z total number).
  • the area ratio of the scale to the billet surface was investigated.
  • a sample for cross-sectional observation is taken from the high-pressure surface every 1 m from the billet, the scale peeling length is measured by microscopic observation, and ⁇ (average vertical scale peeling Length X average scale peeling length in the horizontal direction) / overall area ⁇ .
  • the area ratio of the scale the average value of the area ratio of all samples in each billet was used.
  • Tables 3 to 5 show the defect occurrence rate and the scale area rate covering the high pressure rate face of the billet.
  • Table 3 shows the results using the alloy A containing 5% Cr as the test material
  • Table 4 shows the results using the alloy B containing 13% Cr
  • Table 5 shows the results using the alloy B containing 13% Cr.
  • the results are shown using the alloy C containing 7% Cr as the test material.
  • the thickness of the scale formed on the slab immediately after being taken out of the heating furnace was approximately 100 ⁇ m in both cases, and the outer layer scale was F e 2 ⁇ 3 and F e 3 ⁇ 4 , and the inner scales were F e Cr 2 ⁇ 4 and F e 3 ⁇ 4 .
  • the thickness of the scale covering the billet surface immediately after production was 150 im or more.
  • Test material 7% Cr-containing alloy C As shown in Tables 3 to 5, when descaled by slab rolling as a comparative example, the scale coating was 4.5% in area ratio of the high pressure lower surface. ⁇ 50% (22.5 ⁇ 25% in total area), and the defect occurrence rate is almost the same, 92 ⁇ 98. /. The surface care was necessary at the ratio of the number of pieces.
  • the rolling of the low rolling reduction surface in the first pass was performed, and the scale coating was 70 to 73% in area ratio of the high rolling reduction surface (35 to 73% in total area ratio). 36.5%), and the defect occurrence rate was halved compared to the comparative example, and was 44-47%.
  • the rolling of the high pressure reduction face in the first pass was carried out, and the scale coating was 80 to 83% in area ratio of the high pressure reduction face (40 to 41% in total surface area). 5%), and at the same time, the defect occurrence rate was about 13 compared to the comparative example, and was reduced to 32 to 35 ° / 0 .
  • the defect occurrence rate is a comparative example in which descale is performed. If the scale coverage is about 80% (40% in total area ratio) of the high-pressure lower surface, the defect occurrence rate is about 1Z3 compared to the comparative example. It can be seen that it can be reduced to This is because the detailed mechanism is not clear, but by bringing the scale into close contact with a certain area ratio close to the entire surface, it is possible to suppress the generation of non-uniform scale that causes indentation and winding. It is presumed.
  • Example 2 Using the test material and the slab material under the same conditions as in Example 1, the obtained slab was heated in a heating furnace. At this time, a steam addition device was connected to the atmospheric furnace, and heating was performed at 1200 ° C. for 6 hours while changing the atmosphere in the furnace.
  • Table 6 shows the results when the alloy A containing 5% Cr was used as the test material
  • Table 7 shows the results when the alloy B containing 13% Cr was used as the test material
  • Fig. 8 shows the case where alloy C containing 17% Cr was used as the test material. Regardless of which test material was used in (Example 2), the thickness of the scannole covering the billet surface was 150 Atm or more.
  • Test material 7% Cr-containing alloy C As shown in Tables 6 to 8, in the example of the present invention, as the water vapor concentration in the atmosphere increases, the scale of the high pressure lower surface covered by the scale increases. It can be seen that at the same time as the area ratio increases, the defect occurrence rate of the bill decreases. This is because the increase in the water vapor content causes thicker scale to be generated in the billet and at the same time more FeO that is hard to be pushed into the base metal during slab rolling ⁇ ).
  • the steel slab before the slab rolling was 10 in concentration. /.
  • the area ratio of the high-pressure lower surface covered by the scale is further increased by 93% At the same time, the defect rate of the billet can be reduced to 22% or less.
  • the high pressure reduction surface of the steel slab is covered with the scale layer having a large area ratio and the bulk slab is rolled. Can be reduced.
  • the scale layer having a large area ratio can be reduced.
  • this Fe_Cr alloy billet is used for the production of seamless steel pipe, even if it is a relatively difficult-to-process Fe-Cr alloy steel pipe, it can be manufactured at low cost and efficiently. Since it can be manufactured, it can be widely applied in the field of manufacturing hot seamless steel pipes.

