JPS6070123A - 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 - Google Patents
連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法Info
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- JPS6070123A JPS6070123A JP17729783A JP17729783A JPS6070123A JP S6070123 A JPS6070123 A JP S6070123A JP 17729783 A JP17729783 A JP 17729783A JP 17729783 A JP17729783 A JP 17729783A JP S6070123 A JPS6070123 A JP S6070123A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法に係り
、特に低コストで加工性のすぐれたアルミキルド鋼の熱
間圧延方法に関する。
、特に低コストで加工性のすぐれたアルミキルド鋼の熱
間圧延方法に関する。
従来の薄鋼板の製造プロセスは連続鋳造あるいはインゴ
ットな分塊圧延して得られたスラブを一旦常温まで冷却
し、表面手入れなどを行った後、加熱炉で高温に再加熱
し熱間圧延することにより熱延鋼板とし、更に冷間圧延
、焼鈍により冷延鋼板を製造するものであつ友。
ットな分塊圧延して得られたスラブを一旦常温まで冷却
し、表面手入れなどを行った後、加熱炉で高温に再加熱
し熱間圧延することにより熱延鋼板とし、更に冷間圧延
、焼鈍により冷延鋼板を製造するものであつ友。
しかし、近年省エネルギーおよび連続化を目的とし、熱
延工程に）いては連続鋳造スラブを常温まで冷却するこ
となしに加熱炉圧装入し再加熱する熱片装入（ホットチ
ャージ）更に連続鋳造スラブを再加熱することなく熱間
圧延する直送圧延が行われるようになってきた。−万焼
鈍工程においては、箱焼鈍に代り連続焼鈍が行われるよ
うになり、この場合連続鋳造スラブをまったく再加熱す
ることなく圧延できれば省エネルギーの効果は非常に大
きくなり、また材質においては箱焼鈍材が良好なものが
得られることが知られている。たとえば特公昭５６−２
１３３０により開示式ｔ′１．ｆｃ技術によれば、冷延
板を箱焼鈍した場合、直送圧延工程により焼鈍材の材質
が向上するとされている。
延工程に）いては連続鋳造スラブを常温まで冷却するこ
となしに加熱炉圧装入し再加熱する熱片装入（ホットチ
ャージ）更に連続鋳造スラブを再加熱することなく熱間
圧延する直送圧延が行われるようになってきた。−万焼
鈍工程においては、箱焼鈍に代り連続焼鈍が行われるよ
うになり、この場合連続鋳造スラブをまったく再加熱す
ることなく圧延できれば省エネルギーの効果は非常に大
きくなり、また材質においては箱焼鈍材が良好なものが
得られることが知られている。たとえば特公昭５６−２
１３３０により開示式ｔ′１．ｆｃ技術によれば、冷延
板を箱焼鈍した場合、直送圧延工程により焼鈍材の材質
が向上するとされている。
しかし連続焼鈍法の場合には直送圧延工程の適用が冷延
板の著しい材質劣化を引きおこすことが知られている。
板の著しい材質劣化を引きおこすことが知られている。
それゆえ、連続焼鈍法に適し、かつ省エネルギーが達成
される絞υ用鋼板の熱延方法の開発が望まれていた。
される絞υ用鋼板の熱延方法の開発が望まれていた。
本発明の目的は上記従来技術に対する要望に応じ、材質
がすぐれ省エネルギーが達成できる連続鋳造アルミキル
ド鋼の熱間圧延方法を提供するにある。
がすぐれ省エネルギーが達成できる連続鋳造アルミキル
ド鋼の熱間圧延方法を提供するにある。
上記の本発明の目的は、次の２発明によって達成される
。
。
第１発明の要旨とするところは次のとおシである。すな
