"Procédé pour traiter des brames d'acier coulées en continu"
BREVET D'INVENTION
Priorité de la demande de brevet déposée au Japon le 5 novembre
1976 sous le n[deg.] Sho 51-132976, au nom de la Société susdite.
A toute fin utile, la Déposante déclare l'existence de la demande de brevet déposée au Japon le 10 mars 1976 sous le
n[deg.] Sho 51-25717, au nom de la Société susdite, non encore accordée à ce jour.
<EMI ID=1.1> brame d'acier coulée par un procédé de coulée continue pour
i fabriquer avantageusement à partir de celle-ci une tôle ou une bande d'acier (appelée ici simplement tôle d'acier), laquelle
tôle d'acier présente d'excellentes qualités en comparaison
de celles d'une tôle produite par un procédé classique.
Selon la technique actuelle de production d'une bande d'acier laminée à chaud par un laminoir à chaud continu, un
lingot d'acier produit par le procédé à lingotière et la transformation en bloom ou par un procédé de coulée continue est utilisé comme matériau de départ. La brame d'acier ainsi produite est refroidie à -,ne température ambiante. Ensuite, la
brame est chauffée pendant plus de trois heures à une température comprise entre 1200 et 13000C dans un four à réchauffer
les brames. Ladite brame est alors introduite dans un laminoir
à chaud et laminée à chaud à l'épaisseur voulue. L'énergie calorifique requise pour réchauffer la brame d'acier une fois refroidie à cette haute température est énorme.
Pour ces raisons, l'objet principal de la présente invention est d'améliorer les qualités des brames d'acier en maintenant une brame d'acier à haute température dans son état
de coulée continue dans une plage de température particulière,
en mettant à profit la chaleur sensible des brames.
Un second objet de la présente invention est d'économiser l'énergie calorifique requise pour le réchauffage de
brames d'acier. Au point de vue métallurgique, le premier objet consiste à promouvoir la précipitation de nitrures d'éléments additionnels et le grossissement du grain, ainsi que la coagulation des précipités.
Dans la brame à haute température obtenue par le pro- cédé de coulée continue, les éléments additionnels sont présents i en solution solide et, dans le cas d'aciers transformables ordinaires, l'état de solution solide est conservé dans la zone de température austénitique. Toutefois, en dessous du point de transformation Ar-, la précipitation des éléments additionnels a facilement lieu pendant que se développe la phase ferritique. Par exemple, dans le cas d'un acier calmé à l'aluminium dans lequel se forme du nitrure d'aluminium, l'aluminium et l'azote sont entièrement présents en solution solide dans la brame d'acier à haute température immédiatement après sa solidification, j à savoir dans la phase austénitique.
Dans la partie basse de la zone de température austénitique, il peut être théoriquement possible, conformément au principe d'équilibre, que la précipitation ait lieu, mais pendant un temps relativement court, l'état de non équilibre, c'est-à-dire l'état de sursaturation est conservé. A mesure que la température continue à descendre
<EMI ID=2.1>
se fait facilement.
Les objets des éléments additionnels sont variés selon les propriétés souhaitées. des différentes qualités d'acier. On peut néanmoins en distinguer deux, l'un est de conserver l'état de solution solide pendant le laminage à chaud et l'autre est de promouvoir la précipitation plutôt que de conserver l'état de solution solide.
La présente invention se rapporte en particulier à
ce dernier objet et, dans ce but, l'azote, qui est un élément de type intrusif, est fixé par l'élément additionnel Al et précipité sous forme de nitrure d'aluminium et les précipités
<EMI ID=3.1>
que venue de coulée en continu est maintenue à haute température, facilitant par là la condition de fabrication et améliorant les qualités du produit final.