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Abstract

本発明のＦｅ−Ｃｒ合金ビレットの製造方法によれば、鋼片の高圧下率面を７０％以上と大きな面積率のスケール層で被覆し、デスケールを実施しないで分塊圧延を行うので、スケールの押し込みや巻き込みを低減できる。これにより、Ｆｅ−Ｃｒ合金の鋼片から継目無鋼管用ビレットを製造する場合に、製管前の表面手入れを大幅に削減できる。これにより、このＦｅ−Ｃｒ合金ビレットを継目無鋼管の製管に採用すれば、比較的難加工なＦｅ−Ｃｒ合金鋼管であっても低廉な製造コストで、かつ効率的に製造することができるので、熱間継目無鋼管の製造分野で広く適用することができる。

Description

明 細 書
F e - C r合金ビレツ トおよびその製造方法 技術分野
本発明は、 C rを 5〜 1 7 %含有する鉄基合金 （本明細書では単に 「 6—〇で合金」 という） 製ビレッ トおよびその製造方法に関し、 さ らに詳しくは、 分塊圧延によって製造される継目無鋼管用ビレツ トの製 管前での表面手入れを大幅に削減できる F e _ C r合金ビレツ ト、 およ びそのビレツ トの製造方法に関するものである。 背景技術
近年、 油井用や化学工業用として F e— C r合金からなるの鋼管の需 要が高まり、 これを高品質で効率的に製造するため、 熱間継目無鋼管製 造法による製造が増加している。 しかし、 F e _ C r合金の継目無鋼管 の製造では、 得られた鋼管の外表面にスケール疵などの表面欠陥が発生 することがある。
このよ うな表面欠陥は、 製管前のビレツ ト表面のスケール欠陥に起因 することが多い。 すなわち、 ビレッ トの製造工程におけるデスケール不 良によってスケールが取り残され、 このスケールが押し込まれたり巻き 込まれたりすることによってスケール欠陥となり、 これがビレツ ト表面 に残存したまま製管することによって表面欠陥が発生する。
このため、 ビレツ ト製造工程でのデスケール方法の改善が行われてい るが、 現状では確実にスケール残りをなくすことが困難である。 したが つて、 熱間製管後の鋼管に発生する表面欠陥を防止するため、 ほとんど のビレツ トは製管前に表面検査を受け、 その結果に基づいて表面手入れ がなされる。
通常、 F e— C r合金の継目無鋼管の製造に用いられるビレツ トは、 後述する図 1および図 2に示すように、 同合金製の鋼片を素材として分 塊圧延によって製造される。 鋼片はお そ 1 2 0 0 °C程度に加熱された 後、 箱型や穴型形状のロールによる分塊圧延によって加工される。 この とき、 ロールは多段ロールを用い、 徐々に圧下して、 素材径を小さく し ながらビレツ ト形状に仕上げる。
分塊圧延では加熱により鋼片に発生したスケールを除去するため、 高 圧水デスケールが実施されるが、 しばしばデスケール不良が生じ、 残存 したスケールが鋼片表面に押し込まれたり巻き込れたり して、 ビレッ ト 表面のスケール欠陥となる。
スケール欠陥を低減するため、 デスケール能力の強化、 例えば、 デス ケール水の流量および噴射圧力の増強も行われているが、 デスケールに ともなって母材温度が低下するため、 ビレツ ト製造そのものに支障を生 じること等から、 デスケール能力の増強にも制約がある。 このようなこ とから、 現状では確実にビレツ ト表面のスケール残りをなくすことが困 難である。
上述の問題に対応するため、 従来から加熱設備に関し種々の対策が提 案されている。 特開平 7 — 2 5 8 7 4 0号公報では、 スラブゃビレッ ト 等の鋼片を燃焼パーナで連続的に加熱する際に、 加熱時の酸化スケール 生成を抑え、 加熱後に鋼片を酸化させて剥離性のよいスケールを生成し て表面欠陥を除去する連続加熱方法が提案されている。 しかし、 提案の 方法を実施しょう とすると、 連続加熱炉の木幅な改善、 改造が必要にな る。
さらに、 特開昭 5 7 - 2 8 3 1号公報には、 分塊圧延前に S i Cを塗 布し酸化性を付与してスケール剥離性を向上する方法が開示されている しかし、 ここで開示される方法によれば、 S i C塗布のために塗布設備 を必要となり、 さらにその塗布もオフライン作業となるため、 生産効率 が低下する。 したがって、 上記特開平 7 - 2 5 8 7 4 0号および特開昭 5 7— 2 8 3 1号の各公報で提案されたいずれの対策であっても、 そのまま実操業 に適用することができず、 また、 能力面からも完全にデスケールするこ とが困難になる。 このため、 ビレッ ト製造後に、 製管前の表面手入れを 省略するには至っていない。
ビレツ トの製管前の手入れ方法としては、 超音波探傷などによって疵 部を検知し、 該当箇所をグラインダーやピーラーなどで外削する方法が 慣用されている。 しかし、 疵の発生箇所や頻度などがビレッ ト毎に異な るので自動化は困難であり、 通常はオフラインでの作業となる。 このた め、 当該ビレッ トを用いた継目無鋼管の製造は生産効率が低く、 ビレツ ト手入れの作業環境も悪い。
ビレッ ト手入れを自動化する場合には、 疵の発生箇所や発生率、 場合 よっては疵の有無に関わらず、 全数のビレツ ト表面を均一に研削して除 去手入れすることがある。 この場合には、 著しく ビレッ トの歩留まりが 悪化することになる。
このようなビレツ ト表面の均一研削に替えて、 疵位置を特定する自動 化処理に関し、 例えば、 特開平 1 0 — 2 7 7 9 1 2号公報では、 鋼片に マーキングを行った後、 鋼片の画像データを取得し、 この画像データか ら表面疵データを抽出する表面疵処理方法を提案している。 しかし、 こ こで提案される表面疵処理方法では、 多大な設備と費用を要することか ら、 ビレツ トの手入れ方法と して適さないという問題がある。
上述の通り、 継目無鋼管の製造用ビレッ トの製造に際して、 その表面 に発生するスケール欠陥を防止するため、 種々の提案がなされているが- 完全にデスケールすることは困難であり、 ビレツ ト製造後に表面手入れ を省略するには至っていない。