わち、重量比にて Ｃ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、酸可溶Ａｔ
：０．０１５〜０．１００％、Ｎ：０．０１５０％以下
を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｔｉの１種または２種な
それぞれ０．００２〜０．１００％の範囲でかつ合計で
０．１００％以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純
物より成るアルミギルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続
鋳造した銅帯を凝固直後に一旦Ａｒ、変態点〜（Ａｒ、
変態点−１００’Ｃ）の温度範囲に冷却する工程と、前
記冷却したスラブまたは鋼帯を直ちに１１００℃以下の
温度に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲で圧延を
開始しＡｒ、変態点以上の温度で熱間圧延を終了する工
程と、を有して成ることを特徴とする連続鋳造アルミキ
ルド鋼の熱間圧延方法である。
わち、重量比にて Ｃ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、酸可溶Ａｔ
：０．０１５〜０．１００％、Ｎ：０．０１５０％以下
を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｔｉの１種または２種な
それぞれ０．００２〜０．１００％の範囲でかつ合計で
０．１００％以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純
物より成るアルミギルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続
鋳造した銅帯を凝固直後に一旦Ａｒ、変態点〜（Ａｒ、
変態点−１００’Ｃ）の温度範囲に冷却する工程と、前
記冷却したスラブまたは鋼帯を直ちに１１００℃以下の
温度に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲で圧延を
開始しＡｒ、変態点以上の温度で熱間圧延を終了する工
程と、を有して成ることを特徴とする連続鋳造アルミキ
ルド鋼の熱間圧延方法である。
第２発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、第１発明と同一成分のアルミキルド鋼の連続鋳造
スラブまたは連続鋳造し−ｆｃ銅帯に凝固直後に幅方向
および厚さ方向にそれぞれ５％以上圧下する工程を加え
、以後第１発明と同様な冷却工程および熱間圧延工程と
を、有して成ることン特徴とする連続鋳造アルミギルド
鋼の熱間圧延方法である。
わち、第１発明と同一成分のアルミキルド鋼の連続鋳造
スラブまたは連続鋳造し−ｆｃ銅帯に凝固直後に幅方向
および厚さ方向にそれぞれ５％以上圧下する工程を加え
、以後第１発明と同様な冷却工程および熱間圧延工程と
を、有して成ることン特徴とする連続鋳造アルミギルド
鋼の熱間圧延方法である。
一般に低炭素アルミキルド鋼を素材として絞り用冷延鋼
板を連続焼鈍法で製造する場合、熱間圧延後熱延板を７
００℃前後の高温で巻取ることが材質向上に必要と嘔れ
、更にまたその他の製造条件も箱焼鈍の場合とは大きく
異なることが知られている。すなわち、冷延板の焼鈍を
箱焼鈍法で行なう場合、直送圧延工程により焼鈍板の材
質が向上し、連続焼鈍法の場合はこの直送圧延が焼鈍板
の材質劣化をもたらすことは前記したとおりであるが、
この原因は明らかでなく、直送圧延材のＭｎＳ、 Ａｔ
Ｎ等の析出状態が連続焼鈍時の粒成長、集合組織の発達
に悪影響を及ぼすためと推測嘔れる。そこで本発明者ら
は種々検討の結果、連続鋳造→熱間圧延のスラブの温度
履歴を制御することにより連続焼鈍により絞ｐ用鋼板を
製造するに適した熱延板の製造方法を見いだし友。すな
わち、連続鋳造スラブを一旦変態点以下まで冷却した後
