JPS5852444B2 - 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法 - Google Patents
熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法Info
- Publication number
- JPS5852444B2 JPS5852444B2 JP53156669A JP15666978A JPS5852444B2 JP S5852444 B2 JPS5852444 B2 JP S5852444B2 JP 53156669 A JP53156669 A JP 53156669A JP 15666978 A JP15666978 A JP 15666978A JP S5852444 B2 JPS5852444 B2 JP S5852444B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- hot
- steel
- hot rolling
- steel billet
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はアルミキルド、アルミセミキルドまたはアルミ
・シリコンキルド鋼等一般建築素材、造船用、機械構造
用鋼、線材等に供されるＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素
鋼ないしはＮｂ、Ｖを含有するラインパイプ用、もしく
は油井管用素材等の鋼種において、造塊もしくは連続鋳
造直後の鋼片をただちに熱間圧延を行なう（以下直送圧
延と称する）か、または造塊もしくは連続鋳造後そのま
ま鋼片を保熱炉に装入してから熱間圧延を行なう（以下
ホットチャージ圧延と称する）プロセスにおいて、熱間
圧延時の鋼片の割れを抑制する方法に関するものである
。
・シリコンキルド鋼等一般建築素材、造船用、機械構造
用鋼、線材等に供されるＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素
鋼ないしはＮｂ、Ｖを含有するラインパイプ用、もしく
は油井管用素材等の鋼種において、造塊もしくは連続鋳
造直後の鋼片をただちに熱間圧延を行なう（以下直送圧
延と称する）か、または造塊もしくは連続鋳造後そのま
ま鋼片を保熱炉に装入してから熱間圧延を行なう（以下
ホットチャージ圧延と称する）プロセスにおいて、熱間
圧延時の鋼片の割れを抑制する方法に関するものである
。
従来の鉄鋼材料製造プロセスは以下のような方法が採用
されていた。
されていた。
すなわち、転炉ないしは電気炉で溶製された溶湯は次に
示すような ■ 造塊→ｎ→ヒＩ漏→分塊圧延 →目予戸四〇−＋ロ→熱間圧延 ■ 連続鋳造→置砺璽う巨司→匹電Ｉ→熱間圧延 ■ないしは■の工程を経ていた。
示すような ■ 造塊→ｎ→ヒＩ漏→分塊圧延 →目予戸四〇−＋ロ→熱間圧延 ■ 連続鋳造→置砺璽う巨司→匹電Ｉ→熱間圧延 ■ないしは■の工程を経ていた。
しかしながら、近年製造工程の省略化による生産性の向
上と熱エネルギー原単位の低減による省エネルギーを目
的として、■ないしは■の工程から旧印をつけた精整工
程と加熱工程とを省略するプロセスとして、前述の直送
圧延ないしはホットチャージ圧延プロセス技術の開発が
注目を浴びるようになってきた。
上と熱エネルギー原単位の低減による省エネルギーを目
的として、■ないしは■の工程から旧印をつけた精整工
程と加熱工程とを省略するプロセスとして、前述の直送
圧延ないしはホットチャージ圧延プロセス技術の開発が
注目を浴びるようになってきた。
かような新プロセスへの移行のためには製品材質の保証
がなされるのは当然であるが、加うるに鋼片表面割れの
生成防止策の開発が必須となる。
がなされるのは当然であるが、加うるに鋼片表面割れの
生成防止策の開発が必須となる。
本発明者らは本プロセス開発のために長年無欠陥鋼塊な
いしは無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間圧延時の
割れ防止策の研究開発に努力を積み重ねてきた結果、以
下の諸点を明らかにした。
いしは無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間圧延時の
割れ防止策の研究開発に努力を積み重ねてきた結果、以
下の諸点を明らかにした。
すなわち、従来の冷片を再加熱圧延し、ざらに冷片にし
て疵取りを行なった後再加熱−圧延を施すプロセスにお
いては冷却−加熱のくり返し熱処理により、鋳造組織の
破砕、凝固時の粒界への偏析・析出の軽減、オーステナ
イト粒の微細化に加えて、熱間加工性に有害な働きをす
るＳ、Ｐ、０等の元素が硫化物、リン化物、ならびに酸
化物として粒内に固定される。
て疵取りを行なった後再加熱−圧延を施すプロセスにお
いては冷却−加熱のくり返し熱処理により、鋳造組織の
破砕、凝固時の粒界への偏析・析出の軽減、オーステナ
イト粒の微細化に加えて、熱間加工性に有害な働きをす
るＳ、Ｐ、０等の元素が硫化物、リン化物、ならびに酸
化物として粒内に固定される。
従ってアルミキルド、アルミシリコンキルド鋼等一般構
造用鋼に供されているＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素鋼
、ないしは含Ｎｂ、Ｖ鋼においても従来の再加熱・圧延
プロセスにおいては熱間加工時の割れ疵はほとんど問題
視されない程疵発生は軽微であった。
造用鋼に供されているＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素鋼
、ないしは含Ｎｂ、Ｖ鋼においても従来の再加熱・圧延
プロセスにおいては熱間加工時の割れ疵はほとんど問題
視されない程疵発生は軽微であった。
それに反して直送圧延、またはホットチャージ圧延プロ
セスにおいては溶融−凝固−冷却過程でデンドライト界
面とか、オーステナイト粒界面上に上述したような諸元
素の偏析、析出が生じ、そのために熱間加工による引張
応力が加わると粒界割れをひき起し、鋼片表面疵を発生
する。
セスにおいては溶融−凝固−冷却過程でデンドライト界
面とか、オーステナイト粒界面上に上述したような諸元
素の偏析、析出が生じ、そのために熱間加工による引張
応力が加わると粒界割れをひき起し、鋼片表面疵を発生
する。
従って、かかる新プロセスにおいては熱間加工性に有害
な元素をあらかじめ以下に述べるような量にまで制限し
ておくか、あるいは、析出物の析出特性を制御すること
が肝要である。
な元素をあらかじめ以下に述べるような量にまで制限し
ておくか、あるいは、析出物の析出特性を制御すること
が肝要である。
本発明で対象とするような５１−Ｍｎ鋼においては、Ｐ
を０．０２φ以下、Ｓを０．０１φ以下、さらにはＯ（
酸素）を０．００１％以下に抑えることにより、熱間加
工性は大巾に改善されるが、安価な鋼種において脱硫と
か脱リンプロセスの導入は生産コストの上昇につながり
、工業的にはかならずしも最善の策とはならない場合が
ある。
を０．０２φ以下、Ｓを０．０１φ以下、さらにはＯ（
酸素）を０．００１％以下に抑えることにより、熱間加
工性は大巾に改善されるが、安価な鋼種において脱硫と
か脱リンプロセスの導入は生産コストの上昇につながり
、工業的にはかならずしも最善の策とはならない場合が
ある。
そこで本発明者等は熱間加工性に有害なＰ、Ｓ。
０、Ｎ等の元素の偏析・析出がある特定の温度域におい
て生じることに着目してこれらの元素の析出形態を制御
することにより鋼片の熱間割れ抑制法を開発した。
て生じることに着目してこれらの元素の析出形態を制御
することにより鋼片の熱間割れ抑制法を開発した。
以下本発明の内容を詳述する。
第１図には連続鋳造した鋳片あるいは造塊した鋼塊の直
送圧延（第１図の）、ならびにホットチャージ圧延（第
１図■）における鋼片の受ける温度履歴ならびに加工履
歴を模式図的に示した。
送圧延（第１図の）、ならびにホットチャージ圧延（第
１図■）における鋼片の受ける温度履歴ならびに加工履
歴を模式図的に示した。
直送圧延ならびにホットチャージ圧延では、旧来の再加
熱・圧延プロセス（第１図■）と違い鋼片を室温まで冷
やすことなく、熱間圧延ないしは加熱炉に装入した後圧
延することを特徴としている。
熱・圧延プロセス（第１図■）と違い鋼片を室温まで冷
やすことなく、熱間圧延ないしは加熱炉に装入した後圧
延することを特徴としている。
かかる熱間圧延において通常の圧延温度域である１２０
０〜９００°Ｃ温度域で連続多パス圧延を行なった際に
は、１〜５パス目の圧延で鋼片の表面に横割れあるいは
鋼片エッヂ部に耳割れが発生し、それに引き続く連続圧
延中に割れが拡大し表面疵として残存し、それらの疵の
ひどい場合には製品として使用に耐えないものが出て歩
留りの低下を来たしてしまうことが多々ある。
０〜９００°Ｃ温度域で連続多パス圧延を行なった際に
は、１〜５パス目の圧延で鋼片の表面に横割れあるいは
鋼片エッヂ部に耳割れが発生し、それに引き続く連続圧
延中に割れが拡大し表面疵として残存し、それらの疵の
ひどい場合には製品として使用に耐えないものが出て歩
留りの低下を来たしてしまうことが多々ある。
特にｐ、ｓ、ｏ。Ｎ、Ａ１等をある量販上に含有した鋼
においては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延に際
して最初の数パス圧延を１１４０〜９００℃温度域で行
なった場合には鋼片の表面割れが顕著になる。
