JP2014080676A - Fe−Al系合金帯鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 冷間圧延工程にて、割れが発生しないFe−Al系合金帯鋼の製造方法を提供する。
【解決手段】 質量%でAl:4.0〜10.0%、残部Fe及び不純物でなるFe−Al系合金帯鋼の製造方法において、
(1)前記組成を有する熱間圧延用素材を800〜1100℃で熱間圧延を行って、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程と、
(2)前記熱間圧延材に圧延率30%以上の冷間圧延を行って、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする冷間圧延工程と、
を含むFe−Al系合金帯鋼の製造方法である。
【選択図】 図2
【解決手段】 質量%でAl:4.0〜10.0%、残部Fe及び不純物でなるFe−Al系合金帯鋼の製造方法において、
(1)前記組成を有する熱間圧延用素材を800〜1100℃で熱間圧延を行って、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程と、
(2)前記熱間圧延材に圧延率30%以上の冷間圧延を行って、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする冷間圧延工程と、
を含むFe−Al系合金帯鋼の製造方法である。
【選択図】 図2
Description
本発明は、Fe−Al系合金帯鋼の製造方法に関するものである。
例えば、自動車等の騒音と振動の問題が深刻化するにつれて、制振性に優れる金属材料(制振合金)の要求がある。前述の制振合金としては、例えば、Fe−Al合金、Fe−Cr−Al合金、Fe−Co−V合金、Mn−Cu合金、Mg合金等が知られており、各種用途に使用されている。中でもFe−Al合金は原料コストが安価であり、優れた制振性を有する制振合金として知られている。
このFe−Al合金板の製造方法としては、例えば特開2005−29889号公報(特許文献1)として、質量%で、C:0.001〜0.01%、Si:≦3.0%、Mn:0.01〜3.0%、P:≦0.02%、S:≦0.01%、Al:5.0〜10.0%、N:0.001〜0.05%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、1000℃以上の温度で圧下率30%以上の大圧下率の熱間圧延を少なくとも1パス以上含みかつ800℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延する工程が開示されている。
このFe−Al合金板の製造方法としては、例えば特開2005−29889号公報(特許文献1)として、質量%で、C:0.001〜0.01%、Si:≦3.0%、Mn:0.01〜3.0%、P:≦0.02%、S:≦0.01%、Al:5.0〜10.0%、N:0.001〜0.05%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、1000℃以上の温度で圧下率30%以上の大圧下率の熱間圧延を少なくとも1パス以上含みかつ800℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延する工程が開示されている。
上述のFe−Al合金は多量のAlを含有するため、加工性が悪い合金として知られている。例えば、前述の特許文献1においても、厚さに関する開示がなく、1.5mm以下程度の薄い冷間圧延材を得るのに適しているのかさえ不明である。事実、厚さが1.5mm以下の薄い帯鋼をコイル状として生産できる技術は無いのが現状である。実際に、特許文献1で開示される組成の熱間圧延材を用いて、冷間圧延を行ってFe−Al系合金帯鋼を製造しようとすると、冷間圧延する際に割れが頻発する。
熱間圧延材を冷間圧延する際、冷間圧延した冷間圧延材は湾曲することがある。この湾曲した冷間圧延材を再度、冷間圧延する際、鋼板には曲げ応力が負荷され、その結果、最も応力が負荷された箇所より割れが発生する場合がある。特に延性脆性遷移温度を有する多量のAlを含んだフェライト鋼において、深刻な課題である。