、低温再加熱し熱間圧延することによりＭｎＳ、ＡｔＮ
等が適度に析出し材質のすぐれた熱延板を製造すること
ができる。本発明はこの知見に基づいてな嘔れたもので
ある。
板を連続焼鈍法で製造する場合、熱間圧延後熱延板を７
００℃前後の高温で巻取ることが材質向上に必要と嘔れ
、更にまたその他の製造条件も箱焼鈍の場合とは大きく
異なることが知られている。すなわち、冷延板の焼鈍を
箱焼鈍法で行なう場合、直送圧延工程により焼鈍板の材
質が向上し、連続焼鈍法の場合はこの直送圧延が焼鈍板
の材質劣化をもたらすことは前記したとおりであるが、
この原因は明らかでなく、直送圧延材のＭｎＳ、 Ａｔ
Ｎ等の析出状態が連続焼鈍時の粒成長、集合組織の発達
に悪影響を及ぼすためと推測嘔れる。そこで本発明者ら
は種々検討の結果、連続鋳造→熱間圧延のスラブの温度
履歴を制御することにより連続焼鈍により絞ｐ用鋼板を
製造するに適した熱延板の製造方法を見いだし友。すな
わち、連続鋳造スラブを一旦変態点以下まで冷却した後
、低温再加熱し熱間圧延することによりＭｎＳ、ＡｔＮ
等が適度に析出し材質のすぐれた熱延板を製造すること
ができる。本発明はこの知見に基づいてな嘔れたもので
ある。
本発明におけるアルミキルド鋼の成分限定理由について
説明するＯ Ｃ： 本発明は絞り用鋼板の熱間圧延を対象としておリ、Ｃ量
は軟質化のため少ない程望ましく、０．１％を越すと加
工性が劣化するので０．１％以下に限定した。
説明するＯ Ｃ： 本発明は絞り用鋼板の熱間圧延を対象としておリ、Ｃ量
は軟質化のため少ない程望ましく、０．１％を越すと加
工性が劣化するので０．１％以下に限定した。
Ｍｎ：
Ｍｎも少ないのが望ましく０．５０％を越すと加工性を
著しく阻害するので上限ｖｏ、５ｏ％とした。
著しく阻害するので上限ｖｏ、５ｏ％とした。
酸可溶性Ａｔ：
Ａｔは脱酸を行い、ま７’ＣＡｔＮとしてＮを固定する
ため添加するが、酸可溶性Ａｔが０．０１５％未満では
Ｎの固定が不完全となり、また０、 １００％を越すと
表面きずが発生し易くなるため、酸可溶性Ａｔを０．０
１５〜０．１００％の範囲に限定した。
ため添加するが、酸可溶性Ａｔが０．０１５％未満では
Ｎの固定が不完全となり、また０、 １００％を越すと
表面きずが発生し易くなるため、酸可溶性Ａｔを０．０
１５〜０．１００％の範囲に限定した。
Ｎ：
Ｎも低い程よいが、０．０１５０％ン越すと材質を劣化
するので上限を０．０１５０％に限定した。
するので上限を０．０１５０％に限定した。
上記、Ｃ，Ｍｎ、酸化浴Ａ７．Ｈの各限定量をもって本
発明によるアルミキルド鋼の基本成分とするが、更に必
要によ＃）Ｎｂ、Ｔｉの限定量を同時に含有する場合に
も本発明の目的をより有効に達成することができる。そ
の限定理由は次のとお９である。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ
はいずれもＣ，Ｎを固定し鋼板をより一層軟質化するの
に有効でちるが、０．００２％未満ではその効果がなく
、単独あるいけ合計で０．１００％を越してもその効果
が飽和しコスト高となるため単独で０．００２〜０．１
００％の範囲で、かつ合計で０．１００％以下に限定し
た。
発明によるアルミキルド鋼の基本成分とするが、更に必
要によ＃）Ｎｂ、Ｔｉの限定量を同時に含有する場合に
も本発明の目的をより有効に達成することができる。そ
の限定理由は次のとお９である。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ
はいずれもＣ，Ｎを固定し鋼板をより一層軟質化するの
に有効でちるが、０．００２％未満ではその効果がなく
、単独あるいけ合計で０．１００％を越してもその効果
が飽和しコスト高となるため単独で０．００２〜０．１
００％の範囲で、かつ合計で０．１００％以下に限定し
た。
次に上記の限定成分を有するアルミキルド鋼の製造条件
について説明する。連続鋳造スラブまたは連続鋳造した
