專利名稱：表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及實施熱軋制造的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法。更具體地說，涉及在實施熱軋之前的鋼材的加熱處理時可以抑制Cu向鋼材表面的富集而防止鋼材熱脆性的發(fā)生的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法。
背景技術：
作為鋼鐵材料的鐵源，人們在再循環(huán)利用許多鋼材廢料。在這樣的鋼材廢料再循環(huán)中，在鋼材廢料中含有Cu的場合，由于通過精煉難以除去銅，所以Cu直接混入鋼材中，在熱軋等時有時成為問題。也就是說，在熱軋之前加熱鋼材時，Cu在氧化鐵皮和基體鐵的界面上富集，而當該Cu富集量多時，會引起鋼材表面產生裂紋的熱脆性的問題。為了避免該問題，目前人們只能限制含有Cu的鋼材廢料的使用量。
但是，如果考慮由鐵礦石制造鋼材時的能量消耗量和積蓄的鋼材廢料量的增加，則今后希望作為鐵源，能夠使用更多的鋼材廢料，并迫切希望開發(fā)即使含有Cu也不會發(fā)生熱脆性的鋼材的制造方法。
一般在利用熱軋的鋼材的制造中，鋼材是在熱軋之前先被裝入加熱爐中，由燃燒氣體加熱1～4小時左右，大約在1100～1300℃的溫度下從加熱爐中抽出，其后用高壓水除去氧化鐵皮(除鱗)后進行熱軋的。通常，由于供給到加熱爐內的燃燒氣體含有氧、水蒸氣、二氧化碳等的氧化性氣體，所以在加熱爐內被加熱到高溫的鋼材表面會生成氧化鐵皮層。這樣的氧化鐵皮層主要由鐵的氧化物構成，一般從表層起由三氧化二鐵(Fe2O3)、四氧化三鐵(Fe3O4)、氧化亞鐵(FeO)的3層構成。
而且，鐵在高溫下被燃燒氣體中的氧化性氣體氧化時，在含有Cu、Ni等的比鐵穩(wěn)定的金屬的場合中，這些金屬不會被氧化而在氧化鐵皮層和基體鐵的界面上富集。在含Cu的場合中，在γ鐵中只有百分之幾左右的溶解度，因此當Cu富集量達到該值或其以上時，Cu作為金屬相出現(xiàn)。Cu的熔點是1080℃，由于通常熱軋前的鋼材的加熱在該值或其以上的溫度下進行，所以在氧化鐵皮/基體鐵界面上會生成熔融狀態(tài)的Cu的液相，其侵入基體鐵的晶界，熱軋時不能耐受剪切應力和拉伸應力，產生表面裂紋，即產生熱脆性。
眾所周知，為了防止起因于Cu的熱脆性，添加與Cu濃度大體等量程度或其以上的Ni是有效的。這是由于通過添加Ni可以增大γ鐵中Cu的固溶限度，另外Cu富集相的熔點增高，所以可以抑制Cu在氧化鐵皮層/基體鐵界面上出現(xiàn)(例如，參照特開平7-242938號公報)。
另外，特開平6-297026號公報認為添加Si也有防止熱脆性的效果。如果添加Si，則在氧化鐵皮/基體鐵界面附近生成硅酸鐵，在1170℃或其以上時與氧化鐵皮中的氧化亞鐵反應生成液相的氧化物。由于Cu的液相可以進入該液相中，所以可以抑制Cu向基體鐵晶界的液相Cu的侵入。
但是，在添加Ni來防止起因于Cu的熱脆性的方法中，因要使用昂貴的金屬Ni而存在增加成本的問題。另外，由于Ni會助長加熱時的晶界氧化，所以即使可以防止起因于Cu的熱脆性，有時卻也會因阻礙氧化鐵皮的剝離性而發(fā)生氧化鐵皮缺陷的問題。
另外，在添加Si來防止起因于Cu的熱脆性的方法中，添加了Si的鋼材存在的氧化鐵皮的剝離性差，即使軋制前通過由高壓水的除鱗，也會殘留氧化鐵皮，鋼材表面發(fā)紅等的損害表面性狀的問題。另外，在其后有酸洗工序的場合，由于用酸洗難以溶解氧化鐵皮，所以有增大酸洗工序的成本同時降低生產率的問題。

發(fā)明內容
因此，本發(fā)明的目的在于，提供優(yōu)選不進行添加Ni、Si那樣的鋼成分改變可以抑制熱軋含Cu鋼材時起因于Cu的鋼材的熱脆性發(fā)生，更具體地說，在加熱含Cu為0.5～3質量％的鋼材時可以有利地抑制鋼材表面Cu的富集而避免熱脆性發(fā)生的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法。
為了解決上述課題，本發(fā)明以下述(1)～(9)作為要旨。
(1)一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，在表面具有氧化鐵皮的含Cu鋼材中，母材的Cu濃度CCu(質量％)為0.05％～3％，在將與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s除以其周長l的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)具有下述(1)式的關系。
ECu＜18.6CCu×d(1)(2)一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，在表面具有氧化鐵皮的含Cu鋼材中，母材的Cu濃度CCu(質量％)是0.05％～3％，將與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s除以其周長l的鋼材有效厚度設為d(mm)，并且將熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度設為Ci時，熱脆性誘發(fā)元素在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的富集量的合計的熱脆性誘發(fā)元素總富集量Ei(μg·cm-2)具有下述(2)式的關系，該熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度是在1000℃～1300℃的溫度區(qū)域內對于氧化比鐵穩(wěn)定的、并且熔點在1300℃或其以下的熱脆性誘發(fā)元素的母材濃度的合計，Ei＜18.6Ci×d (2)。
(3)如上述(2)所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述熱脆性誘發(fā)元素的1種是Cu，其他是Sn、Sb、As的任1種或者1種以上。
(4)如上述(1)～(3)的任一項所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，母材Ni濃度CNi(質量％)和母材Cu濃度CCu(質量％)的關系具有下述(3)式的關系。
0.061CCu2+0.32CCu+0.0035≤CNi≤1.5(3)(5)如上述(1)～(3)的任一項所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述含Cu鋼材以質量計，含有Ti0.01～0.15％、Nb0.01～0.15％、V0.01～0.15％的任1種或者1種以上，還含有P0.010～0.100％、S0.010～0.050％、REM0.002～0.150％的任1種或者1種以上。
(6)如上述(5)所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述含Cu鋼材中含有至少Ti、Nb、V的任1種或者1種以上的碳化物、氮化物或者碳氮化物的粒徑在10nm～1μm的個數(shù)密度在105個/mm2或其以上的析出物。
(7)一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，通過使該鋼材的Cu含量CCu(質量％)在0.05％～3％，同時使在上述加熱爐內加熱時，鋼材表面溫度達到1080℃或其以上的狀態(tài)的加熱爐內的全部區(qū)域或者部分區(qū)域內，形成小于等于下述(4)式表示的氧濃度PO2(容量％)的氣氛氣(低氧濃度氣氛條件)，藉此，生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮，使得在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d，PO2＝Kp/(2wk1) (4)其中，Kp是拋物線法則速度常數(shù)(g2·cm-4·s-1)，更具體地說，Kp＝KpO×exp(-E/RT)(5)(KpO＝0.60g2·cm-2·s-1)。另外，E是活化能(E＝140kJ·mol-1·K-1)，R是氣體常數(shù)，T是溫度(K)。另外，w是氧化增量(g·cm-2)，k1是直線法則速度常數(shù)(k1＝9.6×10-6g·cm-2·％-1·s-1)。