また、 ビレッ トの表面手入れに際して、 通常はオフラインでの作業と なり、 生産効率も低く、 作業環境も悪くなる。 手入れ自動化を図る場合 でも、 歩留まりの低下や多大な設備費用を要することになる。
このため、 ビレッ トの表面手入れが省略でき、 または削減できる製造 方法、 特に、 F e — C r合金の継目無鋼管の製造用ビレッ トの分塊圧延 後の表面手入れを大幅に低減できる製造方法の開発が要望されている。 発明の開示
本発明は、 上述した従来技術の問題点や製法開発の要望に対応してな されたものであり、 F e—C r合金の鋼片から分塊圧延によって継目無鋼管用ビ レツトを製造する場合に、 製管前の手入れを大幅に削減できる F e—C r合金ビレ ットおよびこのビレツトを製造する方法を提供することを目的としている。
本発明者らは、 従来から用いられ、 または提案されているスケール除 去方法では、 ビレツ ト表面に発生するスケール欠陥を完全になくすこと ができないことに鑑みて、 スケール除去するのではなく、 積極的にスケ 一ルをビレツ ト表面に被覆させることによって、'表面欠陥を抑制するこ とを着想した。
この着想を F e — C r合金ビレツ トについて具体化するため、 F e _ C r合金ビレツ トの製造工程に採用されている鋼片の分塊圧延ついて詳 細な検討を行った。
図 1は、 ビレツ トの製造工程における鋼片の分塊圧延プロセスとそれ にともなう鋼片断面の変化状況を説明する図である。 同図 （a ) は分塊 圧延前の鋼片断面を示し、 同 （b ) は分塊圧延途中での鋼片断面を示し、
( c ) は分塊圧延後のビレッ ト断面を示している。 分塊圧延は第 1 スタ ンドおよび第 2スタン ドの 2スタンドで行い、 第 1 スタンドは孔型口一 ル、 例えば箱型ロールを用い、 第 2スタンドは穴型形状ロールを用いて 各々 レバース圧延を実施する。
分塊圧延に用いられる鋼片 1は、 1 2 0 0 °C程度に加熱された後、 第 1 スタン ドで圧下面ごとに徐々に圧下され、 同 （b ) に示すように、 矩 形断面の鋼片 1に加工される。 次に、 矩形断面の鋼片 1は第 2スタン ド に装入され、 徐々に鋼片の断面積が小さくなるように圧延され、 同 ( c ) に示すように、 最終のビレッ ト 2のような形状に仕上げられる。 図 2は、 ビレツ ト製造の分塊圧延プロセスにおける鋼片の断面形状が 変化する状況を詳細に説明する図である。 図 2に示す分塊圧延プロセス では、 徐々に鋼片 1の断面積が減少され、 1 0パスの圧延によって最終 ビレッ ト 2に仕上げられる。 同圧延プロセスでは、 分塊圧延前の鋼片 1 は縦長方向に配置され （図 1 ( a ) に相当） 、 第 1スタン ドで 7パスの 圧延が施されて矩形断面の鋼片 1に加工される （図 1 ( b ) に相当） 。 次に、 矩形断面の鋼片は第 2スタン ドで 8パス〜 1 0パスの圧延が施さ れ、 最終のビレッ ト 2に仕上げられる （図 1 ( c ) に相当） 。
図 2に示す紙面において、 N o . 1、 2、 4、 6、 8および 1 0の各 パスは上下方向からの圧延であり、 N o . 3、 5、 7および 9の各パス は左右方向からの圧延を示している。 実際の操業圧延においては、 鋼片 を横倒しして圧延方向の切り換えを行う。
前記図 1 ( a ) に示す鋼片 1は、 高圧下率面 3と低圧下率面 4に区分 されるが、 高圧下率面 3は上記の分塊圧延において圧下率の高くなる面 を示し、 低圧下率面 4はその他の面を示す。 通常の分塊圧延では、 図 2 に示すように、 分塊圧延前の鋼片は縦長方向に配置されるため、 高圧下 率面 3はスラブ形状の鋼片では短辺面になり、 低圧下率面 4は長辺面に なる。
ところが、 前記図 1 ( a ) 〜 （ c ) およぴ図 2に示す分塊圧延プロセ スにより第 1 スタンドで鋼片 1が圧下面ごとに圧下され、 さらに第 2ス タンドで圧延されてビレツ ト 2に仕上げられる場合、 ビレツ ト 2外表面 に占める鋼片 1において高圧下率面 3であった部分と低圧下率面 4であ つた部分との面積比率は同じになる。
すなわち、 前記図 1 ( c ) に示す分塊圧延後のビレッ ト 2断面は高圧 下率面 3 ' (鋼片 1で高圧下率面であった部分） と低圧下率面 4 ' (鋼 片 1で低圧下率面であった部分） とで 4等分され、 同図に示す高圧下率 面 3 ' の中心角 Θ (ビレッ ト 2の表面部分の占める角度） は 9 0 ° とな る。
図 3は、 分塊圧延後のビレッ トの全体構成を示す斜視図である。 上記 の第 1 スタンドでの孔型ロールを用いた圧延では、 低圧下率面 4の中心 部は直接圧下ロールによって拘束されることがないか、 拘束されたとし ても他の部分に比べ僅かである。 そのため、 分塊圧延後のビレッ ト 2に は、 図 3に示すように、 ビレッ トの長さ方向にしわ 5が生じる。
分塊圧延に用いる孔型ロールとしては、 箱型ロール、 ダイヤ型ロール- オーバル型ロールが例示されるが、 箱型ローノレが鋼片の倒れ防止などに 有効である。 このため、 分塊圧延の安定性を考慮して、 箱型ロールが多 く採用されている。
したがって、 分塊圧延後のビレッ ト 2のしわ 5を基準にすれば、 高圧 下率面 3， は、 ビレッ ト 2の中心に対してしわ 5 と直交する面 hを中心 として中心角が ± 4 5 ° ( Θ Ζ 2 ) の範囲として特定することができる c 上述した鋼片およびビレツ トの高圧下率面に関する認識に基づき、 さ らに F e — C r合金ビレツ トの製造工程について詳細に検討を加えた結 果、 以下 （ a ) 〜 （ e ) の知見を得た。
( a ) F e — C r合金ビレッ トの表面に発生するスケール欠陥を防止す るため、 分塊圧延前の鋼片に生成したスケールを完全に除去することは 困難である。
( b ) 鋼片に生成したスケールを完全に除去することを諦めて、 分塊圧 延時に押し込まれたり巻き込まれたり し難いスケールの生成パターンを 検討した。 その結果、 広い被覆面積で鋼片に密着し生成したスケールは. 分塊圧延時に押し込まれ、 卷き込まれを生じ難いことを見出した。