本発明の目的は、冷間圧延工程にて、割れを抑制したFe−Al系合金帯鋼の製造方法を提供することである。
熱間圧延材を冷間圧延する際、冷間圧延した冷間圧延材は湾曲することがある。この湾曲した冷間圧延材を再度、冷間圧延する際、鋼板には曲げ応力が負荷され、その結果、最も応力が負荷された箇所より割れが発生する場合がある。特に延性脆性遷移温度を有する多量のAlを含んだフェライト鋼において、深刻な課題である。
本発明の目的は、冷間圧延工程にて、割れを抑制したFe−Al系合金帯鋼の製造方法を提供することである。
本発明者は、加工性に劣るFe−Al系合金において、冷間圧延工程での割れの発生を防止する方法を種々検討した結果、熱間圧延で特定の厚み以下に制御することにより、冷間圧延での割れの発生を防止することができることを知見し、本発明に到達した。
すなわち本発明は、
質量%でAl:4.0〜10.0%、残部Fe及び不純物でなるFe−Al系合金帯鋼の製造方法において、
(1)前記組成を有する熱間圧延用素材を800〜1100℃で熱間圧延を行って、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程と、
(2)前記熱間圧延材に圧延率30%以上の冷間圧延を行って、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする冷間圧延工程と、
を含むFe−Al系合金帯鋼の製造方法である。
また本発明は、前記冷間圧延工程の後、
(3)前記冷間圧延工程で得られた冷間圧延材をコイルに巻取る巻取り工程、
を行うことが好ましい。
本発明では、前述の熱間圧延の圧延率は90%以上であることが好ましい。
すなわち本発明は、
質量%でAl:4.0〜10.0%、残部Fe及び不純物でなるFe−Al系合金帯鋼の製造方法において、
(1)前記組成を有する熱間圧延用素材を800〜1100℃で熱間圧延を行って、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程と、
(2)前記熱間圧延材に圧延率30%以上の冷間圧延を行って、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする冷間圧延工程と、
を含むFe−Al系合金帯鋼の製造方法である。
また本発明は、前記冷間圧延工程の後、
(3)前記冷間圧延工程で得られた冷間圧延材をコイルに巻取る巻取り工程、
を行うことが好ましい。
本発明では、前述の熱間圧延の圧延率は90%以上であることが好ましい。
本発明によれば、冷間圧延工程にて、割れを抑制したFe−Al系合金帯鋼を製造できる。
本発明の特徴は、厚さが3.0mm以下の熱間圧延Fe−Al材を製造することで、冷間圧延工程にて、割れを抑制したFe−Al系合金帯鋼を製造できるところにある。以下、本発明の構成要件について説明する。
先ず、本発明者らはFe−Al合金の厚さと加工性の関係を評価した。評価は熱間圧延を施したFe−Al系合金帯鋼を用いて、平面研磨にて板厚の異なるFe−Al系合金帯鋼サンプルを準備し、繰り返し曲げ試験を実施した。通常であれば、冷間圧延にて厚さを変化させるところ、今回は平行研磨を用いて厚さを調整したのは、冷間圧延時に生じる加工歪の影響を排除するためである。
具体的に行った評価は以下の通りである。
先ず、本発明者らはFe−Al合金の厚さと加工性の関係を評価した。評価は熱間圧延を施したFe−Al系合金帯鋼を用いて、平面研磨にて板厚の異なるFe−Al系合金帯鋼サンプルを準備し、繰り返し曲げ試験を実施した。通常であれば、冷間圧延にて厚さを変化させるところ、今回は平行研磨を用いて厚さを調整したのは、冷間圧延時に生じる加工歪の影響を排除するためである。
具体的に行った評価は以下の通りである。
真空溶解で表1に示すAlが約8%、残部がFeと不純物でなる10kg鋼塊を溶製した。その後、前記Fe−Al系合金鋼塊を1100℃に加熱して熱間鍛造を行い、厚さ35mmの熱間鍛造材とした。
次に、前記熱間鍛造材を再度1100℃に加熱して圧延率を91%加える熱間圧延を行い、厚さ3.2mmの熱間圧延材とした。その後、前記熱間圧延材を幅8mm、長さ80mmの短冊状試験片を切り出した。その後、短冊状試験片に平面研磨を施し、厚さの異なる短冊状試験片をそれぞれの厚さごとに2枚準備した。なお、準備した短冊状試験片の厚みは、1.0mm、1.5mm、1.75mm、2.0mm、2.5mmと平面研磨前の3.2mmである。