においては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延に際
して最初の数パス圧延を１１４０〜９００℃温度域で行
なった場合には鋼片の表面割れが顕著になる。
この新プロセスにおける熱間圧延時の割れ機構について
は後述するシミュレーション実験法等を用いて研究を重
ねてきた結果、以下の諸点が明確になった。
は後述するシミュレーション実験法等を用いて研究を重
ねてきた結果、以下の諸点が明確になった。
すなわち、溶融−凝固−冷却時に（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ 、
（Ｆｅ 、Ｍｎ）０．ＡＡ’Ｎ等がデンドライト界面な
いしはオーステナイト粒界面に析出した場合、熱間圧延
等によりある値以上の引張応力が負荷されると割れが生
成する。
（Ｆｅ 、Ｍｎ）０．ＡＡ’Ｎ等がデンドライト界面な
いしはオーステナイト粒界面に析出した場合、熱間圧延
等によりある値以上の引張応力が負荷されると割れが生
成する。
直送圧延ないしはホットチャージ圧延時の鋼片の熱間加
工性を評価するためのシミュレーション実験法について
説明する。
工性を評価するためのシミュレーション実験法について
説明する。
通電加熱による横型引張試験機を用いて、１０朋φの断
面をもつ試験片を−たん溶融し、それに引き続く凝固−
冷却時に熱間圧延に相当する変形速度（５０ｍｍ／５ｅ
ｃ）で一軸引張を行ない、各温度における断面収縮率を
測定する。
面をもつ試験片を−たん溶融し、それに引き続く凝固−
冷却時に熱間圧延に相当する変形速度（５０ｍｍ／５ｅ
ｃ）で一軸引張を行ない、各温度における断面収縮率を
測定する。
この実験手法で得られた断面収縮率の値と実際の大形熱
間圧延機を用いての直送圧延ないしはホットチャージ圧
延時の表面割れとの相関を整理したところ、第２図に示
すようにシミュレーション実験法により１３００〜９０
０℃の温度域での断面収縮率が６０％以上を示す鋼にお
いては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延時に表面
割れ発生頻度が非常に少なくなる。
間圧延機を用いての直送圧延ないしはホットチャージ圧
延時の表面割れとの相関を整理したところ、第２図に示
すようにシミュレーション実験法により１３００〜９０
０℃の温度域での断面収縮率が６０％以上を示す鋼にお
いては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延時に表面
割れ発生頻度が非常に少なくなる。
逆に断面収縮率６０φ未満になると表面割れが多発する
傾向にある。
傾向にある。
従って熱間加工性はシュミレーション実験において、１
３００〜９００℃温度域で断面収縮率の最小値が６０斜
を超えるかどうかで判断しうろことになる。
３００〜９００℃温度域で断面収縮率の最小値が６０斜
を超えるかどうかで判断しうろことになる。
さらにここで述べたシミュレーション法を用い、溶融−
凝固−冷却時の粒界析出特性を調べた結果の一例を第３
図に示す。
凝固−冷却時の粒界析出特性を調べた結果の一例を第３
図に示す。
この図は大気炉溶製の０．１３％Ｃ−０，２％Ｓ ｉ−
０，４％Ｍｎ−０，０２１φＰ−０，０１７％Ｓ （い
ずれも重量φ）の鋼を用い、−たん再溶融した後２００
Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で凝固−冷却させ各温度で焼入れ
、オーステナイト粒界に析出した準安定な（Ｆｅ、Ｍｎ
）Ｓならびに（Ｆｅ、Ｍｎ）０析出物の析出開始温度な
らびにそれらの準安定な析出物が球状化、粗大化開始す
る温度・時間曲線を示したものである。
０，４％Ｍｎ−０，０２１φＰ−０，０１７％Ｓ （い
ずれも重量φ）の鋼を用い、−たん再溶融した後２００
Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で凝固−冷却させ各温度で焼入れ
、オーステナイト粒界に析出した準安定な（Ｆｅ、Ｍｎ
）Ｓならびに（Ｆｅ、Ｍｎ）０析出物の析出開始温度な
らびにそれらの準安定な析出物が球状化、粗大化開始す
る温度・時間曲線を示したものである。
なおここで（Ｆｅ、Ｍｎ（Ｓと書いたのはＦｅとＭｎと
Ｓよりなる複合析出物を意味する。
Ｓよりなる複合析出物を意味する。
これらの析出物の析出挙動と熱間加工性とは非常に密接
に関連しており、たとえば第３図中の■曲線に沿うよう
な熱履歴のもとに１１４０〜９００℃温度域で直接加工
を施した場合には、熱間カロ工性も著しく悪く（表面割
五感受性大）、さらにシミュレーション実験における１
１４０〜９００℃温度域の断面収縮率の値も６０％以下
となり、激しい場合には１０優に満たないものもある。
に関連しており、たとえば第３図中の■曲線に沿うよう
な熱履歴のもとに１１４０〜９００℃温度域で直接加工
を施した場合には、熱間カロ工性も著しく悪く（表面割
五感受性大）、さらにシミュレーション実験における１
１４０〜９００℃温度域の断面収縮率の値も６０％以下
となり、激しい場合には１０優に満たないものもある。
他方、第３図中の■曲線に沿うような熱履歴のもとに１
１４０〜９００°Ｃ■特許請求の範囲 １ 鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延におい
て、溶融凝固に引き続く冷却過程中、熱間圧延開始温度
までの間を０．０１〜ｂ 冷却を施した後、圧延を行うことを特徴とする熱間圧延
時の鋼片表面割れ抑制法。
１４０〜９００°Ｃ■特許請求の範囲 １ 鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延におい
て、溶融凝固に引き続く冷却過程中、熱間圧延開始温度
までの間を０．０１〜ｂ 冷却を施した後、圧延を行うことを特徴とする熱間圧延
時の鋼片表面割れ抑制法。
発明の詳細な説明
本発明はアルミキルド、アルミセミキルドまたはアルミ
・シリコンキルド鋼等一般建築素材、造船用、機械構造
用鋼、線材等に供されるＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素
鋼ないしはＮｂ、Ｖを含有するラインパイプ用、もしく
は油井管用素材等の鋼種において、造塊もしくは連続鋳
造直後の鋼片をただちに熱間圧延を行なう（以下直送圧
延と称する）か、または造塊もしくは連続鋳造後そのま
ま鋼片を保熱炉に装入してから熱間圧延を行なう（以下
ホットチャージ圧延と称する）プロセスにおいて、熱間
圧延時の鋼片の割れを抑制する方法に関するものである
。
・シリコンキルド鋼等一般建築素材、造船用、機械構造
用鋼、線材等に供されるＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素
鋼ないしはＮｂ、Ｖを含有するラインパイプ用、もしく
は油井管用素材等の鋼種において、造塊もしくは連続鋳
造直後の鋼片をただちに熱間圧延を行なう（以下直送圧
延と称する）か、または造塊もしくは連続鋳造後そのま
ま鋼片を保熱炉に装入してから熱間圧延を行なう（以下
ホットチャージ圧延と称する）プロセスにおいて、熱間
圧延時の鋼片の割れを抑制する方法に関するものである
。
従来の鉄鋼材料製造プロセスは以下のような方法が採用
されていた。
されていた。
すなわち、転炉ないしは電気炉で溶製された溶湯は次に
示すような ■ 造塊→Ｕ→ｉ→分塊圧延 、［；≧９ヨ→ロ→熱間圧延 ■ 連続鋳造→一転５う彰司→匹寛清→熱間圧延 ■ないしは■の工程を経ていた。
示すような ■ 造塊→Ｕ→ｉ→分塊圧延 、［；≧９ヨ→ロ→熱間圧延 ■ 連続鋳造→一転５う彰司→匹寛清→熱間圧延 ■ないしは■の工程を経ていた。
しかしながら、近年製造工程の省略化による生産性の向
上と熱エネルギー原単位の低減による省エネルギーを目
的として、■ないしは■の工程から［コ印をつけた精整
工程と加熱工程とを省略するプロセスとして、前述の直
送圧延ないしはホットチャージ圧延プロセス技術の開発
が注目を浴びるようになってきた。
上と熱エネルギー原単位の低減による省エネルギーを目
的として、■ないしは■の工程から［コ印をつけた精整
工程と加熱工程とを省略するプロセスとして、前述の直
送圧延ないしはホットチャージ圧延プロセス技術の開発
が注目を浴びるようになってきた。
かような新プロセスへの移行のためには製品材質の保証
がなされるのは当然であるが、加うるに鋼片表面割れの
生成防止策の開発が必須となる。
がなされるのは当然であるが、加うるに鋼片表面割れの
生成防止策の開発が必須となる。
本発明者らは本プロセス開発のために長年無欠陥鋼塊な
いしは無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間圧延時の
割れ防止策の研究開発に努力を積み重ねてきた結果、以
下の諸点を明らかにした。
いしは無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間圧延時の
割れ防止策の研究開発に努力を積み重ねてきた結果、以
下の諸点を明らかにした。
すなわち、従来の冷片を再加熱圧延し、ざらに冷片にし
て疵取りを行なった後再加熱−圧延を施すプロセスにお
いては冷却−加熱のくり返し熱処理により、鋳造組織の
破砕、凝固時の粒界への偏析・析出の軽減、オーステナ
イト粒の微細化に加えて、熱間加工性に有害な働きをす
るＳ、Ｐ、０等の元素が硫化物、リン化物、ならびに酸
化物として粒内に固定される。
て疵取りを行なった後再加熱−圧延を施すプロセスにお
いては冷却−加熱のくり返し熱処理により、鋳造組織の