鋼帯の凝固から熱延までの温度履歴の制御は本発明にお
いて最も重要であり、この間の温度履歴を変えることに
よりスラブのγ粒組織、析出物の状態を太きく変化する
ことができる。
について説明する。連続鋳造スラブまたは連続鋳造した
鋼帯の凝固から熱延までの温度履歴の制御は本発明にお
いて最も重要であり、この間の温度履歴を変えることに
よりスラブのγ粒組織、析出物の状態を太きく変化する
ことができる。
本発明者らはこれらの温度履歴が冷延焼鈍板の材質に与
える影響を調査する目的で次の基礎実験を行った。すな
わち、小型真空溶解炉にて、Ｃ・０．０３％、Ｍｎ ：
０．３０％、５ｏｔＡｔ： ０．０４％の鋼を溶製し
、厚さ３０＋ｏ＋、幅１００ｍ、長８２００ ｍの鋳片
を鋳込んだ。凝固後直ちに鋳型より型抜きし第１図に示
す如く、室温まで冷却後再加熱（Ａ）、直接圧延（Ｂ）
および８００℃まで冷却して１０００℃に再加熱（Ｃ）
の３種の温度履歴を与えた後、それぞれ小型圧延機にて
３０−→３．５ ｍの熱間圧延を行った。この熱延板を
０．８露まで冷間圧延し焼鈍した。焼鈍は８５０℃、１
分間の均熱後、４００℃壕で急冷し、４００℃において
２分間過時効する連続焼鈍型のヒートサイクルで行った
。これらの冷延焼鈍板の機械的性質を調査し、その結果
を第２図に示した。第２図から一旦８００℃まで冷却し
た後１０００℃に再加熱して圧延した（Ｃ）の場合が、
降伏応力（ｙｓ ）、引張強度（ＴＳ）が最も低く、伸
び（Ｅｔ）、ランクフォード＠（ｒ匝）が最も大きく彦
ることがわかる。
える影響を調査する目的で次の基礎実験を行った。すな
わち、小型真空溶解炉にて、Ｃ・０．０３％、Ｍｎ ：
０．３０％、５ｏｔＡｔ： ０．０４％の鋼を溶製し
、厚さ３０＋ｏ＋、幅１００ｍ、長８２００ ｍの鋳片
を鋳込んだ。凝固後直ちに鋳型より型抜きし第１図に示
す如く、室温まで冷却後再加熱（Ａ）、直接圧延（Ｂ）
および８００℃まで冷却して１０００℃に再加熱（Ｃ）
の３種の温度履歴を与えた後、それぞれ小型圧延機にて
３０−→３．５ ｍの熱間圧延を行った。この熱延板を
０．８露まで冷間圧延し焼鈍した。焼鈍は８５０℃、１
分間の均熱後、４００℃壕で急冷し、４００℃において
２分間過時効する連続焼鈍型のヒートサイクルで行った
。これらの冷延焼鈍板の機械的性質を調査し、その結果
を第２図に示した。第２図から一旦８００℃まで冷却し
た後１０００℃に再加熱して圧延した（Ｃ）の場合が、
降伏応力（ｙｓ ）、引張強度（ＴＳ）が最も低く、伸
び（Ｅｔ）、ランクフォード＠（ｒ匝）が最も大きく彦
ることがわかる。
このような温度履歴によシ材質が向上する機構は明確で
は彦いが次のような現象が考えられる。
は彦いが次のような現象が考えられる。
鋳込後直ちに型抜きされた高温鋳片ではＡｔ、Ｎ、Ｍｎ
、 Ｓ等はすべて固溶状態にあると考えられる。
、 Ｓ等はすべて固溶状態にあると考えられる。
これを８００℃付近壕で冷却することにより、ＭｎＳ、
ＡｔＮ等の析出が始１シ、その後再加熱した場合でも
加熱温度が１０００℃と低い場合にはこれらの析出物が
残留し、かつ析出密度が室温まで冷却した場合より粗く
、これを圧延した結果、熱延板の析出物の状態が冷延後
の焼鈍過ＳＫおけろ粒成長性、（１１１）再結晶集合組
織の発達に有利なものとなったと考えられる。また、Ａ
ｒ、変態点以下に冷却し、再加熱するというγ→α→γ
変態により、変態なしの鋳片に見られるような鋳造組織
の影響が減少したことも材質向上に大きく寄与している
と考えられる。
ＡｔＮ等の析出が始１シ、その後再加熱した場合でも
加熱温度が１０００℃と低い場合にはこれらの析出物が
残留し、かつ析出密度が室温まで冷却した場合より粗く
、これを圧延した結果、熱延板の析出物の状態が冷延後
の焼鈍過ＳＫおけろ粒成長性、（１１１）再結晶集合組
織の発達に有利なものとなったと考えられる。また、Ａ
ｒ、変態点以下に冷却し、再加熱するというγ→α→γ
変態により、変態なしの鋳片に見られるような鋳造組織
の影響が減少したことも材質向上に大きく寄与している