(8)一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，通過使該鋼材的Cu含量CCu(質量％)在0.05％～3％，在將該鋼材從上述加熱爐中抽出后并在上述熱軋開始前，實施2次或其以上的鋼材表面生成的氧化鐵皮的除去處理，使得在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d。
(9)如上述(7)所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，在將該鋼材從上述加熱爐中抽出后并在上述熱軋開始前，在鋼材表面上實施2次或其以上的生成的氧化鐵皮除去處理。


圖1是顯示熱軋時由熱脆性產生的鋼材表面裂紋的發(fā)生狀況與熱軋后的在鋼材的氧化鐵皮/基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)和鋼材有效厚度的關系的圖。
圖2是說明利用GDS的分析結果，根據(jù)沿從表面具有氧化鐵皮的鋼材表面開始的深度方向的Cu的濃度分布，求出在鋼材的氧化鐵皮/基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)的方法的圖。
圖3是顯示粒徑在10nm～1μm的析出物的個數(shù)密度與表面裂紋深度的關系的圖。
圖4是模式地顯示用于實施本發(fā)明的第一制造方法的優(yōu)選的從加熱爐至熱軋機的設備的實施例，同時模式地表示在該實施例中鋼材表層的氧化鐵皮層的生成狀況的圖。
圖5是模式地表示用于實施本發(fā)明的第二制造方法的優(yōu)選的從加熱爐至熱軋機的設備例和利用該設備例的加熱處理的條件例以及以其處理時的鋼材表面的氧化鐵皮層的生成狀況的圖。
具體實施例方式
以往一直認為，引起熱脆性的Cu在熱軋前加熱時僅在鋼材表面生成的氧化鐵皮和基體鐵的界面上富集。但是，本發(fā)明人們多次實驗驗證的結果首次發(fā)現(xiàn)，除了在該氧化鐵皮/基體鐵界面上的Cu的富集以外，Cu還具有如下的行為。
(a)氧化鐵皮/基體鐵界面上作為液相出現(xiàn)的Cu容易使氧化鐵皮的晶界移動。
(b)在不生成四氧化三鐵的氧化鐵皮的場合下，即由氧化亞鐵層構成氧化鐵皮的場合下，液相的Cu可以從氧化鐵皮/基體鐵界面出發(fā)在氧化鐵皮內(晶界)移動，到達氧化鐵皮的表面，以Cu或者CuO的蒸氣的形式蒸發(fā)·飛散。
(c)在生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的場合中，液相的Cu從氧化鐵皮/基體鐵界面出發(fā)在氧化鐵皮內(晶界)移動，在四氧化三鐵層中固溶。
根據(jù)這樣的新見解，考察加熱含Cu鋼材而生成氧化鐵皮時的現(xiàn)象時發(fā)現(xiàn)，首先，在氧化鐵皮/基體鐵界面上，鐵被氧化，另一方面，比鐵穩(wěn)定的Cu不被氧化而富集。該富集的Cu的一定量如一直以來認為的那樣保留在氧化鐵皮/基體鐵界面上，其余的量具有新發(fā)現(xiàn)的上述行為的任1種或者1種以上的行為。此時，因氧化被消耗的鋼的內部所含有的Cu量與氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量和在氧化鐵皮晶界內移動而從氧化鐵皮表面揮發(fā)的Cu量和固溶于四氧化三鐵層的Cu量的總計相等。
因此，本發(fā)明人們著服于為了減少在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量而避免熱脆性，增加揮發(fā)的Cu量和固溶于四氧化三鐵層中的Cu量是有用的這一點，進一步反復研究，從而完成了本發(fā)明。也就是說，為了從氧化鐵皮的表面揮發(fā)Cu，如上所述，生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮是必要的，在本發(fā)明中，其條件可以如后面詳細說明的那樣，通過在低氧濃度氣氛的條件下加熱來得到。另外，為了使Cu固溶于氧化鐵皮的四氧化三鐵層中，如上所述那樣，生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮是必要的，其條件可以如后面詳細說明的那樣，通過在高氧濃度氣氛的條件下加熱來得到。
另外，作為本發(fā)明對象的鋼材的Cu含量，以質量％計在0.05％～3％。這是由于，低于0.05質量％時，即使在通常的加熱爐中進行加熱，也不會發(fā)生Cu起因的熱脆性。另外由于Cu濃度超過3質量％的場合，不能夠期待上述新見解的向氧化鐵皮內的四氧化三鐵層內的Cu的固溶和從表面的Cu的揮發(fā)的效果，軋制時會發(fā)生熱脆性。
以下敘述本發(fā)明可以發(fā)揮效果的鋼的成分。如前所述那樣，本發(fā)明是通過利用生成氧化鐵皮時的Cu的移動來降低向氧化鐵皮/基體鐵界面的富集Cu量的鋼材及其制造方法，在不改變鋼上生成的氧化鐵皮的組成和結構的范圍內才有效的。具體地說，以質量％計在下述范圍內是有效的C1％或其以下，Si3％或其以下，Mn10％或其以下，P0.1％或其以下，S0.1％或其以下，Cr5％或其以下，Al3％或其以下，Ni1.5％或其以下。
首先說明權利要求1所述的發(fā)明。
本發(fā)明人們對各種Cu含量的鋼材，在各種鑄造后的鋼材厚度(50mm～250mm)、各種軋制后鋼材有效厚度(1mm～100mm)的條件下，將鋼材進行鑄造、加熱，實施熱軋。此時的加熱通過LNG(液化天然氣)的燃燒加熱來進行，加熱溫度取為1100～1300℃，加熱氣氛的氧濃度取為0～5容量％。通過改變加熱氣氛的氧濃度，例如，通過形成低氧濃度氣氛條件，使得生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮，使在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量(Cu富集量)降低等從而改變各種Cu富集量。為了評價各種條件，而調查了熱軋后是否發(fā)生由熱脆性造成的鋼材表面裂紋。另外，還調查了熱軋后在鋼材的氧化鐵皮/基體鐵界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)。
其結果示于圖1。在該圖中，以+表示發(fā)生了成為制品上的問題的損害外觀的熱脆性，以△表示有輕微的熱脆性，但不損害外觀；以◆表示由用肉眼的觀察未發(fā)現(xiàn)熱脆性，但利用顯微鏡進行微觀觀察時發(fā)現(xiàn)非常輕微的熱脆性；以○表示即使利用顯微鏡進行觀察也未發(fā)現(xiàn)熱脆性的發(fā)生。首先，由圖可知，Cu富集量與母材的Cu濃度和鋼材有效厚度的積有良好的相關關系。另外，還可以看出，在(1)式所示范圍的Cu富集量內，未發(fā)生外觀上成為問題的熱脆性。
ECu＜18.6CCu×d(1)其中，ECu在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(μg·cm-2)CCu母材的Cu濃度(質量％)d鋼材有效厚度(mm)這里所用的鋼材有效厚度d是，以其周長l分割熱軋時與軋制方向垂直的鋼材斷面的鋼材斷面積s獲得的鋼材有效厚度，是按照下式(6)那樣定義的。
d＝s/l(6)在管材那樣有所謂內周和外周的多個周長的場合中，將內周和外周合計取為周長。另外，通過使用這樣定義的鋼材有效厚度，使得即使是除板材以外的線材、棒材、管材、鋼軌材、型鋼的場合，也可以同樣以由(1)式表示的熱脆性的避免條件等進行評價。該鋼材有效厚度，在板材的場合下大約與板厚相當，在線材的場合下與半徑相當，在管材的場合下與壁厚相當。
由于熱脆性由氧化鐵皮/基體鐵界面富集的Cu引起，所以從防止熱脆性的觀點出發(fā)富集Cu量越少越好，(1)式的常數(shù)越是低的值越好。如圖1的結果表明的那樣，為了抑制外觀上沒有問題的輕微的熱脆性的發(fā)生，(1)式的系數(shù)優(yōu)選為9.3或其以下，為了完全抑制只有在顯微鏡觀察那樣的微觀視野下才可以觀察的熱脆性，(1)式的系數(shù)更優(yōu)選為4.5或其以下。
權利要求1所述的發(fā)明以上述(1)式作為發(fā)明的主要構成。
以下敘述適宜于測定氧化鐵皮/基體鐵界面的Cu富集量的測定方法。為了測定Cu富集量，必須測定作為表面積為0.01mm2或其以上的面積的平均的濃度。這是由于，在氧化鐵皮/基體鐵界面富集的Cu作為100nm～1μm左右大小的金屬Cu而出現(xiàn)，只有充分的面積才能求出正確的富集量。作為簡單的方法，有用輝光放電發(fā)光光譜分析法(Glow discharge opticalemission spectrometry；GDS)求出鋼材深度方向的濃度分布的方法。只要是該方法，就可以在從鋼材表面沿深度方向測定數(shù)mm2左右的面積的平均的Cu濃度。該分析方法，例如，在日本金屬學會編改訂6版金屬便覽第471頁有詳細的說明。