Pour la production d'une tôle d'acier doux calmé à l'aluminium laminée à chaud, l'enroulement après laminage à chaud se fait normalement à haute température, par exemple une température non inférieure à 650[deg.]C, de manière à fixer l'azote sous forme de nitrure d'aluminium et à réaliser les qualités de résistance au vieillissement et de douceur. Cependant, l'en-
<EMI ID=4.1>
lité des qualités du produit due à la variation des conditions
de refroidissement sur toute la longueur de la bande d'acier à enrouler. En outre, l'enroulement à haute température entraîne
un grossissement des grains dans la couche superficielle de
la bande d'acier et ce grossissement entraîne, à son tour, des défauts superficiels. En outre encore, l'enroulement à haute température entraîne souvent une coagulation des carbures,
qui a des effets défavorables sur l'usinabilité du produit.
Enfin, au cas où un traitement de décapage est nécessaire, l'enroulement à haute température tend à épaissir la couche d'oxyde et rend donc le décapage plus difficile.
Pour éliminer les défauts cités plus haut , les
présents inventeurs se sont livrés à diverses expériences et
ont mis au point un procédé selon lequel la fixation de l'azote
se fait pendar-, que la brame d'acier est maintenue à haute tem- pérature, au lieu qu'elle se fasse en cours d'enroulement à haute température, ceci pour réduire au minimum la dissolution d'azote en solution solide au cours du chauffage de la brame,
le grain de nitrure d'aluminium grossissant de ce fait.
Selon les découvertes et les faits ci-dessus , s'il s'agit de produire une tôle d'acier doux calmé à l'aluminium,
la composition de la brame d'acier doit être de moins de 0,09%
<EMI ID=5.1>
minium soluble, le reste étant constitué par du fer et des impuretés inévitables. Avec une teneur en carbone supérieure à 0,09�, la dureté du produit est excessive. D'autre part, avec 1
une teneur en manganèse supérieure à 0,5%, l'usinabilité est mauvaise. En ce qui concerne l'aluminium acide soluble, il faut de 0,01 à 0,09% pour fixer complètement l'azote qui pénètre inévitablement dans l'acier pendant la coulée.
La brame d'acier utilisée comme matériau de départ dans la présente invention peut être produite en coulant de façon continue l'acier fondu dans un four de fusion ordinaire, tel qu'un convertisseur, avec ou sans traitement de dégazage sous vide. Selon la présente invention, la brame d'acier à haute température coulée en continu - est refroidie à une température de la plage qui va du point Ar3 à 650[deg.]C, ladite température étant choisie entre 650[deg.]C et 1050[deg.]C, puis ladite
<EMI ID=6.1>
pendant au moins 20 minutes, est réchauffée à une température comprise entre 950 et 1150[deg.]C, après quoi elle est laminée à chaud.
Comme la plage de températures à laquelle la brame . est maintenue, une température plus haute dans cette plage est avantageuse au point de vue de l'énergie calorifique, ce pourquoi une plage de températures comprise entre le point
<EMI ID=7.1>
plètement le nitrure d'aluminium et pour obtenir ainsi une excellente usinabilité, un temps de maintien de la température d'au moins 20 minutes est indispensable. En dessous de la
limite inférieure de température de 650[deg.]C, le traitement de précipitation est très difficile à réaliser du point de vue commercial, et il faut un temps très long, par exemple
plus de 5 heures, pour le traitement. Cependant, selon la pré- sente invention, une qualité de non vieillissement satisfaisan-
<EMI ID=8.1>
à une température inférieure à 650[deg.]C.
<EMI ID=9.1> <EMI ID=10.1>
température de 1150[deg.]C à laquelle le nitrure d'aluminium est redissous est définie comme limite supérieure et celle de 950[deg.]C l'est comme limite inférieure, parce que le laminage à chaud de finition s'effectue à une température non inférieure au
<EMI ID=11.1>
La tôle d'acier calmé à l'aluminium laminée à chaud obtenue par les traitements cités plus haut peut être soumise à un laminage à froid et à un recuit continu, de manière à réaliser une tôle d'acier laminé à froid présentant une excellente usinabilité.
Le nitrure d'aluminium est également important dans une tôle d'acier de qualité non polaire pour des applications électriques contenant, par exemple, au plus 0,06% de carbone, 1,0 à 4,0% de silicium et au plus 0,5% d'aluminium acide soluble, parce qu'il exerce des effets sensibles sur les propriétés magnétiques.
Selon le procédé classique de production d'une tôle d'acier à usage électrique, une brame d'acier froide produite
à partir d'un bloom ou par coulée continue est refroidie une
<EMI ID=12.1>
pérature permettant le laminage à chaud, mais pas à une température supérieure à celle de dissolution du nitrure d'aluminium, et elle est maintenue dans la plage de températures pendant un temps relativement long, pour grossir le grain du nitrure d'aluminium sans dissoudre ce dernier en solution solide, ceci pour réduire l'effet restrictif sur le grossissement du grain lors de l'étape subséquente de recuit.
Selon la présente invention, la brame d'acier produite par coulée continue n'est pas refroidie à la température ambiante, et la brame d'acier à haute température sortant de coulée continue est laminée à chaud, en bénéficiait des avantages <EMI ID=13.1>
tant ici, c'est que les propriétés magnétiques telles qu'exigées dans une tôle d'acier non polaire pour applications électriques se développent par le traitement de précipitation et de coagula- tion de la brame d'acier sous des conditions spéciales.
<EMI ID=14.1> traitement de maintien sur les propriétés magnétiques; la figure 2 est un graphique montrant la relation entre la température de réchauffage et le degré de convexité; la figure 3 est un graphique montrant la relation entre la température de réchauffage et les propriétés magnétiques.
Selon les résultats d'expériences faites par les présents inventeurs, si la brame d'acier à haute température sortant de coulée continue est maintenue dans une plage de températures de 800 à_1050[deg.]C pour ce qui a trait en particulier à
la zone centrale de la brame pendant au moins 40 minutes, la précipitation et la coagulation du nitrure d'aluminium sont favorisées de façon satisfaisante.
Les effets du maintien de la brame d'acier dans la
plage particulière de température sur les propriétés magnétiques sont mis en évidence à la figure 1. Comme le montre la figure, quand la température atteint 800[deg.]C ou est plus élevée et que le temps de maintien est court, la quantité de nitrure d'aluminium précipité et la grosseur de grain des précipités sont faibles. Cela n'est pas souhaitable, parce que cela réduit
la croissance du grain au cours de l'étape de recuit subséquente.
t En dessous de 800[deg.]C également, il est difficile de faire grossir le grain, même après un temps de maintien très long. D'autre part, en cas de tôle d'acier non polaire à usage électrique, si
<EMI ID=15.1>
<EMI ID=16.1>
<EMI ID=17.1> .1
<EMI ID=18.1>
invention, la brame d'acier à haute température sortant de coulée continue est maintenue dans une plage de températures de
800 à 1050[deg.]C pendant au moins 40 minutes.
La brame d'acier ainsi maintenue est immédiatement laminée à chaud et ensuite laminée à froid selon besoin. La
<EMI ID=19.1>
présente d'excellentes propriétés magnétiques si on la compare
à une tôle d'acier non polaire à usage électrique produite
par un procédé classique. Dans la brame d'acier qui a été soumise au traitement de maintien pour précipitation et coagulation du nitrure d'aluminium comme mentionné plus haut, la dissolution du nitrure d'aluminium est retardée si la brame
est réchauffée rapidement dans la plage de températures qui va de plus de 1050 à 1200[deg.]C en un court temps. En ce cas, une tôle d'acier laminée à chaud présentant un bon profil et une bonne forme peut se fabriquer en laminant la brame à chaud après réchauffage, sans que cela implique un sacrifice des propriétés magnétiques. En général, une température de laminage à chaud plus élevée produit un meilleur profit et une meilleure forme, et en particulier une température de 1100[deg.]C est souhaitable. Cette tendance est illustrée à la figure 2.
Cependant, comme le montre la figure 3, si l'on réchauffe la brame à une température supérieure à 1200[deg.]C, les propriétés magnétiques se dégradent remarquablement.
Comme il ressort des résultats montrés aux figures 2 et 3, un excellent rouleau d'acier à chaud à faible convexité peut s'obtenir sans sacrifier les propriétés magnétiques en maintenant la brame, dont la température est élevée à la sortie de la coulée continue, entre 800 et 1050[deg.]C, particulièrement pour ce qui a trait à la zone centrale de la brame pendant au moins
40 minutes, puis en réchauffant rapidement la brame ainsi maintenue à une température supérieure à 1050[deg.]C, mais non supérieure <EMI ID=20.1>
<EMI ID=21.1>
Les exemples suivants feront mieux comprendre l'invention.
Exemple 1
Un acier fondu présentant la composition reprise au tableau 1
a été préparé dans un convertisseur et cet acier fondu a été dégazé sous vide et coulé par un procédé de coulée continue, de manière à obtenir des brames d'acier chaudes qui ont été laminées à chaud sous les conditions de maintien et de chauffage reprises au tableau 1, de manière à donner des rouleaux chauds de 30 mm d'épaisseur. Les rouleaux chauds ainsi obtenus ont
été décapés et ont subi un laminage d'endurcissement avec une réduction de 1,5%. Les propriétés mécaniques de la bande laminée à chaud ainsi obtenue sont reprises au tableau 1. Il apparaît clairement des résultats du tableau 1 que le traitement de maintien des brames à haute température conformément
à la présente invention est remarquable. Les bandes d'acier A à G montrent d'excellentes qualités de non vieillissement, comme le montrent l'indice de vieillissement et l'usinabilité. La bande témoin, qui a été produite par un procédé classique avec enroulement à haute température, a montré une augmentation de rugosité au cours des opérations suivantes. Les bandes laminées à chaud A, B, E et c.e. reprises au tableau 1 ont été laminées à froid avec 70% de réduction, recuites de façon continue à
700[deg.]C pendant une minute et soumises à un traitement de survieillissement à 300[deg.]C pendant trois minutes pour obtenir des bandes laminées à froid. Les propriétés mécaniques de ces
tôles après un laminage d'endurcissement de 1,5% sont reprises au tableau 2. Les résultats figurant aux tableaux montrent clairement que les tôles d'acier laminées à froid produites selon la présente invention présentent d'excellentes propriétés <EMI ID=22.1>
mécaniques si on les compare aux tôles d'acier laminées à froid de référence.
Exemple 2
Un acier fondu a été préparé dans un convertisseur et dégazé sous vide pour obtenir une composition d'acier fondu comprenant 0,009% de carbone, 2,45% de silicium, 0,275% d'aluminium acide soluble, le reste étant constitué par du fer et des impuretés inévitables. L'acier fondu ainsi obtenu a été coulé en continu de manière à réaliser des brames d'acier A à E de 250 mm d'épaisseur. Du c8té sortie de la machine à couler en continu,
la surface supérieure et les surfaces latérales des brames A,
B et C ont été recouvertes d'un matériau isolant thermique, pour éviter la diffusion de la chaleur. De cette manière, on a obtenu des brames à haute température. Ces brames à haute température ont été transférées à un atelier de laminage à chaud continu, où les brames furent maintenues pendant dix minutes sous un couvercle retenant la chaleur, de manière à réduire au minimum la différence de température entre la partie d'extrémité
et la partie centrale en utilisant la chaleur de la brame ellemême, et ensuite le couvercle fut enlevé et la brame fut immédiatement soumise à un laminage à chaud continu jusqu'à en faire une tôle laminée à chaud de 2,30 mm d'épaisseur, tandis que les brames B et C furent chargées dans un four de chauffage où elles furent chauffées rapidement à 1280[deg.]C, et la brame B fut retirée du four quand elle était uniformément chauffée à
<EMI ID=23.1>
formément chauffée à 1280[deg.]C. Ensuite, ces brames furent immédiatement laminées à chaud de manière à être transformées en tôles laminées à chaud de 2,30 mm d'épaisseur.
Le temps écoulé depuis le moment où le matériau isolant thermique fut appliqué aux brames jusqu'au début du laminage à chaud fut de 45 minutes et la température des brames au moment où l'on a retiré le couvercle maintenant la tempé- <EMI ID=24.1>
à chaud était de 830 à 900[deg.]C et la température d'enroulement était de 550 à 650[deg.]C, ceci pour toutes les brames A, B et C.
Les rouleaux laminés à chaud de 2,30 mm d'épaisseur ainsi obtenus furent soumis à des traitements de recuit, de décapage, de laminage à froid et de recuit, de manière à obtenir des produits finis de 0,50 mm d'épaisseur, qui furent soumis
à des essais de qualité.
Pendant ce temps, les brames D et E produites à partir du même acier fondu furent obtenues par coulée continue et furent refroidies une fois pour obtenir des brames froides selon un procédé classique, puis les brames froides furent réchauffées à 1100[deg.]C pendant trois heures et 30 minutes, et laminées de manière à obtenir des rouleaux chauds de 2,30 mm d'épaisseur.
La température de finissage du laminage à chaud était de 830 à 900[deg.]C et la température d'enroulement était de 550
à 650[deg.]C. En-suite,les rouleaux chauds furent traités de la
même manière que les brames A, B et C et soumis à des essais
de qualité.
Les propriétés magnétiques et la convexité des produits obtenus à partir des brames A à E sont reprises au tableau 3.
Comme il apparaît clairement des résultats ci-dessus, le produit provenant de la brame A selon la présente invention a des propriétés magnétiques vraiment excellentes. Et aussi le produit provenant de la trame B, qui a été réchauffée selon la présente invention, montre très peu de convexité et seulement une très faible diminution des propriétés magnétiques.
<EMI ID=25.1>
<EMI ID=26.1>
<EMI ID=27.1>
<EMI ID=28.1>
"Process for treating continuously cast steel slabs"
PATENT
Priority of patent application filed in Japan on November 5
1976 under the n [deg.] Sho 51-132976, in the name of the aforementioned Company.
For all practical purposes, the Applicant declares the existence of the patent application filed in Japan on March 10, 1976 under the
n [deg.] Sho 51-25717, in the name of the aforementioned Company, not yet granted to date.
<EMI ID = 1.1> steel slab cast by a continuous casting process for
i advantageously manufacture from it a sheet or a steel strip (here called simply sheet steel), which
sheet steel has excellent qualities in comparison
those of a sheet produced by a conventional process.
According to the current technique of producing hot-rolled steel strip by a continuous hot rolling mill, a
Steel ingot produced by the ingot mold process and blooming or by a continuous casting process is used as the starting material. The steel slab thus produced is cooled to -, not room temperature. Then the
slab is heated for more than three hours at a temperature between 1200 and 13000C in an oven to be reheated
the slabs. Said slab is then introduced into a rolling mill
hot and hot rolled to the desired thickness. The heat energy required to heat the steel slab once cooled to this high temperature is enormous.
For these reasons, the main object of the present invention is to improve the qualities of steel slabs by maintaining a high temperature steel slab in its state.
continuous casting in a particular temperature range,
by taking advantage of the sensible heat of the slabs.
A second object of the present invention is to save the heat energy required for the heating of
steel slabs. From the metallurgical point of view, the first object consists in promoting the precipitation of nitrides of additional elements and the coagulation of the grain, as well as the coagulation of the precipitates.
In the high temperature slab obtained by the continuous casting process, the additional elements are present in solid solution, and in the case of ordinary processable steels, the solid solution state is kept in the austenitic temperature range. . However, below the Ar- transformation point, precipitation of additional elements readily occurs as the ferritic phase develops. For example, in the case of an aluminum-killed steel in which aluminum nitride is formed, the aluminum and nitrogen are entirely present in solid solution in the steel slab at high temperature immediately after its setting. solidification, ie in the austenitic phase.