これらの短冊状試験片を用い、冷間圧延の代替評価として、常温で繰り返し曲げ試験を行った。繰り返し曲げ試験方法の模式図を図1に示す。図1に示すように、短冊状試験片1を固定治具2で挟み込み、短冊状試験片1を矢印で示す方向に90°曲げを行い、90°曲げの1往復を1回とし、逆方向の90°曲げ往復で2回と数えた。以降は、これを繰り返し、破断までの回数を数えた。表2は各板厚において、繰返し曲げ試験を2回ずつ行い、その平均繰り返し曲げ回数の結果を示す。
次に、前記熱間鍛造材を再度1100℃に加熱して圧延率を91%加える熱間圧延を行い、厚さ3.2mmの熱間圧延材とした。その後、前記熱間圧延材を幅8mm、長さ80mmの短冊状試験片を切り出した。その後、短冊状試験片に平面研磨を施し、厚さの異なる短冊状試験片をそれぞれの厚さごとに2枚準備した。なお、準備した短冊状試験片の厚みは、1.0mm、1.5mm、1.75mm、2.0mm、2.5mmと平面研磨前の3.2mmである。
これらの短冊状試験片を用い、冷間圧延の代替評価として、常温で繰り返し曲げ試験を行った。繰り返し曲げ試験方法の模式図を図1に示す。図1に示すように、短冊状試験片1を固定治具2で挟み込み、短冊状試験片1を矢印で示す方向に90°曲げを行い、90°曲げの1往復を1回とし、逆方向の90°曲げ往復で2回と数えた。以降は、これを繰り返し、破断までの回数を数えた。表2は各板厚において、繰返し曲げ試験を2回ずつ行い、その平均繰り返し曲げ回数の結果を示す。
上記の表2に示すように、短冊状試験片板厚が薄くなるにしたがって曲げ回数が増加していることがわかる。換言すると、熱間圧延材の板厚が薄くなるにしたがって、冷間加工性が向上することが分かる。そのため、熱間圧延材を薄くすることで、冷間圧延における割れが起きるリスクの低減が可能となる。また、板厚が2.5mmの試料の曲げ回数は3.2mmの試料の曲げ回数と比較して2倍となっており、板厚が3.0mm以下の熱間圧延材を用いれば、左右方向で少なくとも1回ずつの往復曲げで破断は発生しないので、冷間圧延は可能なレベルであると判断した。
そこで、前述の熱間圧延材から、冷間圧延用試験片を採取し、平面研磨にて板厚を1.75mmとした冷間圧延用試験片を1パスで37%、46%の圧延率で冷間圧延を施した。図2に冷間圧延後の試験片外観写真を示す。
図2から分かるように、大圧下を加えた冷間圧延を行っても冷間圧延材に割れは発生しなかった。このことから、板厚が3.0mm以下であれば、冷間圧延の際、1パス目に30%を超える大きな圧延率においても、本材の割れは発生しないことが分かる。大きな圧延率で冷間圧延が実施できることは、生産性において優位であることを確認した。
以上が本発明で熱間圧延を行って、厚さを3.0mm以下とする理由である。好ましいくは2.5mm以下、更に好ましくは2.0mm以下である。
そこで、前述の熱間圧延材から、冷間圧延用試験片を採取し、平面研磨にて板厚を1.75mmとした冷間圧延用試験片を1パスで37%、46%の圧延率で冷間圧延を施した。図2に冷間圧延後の試験片外観写真を示す。
図2から分かるように、大圧下を加えた冷間圧延を行っても冷間圧延材に割れは発生しなかった。このことから、板厚が3.0mm以下であれば、冷間圧延の際、1パス目に30%を超える大きな圧延率においても、本材の割れは発生しないことが分かる。大きな圧延率で冷間圧延が実施できることは、生産性において優位であることを確認した。
以上が本発明で熱間圧延を行って、厚さを3.0mm以下とする理由である。好ましいくは2.5mm以下、更に好ましくは2.0mm以下である。
次に、組成の限定理由を述べる。
Al:4.0〜10.0%
本発明で規定するFe−Al系合金帯鋼を制振合金として用いた場合、AlはFeに固溶し磁歪を増加させることで制振性に寄与するため必須で添加する。Alが4.0%未満であると制振性が十分に発揮できない。一方、Alが10.0%を超える場合、Fe3Alが析出して、加工性を損なう。以上のことから、Alは4.0〜10%とした。好ましいAlの下限は7.0%であり、好ましいAlの上限は9.0%である。
残部Fe及び不純物