圖2示出由GDS分析結果求出Cu的富集量的例。該圖表示了，相對于從鋼材表面開始的深度方向的距離，Cu(銅)、O(氧)、Fe(鐵)的濃度分布。可以看出，在鋼材表面附近O的濃度高，氧化鐵皮存在于表面上。離鋼材表面的距離從3μm到7μm，O的濃度降低，該附近是氧化鐵皮/基體鐵界面。在該氧化鐵皮/基體鐵界面附近出現(xiàn)Cu的峰值。母材的Cu濃度是0.195％(基體的Cu濃度)，通過將比其高的部位的Cu濃度在深度方向積分(求算圖2的斜線部的面積)，可以求出平均單位面積的Cu的富集量。這里，有必要乘以用于將體積換算成質量的密度，該密度使用鐵的密度7.86g·cm3。
在直徑小的線材那樣的表面不平、GDS分析困難的場合下，也可以使用利用電子探針顯微分析儀(Electron Probe X-ray Microanalyser；EPMA)在氧化鐵皮和基體鐵的垂直斷面上進行的面分析的方法。這時，由于Cu作為100nm～1μm左右大小的金屬Cu出現(xiàn)，所以在與鋼材表面平衡的方向的寬度方向上分析視場必須至少是100μm或其以上。由其結果求出在寬度方向上的平均Cu濃度，與鋼材表面垂直的方向的深度方向上平均Cu濃度分布，與GDS分析的場合同樣可以求出Cu的富集量。該分析方法，例如，在日本金屬學會編改訂6版金屬便覽第462頁～465頁也有詳細的說明。
以下說明權利要求2所述的發(fā)明。
熱脆性主要由Cu引起，但存在助長熱脆性的元素。也就是說，與Cu同樣是具有在1000℃～1300℃的溫度范圍內對于氧化比鐵穩(wěn)定、并且熔點在1300℃或其以下的性質的元素。在本發(fā)明中，將含有Cu的這些元素定義為熱脆性誘發(fā)元素。
這些熱脆性誘發(fā)元素，在氧化鐵皮生成時在氧化鐵皮/基體鐵界面上作為液相出現(xiàn)。而且，熱脆性誘發(fā)元素與單獨Cu的場合同樣具有下述行為(a)通過晶界在氧化鐵皮中移動；(b)在由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮的場合中從氧化鐵皮表面揮發(fā)；(c)在三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層結構的氧化鐵皮的場合固溶于四氧化三鐵中。因此，更嚴格地說優(yōu)選，代替(1)式示出的Cu富集量(Ecu)，而使用熱脆性誘發(fā)元素總富集量Ei，該熱脆性誘發(fā)元素總富集量Ei是在1000℃～1300℃的溫度區(qū)域內對于氧化比鐵穩(wěn)定、并且熔點在1300℃以下的熱脆性誘發(fā)元素的在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的富集量的合計，更優(yōu)選為代替上述母材的Cu濃度(CCu)而用熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度Ci，該熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度(Ci)是在1000℃～1300℃的溫度區(qū)域內對于氧化比鐵穩(wěn)定、并且熔點在1300℃以下的元素的母材濃度的合計。
作為上述的熱脆性誘發(fā)元素，除Cu以外還規(guī)定了Sn、Sb、As的本發(fā)明是權利要求3所述的發(fā)明。這時，可以將上述熱脆性誘發(fā)元素取為Cu、Sn、Sb、As，求出上述熱脆性誘發(fā)元素總富集量(Ei)、熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度(Ci)。
以下說明權利要求4所述的本發(fā)明。
如以往所知的那樣，由于Ni可以提高γ-鐵中的Cu的溶解度，所以其有抑制起因于Cu的熱脆性的作用。以往，為了實現(xiàn)該作用而抑制起因于Cu的熱脆性，添加以質量％計，從母材的含Cu量的1/2至大體同量的Ni。
另一方面，在本發(fā)明的降低了氧化鐵皮/基體鐵界面的富集Cu量的鋼材中，添加比上述的以往添加量少的Ni添加量，甚至于不添加Ni，都可以充分抑制熱脆性。另外，在本發(fā)明中，通過添加Ni，還可以進一步降低熱脆性的發(fā)生程度，其是優(yōu)選的實施方式。權利要求4所述的本發(fā)明是以與母材Cu濃度的關系規(guī)定這樣添加Ni的場合的Ni添加量(母材Ni濃度)的發(fā)明。也就是說，即使是比以往更少的母材Ni濃度，通過使其含有(3)式條件范圍的Ni，也可以更有利地抑制熱脆性。另外，在母材的Ni濃度超過1.5％時，由于鋼材表面容易發(fā)生缺陷而損害外觀，所以優(yōu)選在1.5％或其以下。
0.061CCu2+0.32CCu+0.0035≤CNi≤1.5(3)其中，CNi母材的Ni濃度(質量％)CCu母材的Cu濃度(質量％)以下說明權利要求5所述的發(fā)明。
首先，作為用于防止Cu起因的裂紋缺陷而添加的元素，可以列舉出Ti、Nb、V。如果對適量含有這些元素的鋼材進行加熱處理，則可以使Ti、Nb、V的碳化物、氮化物或者碳氮化物的微細析出物在鋼中大量析出。藉此，可以阻礙晶粒長大，可以使奧氏體晶粒直徑保持為微細的狀態(tài)。從而，由于在氧化鐵皮/基體鐵界面的平均單位面積上形成多個晶界，所以可以分散液相Cu向奧氏體晶界的侵入，可以有利地防止Cu起因的熱脆性。
Nb、V除了具有上述作用以外，由于其氧化物可以形成鐵的氧化物和低熔點的氧化物(含Nb的氧化物的熔點是1190℃，含V的氧化物的熔點是635℃)，所以可以促進液相Cu進入氧化鐵皮中，通過降低存在于氧化鐵皮/基體鐵界面的Cu的富集量，可以防止起因于Cu的熱脆性。
另外，作為用于防止Cu起因的熱脆性而添加的元素，可以列舉出P、REM(稀土元素)。這些元素中的任一個都是可以向晶界偏析的元素，通過向晶界的偏析來降低晶界能。藉此，由于可以抑制Cu的富集相向奧氏體晶界的浸潤，所以可以有利地防止Cu起因的熱脆性。
對于P、REM還具有形成微細的奧氏體晶粒直徑變得微細的作用。作為其機理，是由于P偏析成樹枝狀晶，所以可以阻礙晶粒長大，另外由于REM可以使碳化物、氮化物或者碳氮化物的微細的析出物在鋼中大量析出，所以可以阻礙奧氏體晶粒長大，所以它們都可以有利地防止Cu起因的熱脆性。
P除了有上述作用以外，由于其氧化物可以形成鐵的氧化物和低熔點的氧化物(含P的氧化物的熔點是960℃)，所以可以促進液相Cu進入氧化鐵皮中，通過降低存在于氧化鐵皮/基體鐵界面的Cu的富集量，可以防止起因于Cu的熱脆性。
對于Ti、Nb、V無論是單獨使用，還是任意多種同時使用，只要在0.01質量％或其以上，就可以發(fā)揮其效果，但是由于超過0.15質量％時，其效果飽和，所以將0.15質量％取為上限值。
另外，與此同時，還必須使用P、S、REM的任1種或者1種以上。對于P，在0.010質量％或其以上就可以顯現(xiàn)上述效果，但是由于P濃度超過0.100質量％時，加工性和延性變差，所以將其上限值取為0.100質量％。另外，對于REM，在0.002質量％或其以上就可以顯現(xiàn)上述效果，但是由于超過0.150質量％時，其效果飽和，所以將0.150質量％其取為上限值。
另一方面，由于S比鐵穩(wěn)定，所以高溫加熱時在氧化鐵皮/基體鐵界面上會富集。另外，由于可以與Cu形成低熔點的硫化物(CuS的熔點是1067℃)，所以具有促進液相Cu進入氧化鐵皮中的效果，因此可以防止Cu起因的裂紋缺陷。
S的濃度在0.010質量％或其以上時可以發(fā)揮其效果，但是S濃度高時，會在界面上富集的S與Fe形成硫化物，由于其熔點是940℃的低熔點，所以會引起界面脆化。S的濃度超過0.050質量％時，由于由FeS造成的脆化變得顯著，所以使S濃度為0.010質量％～0.050質量％。另外，在這樣含有S的場合中，按照滿足質量比Mn/S≥7那樣含有Mn濃度，可以緩和由S造成的脆化而優(yōu)選。也就是說，這是由于，在鋼中含有Mn的場合中，S作為MnS而被固定，因而可以緩和由S造成的脆化。這里，作為鋼中的Mn濃度只要質量比Mn/S≥7就行。另外，對于Mn濃度的上限值不作特別的規(guī)定，只要根據(jù)目的和用途等適宜設定就行，但是，從材質方面出發(fā)，多數(shù)情況下通常是2.5質量％或其以上。
S除了上述作用以外，通過作為MnS在鋼中析出，使得還具有抑制奧氏體晶粒長大，使晶粒微細的作用。