( c ) 具体的には、 ビレッ ト製造工程では、 高圧水デスケーラー等を用 いたデスケールを実施する必要がない。
( d) さらに、 分塊圧延 （第 1スタンド） での 1パス目の圧延 （一番最 初に行う圧下） を鋼片の高圧下率面から開始することにより、 生成した スケールを鋼片により密着させることができる。 ' ( e ) また、 鋼片の加熱条件 （雰囲気、 加熱温度および保持時間） を調 整することにより、 分塊圧延時に脱落し難く、 より広い被覆面積で鋼片 にスケールを生成させることができる。
本発明は、 上記の知見に基づいて完成されたものであり、 下記 （ 1 ) の F e _ C r合金ビレッ トおよび （ 2) 〜 （4 ) の F e — C r合金ビレ ッ トの製造方法を要旨と している。
( 1 ) 高圧下率面において面積率 7 0 %以上、 8 0 %以上、 または 9 0 %以上でスケール層が被覆していることを特徴とする F e— C r合金ビ レツ トである。
( 2 ) 鋼片を分塊圧延しビレッ トを製造する F e— C r合金ビレッ トの 製造方法において、 鋼片のデスケールを実施しないで分塊圧延をするこ とを特徴とする F e— C r合金ビレツ トの製造方法である。
( 3 ) 鋼片を分塊圧延しビレツ トを製造する F e - C r合金ビレツ トの 製造方法において、 鋼片に厚さ 1 0 0 0 μ m以上のスケールを生成した のち、 デスケールを実施しないで分塊圧延をすることを特徴とする F e 一 C r合金ビレッ トの製造方法である。
(4) 上記 （ 3 ) の F e _ C r合金ビレッ トの製造方法では、 前記鋼片 の高圧下率面を最初に圧下するのが望ましい。 また、 前記鋼片を 2. 5 体積。/。以上の水蒸気を含む雰囲気で、 1 2 0 0 °C以上の加熱温度で 2時 間以上保持してスケールを生成するの.が望ましい。
本発明において 「F e — C r合金」 とは、 C rを 5〜 1 7 %含有する 鉄基合金であり、 必要に応じその他の N i 、 Mo等の合金元素を含むこ とができる。 本発明の 「高圧下率面」 とは、 鋼片においてはビレッ ト形状に分塊圧 延する場合に圧下率の高くなる面をいい、 ビレツ トにおいては圧延前の 鋼片において高圧下率面であった部分をいう。 通常、 スラブ形状の鋼片 では高圧下率面は短辺面になる。
ビレッ トにおける 「高圧下率面」 は、 前記図 3に示すように、 簡易的 にはしわを基準にして、 ビレツ トの中心に対してこのしわと直交する面 を中心として中心角が ± 4 5 ° ( Θ Ζ 2 ) の範囲として特定することが できる。 より正確にビレッ トにおける 「高圧下率面」 を特定するには、 ビレツ トの断面マク口観察結果を用いることができる。
図 4は、 ビレッ ト断面マクロの写真観察結果の一例を示す図である。 マクロ観察の中央部には、 楕円破線で示すように、 分塊圧延前の鋼片の 断面方向と相関がある偏析が見られる。 すなわち、 偏析が発生する位置 は铸片の最終凝固位置と一致するため、 この最終凝固位置が踌片の長辺 面 4および短辺面 3からなる断面形状に依存する。
図 4に示す断面マクロの写真観察結果から、 楕円破線と平行する面は 長辺面 4であり 「低圧下率面」 となり、 楕円破線と直交する面は短辺面 3であり 「高圧下率面」 となる。 したがって、 ビレッ トに圧延後も、 分 塊圧延前の鋼片の断面方向と相関がある偏析が残存するので、 楕円破線 で示す偏析の分布状況からビレッ トにおける 「高圧下率面」 を特定する ことができる。
前述の通り、 製造後のビレツ ト外表面における高圧下率面と低圧下率 面との面積比率は同じになり、 ビレツ ト断面は高圧下率面と低圧下率面 とで 4等分される。 このため、 本発明で規定する 「高圧下率面の面積 率」 （高圧下率面におけるスケール面積の割合） の値は、 1 / 2をかけ れば 「 （ビレッ ト） 全面積率」 （ビレッ ト全面積におけるスケール面積 の割合） に置き換えることができる。
すなわち、 本発明において 「高圧下率面の面積率 7 0 %以上」 は 「全 面積率 3 5 °/。以上」 と、 「高圧下率面の面積率 8 0 %以上」 は 「全面積 率 4 0 %以上」 と、 「高圧下率面の面積率 9 0 °/。以上」 は 「全面積率 4 5 %以上」 と、 それぞれ言い換えて規定することができる。 図面の簡単な説明
図 1は、 ビレツ トの製造工程における鋼片の分塊圧延プロセスとそれ にともなぅ鋼片断面の変化状況を説明する図である。
図 2は、 ビレツ ト製造の分塊圧延プロセスにおける鋼片の断面形状が 変化する状況を詳細に説明する図である。
図 3は、 分塊圧延後のビレッ トの全体構成を示す斜視図である。
図 4は、 ビレツ ト断面マク口の写真観察結果の一例を示す図である。 図 5は、 デスケールを行わなかった場合に、 供試材 Aを用いたビレツ ト表面の欠陥発生率と鋼片のスケール厚さとの関係を示す図である。 図 6は、 同様に供試材 Bを用いたビレツ ト表面の欠陥発生率と鋼片の スケール厚さとの関係を示す図である。
図 7は、 同様に供試材 Cを用いたビレツ ト表面の欠陥発生率と鋼片の スケール厚さとの関係を示す図である。
図 8は、 加熱炉の雰囲気における水蒸気量を変化させた場合の鋼片の スケール厚さと保持温度との関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の F e— C r合金ビレツ トは、 その高圧下率面が面積率 7 0 % 以上、 8 0 %以上、 または 9 0 %以上のスケール層で被覆されているこ とを特徴としている。 言い換えると、 全面積率で 3 5 %以上、 4 0 %以 上、 または 4 5 %以上のスケール層で被覆されていることを特徴と して いる。
後述する実施例で示すように、 高圧下率面が面積率 7 0 %以上のスケ ール層で被覆される場合に、 手入れ率はデスケールを実施する比較例に 比べ約 5 0 %削減できる。