In the lower part of the austenitic temperature zone, it may be theoretically possible, in accordance with the principle of equilibrium, for precipitation to take place, but for a relatively short time, the state of non-equilibrium, i.e. say the state of supersaturation is retained. As the temperature continues to drop
<EMI ID = 2.1>
is done easily.
The objects of the additional elements are varied according to the desired properties. different grades of steel. However, two can be distinguished, one is to maintain the solid solution state during hot rolling and the other is to promote precipitation rather than to maintain the solid solution state.
The present invention relates in particular to
this last object and, for this purpose, nitrogen, which is an intrusive type element, is fixed by the additional element Al and precipitated in the form of aluminum nitride and the precipitates
<EMI ID = 3.1>
The continuous casting process is maintained at a high temperature, thereby facilitating the manufacturing condition and improving the qualities of the final product.
For the production of hot-rolled aluminum-cooled mild steel sheet, the winding after hot-rolling is normally done at high temperature, for example, a temperature not lower than 650 [deg.] C, so fixing nitrogen in the form of aluminum nitride and realizing the qualities of aging resistance and softness. However, the en-
<EMI ID = 4.1>
ity of product qualities due to varying conditions
cooling along the entire length of the steel strip to be wound. In addition, high temperature winding results in
an enlargement of the grains in the surface layer of
the steel strip and this magnification in turn leads to surface defects. Still further, winding at high temperature often results in coagulation of the carbides,
which has adverse effects on the machinability of the product.
Finally, in the event that a pickling treatment is necessary, the high temperature winding tends to thicken the oxide layer and therefore makes the pickling more difficult.
To eliminate the faults mentioned above, the
present inventors have engaged in various experiments and
have developed a process whereby nitrogen fixation
is done while the steel slab is kept at high temperature, instead of being rolled up at high temperature, in order to minimize the dissolution of nitrogen in solid solution during the heating of the slab,
the grain of aluminum nitride enlarging thereby.
According to the above findings and facts, if it is to produce aluminum-killed mild steel sheet,
the composition of the steel slab must be less than 0.09%
<EMI ID = 5.1>
soluble minimum, the remainder being iron and inevitable impurities. With a carbon content greater than 0.09 the hardness of the product is excessive. On the other hand, with 1
manganese content greater than 0.5%, machinability is poor. Regarding soluble acidic aluminum, it takes 0.01-0.09% to completely fix the nitrogen which inevitably enters the steel during casting.
The steel slab used as a starting material in the present invention can be produced by continuously casting molten steel in an ordinary melting furnace, such as a converter, with or without a vacuum degassing treatment. According to the present invention, the continuously cast high temperature steel slab is cooled to a temperature in the range from point Ar3 to 650 [deg.] C, said temperature being selected between 650 [deg.] C and 1050 [deg.] C, then said
<EMI ID = 6.1>
for at least 20 minutes, is warmed to a temperature between 950 and 1150 [deg.] C, after which it is hot rolled.
As the temperature range at which the slab. is maintained, a temperature higher in this range is advantageous from the point of view of heat energy, therefore a temperature range between the point
<EMI ID = 7.1>
completely aluminum nitride and thus to obtain excellent machinability, a temperature holding time of at least 20 minutes is essential. Below the
lower temperature limit of 650 [deg.] C, precipitation treatment is very difficult to carry out from the commercial point of view, and it takes a very long time, for example
more than 5 hours, for processing. However, according to the present invention, a satisfactory non-aging quality.
<EMI ID = 8.1>
at a temperature below 650 [deg.] C.
<EMI ID = 9.1> <EMI ID = 10.1>
temperature of 1150 [deg.] C at which the aluminum nitride is redissolved is defined as the upper limit and that of 950 [deg.] C is defined as the lower limit, because the finish hot rolling is carried out at a temperature not lower than
<EMI ID = 11.1>
The hot-rolled aluminum-cooled steel sheet obtained by the treatments mentioned above can be subjected to cold rolling and continuous annealing, so as to produce a cold-rolled steel sheet exhibiting excellent machinability. .