此外，在析出TiN等氮化物的場合中，由于以先析出的氮化物作為核而析出MnS，所以可以使奧氏體晶粒直徑進一步微細化。其結果，可以有利地防止Cu起因的熱脆性。
以下說明權利要求6所述的發(fā)明。
權利要求6所述的發(fā)明在于，在調整為權利要求5所述的發(fā)明的鋼材中含有至少Ti、Nb、V的任1種或者1種以上的碳化物、氮化物或者碳氮化物的粒徑在10nm～1μm的析出物的個數(shù)密度在105個/mm2或其以上的析出物。
對于本發(fā)明的鋼，調查10nm～1μm的微細的析出物的個數(shù)密度。這里進行的調查方法是用透射型電子顯微鏡的高倍率多視場觀察(例如，在10萬倍下觀察100個視場等)。其結果發(fā)現(xiàn)，10nm～1μm的微細析出物的個數(shù)密度在105個/mm2或其以上時，可以阻礙晶粒長大，可以使奧氏體晶粒直徑保持為微細的狀態(tài)。其中，析出物的晶粒直徑意味著指與圓當量徑。
另外，對于各種試樣用前述方法調查鋼中所含析出物的個數(shù)密度與裂紋的關系。其結果表明，如圖3所示那樣，10nm～1μm的析出物的個數(shù)密度在105個/mm2或其以上時，可以抑制裂紋。也就是說，由于在析出物的個數(shù)密度低于105個/mm2時，不能抑制裂紋，所以將個數(shù)密度取為105個/mm2或其以上是重要的，通過使此時的析出物的晶粒直徑在10nm～1μm，才能夠達到所希望的個數(shù)密度。
如上述那樣，在本發(fā)明鋼中，通過使晶粒直徑在10nm～1μm的微細析出物的個數(shù)密度為105個/mm2或其以上，可以有利地抑制熱脆性。
進行由透射型電子顯微鏡的EDS(Energy Dispersive Spectrometry；能量色散光譜)和電子射線衍射圖形的解析來調查這些析出物的組成，結果均可以確認Ti、Nb、V的碳化物、氮化物或者碳氮化物。
以下，說明涉及避免熱脆性而制造表面性狀優(yōu)良的鋼材的第1制造方法的權利要求7所述的發(fā)明。
如前所述，本發(fā)明人們發(fā)現(xiàn)如下現(xiàn)象在加熱含Cu鋼材而生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮的低氧濃度氣氛條件的場合下，除了Cu在氧化鐵皮/基體鐵界面富集以外，Cu還會從氧化鐵皮的表層揮發(fā)。該第1制造方法就是利用該現(xiàn)象以抑制Cu起因的熱脆性的方法。
首先說明在鐵氧化的場合下生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮的低氧濃度氣氛條件和生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的高氧濃度氣氛條件。
一般已知，如果鐵在高溫下氧化，則會生成從表層開始的由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮。該場合，氧化量以與時間的平方根成比例進行的拋物線法則來進行。這時的氧化速度可以由下式表示。
W=(KPt)---(7)]]>dw/dt=KP/2KPt=KP/2w---(8)]]>Kp＝KpO×exp(-E/RT)(5)其中w氧化增量(g·cm-2)t時間(s)Kp拋物線法則速度常數(shù)(KpO＝0.60g2·cm-2·s-1)E活化能(E＝140kJ·mol-1·K-1)R氣體常數(shù)T溫度(K)以這樣的拋物線法則氧化增長是，在氧化鐵皮中的鐵離子的擴散成為控制速度，氧化鐵皮生長的情況下，以氣氛氣體中具有反應所需的充分的氧為前提的。將該場合稱為高氧濃度氣氛條件。但是，在雖然維持上述拋物線法則卻不能將充分的氧氣從氣相供給到氧化鐵皮表面的場合下，來自氣相的氧氣的供給成為控制速度。在該場合下，氧化速度與氧濃度成比例，成為用下式表示的直線法則。此時，生成無三氧化二鐵層和四氧化三鐵層而由氧化亞鐵層構成的氧化鐵皮。將該場合稱為低氧濃度氣氛條件。
W＝k1pO2t (9)dw/dt＝k1pO2(10)其中，
k1直線法則速度常數(shù)(9.6×10-6g·cm-2·％-1·s-1·％-1)pO2氧濃度實際上在用燃燒氣體加熱鋼材的場合中，將以上述拋物線法則和直線法則進行的氧化速度中的慢的速度控制氧化反應的速度。從而，鐵的氧化速度可以由(11)式表示。
dw/dt＝min(kp/2w，k1pO2) (11)根據(jù)以上所述，生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮并以拋物線法則進行氧化的高氧濃度氣氛條件和生成僅由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮并以直線法則生成的低氧濃度氣氛條件的境界可以由在兩條件下的氧化速度成為相等的(12)式求出。另外，由于用(13)式可以求出氧化增量和氧化鐵皮厚度的關系，所以(4)式和(14)式是成為高氧濃度氣氛條件和低氧濃度氣氛條件的境界的氧濃度。在(4)式和(14)式中包含依存于溫度的拋物線速度常數(shù)kp和氧化鐵皮厚度x或者氧化增量w，由此可知，成為兩條件的境界的氧濃度不僅取決于氧濃度，而且此時的氧化鐵皮厚度和溫度也會引起成為境界的氧濃度發(fā)生變化。
kp/2w＝k1pO2(12)w＝x/7519 (13)其中，x氧化鐵皮厚度(μm)pO2＝kp/2wk1(4)pO2＝7519kp/2xk1(14)以下敘述含Cu鋼在氧化場合的Cu的行為。在含Cu鋼氧化的場合中，比鐵穩(wěn)定的元素Cu在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集，出現(xiàn)液相Cu。只要溫度在Cu的熔點1080℃或其以上就會作為液相出現(xiàn)。
氧化亞鐵和液相Cu間具有極高的浸潤性。另外氧化鐵皮的晶界的3重點存在細孔，該孔以網孔狀連接而分布。由于具有這樣的高的浸潤性和在氧化鐵皮內存在連接孔，所以通過毛細管現(xiàn)象液相的Cu可以容易地在氧化鐵皮內移動。也就是說，在氧化亞鐵的氧化鐵皮下部出現(xiàn)的液相的Cu可以容易地移動到氧化鐵皮的表層。在利用低氧濃度氣氛條件生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮的場合中，作為蒸氣壓比較高的Cu或者CuO從氧化鐵皮表層揮發(fā)。
為了使Cu揮發(fā)，必須是生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮的低氧濃度氣氛條件。其原因在于，在生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的高氧濃度氣氛條件下，Cu固溶于四氧化三鐵層中。
在利用高氧濃度氣氛生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的場合中，Cu固溶于四氧化三鐵層中的現(xiàn)象可以如下述那樣進行說明。考慮氧化鐵皮生成時的鋼中微量金屬的行為時，重要的是要考慮該微量元素的向氧化鐵皮中的溶解度。Cu基本不能夠固溶于氧化亞鐵中，但卻可以大量固溶于具有尖晶石結構的四氧化三鐵中。這是由于可以維持尖晶石結構不變地將組成從作為四氧化三鐵的Fe2FeO4變化到Fe2CuO4。
另外，如果，考慮Cu和Cu的氧化物的平衡氧位，則可知在鐵上方的氧化鐵皮內的四氧化三鐵的上部，Cu能夠作為氧化物存在。因此，Cu不僅可以在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集，而且可以固溶于在氧化鐵皮的表層附近生成的四氧化三鐵層的上部而存在。
也就是說，在生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的高氧濃度氣氛條件下，在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集所出現(xiàn)的液相Cu通過毛細管現(xiàn)象可以浸透到位于氧化鐵皮的晶界上的孔中，并移動到氧化鐵皮上層，但是在表層附近存在四氧化三鐵層的場合中，Cu就會固溶于四氧化三鐵中。
防止Cu的熱脆性的第1制造方法是，在熱軋前加熱鋼材時，在低氧濃度氣氛條件下加熱，使Cu在氣氛氣體中揮發(fā)的方法。藉此，由于可以降低在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量，所以可以抑制熱脆性。另外，由于在低氧濃度氣氛條件下的氧化速度與氧濃度成比例，所以通過降低氧濃度還可以減少氧化鐵皮的生成量，還具有減少在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集所出現(xiàn)的Cu量的本身的作用。