本発明では、前述のAl以外はFeと不純物である。前述の不純物のうち、代表的な不純物としては、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Cu、N及びOが挙げられる。これらの不純物元素は、C≦0.1%、Si≦0.3%、Mn≦0.35%、P≦0.015%、S≦0.005%、Cr≦0.15%、Ni≦0.2%、Cu≦0.08%、N≦100ppm及びO≦100ppmとするとよい。前記の含有量であれば、Fe−Al系合金帯鋼の製造性に差し支えない。
Al:4.0〜10.0%
本発明で規定するFe−Al系合金帯鋼を制振合金として用いた場合、AlはFeに固溶し磁歪を増加させることで制振性に寄与するため必須で添加する。Alが4.0%未満であると制振性が十分に発揮できない。一方、Alが10.0%を超える場合、Fe3Alが析出して、加工性を損なう。以上のことから、Alは4.0〜10%とした。好ましいAlの下限は7.0%であり、好ましいAlの上限は9.0%である。
残部Fe及び不純物
本発明では、前述のAl以外はFeと不純物である。前述の不純物のうち、代表的な不純物としては、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Cu、N及びOが挙げられる。これらの不純物元素は、C≦0.1%、Si≦0.3%、Mn≦0.35%、P≦0.015%、S≦0.005%、Cr≦0.15%、Ni≦0.2%、Cu≦0.08%、N≦100ppm及びO≦100ppmとするとよい。前記の含有量であれば、Fe−Al系合金帯鋼の製造性に差し支えない。
次に、前述の熱間圧延材の厚み以外の製造方法における限定理由を述べる。
熱間圧延温度:800〜1100℃
本発明では、熱間圧延の温度を800〜1100℃とする。これは、この温度範囲において高い熱間加工性が得られるためである。熱間圧延温度が800℃未満となるとFe−Al合金の引張強さは大きく、伸びは著しく低下する。ゆえに、800℃未満で熱間圧延を行う場合、Fe−Al合金帯鋼の割れが発生するためである。また、熱間圧延温度の上限を1100℃としたのは、熱間圧延温度が1100℃を超えるとFe−Al合金の伸びは飽和する傾向にあり、1100℃を超える温度域で熱間圧延を行っても更なる熱間加工性向上の効果が得にくいためである。また、熱間圧延温度が高い程、Fe−Al合金の表層に形成される酸化層は厚くなるので、熱間圧延後に行う冷間圧延に供する熱間圧延材表面に形成された酸化層の除去に多くの工数を費やすことになり、経済的ではない。
以上のことから、熱間圧延の温度範囲を800〜1100℃とする。好ましい熱間圧延温度の下限は900℃であり、好ましい熱間圧延温度の上限は1050℃である。
熱間圧延の圧延率:90%以上
本発明においては、熱間圧延時の圧延率を90%以上とするのが好ましい。これは、熱間圧延の圧延率が90%以上の場合、熱間圧延材に負荷される歪量を熱間圧延材で均一にし、次工程の冷間圧延の際、割れ発生をより確実に抑制できるためである。上限については、熱間圧延材を2.0mm以下にするこができる圧延率を上限とすればよいが、熱間圧延機の能力を加味すると、熱間圧延の圧延率の上限は98%程度である。
熱間圧延温度:800〜1100℃
本発明では、熱間圧延の温度を800〜1100℃とする。これは、この温度範囲において高い熱間加工性が得られるためである。熱間圧延温度が800℃未満となるとFe−Al合金の引張強さは大きく、伸びは著しく低下する。ゆえに、800℃未満で熱間圧延を行う場合、Fe−Al合金帯鋼の割れが発生するためである。また、熱間圧延温度の上限を1100℃としたのは、熱間圧延温度が1100℃を超えるとFe−Al合金の伸びは飽和する傾向にあり、1100℃を超える温度域で熱間圧延を行っても更なる熱間加工性向上の効果が得にくいためである。また、熱間圧延温度が高い程、Fe−Al合金の表層に形成される酸化層は厚くなるので、熱間圧延後に行う冷間圧延に供する熱間圧延材表面に形成された酸化層の除去に多くの工数を費やすことになり、経済的ではない。
以上のことから、熱間圧延の温度範囲を800〜1100℃とする。好ましい熱間圧延温度の下限は900℃であり、好ましい熱間圧延温度の上限は1050℃である。
熱間圧延の圧延率:90%以上
本発明においては、熱間圧延時の圧延率を90%以上とするのが好ましい。これは、熱間圧延の圧延率が90%以上の場合、熱間圧延材に負荷される歪量を熱間圧延材で均一にし、次工程の冷間圧延の際、割れ発生をより確実に抑制できるためである。上限については、熱間圧延材を2.0mm以下にするこができる圧延率を上限とすればよいが、熱間圧延機の能力を加味すると、熱間圧延の圧延率の上限は98%程度である。
本発明では、前述の熱間圧延の温度範囲で熱間圧延を行い、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程の後、冷間圧延工程に移る。なお、当然のことながら、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間に、熱間圧延で形成された酸化層を除去する工程が含まれても良い。
以下に本発明で規定する冷間圧延工程について説明する。
圧延率:30%以上
冷間圧延は所望の厚さとする目的と、冷間圧延により歪を加える目的とがある。冷間圧延で加工歪を加え、その後、焼鈍を行った場合、結晶粒を微細化してFe−Al系合金帯鋼の強度を向上させることができる。圧延率が30%未満の場合、結晶粒微細化効果が不十分となり、その結果、十分な強度が得られない。そのため、前記熱間圧延材への圧延率を30%以上とする。なお、上限については、熱間圧延材の厚さと所望の厚さの冷間圧延材の関係もあるため、一概に規定することはできないが、本発明の場合であれば99.9%程度である。
厚さ:1.4mm以下
本発明では、前述の30%以上の圧延率にて、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする。厚さを1.4mm以下とするのはFe−Al系合金帯鋼の剛性を低下させ、コイルに巻取る際の局所的な応力を低減させるためである。なお下限については、特に限定しないが、冷間圧延材の厚みが0.03mm未満の場合、厚みコントロールが困難となるおそれがあるため、冷間圧延材の厚みの下限は0.03mmとするのが好ましい。
以下に本発明で規定する冷間圧延工程について説明する。
圧延率:30%以上
冷間圧延は所望の厚さとする目的と、冷間圧延により歪を加える目的とがある。冷間圧延で加工歪を加え、その後、焼鈍を行った場合、結晶粒を微細化してFe−Al系合金帯鋼の強度を向上させることができる。圧延率が30%未満の場合、結晶粒微細化効果が不十分となり、その結果、十分な強度が得られない。そのため、前記熱間圧延材への圧延率を30%以上とする。なお、上限については、熱間圧延材の厚さと所望の厚さの冷間圧延材の関係もあるため、一概に規定することはできないが、本発明の場合であれば99.9%程度である。
厚さ:1.4mm以下
本発明では、前述の30%以上の圧延率にて、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする。厚さを1.4mm以下とするのはFe−Al系合金帯鋼の剛性を低下させ、コイルに巻取る際の局所的な応力を低減させるためである。なお下限については、特に限定しないが、冷間圧延材の厚みが0.03mm未満の場合、厚みコントロールが困難となるおそれがあるため、冷間圧延材の厚みの下限は0.03mmとするのが好ましい。
コイル巻き取り工程
本発明では、前述したように、冷間圧延時の割れの発生を防止することが可能なため、冷間圧延した冷間圧延材をコイルに巻取ることが可能となる。コイル巻取り工程を適用すると、冷間圧延工程で得られた冷間圧延材をシート鋼板とする工程と比較して、生産性を飛躍的に向上させることが可能となる。
本発明では、前述したように、冷間圧延時の割れの発生を防止することが可能なため、冷間圧延した冷間圧延材をコイルに巻取ることが可能となる。コイル巻取り工程を適用すると、冷間圧延工程で得られた冷間圧延材をシート鋼板とする工程と比較して、生産性を飛躍的に向上させることが可能となる。
(実施例1)
真空溶解で表3に示すFe−Al系合金の2600kgの鋼塊を溶製した。その後、これらの鋼塊を1000℃に加熱して熱間鍛造を行い、厚さ55mmの熱間鍛造材を得た。その後、表面疵を除去するため、この熱間鍛造材の表面をグラインダーで研磨を行い、厚さ53mmの熱間鍛造材を得た。
真空溶解で表3に示すFe−Al系合金の2600kgの鋼塊を溶製した。その後、これらの鋼塊を1000℃に加熱して熱間鍛造を行い、厚さ55mmの熱間鍛造材を得た。その後、表面疵を除去するため、この熱間鍛造材の表面をグラインダーで研磨を行い、厚さ53mmの熱間鍛造材を得た。
No.1の2600kg鋼塊から製造した熱間鍛造材について、1000℃で熱間圧延を行った。圧延率は97%とし、厚さ1.7mmの熱間圧延材を得て、コイルに巻き取りを行った。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率53%で得られた厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率71%で得られた厚さ0.5mmの冷間圧延材とを、それぞれコイルに巻き取った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金帯鋼には割れの発生も見られなかった。
また、No.2の2600kg鋼塊から製造した熱間鍛造材について、1000℃で熱間圧延を行った。圧延率は95%とし、厚さ2.6mmの熱間圧延材を得て、コイルに巻き取りを行った。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率は69%とし、厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率81%の厚さ0.5mmの冷間圧延材とを得て、得られたFe−Al系合金帯鋼をコイルに巻き取りを行った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金には割れの発生も見られなかった。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率53%で得られた厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率71%で得られた厚さ0.5mmの冷間圧延材とを、それぞれコイルに巻き取った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金帯鋼には割れの発生も見られなかった。
また、No.2の2600kg鋼塊から製造した熱間鍛造材について、1000℃で熱間圧延を行った。圧延率は95%とし、厚さ2.6mmの熱間圧延材を得て、コイルに巻き取りを行った。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率は69%とし、厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率81%の厚さ0.5mmの冷間圧延材とを得て、得られたFe−Al系合金帯鋼をコイルに巻き取りを行った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金には割れの発生も見られなかった。
(実施例2)
真空溶解で表4に示すFe−Al系合金の400kgの鋼塊を溶製した。その後、これらの鋼塊を1000℃に加熱して熱間鍛造を行い、その後、表面疵を除去するため、この熱間鍛造材の表面をグラインダーで研磨を行い、厚さ55mmの熱間鍛造材を得た。表4に鋼塊の組成を示す。
真空溶解で表4に示すFe−Al系合金の400kgの鋼塊を溶製した。その後、これらの鋼塊を1000℃に加熱して熱間鍛造を行い、その後、表面疵を除去するため、この熱間鍛造材の表面をグラインダーで研磨を行い、厚さ55mmの熱間鍛造材を得た。表4に鋼塊の組成を示す。
No.3及びNo.4の400kg鋼塊から製造した熱間鍛造材について、1000℃で熱間圧延を行った。圧延率は95%とし、厚さ2.6mmの熱間圧延材を得て、コイルに巻き取りを行った。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率は69%とし、厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率81%の厚さ0.5mmの冷間圧延材とを得て、得られたFe−Al系合金帯鋼をコイルに巻き取りを行った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金には割れの発生も見られなかった。
以上の結果から、板厚を3.0mm以下の熱間圧延材とすることで、割れなどの欠陥を防止することができ、従来では実施が見られない冷間圧延材のコイル巻き取りが可能であることを確認した。
この熱間圧延コイル材を酸洗いして表面の酸化層を除去した後、冷間圧延を実施した。圧延率は69%とし、厚さ0.8mmの冷間圧延材と、圧延率81%の厚さ0.5mmの冷間圧延材とを得て、得られたFe−Al系合金帯鋼をコイルに巻き取りを行った。この冷間圧延工程の間、Fe−Al系合金には割れの発生も見られなかった。
以上の結果から、板厚を3.0mm以下の熱間圧延材とすることで、割れなどの欠陥を防止することができ、従来では実施が見られない冷間圧延材のコイル巻き取りが可能であることを確認した。
本発明のFe−Al系合金帯鋼の製造方法によれば、厚さが1.4mm以下のFe−Al系合金帯鋼をコイル状とすることが可能なため、薄さと、広幅材が求められる用途への適用が可能となる。
1.短冊状試験片
2.固定治具
2.固定治具
Claims (3)
- 質量%でAl:4.0〜10.0%、残部Fe及び不純物でなるFe−Al系合金帯鋼の製造方法において、
(1)前記組成を有する熱間圧延用素材を800〜1100℃で熱間圧延を行って、厚さが3.0mm以下の熱間圧延材とする熱間圧延工程と、
(2)前記熱間圧延材に圧延率30%以上の冷間圧延を行って、厚さが1.4mm以下の冷間圧延材とする冷間圧延工程と、
を含むことを特徴とするFe−Al系合金帯鋼の製造方法。 - 前記冷間圧延工程の後、
(3)前記冷間圧延工程で得られた冷間圧延材をコイルに巻取る巻取り工程、
を行うことを特徴とする請求項1に記載のFe−Al系合金帯鋼の製造方法。 - 前記熱間圧延の圧延率は90%以上であることを特徴とする請求項1または2に記載のFe−Al系合金帯鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
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CN201310452556.XA CN103691741A (zh) | 2012-09-27 | 2013-09-27 | Fe-Al系合金带钢的制造方法 |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2019019382A (ja) * | 2017-07-18 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
DE112020002548T5 (de) | 2019-05-31 | 2022-02-17 | Hitachi Metals Ltd. | SCHWINGUNGSDÄMPFENDES BAUTEIL AUS EINER LEGIERUNG AUF FE-Al-BASIS UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DAVON |
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2013
- 2013-08-29 JP JP2013177708A patent/JP2014080676A/ja active Pending
Cited By (3)
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JP2019019382A (ja) * | 2017-07-18 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
DE112020002548T5 (de) | 2019-05-31 | 2022-02-17 | Hitachi Metals Ltd. | SCHWINGUNGSDÄMPFENDES BAUTEIL AUS EINER LEGIERUNG AUF FE-Al-BASIS UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DAVON |
US11913097B2 (en) | 2019-05-31 | 2024-02-27 | Proterial, Ltd. | Fe—Al-based alloy vibration-damping component and method for manufacturing same |
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