と考えられる。
また、前記の基礎実験の（Ｃ）の場合の第３図（３）に
示す温度履歴の最初の冷却温度Ｔｃ Ｙ種々に変えて冷
延焼鈍板のランクフォード＠を調査し、その結果を第３
図（Ｂ）に示した。第３図（Ｂ）において、△Ｔ ＝
Ａｒ、点−Ｔｃが０〜１００℃の範囲の場合、すなわち
Ｔｃ ｚ ＡｒＨ点〜（Ａｒ、点−１００℃）の範囲に
おいて？唾が１．４以上の良好な値を示しているので、
本発明においては凝固後の冷却の温度範囲をＡｒ Ｈ点
〜（Ａｒａ点−１００℃）の範囲に限定した。
示す温度履歴の最初の冷却温度Ｔｃ Ｙ種々に変えて冷
延焼鈍板のランクフォード＠を調査し、その結果を第３
図（Ｂ）に示した。第３図（Ｂ）において、△Ｔ ＝
Ａｒ、点−Ｔｃが０〜１００℃の範囲の場合、すなわち
Ｔｃ ｚ ＡｒＨ点〜（Ａｒ、点−１００℃）の範囲に
おいて？唾が１．４以上の良好な値を示しているので、
本発明においては凝固後の冷却の温度範囲をＡｒ Ｈ点
〜（Ａｒａ点−１００℃）の範囲に限定した。
次に冷却後の再加熱温度と熱延仕上温度について説明す
る。本発明では一旦Ａｒ、点以下に冷却することによっ
て生ずる析出現象を利用するので再加熱によってこれら
の析出物が完全に溶解しては不可なので再加熱温度の上
限値を１１００℃に限定した。熱延開始温度は９００〜
１１００℃であるが、上限の１１００℃は再加熱温度の
上限より制限されるもので、下限の９００℃はＡｒ、点
以上で熱延を終了するために確保せねばならない。また
熱延仕上温度はＡｒｓ点未満では熱延板の組織が混粒と
カリ焼鈍後の冷延板の加工性を劣化するのでＡ ｒ １
点以上に限定した。
る。本発明では一旦Ａｒ、点以下に冷却することによっ
て生ずる析出現象を利用するので再加熱によってこれら
の析出物が完全に溶解しては不可なので再加熱温度の上
限値を１１００℃に限定した。熱延開始温度は９００〜
１１００℃であるが、上限の１１００℃は再加熱温度の
上限より制限されるもので、下限の９００℃はＡｒ、点
以上で熱延を終了するために確保せねばならない。また
熱延仕上温度はＡｒｓ点未満では熱延板の組織が混粒と
カリ焼鈍後の冷延板の加工性を劣化するのでＡ ｒ １
点以上に限定した。
上記の如き熱履歴を与えることによる材質の改善効果は
Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物元素の添加によシ更に効果を増
加する。また第２発明に示す如き予備加工も上記の熱履
歴の効果を助長する。すなわち、連続鋳造のスラブを凝
固直後に幅方向および厚芒方向にそれぞれ５％以上の圧
下な加えることによってスラブの凝固組織を破壊し、ス
ラブ表面近傍に転位を導入することにより、表面近傍の
析出が促進爆れスラブ内の位置による析出量の差が小さ
くなり加工性が向上する。幅方向および厚さ方向の圧下
量がそれぞれ５％未満では上記の効果が不十分であるの
で幅方向および厚嘔方向の圧下量をそれぞれ５％以上に
限定した。
Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物元素の添加によシ更に効果を増
加する。また第２発明に示す如き予備加工も上記の熱履
歴の効果を助長する。すなわち、連続鋳造のスラブを凝
固直後に幅方向および厚芒方向にそれぞれ５％以上の圧
下な加えることによってスラブの凝固組織を破壊し、ス
ラブ表面近傍に転位を導入することにより、表面近傍の
析出が促進爆れスラブ内の位置による析出量の差が小さ
くなり加工性が向上する。幅方向および厚さ方向の圧下
量がそれぞれ５％未満では上記の効果が不十分であるの
で幅方向および厚嘔方向の圧下量をそれぞれ５％以上に
限定した。
上記の如き、連続鋳造から熱延までの工程においては、
省エネルギー効果が従来工程に比較して非常に大きく、
鋳造後全く再加熱することなく熱間圧延を終了するいわ
ゆる直送圧延で問題とがる熱間脆性の防止にも効果があ
る。これは熱間脆性の原因と彦るγ粒界に並んだ析出物
がγ→α−警γ変態により、γ粒界の位置が変化するこ