雖然在通常的由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的高氧濃度氣氛條件下氧化的場合中，因氧化從鐵中排除的Cu的一部分固溶于四氧化三鐵層中，但是一定比例的Cu量仍可以在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集。此時顯然，在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)大約是18.6CCu×d。因此，只要本發(fā)明中能夠減少在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量，就可以使在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d，就可以如上述那樣避免熱脆性。
只要氧化鐵皮能夠保持由氧化亞鐵層構成的結構，就可以使該Cu揮發(fā)的現(xiàn)象持續(xù)進行。因此，也就可以減少在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量。在該場合中，由于Cu必須作為液相在氧化亞鐵的氧化鐵皮內移動，所以本發(fā)明的前提是，在作為生成液相的Cu的Cu的熔點的1080℃或其以上。另外，加熱時的氣氛必須為小于等于(4)式或者(14)式表示的氧濃度的低氧濃度氣氛條件。
在低氧濃度氣氛條件下生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮，而在高氧濃度氣氛條件下生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮。在生成著氧化鐵皮的狀態(tài)下，使低氧濃度氣氛條件變化成高氧濃度氣氛條件或者與其相反地變化氣氛條件的場合，與條件相對應氧化鐵皮的結構也發(fā)生變化。例如，即使初期存在高氧濃度氣氛條件下所生成的氧化鐵皮，那么通過在從中途開始改為低氧濃度氣氛條件，也可以變成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮結構。此時，在最初的高氧濃度氣氛條件下固溶于四氧化三鐵層的Cu，在低氧濃度氣氛條件下移行到達由氧化亞鐵層構成的氧化鐵皮時，不會固溶于氧化亞鐵內，而會從氧化鐵皮表層揮發(fā)，放散到氣氛氣體中。因此，不必在加熱爐的全部區(qū)域內形成鋼材表面成為1080℃或其以上的溫度的低氧濃度氣氛條件，由于即使其的一部分的加熱爐內區(qū)域形成低氧濃度氣氛條件，在該區(qū)域就可以出現(xiàn)Cu的揮發(fā)現(xiàn)象，所以可以抑制熱脆性。
在低氧濃度氣氛條件下，Cu從氧化鐵皮/基體鐵界面出發(fā)在氧化鐵皮的晶界中移動，并從氧化鐵皮表面揮發(fā)。本發(fā)明人們進行了深入的研究，結果發(fā)現(xiàn)，在氧化鐵皮生成時，生成氧化鐵皮、Cu在氧化鐵皮內移動到其中、開始揮發(fā)的時間(s)與溫度T(k)的關系可由(15)式那樣表示。所以，優(yōu)選用時為大于等于與鋼材表面溫度對應的下式表示的時間t秒，在低氧濃度氣氛條件下進行氧化。
Log10(t/60)＝-0.00301×T+4.83 (15)通常，在使用以焦爐煤氣、LNG等作為燃料的燃燒氣體的場合中，高氧濃度氣氛條件的氣氛氣體和低氧濃度氣氛條件的氣氛氣體可以通過控制燃燒時的空氣比來得到。增加空氣比時，燃燒氣體氣氛內的氧濃度增加，減少空氣比時，燃燒氣體氣氛內的氧濃度減少。加熱爐內的氧濃度可以用氧濃度計測定。
低氧濃度氣氛條件，可以通過在燃燒氣體中混合氮氣、氬氣、氦氣等惰性氣體而得到，或者也可以通過提高鋼材的溫度而得到。
另外，即使在使用感應加熱爐和高頻加熱爐等不使用燃燒氣體的加熱爐的場合中，仍可以實施本方法。此時，可以使用氮氣、氬氣、氦氣等的非氧化性氣體作為氣氛氣體使用。
在使加熱爐內的一部分區(qū)域形成低氧濃度氣氛條件，使其它區(qū)域形成高氧濃度氣氛條件的場合中，優(yōu)選在成為區(qū)域間的邊界的位置處設隔斷墻。通過設隔斷墻可以明確地劃分低氧濃度氣氛條件和高氧濃度氣氛條件。
另外，作為使加熱爐內的一部分區(qū)域形成低氧濃度氣氛條件，使其它區(qū)域形成高氧濃度氣氛條件的場合的加熱方法，也可以使用采用蓄熱式燃燒的燃燒器(蓄熱器)的燃燒方式。其原因在于，由于在這樣的燃燒方式中，從燃燒器放出的燃燒氣體進入正對燃燒器的燃燒器的蓄熱室，所以流出到其它區(qū)域的燃燒氣體量少，容易變更一部分區(qū)域的氣氛條件。
在數(shù)學式(4)中必須考慮氧化鐵皮的厚度。但是不可能實時地測定實際的鋼板制造時的氧化鐵皮厚度。因此，通過將由(11)式求出的氧化速度進行積分，用(13)式轉換成氧化鐵皮厚度，就可以由計算求出生成過程中的氧化鐵皮厚度。
這時必要的鋼材表面的溫度可以由輻射溫度計容易地測定。另外，也可以用熱傳導計算由氣氛氣體的溫度分布求出鋼材的溫度分布。
Cu從氧化鐵皮表面揮發(fā)的低氧濃度氣氛條件用由(4)式或者(14)式表示的氧濃度或其以下表示，其隨著氧化鐵皮的厚度和溫度的變化而變化，不能正確地記述為特定的氧濃度或其以下。但是，在加熱爐內生成的氧化鐵皮的厚度是500～3000μm左右，只要在該厚度條件下，在1080℃～1250℃左右的加熱溫度條件下，是由(4)式算出的0.5容量％或其以下的氧濃度，就可以成為低氧濃度氣氛條件，使Cu蒸發(fā)到氣氛氣體中，從而可以抑制熱脆性。
圖4是模式地表示用于實施本發(fā)明的第一制造方法的優(yōu)選的加熱爐的概略的方式例和與氧濃度條件對應的氧化鐵皮層的生成狀況的圖。
該方式例是適用本發(fā)明的情況的該方式例，該情況是將含0.05～3％質量的Cu的鋼材1(板)在常溫下插入加熱爐2中，在1100～1300℃的溫度氣氛下加熱，在1100～1300℃的溫度下抽出后，用除鱗裝置(高壓水)3除去加熱爐氧化鐵皮，用熱軋機4進行熱軋，該方式例的特征在于，使加熱爐的一部分區(qū)域在低氧濃度氣氛條件下實施。另外，為了使低氧濃度氣氛條件的區(qū)域和高氧濃度氣氛條件的區(qū)域隔開，在加熱爐內設隔斷墻5。
在該方式例中，由于將鋼材在低氧濃度氣氛條件下加熱，所以生成的氧化鐵皮由氧化亞鐵構成。如果生成氧化鐵皮，且鋼材被加熱到Cu的熔點1080℃以上的1100～1300℃，則如圖4所示，Cu會在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集，作為液相出現(xiàn)。該液相Cu浸透氧化鐵皮的晶界而達到氧化鐵皮表面，作為Cu蒸氣或者被氧化的CuO蒸氣而蒸發(fā)·飛散。由于該Cu的蒸發(fā)·飛散在低氧濃度氣氛條件的期間接連不斷地進行，所以可以減少鋼材表面的氧化鐵皮/基體鐵界面上的Cu的富集量。按照這樣，本發(fā)明可以大幅度抑制氧化鐵皮/基體鐵界面的Cu的富集量，可以有利地防止熱軋時的由Cu起因造成的熱脆性。在該圖中，用虛線表示減量了的Cu的富集層。
以下說明涉及抑制熱脆性的第2制造方法的權利要求8所述的發(fā)明。在本發(fā)明中利用本發(fā)明人新發(fā)現(xiàn)的全部下述3種現(xiàn)象。(a)在氧化鐵皮/基體鐵界面上作為液相出現(xiàn)的Cu容易在氧化鐵皮的晶界移動。(b)在不生成四氧化三鐵的氧化鐵皮的場合中，即由氧化亞鐵層構成的氧化鐵皮的場合，液相的Cu從氧化鐵皮/基體鐵界面出發(fā)，在氧化鐵皮內(晶界)移動，到達氧化鐵皮的表面，作為Cu或者CuO的蒸氣而蒸發(fā)·飛散。(c)在生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的場合中，液態(tài)的Cu從氧化鐵皮/基體鐵界面出發(fā)，在氧化鐵皮內(晶界)移動，在四氧化三鐵層中Cu固溶。這些性質是在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的液相Cu因毛細管現(xiàn)象通過氧化鐵皮晶界被吸上來、使Cu移動到從界面離開的地方的性質，也就是說，氧化鐵皮具有吸收液相Cu的海綿那樣的性質。