Aluminum nitride is also important in non-polar grade steel sheet for electrical applications containing, for example, at most 0.06% carbon, 1.0-4.0% silicon and at most 0 , 5% soluble acidic aluminum, because it exerts significant effects on the magnetic properties.
According to the conventional method of producing steel sheet for electrical use, a cold steel slab produced
from a bloom or by continuous casting is cooled a
<EMI ID = 12.1>
temperature permitting hot rolling, but not at a temperature higher than that of dissolving aluminum nitride, and it is kept in the temperature range for a relatively long time, to enlarge the grain of aluminum nitride without dissolving this the latter in solid solution, in order to reduce the restrictive effect on grain growth during the subsequent annealing step.
According to the present invention, the steel slab produced by continuous casting is not cooled to room temperature, and the high temperature steel slab coming out of continuous casting is hot rolled, enjoyed the advantages <EMI ID = 13.1>
So here is that the magnetic properties as required in a non-polar steel sheet for electrical applications are developed by the precipitation and coagulation treatment of the steel slab under special conditions.
<EMI ID = 14.1> maintenance treatment on magnetic properties; Fig. 2 is a graph showing the relationship between the reheating temperature and the degree of convexity; Fig. 3 is a graph showing the relationship between reheating temperature and magnetic properties.
According to the results of experiments made by the present inventors, if the high temperature steel slab coming out of continuous casting is kept in a temperature range of 800 to 1050 [deg.] C with particular regard to
the central zone of the slab for at least 40 minutes, the precipitation and coagulation of the aluminum nitride are favorably favored.
The effects of keeping the steel slab in the
Particular temperature range on the magnetic properties are highlighted in figure 1. As shown in figure, when the temperature reaches 800 [deg.] C or is higher and the holding time is short, the amount of nitride of precipitated aluminum and the grain size of the precipitates are small. This is undesirable, because it reduces
grain growth during the subsequent annealing step.
t Also below 800 [deg.] C, it is difficult to enlarge the grain, even after a very long holding time. On the other hand, in the case of non-polar steel sheet for electrical use, if
<EMI ID = 15.1>
<EMI ID = 16.1>
<EMI ID = 17.1> .1
<EMI ID = 18.1>
invention, the high temperature steel slab emerging from continuous casting is maintained within a temperature range of
800 to 1050 [deg.] C for at least 40 minutes.
The steel slab thus held is immediately hot rolled and then cold rolled as needed. The
<EMI ID = 19.1>
has excellent magnetic properties when compared
to a non-polar steel sheet for electrical use produced
by a conventional process. In the steel slab which has been subjected to the maintenance treatment for precipitation and coagulation of aluminum nitride as mentioned above, the dissolution of aluminum nitride is delayed if the slab
is warmed up quickly in the temperature range of over 1050 to 1200 [deg.] C in a short time. In this case, a hot rolled steel sheet having a good profile and a good shape can be produced by hot rolling the slab after reheating, without this implying a sacrifice of the magnetic properties. In general, a higher hot rolling temperature produces better profit and better shape, and in particular a temperature of 1100 [deg.] C is desirable. This trend is illustrated in Figure 2.
However, as shown in Fig. 3, if the slab is heated to a temperature above 1200 [deg.] C, the magnetic properties deteriorate remarkably.
As can be seen from the results shown in Figures 2 and 3, an excellent low convexity hot steel roll can be obtained without sacrificing the magnetic properties by maintaining the slab, the temperature of which is high at the exit of the continuous casting, between 800 and 1050 [deg.] C, particularly with regard to the central zone of the slab for at least
40 minutes, then quickly reheating the slab thus maintained at a temperature above 1050 [deg.] C, but not above <EMI ID = 20.1>
<EMI ID = 21.1>
The following examples will make the invention easier to understand.
Example 1
A molten steel exhibiting the composition shown in Table 1
was prepared in a converter and this molten steel was degassed under vacuum and cast by a continuous casting process, so as to obtain hot steel slabs which were hot rolled under the holding and heating conditions repeated in Table 1, so as to give hot rolls 30 mm thick. The hot rollers thus obtained have
were pickled and underwent a hardening rolling with a reduction of 1.5%. The mechanical properties of the hot-rolled strip thus obtained are shown in Table 1. It is clear from the results of Table 1 that the treatment for maintaining the slabs at high temperature in accordance with
to the present invention is remarkable. Steel bands A to G show excellent non-aging qualities as shown by the aging index and machinability. The control tape, which was produced by a conventional high temperature winding process, showed an increase in roughness during subsequent operations. Hot-rolled strips A, B, E and c.e. shown in Table 1 were cold rolled with 70% reduction, annealed continuously at
700 [deg.] C for one minute and subjected to an overaging treatment at 300 [deg.] C for three minutes to obtain cold rolled strips. The mechanical properties of these
Sheets after 1.5% hardening rolling are shown in Table 2. The results shown in the tables clearly show that the cold-rolled steel sheets produced according to the present invention exhibit excellent properties <EMI ID = 22.1>
mechanical when compared to benchmark cold-rolled steel sheets.
Example 2
A molten steel was prepared in a converter and degassed under vacuum to obtain a molten steel composition comprising 0.009% carbon, 2.45% silicon, 0.275% soluble acidic aluminum, the remainder being iron and inevitable impurities. The molten steel thus obtained was continuously cast so as to produce steel slabs A to E 250 mm thick. From the output side of the continuous casting machine,
the upper surface and the side surfaces of the slabs A,
B and C have been covered with thermal insulating material, to prevent heat diffusion. In this way, high temperature slabs were obtained. These high temperature slabs were transferred to a continuous hot rolling mill, where the slabs were held for ten minutes under a heat retaining cover, so as to minimize the temperature difference between the end portion.
and the central part using the heat of the slab itself, and then the cover was removed and the slab was immediately subjected to continuous hot rolling until it was hot-rolled sheet 2.30mm thick, while the B and C slabs were loaded into a heating furnace where they were quickly heated to 1280 [deg.] C, and the B slab was removed from the furnace when it was uniformly heated to
<EMI ID = 23.1>
formally heated to 1280 [deg.] C. Then, these slabs were immediately hot-rolled so as to be transformed into hot-rolled sheets 2.30 mm thick.
The time from when the thermal insulating material was applied to the slabs until the start of hot rolling was 45 minutes and the temperature of the slabs when the cover was removed maintaining the temperature - <EMI ID = 24.1>
hot was 830 to 900 [deg.] C and the winding temperature was 550 to 650 [deg.] C for all slabs A, B and C.
The hot-rolled 2.30 mm thick rolls thus obtained were subjected to annealing, pickling, cold rolling and annealing treatments, so as to obtain finished products 0.50 mm thick, who were submitted
to quality testing.
During this time, the D and E slabs produced from the same molten steel were obtained by continuous casting and were cooled once to obtain cold slabs by a conventional process, then the cold slabs were reheated to 1100 [deg.] C for three hours and 30 minutes, and rolled to obtain hot rolls 2.30 mm thick.
The hot rolling finishing temperature was 830 to 900 [deg.] C and the winding temperature was 550
at 650 [deg.] C. The hot rollers were then treated from the
same way as slabs A, B and C and tested
quality.
The magnetic properties and the convexity of the products obtained from slabs A to E are listed in Table 3.
As is clear from the above results, the product from slab A according to the present invention has really excellent magnetic properties. And also the product from the frame B, which has been reheated according to the present invention, shows very little convexity and only a very small decrease in magnetic properties.
<EMI ID = 25.1>
<EMI ID = 26.1>
<EMI ID = 27.1>
<EMI ID = 28.1>