とにより粒内析出物となるためである。
省エネルギー効果が従来工程に比較して非常に大きく、
鋳造後全く再加熱することなく熱間圧延を終了するいわ
ゆる直送圧延で問題とがる熱間脆性の防止にも効果があ
る。これは熱間脆性の原因と彦るγ粒界に並んだ析出物
がγ→α−警γ変態により、γ粒界の位置が変化するこ
とにより粒内析出物となるためである。
更に、本発明の熱開田延方法は、鋳造組織の影響が減少
するため熱延板の引張特性を同上し、ＡＡＮの析出が促
進嘔れるため、熱延板の材質劣化や時効劣化も減少する
。
するため熱延板の引張特性を同上し、ＡＡＮの析出が促
進嘔れるため、熱延板の材質劣化や時効劣化も減少する
。
本発明について、主としてスラブ連鋳機によって製造し
たスラブの熱延について説明したが、本発明はロータリ
ーキャスター等により製造した薄肉鋼帯の連続的彦熱延
工程にも適用できる。
たスラブの熱延について説明したが、本発明はロータリ
ーキャスター等により製造した薄肉鋼帯の連続的彦熱延
工程にも適用できる。
実施例１
Ｃ：０．０３１％、Ｍｎ ： ０．２１％、 ５ｏｔＡ
ｔ ：０．０４１％、Ｎ：０．００５０％の低炭素アル
ミギルド鋼を転炉で溶製した後、連続鋳造機にてスラブ
とした。これらのスラブを第１表に示す種々の条件の熱
履歴、熱延条件で３．０ ｍ厚に熱延した。
ｔ ：０．０４１％、Ｎ：０．００５０％の低炭素アル
ミギルド鋼を転炉で溶製した後、連続鋳造機にてスラブ
とした。これらのスラブを第１表に示す種々の条件の熱
履歴、熱延条件で３．０ ｍ厚に熱延した。
次にこの熱延板な冷間圧延し、８５０℃・３０秒間の均
熱後急冷し４００℃で２分間の過時効の連続焼鈍を行っ
た。これらの熱延板および焼鈍後の冷延材の材質を調査
しそれぞれの結果を第１表および第２表に示した。
熱後急冷し４００℃で２分間の過時効の連続焼鈍を行っ
た。これらの熱延板および焼鈍後の冷延材の材質を調査
しそれぞれの結果を第１表および第２表に示した。
熱延板については第１表に示す如く本発明実施例の材質
は従来の常温まで冷却後再加熱材とほぼ同程度であり、
−万古加熱を全く行わない直送圧延材と比較すると実施
例の方が、降伏応力（ＹＳ ）引張強嘔（ＴＳ）が低く
、伸び（Ｅｔ）、７値はほぼ同程度であった。
は従来の常温まで冷却後再加熱材とほぼ同程度であり、
−万古加熱を全く行わない直送圧延材と比較すると実施
例の方が、降伏応力（ＹＳ ）引張強嘔（ＴＳ）が低く
、伸び（Ｅｔ）、７値はほぼ同程度であった。
冷延板については第２表に示す如く、常温まで冷却後再
加熱材に比較して熱延後高温巻取シした場合は本発明実
施例は従来例と比較してほぼ同一程度かあるいはそれを
上廻る材質乞示し、低温巻取りの場合は、明らかに実施
例の方が良好な性質を示している。一方、再加熱を全く
行わ々い直送圧延材と実施例を比較すると、実施例の方
がすぐれた材質を有している。
加熱材に比較して熱延後高温巻取シした場合は本発明実
施例は従来例と比較してほぼ同一程度かあるいはそれを
上廻る材質乞示し、低温巻取りの場合は、明らかに実施
例の方が良好な性質を示している。一方、再加熱を全く
行わ々い直送圧延材と実施例を比較すると、実施例の方
がすぐれた材質を有している。
実施例２
実施例１と同一組成の鋼を連続鋳造機にてスラブとし、
分塊ミルにて幅方向１５％、厚芒方向５％の圧下な加え
た後、８００℃まで冷却し、つづいて１０００℃に再加
熱して熱延し、その後実施例１と同様な冷延、連続焼鈍
を行った。また上記の幅方向、厚さ方向の圧延を除き他
は全く同一方法にて冷延板を作った。これらの冷延焼鈍
板の幅方向の７値の分布を調査し、その結果を第４図に
比較して示した。第４図ニジ幅方向、厚烙方向の圧延を
加えることにより幅方向の材質のばらつきが減少し材質
が向上することが明らかである。
分塊ミルにて幅方向１５％、厚芒方向５％の圧下な加え
た後、８００℃まで冷却し、つづいて１０００℃に再加
熱して熱延し、その後実施例１と同様な冷延、連続焼鈍