使鋼加熱，除去在鋼材表面生成的氧化鐵皮后進行熱軋。在加熱階段生成的氧化鐵皮的氧化鐵皮/基體鐵界面的Cu的富集成為熱脆性問題。只要在熱軋開始前能夠減少加熱時所富集的Cu量，就可以抑制熱脆性。通常熱軋開始前實施1次氧化鐵皮除去處理。本發(fā)明使氧化鐵皮除去處理進行2次或其以上的次數(shù)。由于通常軋制鋼材是在大氣氣氛下進行，所以在每次氧化鐵皮除去處理期間，其表面會再生成氧化鐵皮。在這樣的氧化鐵皮除去處理之間生成的氧化鐵皮會影響氧化鐵皮內吸收上述那樣的液相Cu的作用。因此，實施氧化鐵皮除去處理越比通常的1次多，就越能減少氧化鐵皮/基體鐵界面的富集Cu量，就可以控制熱脆性。
如上述作用表明的那樣，在鋼材加熱后，實施最初的熱軋前必須實施2次或其以上的氧化鐵皮除去處理。另外，生成氧化鐵皮的再氧化是必要的，有必要是氧化氣氛，可以簡便地利用通常進行軋制的大氣氣氛。再氧化時的氧化鐵皮無論是生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮還是生成由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的氧化鐵皮的場合，由于在任何場合下氧化鐵皮都具有吸收液相Cu的作用，所以其具有減少氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu的作用。因此，在該2次或其以上的氧化鐵皮除去處理之間暴露鋼材的氣氛既可以是低氧濃度氣氛條件，也可以是高氧濃度氣氛條件。另外，由于利用氧化鐵皮吸收液相Cu的現(xiàn)象，所以鋼材表面的溫度必須是Cu的熔點的1080℃或其以上。另外，鋼材表面的溫度可以由輻射溫度計容易地測定。
顯然，在通常由三氧化二鐵、四氧化三鐵、氧化亞鐵的3層構成的高氧濃度氣氛條件下使鋼材加熱，實施1次氧化鐵皮除去處理后實施熱軋的鋼材的場合中，在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)大約是18.6CCu×d。因此，只要能夠利用本發(fā)明來減少在氧化鐵皮/基體鐵界面上富集的Cu量，就可以使在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d，就可以如上述那樣避免熱脆性。
為了在2次或其以上的氧化鐵皮除去處理之間使鋼材再氧化，也可以實施用于再氧化的熱處理。在再氧化處理中的加熱和/或保溫方法中，優(yōu)選使用由電爐的輻射加熱和保溫或者感應加熱和通電加熱那樣的能效和應答性、控制等優(yōu)良的利用電能的加熱和保溫方法，另外，只要能夠使鋼材溫度高，在再氧化處理中使鋼材表面保持1080℃或其以上，那么使用在以絕熱材料覆蓋環(huán)境中保持鋼材的保溫方法，從能效方面出發(fā)，也是優(yōu)選的實施方式。由于無論哪一種方法只要能夠使鋼材表面是1080℃或其以上并且是氧化氣氛，就可以達到本發(fā)明的目的，所以只要適宜選擇能效良好的方法就行。作為這樣的氧化氣氛優(yōu)選利用可以容易地利用的大氣。
在氧化鐵皮的除去處理方法中，有以往公知的將高壓水噴射到鋼材表面的方法、將成為制品表面的鋼材的面進行軋制的方法和將成為制品表面的鋼材的側面沿寬度方向壓下的方法等，可以適宜地選擇和組合。
圖5是模式地表示用于實施本發(fā)明的第二制造方法的優(yōu)選的設備的概略和在該設備中的氧化鐵皮的生成狀況的圖。其中，在加熱爐2內的燃燒氣體的氣氛(高氧濃度氣氛條件)中下加熱鋼材1。這樣加熱時，鋼材表面生成氧化鐵皮，與此相伴，在氧化鐵皮/基體鐵界面出現(xiàn)液相Cu。該熔融(液相)Cu的一部分在氧化鐵皮的晶界中移動，達至四氧化三鐵層而固溶于四氧化三鐵層內。將以規(guī)定時間、規(guī)定溫度加熱的鋼材從加熱爐中抽出，由除鱗裝置(高壓水)3除去加熱爐氧化鐵皮。藉此，固溶于四氧化三鐵層內的Cu與氧化鐵皮一起被除去。其后，在大氣氣氛中移動鋼材時，由大氣中的氧造成在鋼材表面再生成氧化鐵皮。該區(qū)域是再氧化處理帶6。藉此，在加熱爐中出現(xiàn)并在而除鱗后還殘留在基體鐵表面的液相Cu的一部分，被吸收到再氧化鐵皮的氧化鐵皮中，移動到四氧化三鐵層中并固溶或者揮發(fā)到氣氛氣體中，從而減少氧化鐵皮/基體鐵界面的富集Cu量。在圖中用虛線表示減量了的Cu的富集層。然后，在熱軋前用除鱗裝置(高壓水)3除鱗，用熱軋機4軋制，而由于氧化鐵皮/基體鐵界面的富集Cu量變少，所以可以有利地防止熱軋時的熱脆性(表面裂紋)。
最后說明權利要求9所述的發(fā)明。該發(fā)明同時使用抑制熱脆性的第1制造方法和第2制造方法。第1制造方法是加熱鋼材的方法，第2制造方法是在加熱后和至最初軋制前的期間的鋼材的氧化鐵皮除去處理方法，它們可以同時進行，通過同時進行，可以進一步提高熱脆性的抑制效果。
實施例(實施例1)進行鑄造含Cu和Sn的鋼材，利用熱軋來制造鋼板的實驗。熱軋之前的加熱是用燃燒加熱并進行燃燒時的空氣比的各種改變的，加熱到1100～1250℃的溫度，其后實施熱軋，制造各種鋼材厚度(鋼材有效厚度)的鋼板。母材的Cu濃度、母材的Sn濃度、母材的Ni濃度示于表1。另外，表1一并示出得到的鋼材的有效厚度、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sn量(Sn富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sb量(Sb富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的As量(As富集量)和表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生狀況。Cu富集量和Sn富集量是利用GDS分析來求出的。得到的鋼板表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生程度以以下作為指標◎不發(fā)生裂紋，○發(fā)生微細裂紋但質量和外觀上沒有問題，×發(fā)生質量和外觀上成為問題的裂紋。在氧化鐵皮/基體鐵界面上的熱脆性誘發(fā)元素的Cu、Sn、Sb、As的富集量少且滿足(1)式和(2)式的例(No.1～9)中，未發(fā)現(xiàn)質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生，在不滿足(1)式或(2)式的例(No.10～13)中發(fā)生質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋。即使是添加了滿足(3)式的Ni的例(No.8、9)也不發(fā)生熱脆性，可以得到優(yōu)良的表面質量。藉此，可以看出，根據(jù)本發(fā)明的實施例，即使是含有Cu和Sn的熱脆性誘發(fā)元素的鋼材，熱軋時也不會發(fā)生熱脆性。
表1

(實施例2)進行鑄造含Cu和Sn的鋼材，利用熱軋來制造線材的實驗。熱軋之前的加熱是用燃燒加熱并進行燃燒時的空氣比的各種改變的，加熱到1100～1250℃的溫度，其后實施熱軋，制造各種直徑(鋼材厚度)的線材。母材的Cu濃度、母材的Sn濃度、母材的Ni濃度示于表2。另外，表2一并示出得到的鋼材的有效厚度(線材的半徑)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sn量(Sn富集量)和表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生狀況也。Cu富集量和Sn富集量從由用EPMA來面分析氧化鐵皮斷面所獲得的結果求出。得到的鋼材表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生程度以以下作為指標◎不發(fā)生裂紋，○發(fā)生微細裂紋但質量和外觀上沒有問題，×發(fā)生質量和外觀上成為問題的裂紋。在氧化鐵皮/基體鐵界面上的熱脆性誘發(fā)元素的Cu、Sn的富集量少且滿足(1)式和(2)式的例(No.14～21)中，未發(fā)現(xiàn)質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生，在不滿足(1)式或(2)式的例(No.22～24)中發(fā)生質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋。即使是添加了滿足(3)式的Ni的例(No.21)也不發(fā)生熱脆性，可以得到優(yōu)良的表面質量。藉此，可以看出，根據(jù)本發(fā)明的實施例，即使是含有Cu和Sn的熱脆性誘發(fā)元素的鋼材，熱軋時也不會發(fā)生熱脆性。
表2