破砕、凝固時の粒界への偏析・析出の軽減、オーステナ
イト粒の微細化に加えて、熱間加工性に有害な働きをす
るＳ、Ｐ、０等の元素が硫化物、リン化物、ならびに酸
化物として粒内に固定される。
従ってアルミキルド、アルミシリコンキルド鋼等一般構
造用鋼に供されているＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素鋼
、ないしは含Ｎｂ、Ｖ鋼においても従来の再加熱・圧延
プロセスにおいては熱間加工時の割れ疵はほとんど問題
視されない程疵発生は軽微であった。
造用鋼に供されているＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素鋼
、ないしは含Ｎｂ、Ｖ鋼においても従来の再加熱・圧延
プロセスにおいては熱間加工時の割れ疵はほとんど問題
視されない程疵発生は軽微であった。
それに反して直送圧延、またはホットチャージ圧延プロ
セスにおいては溶融−凝固−冷却過程でデンドライト界
面とか、オーステナイト粒界面上に上述したような諸元
素の偏析、析出が生じ、そのために熱間加工による引張
応力が加わると粒界実施例 ３ Ｃ０，３１％、Ｓｉ０．１５％、Ｍｎ０．８５％。
セスにおいては溶融−凝固−冷却過程でデンドライト界
面とか、オーステナイト粒界面上に上述したような諸元
素の偏析、析出が生じ、そのために熱間加工による引張
応力が加わると粒界実施例 ３ Ｃ０，３１％、Ｓｉ０．１５％、Ｍｎ０．８５％。
Ｐｏ、０２３φ、Ｓｏ、０２２φ、ＡｌＯ，０５咎。
Ｎｂ０．０３％（いずれも重量パーセント）の組成＊中
を有する鋼を真空溶解炉で溶製しく２５ｋｇ）、実施例
２と同様な熱履歴のもとに熱間圧延を施した。
を有する鋼を真空溶解炉で溶製しく２５ｋｇ）、実施例
２と同様な熱履歴のもとに熱間圧延を施した。
結果は第２表に示す通り、冷却速度が１℃／５ｅｃＪｌ
下の緩冷却の場合には鋼片表面割れが極微となる。
下の緩冷却の場合には鋼片表面割れが極微となる。
第１図は各種の製造プロセスの模式図、第２図はシミュ
レーション実験結果と直送圧延時の鋼片表面割れの相関
を示す図、第３図は準安定および球状析出物の析出曲線
図、第４図は断面収縮率の最小値の冷却速度依存性を示
す図表である。
レーション実験結果と直送圧延時の鋼片表面割れの相関
を示す図、第３図は準安定および球状析出物の析出曲線
図、第４図は断面収縮率の最小値の冷却速度依存性を示
す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延におい
て、溶融凝固に引き続く冷却過程中、熱間圧延開始温度
までの間を０．０１〜ｂ 冷却を施した後、圧延を行うことを特徴とする熱間圧延
時の鋼片表面割れ抑制法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53156669A JPS5852444B2 (ja) | 1978-12-19 | 1978-12-19 | 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53156669A JPS5852444B2 (ja) | 1978-12-19 | 1978-12-19 | 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5584203A JPS5584203A (en) | 1980-06-25 |
| JPS5852444B2 true JPS5852444B2 (ja) | 1983-11-22 |
Family
ID=15632707
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53156669A Expired JPS5852444B2 (ja) | 1978-12-19 | 1978-12-19 | 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5852444B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59208018A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Kawasaki Steel Corp | 鋼板の靭性改善方法 |
| JPS60166150A (ja) * | 1984-02-10 | 1985-08-29 | Nippon Steel Corp | 鋼の連続鋳造法 |
| DE3579138D1 (de) * | 1984-12-28 | 1990-09-13 | Nippon Steel Corp | Verfahren zum regeln der erstarrungsseigerung von stahl. |
| JP2020066047A (ja) * | 2018-10-26 | 2020-04-30 | 日本製鉄株式会社 | 鋼片の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52105520A (en) * | 1976-03-02 | 1977-09-05 | Nippon Steel Corp | Continuous casting and continuous hot rolling of aluminium-killed stee l |
| JPS52131919A (en) * | 1976-04-28 | 1977-11-05 | Nippon Steel Corp | Production of a1-s# killed steel plate by direct fot rolling of continuous cast slab |
-
1978
- 1978-12-19 JP JP53156669A patent/JPS5852444B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5584203A (en) | 1980-06-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN111621708A (zh) | 一种冲击韧性高于lpg船储罐用p690ql2钢板的新型钢板及其生产方法 | |
| CN107829043A (zh) | 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 | |
| US4715905A (en) | Method of producting thin sheet of high Si-Fe alloy | |
| CN112387948B (zh) | 一种减少200系不锈钢热轧卷边部山鳞的生产方法 | |
| JP7551793B2 (ja) | 鋳造スラブの品質を改善するためのスラブの冷却および圧下方法 | |
| CN117512427A (zh) | 一种低碳钢锻材的生产方法 | |
| JPH0112561B2 (ja) | ||
| JPS5852443B2 (ja) | 熱間圧延における鋼片表面割れ抑制方法 | |
| US2150094A (en) | Treatment of nickel and nickel alloys and products resulting therefrom | |
| JPS5852442B2 (ja) | 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制方法 | |
| JP2561476B2 (ja) | ＣｒーＮｉ系ステンレス鋼或いはＣｒーＮｉ系高合金鋼の急冷凝固時の割れ防止方法 | |
| JPS63203721A (ja) | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 | |
| JPS6320412A (ja) | 含Ｍｏ，Ｎオ−ステナイト系ステンレス鋼の熱間加工法 | |
| JPS5852441B2 (ja) | 熱間圧延時の鋼片の表面割れ防止法 | |
| KR100285651B1 (ko) | 선재 표면의 미려도가 우수한 비스무스-유황계 쾌삭강 선재의 제조방법 | |
| JPH07256306A (ja) | 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 | |
| TWI764846B (zh) | 含鉻高碳鋼材及其製造方法 | |
| JP2548942B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ基合金の急冷凝固時の割れ防止方法 | |
| JPH0347601A (ja) | 連続鋳造一方向性電磁鋼スラブの熱間幅圧下圧延方法 | |
| JPS61243124A (ja) | 加工性にすぐれたぶりき原板の製造方法 | |
| JPS58221603A (ja) | 極低炭素鋼の熱間圧延割れ防止方法 | |
| JPH0668127B2 (ja) | 異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS62156056A (ja) | 低合金鋼の連続鋳造方法 | |
| KR900004844B1 (ko) | 열간압연에서의 강편 엣지균열 저감방법 | |
| SU1567649A1 (ru) | Способ производства заготовки из высокоуглеродистых сталей |