を行った。また上記の幅方向、厚さ方向の圧延を除き他
は全く同一方法にて冷延板を作った。これらの冷延焼鈍
板の幅方向の７値の分布を調査し、その結果を第４図に
比較して示した。第４図ニジ幅方向、厚烙方向の圧延を
加えることにより幅方向の材質のばらつきが減少し材質
が向上することが明らかである。
実施例３
第３表に示す如きＡＳＢ、Ｃ３種の極低炭素アルミギル
ド鋼暑連続鋳造し、第４表に示す種々の条件の熱履歴、
熱延により熱延板とし、次に０の第 ３ 表 熱延板ケ冷延し８３０℃、４０秒均熱の連続焼鈍を行っ
た。この冷延焼鈍板の材質乞調査し、その結果を同じく
第４表に示した。第４表から明らかな如く本実施例の如
き極低炭素鋼においても、本実施例は常温まで冷却後再
加熱した従来例に比較し同等かそれ以上の材質を示し、
再加熱なしの直送圧延の従来例よりもすぐれた性質ケ有
している。
ド鋼暑連続鋳造し、第４表に示す種々の条件の熱履歴、
熱延により熱延板とし、次に０の第 ３ 表 熱延板ケ冷延し８３０℃、４０秒均熱の連続焼鈍を行っ
た。この冷延焼鈍板の材質乞調査し、その結果を同じく
第４表に示した。第４表から明らかな如く本実施例の如
き極低炭素鋼においても、本実施例は常温まで冷却後再
加熱した従来例に比較し同等かそれ以上の材質を示し、
再加熱なしの直送圧延の従来例よりもすぐれた性質ケ有
している。
また冷却後の加熱温度が１２５０℃と本発明の限定条件
より高い比較例は降伏応力（ｙｓ）、引張強１（ＴＳ）
が高く加工には適さない。
より高い比較例は降伏応力（ｙｓ）、引張強１（ＴＳ）
が高く加工には適さない。
本発明は上記の種々の実施例からも明らかな如く、限定
成分のアルミキルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造
した鋼帯暑凝固直後に一旦Ａｒ、変上点〜（、Ａｒ、変
態点−１００℃）の温度範囲に冷却し、続いて１１００
℃以下に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲で圧延
馨開始しＡｒ３変態点以上の温度で熱間圧延することに
より、冷延後の連続焼鈍材の加工性を向上し、省エネル
ギーの効果をあげることがで１！た。
成分のアルミキルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造
した鋼帯暑凝固直後に一旦Ａｒ、変上点〜（、Ａｒ、変
態点−１００℃）の温度範囲に冷却し、続いて１１００
℃以下に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲で圧延
馨開始しＡｒ３変態点以上の温度で熱間圧延することに
より、冷延後の連続焼鈍材の加工性を向上し、省エネル
ギーの効果をあげることがで１！た。
第１図は鋳片に与えた種々の温度履歴？示す線図、第２
図は温度履歴と冷延焼鈍板の機械的性質との関係を示す
線図、第３図（Ａ）は温度履歴Ｚ示す線図、第３図（Ｂ
）はＡｒ、点と冷却温度の温度差と冷延焼鈍板の７値と
の関係を示す線図、第４図は幅・原爆方向の圧下の有無
と冷延焼鈍材の幅方向の７値のばらつきとの関係ビ示す
線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 （１９）
図は温度履歴と冷延焼鈍板の機械的性質との関係を示す
線図、第３図（Ａ）は温度履歴Ｚ示す線図、第３図（Ｂ
）はＡｒ、点と冷却温度の温度差と冷延焼鈍板の７値と
の関係を示す線図、第４図は幅・原爆方向の圧下の有無
と冷延焼鈍材の幅方向の７値のばらつきとの関係ビ示す
線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 （１９）
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、酸可溶ｋｔ
：ｏ、０１５〜０．１００％、Ｎ：０．０１５０％以下
を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｔｉの１種または２種を