(實施例3)進行鑄造含Cu和Sn的鋼材，利用熱軋來制造H型鋼的實驗。熱軋之前的加熱是用燃燒加熱并進行燃燒時的空氣比的各種改變的，加熱到1150～1300℃的溫度，其后實施熱軋，制造各種壁厚(鋼材有效厚度)的H型鋼。母材的Cu濃度、母材的Sn濃度、母材的Ni濃度示于表3。另外，表3一并示出得到的鋼材的有效厚度、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sn量(Sn富集量)和表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生狀況。Cu富集量和Sn富集量由對軌腰部的1面和翼緣部的內面和外面的3點進行GDS分析而求出，以它們的平均值表示。得到的鋼材表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生程度以以下作為指標◎不發(fā)生裂紋，○發(fā)生微細裂紋但質量和外觀上沒有問題，×發(fā)生質量和外觀上成為問題的裂紋。在氧化鐵皮/基體鐵界面上的熱脆性誘發(fā)元素的Cu、Sn的富集量少且滿足(1)式和(2)式的例(No.25～32)中，未發(fā)現(xiàn)質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生，在不滿足(1)式或(2)式的例(No.33～35)中發(fā)生質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋。即使是添加了滿足(3)式的Ni的例(No.30、31)也不發(fā)生熱脆性，可以得到優(yōu)良的表面質量。藉此，可以看出，根據(jù)本發(fā)明的實施例，即使是含有Cu和Sn的熱脆性誘發(fā)元素的鋼材，熱軋時也不會發(fā)生熱脆性。
表3

(實施例4)進行鑄造含Cu和Sn的鋼材，利用熱軋來制造無縫鋼管的實驗。熱軋之前的加熱是用燃燒加熱并進行燃燒時的空氣比的各種改變的，加熱到1100～1250℃的溫度，其后實施熱軋，制造各種壁厚(鋼材有效厚度)的無縫鋼管。母材的Cu濃度、母材的Sn濃度、母材的Ni濃度示于表4。另外，表4一并示出得到的鋼材的有效厚度、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sn量(Sn富集量)和表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生狀況。Cu富集量和Sn富集量由用EPMA來面分析鋼管外面和內面的氧化鐵皮斷面所獲得的結果求出，以它們的平均值表示。得到的鋼材表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生程度以以下作為指標◎不發(fā)生裂紋，○發(fā)生微細裂紋但質量和外觀上沒有問題，×發(fā)生質量和外觀上成為問題的裂紋。在氧化鐵皮/基體鐵界面上的熱脆性誘發(fā)元素的Cu、Sn的富集量少且滿足(1)式和(2)式的例(No.36～41)中，未發(fā)現(xiàn)質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生，在不滿足(1)式或(2)式的例(No.42～44)中發(fā)生質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋。即使是添加了滿足(3)式的Ni的例(No.41)也不發(fā)生熱脆性，可以得到優(yōu)良的表面質量。藉此，可以看出，根據(jù)本發(fā)明的實施例，即使是含有Cu和Sn的熱脆性誘發(fā)元素的鋼材，熱軋時也不會發(fā)生熱脆性。
表4

(實施例5)進行鑄造在含有Cu、Sn、Sb、As的成分的鋼材中添加Ti、V、Nb、S、P、REM中的1種或者1種以上來將成分進行了調整的鋼材，利用熱軋來制造鋼板的實驗。熱軋之前的加熱是用燃燒加熱并進行燃燒時的空氣比的各種改變的，加熱到1100～1250℃的溫度，其后實施熱軋，制造3.2mm厚度的鋼板。母材的成分示于表5。另外，表5一并示出得到的鋼材的有效厚度、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu量(Cu富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sn量(Sn富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Sb量(Sb富集量)、在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的As量(As富集量)和表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生狀況。Cu富集量、Sn富集量、Sb富集量、As富集量是利用GDS分析結果來求出的。得到的鋼板表面的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生程度以以下作為指標◎不發(fā)生裂紋，○發(fā)生微細裂紋但質量和外觀上沒有問題，×發(fā)生質量和外觀上成為問題的裂紋。在以本發(fā)明的范圍添加了Ti、V、Nb、REM而且在氧化鐵皮/基體鐵界面上的作為熱脆性誘發(fā)元素的Cu、Sn的富集量少且滿足(1)式和(2)式的例(No.45～53)中，未發(fā)現(xiàn)質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋的發(fā)生，在完全不添加Ti、V、Nb、REM而且不滿足(1)式或(2)式的例(No.54～56)中發(fā)生質量和外觀上成為問題的由熱脆性造成的裂紋。藉此，可以看出，根據(jù)本發(fā)明的實施例，即使是含有Cu、Sn、Sb、As等的熱脆性誘發(fā)元素的鋼材，熱軋時也不會發(fā)生熱脆性。
表5

(實施例6)使用以LNG作為燃料的燃燒氣體來在加熱爐內加熱以質量％計其化學成分含有C0.05％、Si0.01％、Mn0.25％、P0.012％、S0.006％、Cu1.64％、Ni0.01％、Cr0.02％的鋼材。使加熱爐內全體(加熱帶和均熱帶)的氧濃度為0.5容量％，加熱初期氧化鐵皮厚度是300μm的鋼材，并在90分鐘內達至1230℃，其后在1230℃下保持40分鐘。此時的氧濃度條件是加熱爐全體為低氧濃度氣氛條件。其后，將鋼材從加熱爐內抽出，用高壓水實施除鱗后進行熱軋，結果熱軋后的鋼材表面未發(fā)現(xiàn)熱脆性的發(fā)生。
另一方面，在將加熱爐全體在氧濃度為5容量％的高氧濃度氣氛條件下加熱的場合中，發(fā)生由熱脆性造成的鋼材表面的裂紋。
(實施例7)使用以焦爐煤氣作為燃料的燃燒氣體來在加熱爐內加熱以質量％計其化學成分含有C0.04％、Si0.01％、Mn0.33％、P0.010％、S0.011％、Cu0.74％、Ni0.04％、Cr0.07％的鋼材。進入加熱爐前的氧化鐵皮厚度是500μm。在該加熱爐加熱中，首先，在高氧濃度氣氛條件(氧濃度為5容量％)下在80分鐘內加熱至1200℃，在原有的氣氛下保持1200℃×20分鐘后，在將前后用隔墻隔開了的低氧濃度氣氛條件(氧濃度為0.4容量％)下保持1200℃×30分鐘，再次在高氧濃度氣氛條件(氧濃度為5容量％)下保持1200℃×30分鐘，其后，從加熱爐內抽出。其后，在用高壓水除去鋼材表面的加熱爐氧化鐵皮后，供給到熱軋中。熱軋后的鋼材表面未發(fā)現(xiàn)由熱脆性造成的鋼材表面的表面裂紋的發(fā)生。
另一方面，不配置加熱帶成為低氧濃度氣氛條件的加熱區(qū)域而在以往的高氧濃度氣氛條件下加熱，也就是說，進入加熱爐前的氧化鐵皮厚度是500μm，完全在高氧濃度氣氛條件(氧濃度為5容量％)下在80分鐘內加熱達至1200℃，在原有的氣氛、溫度下保持80分鐘而抽出鋼材，在這樣的加熱條件下的場合，實施由高壓水的除鱗后進行熱軋，結果在熱軋后的鋼材表面發(fā)生由熱脆性造成的鋼材表面的裂紋。
(實施例8)使用以LNG氣體作為燃料的燃燒氣體來在加熱爐內加熱以質量％計其化學成分含有C0.05％、Si0.01％、Mn0.25％、P0.011％、S0.006％、Cu1.60％、Ni0.01％、Cr0.02％的鋼材。進入加熱爐前的氧化鐵皮厚度是500μm。在這樣的加熱中，使加熱爐內完全是氧濃度為5容量％。首先，將鋼材在80分鐘內加熱至1200℃，在原有的氣氛下保持1200℃×20分鐘。該期間的加熱與高氧濃度氣氛條件相當。然后，加熱至1300℃并保持30分鐘。在加熱至1300℃后的10分鐘期間是與低氧濃度氣氛條件相當?shù)?，其后隨著氧化鐵皮增厚而移行到高氧濃度氣氛條件。其后，用高壓水除去鋼材表面的氧化鐵皮，供給到熱軋中。熱軋后的鋼材表面未發(fā)現(xiàn)由熱脆性造成的鋼材表面的裂紋的發(fā)生。
另一方面，在加熱帶途中不提高鋼材溫度地加熱的場合中，也就是說，進入加熱爐前的氧化鐵皮厚度是500μm，完全在高氧濃度氣氛條件(氧濃度為5容量％)下在80分鐘內加熱至1200℃，在原有的氣氛下保持50分鐘，抽出鋼材，在這樣的加熱條件下的場合中實施利用高壓水的除鱗后進行熱軋，結果在熱軋后的鋼材表面發(fā)生由熱脆性造成的鋼材表面的裂紋。
(實施例9)以焦爐煤氣作為燃料來加熱以質量％計其化學成分含有C0.002％、Si0.02％、Mn0.12％、P0.010％、S0.007％、Cu1.02％、Ni0.02％、Cr0.03％的鋼材，通過此加熱使得在1080℃或其以上的條件下將氧濃度改變?yōu)槌蔀榈脱鯘舛葰夥諚l件的0.5容量％和成為高氧濃度氣氛條件的5容量％并加熱至1150℃，在該溫度下保持1小時。將鋼材從加熱爐中抽出之后立即用高壓水除去氧化鐵皮。其后在大氣中移動鋼材，在最初的熱軋之前再次用高壓水除去氧化鐵皮。在本方法中，在熱軋的2.5mm厚度的鋼板上不發(fā)生由熱脆性造成的裂紋。
另一方面，通過以同樣的加熱條件加熱，從加熱爐抽出之后不馬上進行由高壓水的氧化鐵皮的除去(除鱗)，僅在最初的熱軋開始前實施利用高壓水的氧化鐵皮的除去，來進行軋制所獲得的相同的2.5mm厚度的鋼板表面，雖然在成為低氧濃度氣氛條件的0.5容量％的氧濃度下進行加熱的例(本發(fā)明)中，不發(fā)生由熱脆性造成的裂紋，但是，在加熱成為高氧濃度氣氛條件的2容量％氧濃度的氣氛下加熱的例(比較例)中發(fā)生由熱脆性造成的裂紋。
(實施例10)在以焦爐煤氣作為燃料的加熱爐中將以質量％計其化學成分含有C0.05％、Si0.01％、Mn0.25％、P0.012％、S0.006％、Cu1.61％、Ni0.01％、Cr0.02％的鋼材加熱至1230℃，在該溫度下保持90分鐘。使此時的氣氛的氧濃度是成為高氧濃度氣氛條件的3容量％。對從加熱爐抽出的鋼材沿寬度方向施加3％的壓下，除去鋼材表面的氧化鐵皮。其后，將鋼材置于用絕熱材料覆蓋的保溫罩內，使鋼材表面的最低溫度在1100℃或其以上的狀態(tài)下保持5分鐘。保溫時的氣氛為大氣。保溫后，再次用高壓水除去氧化鐵皮，進行熱軋。另外，作為比較例，還準備了保溫后用高壓水除去加熱爐氧化鐵皮后立即實施熱軋的鋼材。其結果，本發(fā)明的在保溫罩內保持的鋼材表面不發(fā)生裂紋，而比較例的進行保溫的鋼材表面發(fā)生裂紋。
工業(yè)可利用性如以上說明那樣，按照本發(fā)明，可以不改變添加Ni和Si那樣的鋼成分地有利地抑制熱軋含Cu在0.05～3質量％的鋼材時的起因于Cu的鋼材的熱脆性的發(fā)生，藉此，可以提供表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法。
權利要求
1.一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，在表面具有氧化鐵皮的含Cu鋼材中，母材的Cu濃度CCu(質量％)為0.05％～3％，在將與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s除以其周長l的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)具有下述(1)式的關系。ECu＜18.6CCu×d (1)
2.一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，在表面具有氧化鐵皮的含Cu鋼材中，母材的Cu濃度CCu(質量％)是0.05％～3％，將與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s除以其周長l的鋼材有效厚度設為d(mm)，并且將熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度設為Ci時，熱脆性誘發(fā)元素在氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的富集量的合計的熱脆性誘發(fā)元素總富集量Ei(μg·cm-2)具有下述(2)式的關系，該熱脆性誘發(fā)元素總母材濃度是在1000℃～1300℃的溫度區(qū)域內對于氧化比鐵穩(wěn)定的、并且熔點在1300℃或其以下的熱脆性誘發(fā)元素的母材濃度的合計，Ei＜18.6Ci×d (2)。
3.根據(jù)權利要求2所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述熱脆性誘發(fā)元素的1種是Cu，其它是Sn、Sb、As的任1種或者1種以上。
4.根據(jù)權利要求1～3的任一項所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，母材Ni的濃度CNi(質量％)和母材Cu的濃度CCu(質量％)的關系具有下述(3)式的關系。0.061CCu2+0.32CCu+0.0035≤CNi≤1.5(3)
5.根據(jù)權利要求1～3的任一項所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述含Cu鋼材以質量計含有Ti0.01～0.15％、Nb0.01～0.15％、V0.01～0.15％的任1種或者1種以上，還含有P0.010～0.100％、S0.010～0.050％、REM0.002～0.150％的任1種或者1種以上。
6.權利要求5所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材，其特征在于，上述含Cu鋼材中含有至少Ti、Nb、V的任1種或者1種以上的碳化物、氮化物或者碳氮化物的粒徑在10nm～1μm的個數(shù)密度在105個/mm2或其以上的析出物。
7.一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，通過使該鋼材的Cu含量CCu(質量％)在0.05％～3％，同時使在上述加熱爐內加熱時，鋼材表面溫度達到1080℃或其以上的狀態(tài)的加熱爐內的全部區(qū)域或者部分區(qū)域內，形成小于等于下述(4)式表示的氧濃度PO2(容量％)的氣氛氣(低氧濃度氣氛條件)，藉此，生成由氧化亞鐵構成的氧化鐵皮，使得在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d，PO2＝Kp/(2wk1) (4)其中，Kp是拋物線法則速度常數(shù)(g2·cm-4·s-1)，更具體地說，Kp＝KpO×exp(-E/RT) (5)(KpO＝0.60g2·cm-2·s-1)。另外，E是活化能(E＝140kJ·mol-1·K-1)，R是氣體常數(shù)，T是溫度(K)。另外，w是氧化增量(g·cm-2)，k1是直線法則速度常數(shù)(k1＝9.6×10-6g·cm-2·％-1·s-1)。
8.一種表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，通過使該鋼材的Cu含量CCu(質量％)在0.05％～3％，在將該鋼材從上述加熱爐中抽出后并在上述熱軋開始前，實施2次或其以上的鋼材表面生成的氧化鐵皮的除去處理，使得在將以其周長l分割熱軋終了后的與軋制方向垂直的鋼材斷面的斷面積s的鋼材有效厚度設為d(mm)時，在含Cu鋼材的氧化鐵皮和基體鐵的界面附近富集的每單位表面積的Cu富集量ECu(μg·cm-2)低于18.6CCu×d。
9.根據(jù)權利要求7所述的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材的制造方法，其特征在于，在將含Cu鋼材在加熱爐中加熱后開始熱軋的含Cu鋼材的制造方法中，在將該鋼材從上述加熱爐中抽出后并在上述熱軋開始前，在鋼材表面上實施2次或其以上的生成的氧化鐵皮除去處理。
全文摘要
本發(fā)明是可以抑制熱軋鋼材時的起因于Cu的鋼材的熱脆性發(fā)生的表面性狀優(yōu)良的含Cu鋼材及其制造方法，其特征在于，表面具有氧化鐵皮的含Cu鋼材，母材的Cu濃度C
文檔編號C21D9/00GK1703525SQ0382541
公開日2005年11月30日 申請日期2003年9月10日 優(yōu)先權日2002年9月27日
發(fā)明者近藤泰光, 川崎薰, 原田寬, 大橋渡 申請人:新日本制鐵株式會社