本発明の F e— C r合金ビレツ トでは、 高圧下率面の面積率が高い程、 ビレッ トの手入れ率が低くなる傾向にある。 例えば、 高圧下率面が面積 率 8 0 %以上のスケール層で被覆されている場合に、 手入れ率は比較例 の約 3 0。/。になり、 同様に面積率 9 0。/。以上のスケール層で被覆されて いる場合に、 手入れ率は比較例の約 2 0 %になる。 したがって、 スケー ルが被覆する高圧下率面の面積率は、 ビレツ ト表面の欠陥発生率によく 相関する。
本発明の製造方法では、 鋼片の分塊圧延において、 鋼片の加熱の際に 発生したスケールを除去するために、 高圧水デスケーラー等を用いてデ スケールを実施しないことを特徴にしている。 これは、 前述したように- 完全にスケールを除去する技術は確立さていないため、 不完全に、 また は不均一にスケールが残存し、 このスケールの押し込みや巻き込みによ つてスケール疵が発生するのを防止するためである。
本発明の製造方法では、 分塊圧延は鋼片の高圧下率面または低圧下率 面のいずれから開始するかを規定していないが、 鋼片の高圧下率面から 開始するのが望ましい。 分塊圧延の 1パス 目を高圧下率面で圧延するこ とによって、 鋼片に形成されたスケールを高圧下率面に十分に圧着させ ることができるからである。
また、 高圧下率面にスケールを圧着させる理由は、 圧下率が大きい面 に中途半端にスケールが残存する状態で押し込まれると、 スケール疵に なり易いからである。 本発明において、 スケールを面積率で 7 0 %以上 で密着させると、 それ以降の分塊圧延のプロセスではスケールが鋼片母 材に押し込まれ難くなる。 この傾向は、 スケールが被覆する面積率が高 くなるほど顕著になる。
本発明の製造方法では、 鋼片に分塊圧延で欠陥になり難く、 製造後の ビレツ ト表面において欠陥を生じ難い厚さ Ι Ο Ο Ο μ πι以上のスケール を生成させることを特徴にしている。 このスケール厚さは、 鋼片の加熱 条件 （雰囲気、 加熱温度および保持時間） を調整することによって得る ことができる。
図 5〜図 7は、 デスケールを行わなかった場合における F e— C r合 金ビレツ ト表面の欠陥発生率と鋼片のスケール厚さとの関係を示す図で ある。 供試材として、 表 1に示す 5〜 1 7 % C r含有合金 A、 Bおよび Cを用い、 図 5は供試材 Aによる関係を、 図 6は供試材 Bによる関係を. 図 7は供試材 Cによる関係をそれぞれ示している。
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具体的な条件としては、 供試材 、 Bおよび Cを大気加熱炉で 1 2 0 0 °Cに加熱したときの保持時間を変化して、 鋼片の高圧下率面および低 圧下率面のスケール厚さを変化させたときのビレツ ト表面の欠陥発生率 を測定した。 大気加熱炉で 1 2 0 0 °Cに加熱したのは、 分塊圧延での変 形抵抗を低減するのに適正な加熱温度であることによる。
また、 ビレッ ト表面の欠陥発生率の測定は、 ビレッ ト表面のスケール をショ ッ トブラス トによって除去した後、 漏洩磁束探傷法によって表面 欠陥を検知し、 欠陥発生率を （欠陥発生本数 Z全本数） の本数比で示し た。
図 5〜図 7に示した結果から、 スケールが厚くなるにしたがって欠陥 発生率が減少することが分かる。 高圧下率面のスケール厚さが 1 0 0 0 μ mになると欠陥発生率が 3 5 %以下となり、 さらに 1 2 0 0 μ mにな ると欠陥発生率が 2 5 %以下となる。 この結果は、 後述する実施例で説 明するように、 従来法を再現した比較例に比べ、 欠陥発生率は半減し、 さらに 1 Z 3程度にまで低下している。
このことから、 本発明では分塊圧延前において、 鋼片のスケール厚さ は 1 0 0 0 μ m以上必要であり、 さらに 1 2 0 0 μ m以上にするのが望 ましい。
詳細な機構は明確ではないが、 ビレツ ト表面の欠陥発生率を抑制しよ う とすると、 分塊圧延で延伸したビレツ ト表面をできるだけ大きい面積 率のスケール層で被覆するため、 ある程度のスケール量、 すなわちスケ ール厚さを確保するのが有効であることが予測される。
図 8は、 加熱炉の雰囲気における水蒸気量を変化させた場合の鋼片の スケール厚さと保持温度との関係を示す図である。 図中では、 雰囲気ガ スに含まれる水蒸気量を体積。/。で 0 %、 2. 5 %、 1 0 ° /。および 2 0 °/0 に変動させた。
供試材として前記表 1に示す 1 3 % C r含有合金 Bを用い、 1 0 %
C 02- 5 %02-B a 1 . N 2を雰囲気ガスのベースとして、 雰囲気ガス に含まれる水蒸気濃度を 0〜 2 0 %の範囲で変動させた。 このとき、 鋼 片を 1 2 0 0 °Cに加熱して保持時間を変化させて、 鋼片に発生したスケ ール厚さを測定した。
スケール厚さの測定は、 鋼片を 1〜 6時間の保持時間で酸化させた後、 供試片を切り出して、 ミク口試料に加工して断面観察結果から行った。 また、 このときのスケール構造を表 2に示す。
図 8に示す結果から、 水蒸気を含まない雰囲気で 1 0 0 0 μ m以上の スケールを得るには、 およそ 6時間の加熱が必要である。 この水蒸気を 含まない雰囲気は、 大気雰囲気とほぼ同等である。
一方、 雰囲気に水蒸気を 2. 5 %以上含ませることによって、 酸化速 度を著しく速めることができる。 1 2 0 0 μ m以上のスケール厚さを効 率的に得るには、 氷蒸気を 2 . 5 %以上含む雰囲気において鋼片を 2 0 0 °Cに加熱して 2時間以上保持すればよい。
表 2
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表 2に示すように、 スケール構造はいずれも、 外層スケールと内層ス ケールの 2層構造である。 本発明において、 外層スケールとは元の鋼片 表面より外側に生成するスケールであり、 内層スケールとは元の鋼片表 面より内側に生成するスケールである。