それぞれ０．００２〜０．１００％の範囲でかつ合計で
０．１００％以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純
物よシ成るアルミキルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続
鋳造したｍ帝を凝固直後に一せＡｒ、変態点〜（Ａｒ３
変態点−１００℃）の温度範囲に冷却する工程と、前記
冷却したスラブまたは銅帯を直ちに１１００℃以下の温
度に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲で圧延を開
始しＡｒｓ変態点以上の温度で熱間圧延を終了する工程
と、を有して成ることを特徴とする連続鋳造アルミキル
ド鋼の熱間圧延方法。 - （２）重量比にて Ｃ：０．１％以下、Ｍｎ ＋ ０．５０％以下、酸可溶
Ａｔ： ０．０１５〜０．１００％、Ｎ：０．０１５０
％以下を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｔｉの１種または
２種をそれぞれ０．００２〜０．１００％の範囲でかつ
合計で０．１００％以下を含み残部がＦｅおよび不可避
的不純物より成るアルミキルド鋼の連続鋳造スラブ”ｔ
′ｆＣは連続鋳造した銅帯を凝固直後に幅方向および厚
さ方向に七ｎ、それ５％以上の圧下を加える工程と、前
記圧下したスラブまたは鋼帯を直ちに一旦Ａｒｍ変態点
〜（ｋｒＨ変態点−１００℃）の温度範囲に冷却する工
程と、前記冷却したスラブまたは銅帯を直ちに１１００
℃以下の温度に再加熱し９００〜１１００℃の温度範囲
で圧延を開始しＡｒ、変態点以上の温度で熱間圧延を終
了する工程と、を有して成ることを特徴とする連続鋳造
アルミキルド鋼の熱間圧延方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17729783A JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17729783A JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070123A true JPS6070123A (ja) | 1985-04-20 |
| JPS6346130B2 JPS6346130B2 (ja) | 1988-09-13 |
Family
ID=16028540
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17729783A Granted JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070123A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0520713U (ja) * | 1991-09-04 | 1993-03-19 | 白井松器械株式会社 | 遺体保存冷凍冷蔵庫 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6039126A (ja) * | 1983-08-12 | 1985-02-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17729783A patent/JPS6070123A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6039126A (ja) * | 1983-08-12 | 1985-02-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6346130B2 (ja) | 1988-09-13 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |