JP2018024017A - 高級鋼連続熱間圧延方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高級鋼連続熱間圧延方法が開示される。
【解決手段】一実施形態による高級鋼連続熱間圧延方法によれば、複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法であって、接合素材が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が接合素材より少ない改質物質を用いて表面改質層を形成する段階と、複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形する段階とを含む。
【選択図】図１
【解決手段】一実施形態による高級鋼連続熱間圧延方法によれば、複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法であって、接合素材が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が接合素材より少ない改質物質を用いて表面改質層を形成する段階と、複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形する段階とを含む。
【選択図】図１
Description
本発明は、高級鋼連続熱間圧延方法に関し、より具体的には、接合部の圧延通板率を向上させることができる高級鋼連続熱間圧延方法、表面を局所的に表面改質した素材の熱間圧延時に発生するひどい反曲現象を最小化する方法、表面を局所的に表面改質するときに母材に含有された元素が表面改質部位に希釈されることを最小化する方法に関する。
最近、粗圧延機と仕上げ圧延機との間で先行・後行金属板を接合し、仕上げ圧延を連続的に行うことができる連続圧延技術が開発されている。
例えば、先行金属板の後端部と後行金属板の前端部を上下に重畳させ、金属板の重畳された部分を同時にせん断することによって、せん断過程で生成される金属板のせん断面を直接接触させて接合する技術が知られている。
例えば、先行金属板の後端部と後行金属板の前端部を上下に重畳させ、金属板の重畳された部分を同時にせん断することによって、せん断過程で生成される金属板のせん断面を直接接触させて接合する技術が知られている。
この技術は、せん断によって接合が行われるため、簡単で且つ短時間に接合が可能であり、必要な空間が小さく、また、仕上げ圧延時に温度の低下が少ない点等、連続圧延技術として多くの長所を有している。
しかし、この従来の接合技術を用いて高級鋼を接合する場合には、接合強度比の低下に起因して高級鋼の通板性の確保が困難である問題が発生する。
通常、連続圧延時に高級鋼の通板性を確保するためには、接合強度比が７０％以上にならなければならない。
通常、連続圧延時に高級鋼の通板性を確保するためには、接合強度比が７０％以上にならなければならない。
ところが、高級鋼の場合には、合金成分によって表面に多量のスケールが生成され、デスケーリング作業によっても除去されにくい。例えば、高級鋼の一種である、高炭素鋼、電気鋼板、ステンレス鋼の表面では、Ｓｉ系スケールまたはＣｒ系スケールが生成され、特に、Ｓｉ系スケールとＣｒ系スケールは除去が困難であり、表面に多量残留する。
このような高級鋼が上記接合技術によってせん断接合が行われるときには、接合面に多量のスケールが混入し、接合強度比を低下させ、これによって、高級鋼の連続圧延時に通板性を確保できない問題点がある。
したがって、高級鋼接合部の接合強度比を向上させて、高級鋼の通板性を確保できる素材接合技術の開発が必要である。
韓国特許公開第１０−２０１２−００７５３０８号公報
本発明の一目的は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させて、接合部の圧延通板率を向上させることができる高級鋼連続熱間圧延方法を提供することである。
また、本発明の他の目的は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させて、接合部の圧延通板率を向上させることができる熱間圧延素材の変形防止方法を提供することである。
また、本発明のさらに他の目的は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させて、接合部の圧延通板率を向上させることができる熱間圧延素材の表面改質効率性向上方法を提供することである。
本発明の一実施形態による複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法は、前記接合素材が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が前記接合素材より少ない改質物質を用いて表面改質層を形成する段階と、複数の接合素材の両終端を重畳し、せん断変形する段階とを含む。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合素材は、Ｓｉ及びＣｒよりなる群から選択されるいずれか一つ以上を多量に含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記高級鋼スラブは、高炭素鋼、合金鋼、電気鋼板素材のＳｉ鋼またはステンレス鋼であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質は、重量％で、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下及び残部のＦｅを含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質は、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下をさらに含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層のＳｉ及びＣｒ含量は、１．５％以下であり、前記表面改質層の表層から６ｍｍ以内領域のＳｉ及びＣｒ含量は、０．５％以下であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、１〜２０ｍｍの厚さ、前記接合素材の圧延方向に両終端から５０ｍｍ以上の幅で形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記接合素材の圧延垂直方向の全体にわたって形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記接合素材の圧延垂直方向にパターンを有するように形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含むクラッド材を用いてクラッディンクして形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記クラッド材は、一般鋼または低炭素鋼であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記クラッド材は、ストリップであることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合部位にフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を行う段階と、溶接部上にクラッド材を配置する段階とを含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記溶接は、１パス行うことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合部位に前記改質物質が真空溶解された溶解材を塗布する段階と、前記溶解材上に前記クラッド材を配置する段階とを含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合部位に前記改質物質が真空溶解された溶解材を塗布する段階と、前記溶解材上に前記クラッド材を配置する段階とを含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記溶解材は、スプレー方式で前記接合部位に塗布され、塗布される前記溶解材上に前記クラッド材を連続的にストリップクラッディンク（ｓｔｒｉｐ ｃｌａｄｄｉｎｇ）し得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含む溶接ワイヤで肉盛溶接して形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行われることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記肉盛溶接は、１パス以上行うことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含むパウダーを使用してレーザー溶射（ｌａｓｅｒ ｓｐｒａｙｉｎｇ）を用いて形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含むパウダーを使用してレーザー溶射（ｌａｓｅｒ ｓｐｒａｙｉｎｇ）を用いて形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層が形成された前記接合素材を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延する段階を含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合素材及び前記改質物質は、１：０．８〜１：１．２の範囲の高温引張強度を有することができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記接合素材は、Ｓｉを１％以上含む電気鋼板であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質は、５％以上のＡｌを含むことができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質の高温引張強度が２５ＭＰａ以下であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質は、全温度領域においてフェライト相を有することができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記改質物質は、ストリップであることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層のＳｉ及びＣｒ含量は、前記接合素材のＳｉ及びＣｒ含量の５０％以下であることができる。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含む溶接ワイヤで２パス以上肉盛溶接して形成され得る。
また、本発明の一実施形態によれば、前記表面改質層は、前記改質物質を含むクラッド材を配置した後、前記クラッド材の上部を１パス以上溶接して形成され得る。
本発明の一実施形態は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させることができ、これによって、接合強度比を７０％以上確保し、接合部の圧延通板率を向上させることができる。
本発明の一実施形態は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させることができ、これによって、接合強度比を７０％以上確保し、表面改質層の熱間圧延時に反曲変形現象を最小化し、圧延時に進行障害を防止でき、接合部の圧延通板率を向上させることができる。
本発明の一実施形態は、熱間圧延を行う前に、スラブ状態の高級鋼の表面を改質し、連続熱間圧延材のせん断接合時に接合部の強度を増大させることができ、これによって、接合強度比を７０％以上確保し、接合部の圧延通板率を向上させることができる。
以下では、本発明の実施例を添付の図面を参照して詳しく説明する。以下の実施例は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を充分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態に具体化され得る。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために、構成要素のサイズを多少誇張して表現し得る。
図１は、本発明の一実施例による高級鋼連続熱間圧延設備を説明するための図である。図２は、本発明の一実施例による接合機を説明するための図である。
図１及び図２を参照して、本発明の一実施例による、高級鋼連続熱間圧延過程を説明する。
図１及び図２を参照して、本発明の一実施例による、高級鋼連続熱間圧延過程を説明する。
図１を参照すれば、本発明による熱間圧延設備は、大きく、上流側から再加熱炉１０と、粗圧延機２０と、コイルボックス３０と、接合装置４０と、複数の圧延機で構成される仕上げ圧延機５０と、ダウンコイラー６０とを含む。
高級鋼スラブを粗圧延機１０で圧延して製造された高級鋼の金属バーは、コイルボックス３０のコイラーでコイル状態に巻き取られる。このようなコイルボックス３０は、粗圧延機２０と仕上げ圧延機５０で走行する金属バーの速度の差を調整する。
コイルボックス３０から繰り出される後行金属バー２は、その先端がクロップシャーによって切断された後、接合しようとする金属バーの接合予定部の表面を部分デスケーリング装置７０でデスケーリングし、接合装置４０の重畳装置４１で先行金属バー１の後端に重畳される。
後行金属バー２の先端と先行金属バー１の後端が接合装置４０の接合機１００で接合され、接合部のクロップがクロップ処理装置８０により切断される。接合装置４０で接合されて連続された状態となった金属バー１１０は、仕上げ圧延機５０に移送される。
ここで、接合装置４０は、先行金属バー１の後端と後行金属バー２の先端を、走行中の状態で接合する設備であって、短い時間以内にせん断接合が可能な短時間接合装置である。
ここで、接合装置４０は、先行金属バー１の後端と後行金属バー２の先端を、走行中の状態で接合する設備であって、短い時間以内にせん断接合が可能な短時間接合装置である。
また、走行中の状態で金属バー１、２をせん断接合するために、接合装置４０は、金属バーの走行によって移動できるように構成されており、接合装置４０を金属バーの走行によって搖動させる設備が追加で設置され得る。
例えば、接合装置４０の接合機１００には、後述するように、先行金属バー１の後端と後行金属バー２の先端が重畳された重畳部を保持した状態でその両側から圧入してせん断しつつせん断接合する一対のせん断ブレードが設けられている。
例えば、接合装置４０の接合機１００には、後述するように、先行金属バー１の後端と後行金属バー２の先端が重畳された重畳部を保持した状態でその両側から圧入してせん断しつつせん断接合する一対のせん断ブレードが設けられている。
また、仕上げ圧延機５０に移送された金属バー１１０は、複数の圧延機を通じて順次に熱間圧延され、必要な厚さに製造され、その後、ダウンコイラー６０で巻き取られる。
本発明による熱間圧延設備は、追加で、コイルボックス３０と接合装置４０の出口側に各々設置されるレベラー９０、９１をさらに含むことができ、熱間圧延される素材及び熱間圧延条件によって選択的に配置され得る。
図２を参照すれば、本発明の一実施例による接合機１００は、大きく、上部ブレード集合体１２０と、下部ブレード集合体１３０と、これらを移動可能に支持するハウジング１１０とを含む。
ここで、上部ブレード集合体１２０は、上部ブレード１２１、上部クランプ１２２及び上部支持装置１２３を含み、これらは、すべて一体に構成されている。また、これに対応するように上部ブレード集合体１２０の下部に配置される下部ブレード集合体１３０は、下部ブレード１３１と、下部クランプ１３２と、下部支持装置１３３とを含み、これらは、すべて一体に構成されている。
ここで、上部ブレード集合体１２０は、上部ブレード１２１、上部クランプ１２２及び上部支持装置１２３を含み、これらは、すべて一体に構成されている。また、これに対応するように上部ブレード集合体１２０の下部に配置される下部ブレード集合体１３０は、下部ブレード１３１と、下部クランプ１３２と、下部支持装置１３３とを含み、これらは、すべて一体に構成されている。
また、上部ブレード集合体１２０及び下部ブレード集合体１３０は、ハウジング１１０のポスト部（図示せず）によって案内され、先行金属バー１及び後行金属バー２の厚さ方向に移動可能に支持され得る。また、上部ブレード集合体１２０及び下部ブレード集合体１３０は、リンク機構（図示せず）によって接近及び離反され得るように構成され得る。
このような本発明による接合機１００の内部に高級鋼の先行金属バー１の後端１’上に後行金属バー２の先端２’が重畳された状態に案内される。
これにより、高級鋼の先行金属バー１の後端１’上に後行金属バー２の先端２’が重畳され、先端２’と後端１’が重畳された部分は、上部ブレード１２１と下部ブレード１３１の突起１２４、１３４の間に保持される。すなわち、上部ブレードと下部ブレードの突起１２４、１３４が先端２’と後端１’の表面に接触する。