水蒸気を 2 . 5 %以上含む雰囲気で形成されるスケールは、 外層スケ ールが F e 2〇3、 F e 3 0 4および F e Oからなり、 内層スケールが F e C r 2〇4および F e Oからなる。 これに対し、 水蒸気を含まない雰囲気 で形成されるスケールは、 外層スケールが F e 2〇3ぉょぴ e 3〇4から なり、 内層スケールが F e C r 2〇4および F e 3〇4からなる。
スケール構造は、 上記のいずれの形態でもよいが、 よりスケール欠陥 が発生し難いスケール構造と しては、 F e Oが存在するものがよい。 こ れは、 F e O自体は変形能が高いため、 大きな圧下を受けても割れ等の 破壌を生じ難く、 また鋼より も高温硬度が低いため押し込み疵が発生し 難いからである。
例えば、 F e 2〇 3はほとんど変形性能がなく、 また、 F e 3 0 4は加熱 温度が 8 0 0 °C以上で実験室的に極低速で引張り変形させた場合に伸び を生ずるが、 圧延時の変形速度では対応できず、 割れを生じ剥離するこ とになる。 これに対し、 F e〇は、 圧延時の変形速度に追随して変形し. 割れを生ずることがない。
F e Oが存在する場合に、 断面ミク口観察したときの外層スケール中 の厚さで 3 0 %以上とするのが望ましい。 F e Oの厚さは、 断面ミクロ 観察による色調や E PMAによる O 2 (酸素） のマッピングと、 予め X線 回析から全スケールの構造を同定しておく ことによつて測定できる。
さらに水蒸気濃度が 2 0 %を超えるようになると、 スケール生成速度 の上昇おょぴ F e O比率を増加させる効果が徐々に飽和する。 このため、 加熱炉の炉壁等の損傷を考慮して、 水蒸気濃度の上限は 2 5 %程度にす るのが望ましい。
本発明において鋼片のスケール厚さを 1 0 0 0 μ m以上確保するには、 鋼片の加熱温度は 1 2 0 0 °C以上にするのが望ましい。 また、 加熱温度 は、 スケール生成のみならず、 分塊圧延時の加工性の観点からも 1 2 0 0°C以上にするのが望ましい。 一方、 加熱温度の上限は、 同様に設備の 損傷等を考慮して、 1 3 0 0°C以下にするのが望ましい。
本発明において鋼片のスケール厚さを 1 0 0 0 μ m以上確保するには、 鋼片の加熱温度を 1 2 0 0°C以上にする場合に、 保持時間は 2時間以上 にするのが望ましい。
(実施例 1 )
本発明が規定する F e - C r合金ビレツ トの製造方法が発揮する効果 を、 具体的な （実施例 1 ) および （実施例 2) に基づいて説明する。 供 試材は前記表 1に示す 5〜 1 7 °/o C r含有合金 A、 Bおよび Cとし、 鋼 片素材として短辺 2 8 0 mm X長辺 6 0 O mm X長さ 7 4 0 0 mmのブ ルーム C C材を用いた。 この鋼片に大気加熱炉 （水蒸気含まず） におい て 1 2 0 0°Cで 6時間の加熱を実施した。 さらに、 鋼片の加熱後、 圧力 1 0 0 k g / c m 2の高圧水デスケーラーを用いてデスケールを実施する 場合と実施しない場合との 2条件で製造を行った。
鋼片の分塊圧延は、 第 1および第 2の 2スタンドで行い、 各々レバー ス圧延を実施した。 なお、 第 1スタン ドでの 1パス目の圧延を、 高圧下 率面の圧下を行うか、 低圧下率面の圧下を行うかで区分した。 その後、 第 1 スタンドで概ね短辺 2 5 0 m m X長辺 4 0 0 m mの断面形状まで圧 下し、 次いで第 2スタンドで最終 2 2 5 φのビレッ トに仕上げ加工した c ビレツ ト製造後、 表面スケールをショ ッ トプラス トによって除去し、 漏洩磁束探傷法による N D I探傷装置で疵検査を実施した。 ここで、 対 象と したのは、 0 . 5 m m以上の深さの疵と した。 欠陥深さが 0 . 5 m m以上の疵は、 そのまま無手入れで製管圧延した場合に鋼管の表面疵に なるため、 表面手入れが必要になるからである。 欠陥長さに基準を設け なかったが、 最終製品まで延伸されることを考慮して、 多少の長さ、 例 えば数十 m mの欠陥も対象とした。
欠陥発生率は （欠陥発生本数 Z全本数） の本数比率で評価した。 最後 にビレツ ト表面をスケールが被覆する面積率を調査した。 スケールの面 積率の測定は、 ビレッ トから 1 m毎に断面観察用のサンプルを高圧下率 面から採取し、 ミクロ観察によりスケール剥離長さを測定し、 { (縦方 向の平均スケール剥離長さ X横方向の平均スケール剥離長さ） /全面 積 } の面積率で評価した。 スケールの面積率は、 各ビレットにおける全 サンプルの面積率の平均値を用いた。
このときの欠陥発生率とビレツ トの高圧下率面を被覆するスケール面 積率を表 3〜表 5に示す。 表 3は 5 % C r含有合金 Aを供試材とした結 果であり、 表 4は 1 3 % C r含有合金 Bを供試材とした結果であり、 さ らに、 表 5は 1 7 % C r含有合金 Cを供試材とした結果を示している。
(実施例 1 ) では、 いずれの供試材を用いた場合も、 加熱炉出し直後 の鋼片に形成されたスケール厚さは概ね 1 0 0 0 ;u mであり、 スケール 構造は外層スケールが F e 2〇3および F e 3〇4であり、 内層スケールが F e C r 2〇4および F e 3〇4であった。 また、 製造直後のビレッ ト表面 を被覆するスケールの厚さは 1 5 0 i m以上であった。 表 3
Figure imgf000018_0001
注） 供試材 ： 1 3 %C r含有合金 B
表 5
Figure imgf000019_0001
注） 供試材 7 % C r含有合金 C 表 3〜表 5に示すように、 比較例として分塊圧延でデスケールを実施 した場合には、 スケールの被覆は高圧下率面の面積率で 4.5〜 5 0 % (全面積で 2 2. 5〜 2 5 %) であり、 欠陥発生率もほぼ全数に近く、 9 2〜 9 8。/。の本数比率で表面手入れが必要であった。
これに対し、 本発明例のうち 1パス目に低圧下率面の圧延を実施した ものは、 スケール被覆は高圧下率面の面積率で 7 0〜 7 3 % (全面積率 で 3 5〜 3 6. 5 %) と高く、 欠陥発生率は比較例に比べ半減し 4 4〜 4 7 %であった。 また、 本発明例で 1パス目に高圧下率面の圧延を実施 したものは、 スケール被覆は高圧下率面の面積率で 8 0〜 8 3 % (全面 積率で 4 0〜 4 1. 5 %) と高く、 同時に欠陥発生率も、 比較例に比べ 約 1 3 となり 3 2〜 3 5 °/0まで低減した。
表 3〜表 5に示す結果から、 スケール被覆が高圧下率面の面積率で 7 0 % (全面積率で 3 5 %) 程度であれば、 欠陥発生率がデスケールを実 施した比較例に比べ約 5 0 %に低減し、 さらにスケール被覆が高圧下率 面の面積率で 8 0 % (全面積率で 4 0 %) 程度であれば、 欠陥発生率が 比較例に比べ 1 Z 3程度にまで低減できることが分かる。 これは、 詳細なメカニズムはについては不明な点もあるが、 スケール を全面に近い一定の面積率以上密着させることにより、 押し込みゃ卷き 込みの原因となる不均一なスケールの発生を抑制できるためと推測され る。
(実施例 2 )
実施例 1 と同じ条件の供試材、 鋼片素材を用い、 得られた鋼片を加熱 炉で加熱した。 このとき、 大気炉に水蒸気添加装置を連結し、 炉内雰囲 気を変化させながら 1 2 0 0 °Cで 6時間の加熱を実施した。
加熱後の分塊圧延の条件、 ビレツ ト製造後の欠陥発生率およびスケー ルが被覆する面積率の測定条件は （実施例 1 ) の場合と同様とし、 加熱 雰囲気がビレツ トの欠陥発生率に及ぼす影響について調査した。 調査結 果を表 6〜表 8に示す。
調査結果のうち、 表 6は 5 % C r含有合金 Aを供試材とした場合であ り、 表 7は 1 3 % C r含有合金 Bを供試材とした場合であり、 さらに、 表 8は 1 7 % C r含有合金 Cを供試材とした場合を示している。 （実施 例 2 ) においていずれの供試材を用いた場合も、 ビレッ ト表面を被覆す るスケーノレの厚さは 1 5 0 At m以上であった。
表 6
Figure imgf000021_0001
注） 供試材 3 % C r含有合金 B 表 8
Figure imgf000022_0001
注） 供試材 7 % C r含有合金 C 表 6〜表 8に示すように、 本発明例では、 雰囲気中の水蒸気濃度が増 加するのにともなって、 スケールが被覆する高圧下率面の面積率が増加 すると同時に、 ビレッ トの欠陥発生率が低下することがわかる。 これは、 水蒸気分が増加することにより、 鋼片にスケールが厚く生成すると同時 に、 分塊圧延時に母材に押し込まれ難い F e Oがより多く生成するため でめ ^)。
各供試材を用いた本発明例のうち、 試験 N o . A 8 〜 9 、 B 8 〜 9 、 C 8 〜 9に示すように、 分塊圧延前の鋼片を濃度 1 0。/。以上の水蒸気を 含む雰囲気で、 1 2 0 0 °C以上の加熱温度で 2時間以上保持してスケー ルを生成することにより、 一層、 スケールが被覆する高圧下率面の面積 率を 9 3 %以上と増加すると同時に、 ビレッ トの欠陥発生率を 2 2 %以 下に低減できる。 産業上の利用の可能性
本発明の F e - C r合金ビレツ トの製造方法によれば、 鋼片の高圧下 率面を大きな面積率のスケール層で被覆して分塊圧延を行うので、 スケ ールの押し込みや巻き込みを低減できる。 これにより、 F e— C r合金 の鋼片から継目無鋼管用ビレツ トを製造する場合に、 製管前の表面手入 れを大幅に削減できる。
したがって、 この F e _ C r合金ビレツ トを継目無鋼管の製管に採用 すれば、 比較的難加工な F e - C r合金鋼管であっても低廉な製造コス トで、 かつ効率的に製造することができるので、 熱間継目無鋼管の製造 分野で広く適用することができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 高圧下率面において面積率 7 0 %以上でスケール層が被覆している ことを特徴とする F e— C r合金ビレッ ト。
2 . 高圧下率面において面積率 8 0 %以上でスケール層が被覆している ことを特徴とする F e— C r合金ビレッ ト。
3 . 高圧下率面において面積率 9 0 %以上でスケール層が被覆している ことを特徴とする F e— C r合金ビレッ ト。
4 . 鋼片を分塊圧延しビレツ トを製造する F e - C r合金ビレツ トの製 造方法において、 鋼片のデスケールを実施しないで分塊圧延をするこ とを特徴とする F e— C r合金ビレッ トの製造方法。
5 . 鋼片を分塊圧延しビレツ トを製造する F e - C r合金ビレツ トの製 造方法において、 鋼片に厚さ 1 0 0 0 μ m以上のスケールを生成した のち、 デスケールを実施しないで分塊圧延をすることを特徴とする
F e— C r合金ビレツ トの製造方法。
6 . 鋼片を分塊圧延しビレッ トを製造する F e— C r合金ビレッ トの製 造方法において、 鋼片に厚さ 1 0 0 0 μ m以上のスケールを生成した のち、 デスケールを実施しないで前記鋼片の高圧下率面を最初に圧下 することを特徴とする F e— C r合金ビレツ トの製造方法。
7 . 請求項 5または 6に記載のビレッ ト製造方法において、 前記鋼片を 2 . 5体積％以上の水蒸気を含む雰囲気で、 1 2 0 0 °C以上の加熱温 度で 2時間以上保持してスケールを生成することを特徴とする F e— C r合金ビレッ トの製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009275285A (ja) * 2008-04-16 2009-11-26 Kobe Steel Ltd デスケーリング性のよい高Ｃｒ含有鋼材の製法
JP2012081510A (ja) * 2010-10-13 2012-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法
JP2016078058A (ja) * 2014-10-14 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 分塊圧延方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101856669B (zh) * 2010-06-02 2012-01-04 东北大学 热轧带钢表面氧化铁皮柔性化控制方法
CN115532829B (zh) * 2021-06-30 2025-07-11 宝山钢铁股份有限公司 一种复合板制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05228507A (ja) * 1992-02-19 1993-09-07 Sumitomo Metal Ind Ltd オーステナイト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片の分塊圧延法
JPH06100931A (ja) * 1992-09-17 1994-04-12 Kawasaki Steel Corp マルテンサイト系ステンレス継目無管製造用丸ビレットの製造方法
JPH06306455A (ja) 1993-04-26 1994-11-01 Nippon Steel Corp 表面疵の少ないフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH07178420A (ja) 1993-12-22 1995-07-18 Nkk Corp ステンレス鋼スラブの熱間圧延方法
JPH07204703A (ja) 1994-01-21 1995-08-08 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス熱延鋼板の製造方法
JPH08174034A (ja) 1994-12-21 1996-07-09 Nippon Steel Corp Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法
JPH10277912A (ja) 1997-04-04 1998-10-20 Nippon Steel Corp 鋼片の表面疵処理方法
JPH11342404A (ja) 1998-03-31 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp ステンレス鋼片の熱間圧延方法および熱間圧延前のステンレス鋼片塗布用薬剤

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1118443A1 (ru) * 1982-05-05 1984-10-15 Магнитогорский Дважды Ордена Ленина И Ордена Трудового Красного Знамени Металлургический Комбинат Им.В.И.Ленина Способ гор чей прокатки стальных полос

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05228507A (ja) * 1992-02-19 1993-09-07 Sumitomo Metal Ind Ltd オーステナイト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片の分塊圧延法
JPH06100931A (ja) * 1992-09-17 1994-04-12 Kawasaki Steel Corp マルテンサイト系ステンレス継目無管製造用丸ビレットの製造方法
JPH06306455A (ja) 1993-04-26 1994-11-01 Nippon Steel Corp 表面疵の少ないフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH07178420A (ja) 1993-12-22 1995-07-18 Nkk Corp ステンレス鋼スラブの熱間圧延方法
JPH07204703A (ja) 1994-01-21 1995-08-08 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス熱延鋼板の製造方法
JPH08174034A (ja) 1994-12-21 1996-07-09 Nippon Steel Corp Ｃｒ系ステンレス鋼板の製造方法
JPH10277912A (ja) 1997-04-04 1998-10-20 Nippon Steel Corp 鋼片の表面疵処理方法
JPH11342404A (ja) 1998-03-31 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp ステンレス鋼片の熱間圧延方法および熱間圧延前のステンレス鋼片塗布用薬剤

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1637241A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009275285A (ja) * 2008-04-16 2009-11-26 Kobe Steel Ltd デスケーリング性のよい高Ｃｒ含有鋼材の製法
JP2012081510A (ja) * 2010-10-13 2012-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法
JP2016078058A (ja) * 2014-10-14 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 分塊圧延方法

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