これにより、高級鋼の先行金属バー１の後端１’上に後行金属バー２の先端２’が重畳され、先端２’と後端１’が重畳された部分は、上部ブレード１２１と下部ブレード１３１の突起１２４、１３４の間に保持される。すなわち、上部ブレードと下部ブレードの突起１２４、１３４が先端２’と後端１’の表面に接触する。
また、先行金属バー１の後端１’と後行金属バー２の先端２’が重畳された部位には、上部クランプ１２２と下部クランプ１３２が接触する。ここで、上部クランプ１２２は、上部支持装置１２３によって油圧力で支持され、下部クランプ１３２は、下部支持装置１３３によって油圧力で支持され得る。
このような状態で上部ブレード１２１と下部ブレード１３１が先行金属バー１と後行金属バー２をせん断すると、先行金属バー１と後行金属バー２の各せん断面が塑性流動変形によって互いにせん断接合され、一体に連続接合された金属バー２００になる。
このように高級鋼の端部がせん断接合を完了すると、連続された金属バー２００の接合部位には、後行金属バー２の先端２’が切断された上部クロップが位置し、先行金属バー１の後端１’が切断された下部クロップが位置する。また、金属バー２００が互いに接合が完了すると、上部ブレード１２１と下部ブレード１３１は、一定の隔離距離を有するまで後退する。
金属バーのせん断接合によって切断された上部クロップと下部クロップは、図１に示されているクロップ処理装置８０によって除去され、連続された金属バー２００は仕上げ圧延機５０に移送される。
ここで、金属バーの接合部が仕上げ圧延機５０を通過するときには、仕上げ圧延時に強い圧縮応力及び屈曲、そして仕上げ圧延機の各スタンドの間で屈曲または引張などの外力が作用するため、上記接合部は、苛酷な工程条件の下に置かれる。
ここで、金属バーの接合部が仕上げ圧延機５０を通過するときには、仕上げ圧延時に強い圧縮応力及び屈曲、そして仕上げ圧延機の各スタンドの間で屈曲または引張などの外力が作用するため、上記接合部は、苛酷な工程条件の下に置かれる。
この際、高級鋼金属バーの接合部は、破断されず、仕上げ圧延機５０を通過させ得る程度の接合強度を維持する必要がある。
図３〜図６は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面改質前の表面スケールを撮影した写真である。図７は、従来の高級鋼連続熱間圧延方法を説明するための斜視図である。
ところが、高級鋼の場合には、合金成分によって熱間圧延前に再加熱を施すと、表面に多量のスケールが生成され、これらは、デスケーリング作業によっても除去されにくく、特に、Ｓｉ系、Ｃｒ系スケールは、母材の表面に内部スケールとして形成され、その除去が困難で、表面に多量残留する。
図３は、高炭素鋼Ｓ４５Ｃの表面に存在するスケールを撮影した写真であり、図４は、Ｓｉを２．０％含有する電気鋼板の表面に存在するスケールを撮影した写真であり、図５は、Ｓｉを３．０％含有する電気鋼板の表面に存在するスケールを撮影した写真であり、図６は、ＳＴＳ４０９鋼の表面に存在するスケールを撮影した写真である。
図３〜図５による高炭素鋼や電気鋼板の場合、一般鋼などに比べてＳｉの含量が多くて、母材の表面にＳｉ系スケールが多量に形成されることが分かる。図６によるステンレス鋼の場合、一般鋼などに比べてＣｒの含量が多くて、母材の表面にＣｒ系スケールが多量形成されることが分かる。
すなわち、高炭素鋼、電気鋼板やステンレス鋼のように、Ｓｉ、Ｃｒの含量が多い高級鋼の場合、Ｓｉ系スケールまたはＣｒ系スケールが表面に形成され、このようなスケールは、デスケーリング作業によってもよく除去されにくく、表面に多量残留する。それに加えて、Ｓｉ系スケールの場合、Ｓｉが母材内に染みこんで、ｆａｙａｌｉｔｅ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が形成され、デスケール性がさらに低下し、この際、Ｓｉの含量が増加するほど、ｆａｙａｌｉｔｅ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が増加する。
再加熱を施したスラブの表面に形成された内部スケールまたはｆａｙａｌｉｔｅ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）は、粗圧延を経ながら母材と外部スケールの界面との間に集中される。したがって、このようなスケールが形成された高級鋼スラブは、図７のように、せん断接合を行うと、接合面に多量のスケールが混入され、接合部の接合強度比を低下させる問題がある。
図８は、本発明の一実施例による高級鋼連続熱間圧延方法を説明するための斜視図である。
図８を参照すれば、本発明の一実施例による複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法は、上記接合素材１、２が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が上記接合素材１、２より少ない改質物質を用いて表面改質層３を形成する段階と、複数の接合素材１、２の両終端を重畳し、せん断変形する段階とを含む。
図８を参照すれば、本発明の一実施例による複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法は、上記接合素材１、２が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が上記接合素材１、２より少ない改質物質を用いて表面改質層３を形成する段階と、複数の接合素材１、２の両終端を重畳し、せん断変形する段階とを含む。
上記接合素材１、２は、Ｓｉ及びＣｒよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を多量に含む。例えば、この高級鋼スラブは、高炭素鋼、高合金鋼、電気鋼板用ケイ素（Ｓｉ）鋼またはステンレス鋼であることができる。
上記改質物質は、重量％で、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下及び残部のＦｅを含む。上記改質物質は、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下をさらに含むことができる。
上記表面改質層３のＳｉ含量及びＣｒ含量は、１．５％以下である。上記表面改質層３の表層から６ｍｍ以内領域のＳｉ含量及びＣｒ含量は、０．５％以下である。
上記表面改質層３のＳｉ含量及びＣｒ含量は、１．５％以下である。上記表面改質層３の表層から６ｍｍ以内領域のＳｉ含量及びＣｒ含量は、０．５％以下である。
上記表面改質層３を形成するための改質物質には、Ｓｉ及びＣｒが上記接合素材１、２に比べて少なく含まれている。但し、せん断変形を行う前に、スラブの再加熱を経ながら上記接合素材１、２に含まれたＳｉ及びＣｒが上記表面改質層３に多少拡散され得る。但し、Ｓｉ及びＣｒの拡散を鑑みても、上記再加熱されたスラブにおいての上記表面改質層３の表層領域でのＳｉ及びＣｒ含量を最小化でき、これによって、表面残留スケールを最小化させて、接合部の強度を向上させることができる。
例えば、上記表面改質層３の厚さは、５〜２０ｍｍで形成され得る。
例えば、上記表面改質層３の厚さは、５〜２０ｍｍで形成され得る。
上記表面改質層３の厚さが５ｍｍ未満の場合、再加熱によるＳｉまたはＣｒが表面改質層３の表層領域まで拡散され、接合強度を充分に確保しにくい。但し、上記表面改質層３の厚さが２０ｍｍ超過の場合、費用の増加及び局所的な最終製品の成分変化などの問題点が発生し得る。より好ましくは、上記表面改質層３の厚さは、６〜１０ｍｍで形成され得る。
また、上記表面改質層３の幅は、上記接合素材１、２の圧延方向に両終端から５０〜５００ｍｍの幅で形成され得る。
上記表面改質層３の幅が５０ｍｍ未満の場合、先行金属バー９０と後行金属バー６０の各せん断面が充分に重畳されにくく、上記表面改質層３の幅が５００ｍｍ超過の場合、費用の増加及び局所的な最終製品の成分変化などの問題点が発生し得る。より好ましくは、上記表面改質層３の幅は、１００〜５００ｍｍで形成され得る。
上記表面改質層３の幅が５０ｍｍ未満の場合、先行金属バー９０と後行金属バー６０の各せん断面が充分に重畳されにくく、上記表面改質層３の幅が５００ｍｍ超過の場合、費用の増加及び局所的な最終製品の成分変化などの問題点が発生し得る。より好ましくは、上記表面改質層３の幅は、１００〜５００ｍｍで形成され得る。
図９〜図１１は、本発明の一実施例による表面改質層を説明するための斜視図である。
図９を参照すれば、上記表面改質層３Ａは、上記接合素材１、２の圧延垂直方向全体にわたって形成され得る。例えば、上記表面改質層３Ａは、上記接合素材１、２の幅方向全体にわたって形成され得る。
図９を参照すれば、上記表面改質層３Ａは、上記接合素材１、２の圧延垂直方向全体にわたって形成され得る。例えば、上記表面改質層３Ａは、上記接合素材１、２の幅方向全体にわたって形成され得る。
図１０及び図１１を参照すれば、上記表面改質層３Ｂ、３Ｃは、上記接合素材１、２の圧延垂直方向にパターンを有するように形成され得る。例えば、上記表面改質層３Ｂ、３Ｃは、上記接合素材１、２の幅方向にパターンを有するように形成され得る。
例えば、上記表面改質層３Ｂは、上記接合素材１、２の幅方向に両エッジ部にのみ形成され得、これによって、上記表面改質層３Ｂを形成することによる費用をさらに節減できる。これとは異なって、上記表面改質層３Ｃは、上記接合素材１、２の幅方向に２以上の領域に形成され、間欠的パターンを有するように形成され得、これによって、上記表面改質層３Ｃを形成することによる費用をさらに節減できる。
図９を参照すれば、本発明の一実施例による高級鋼連続熱間圧延材のせん断方法の表面改質層３を形成する段階において、上記表面改質層３は、上記改質物質を含むクラッド材を用いてクラッディンクして形成され得る。
この際、例えば、上記クラッド材は、一般鋼または低炭素鋼であることができる。例えば、上記クラッド材は、多様な形態の素材を使用できるが、好ましくはストリップ形態の薄板素材を使用できる。
より具体的に、本発明の第１実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記接合部位にフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を行う段階と、溶接部上にクラッド材３を配置する段階とを含む。
上記溶接を行う場合、例えば、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２５０〜３５０Ａの電流、２５〜３５Ｖの電圧、８〜１２ｋＪ／ｃｍの入熱量で４５０〜５００ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度で行うことができる。この際、溶接ワイヤは、鉄パウダーをフラックスとして含むものを使用でき、これとは異なって、鉄パウダーに蛍石パウダーを同時に含むものを使用できる。例えば、上記溶接は、１パス行うことができる。
上記溶接を行った後、溶接部上にクラッド材３を配置し、上記表面改質層３が形成された上記接合素材１を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延を行うことができる。
上記表面改質層３を形成するための改質物質には、Ｓｉ及びＣｒが上記接合素材１、２に比べて少なく含まれている。但し、せん断変形を行う前に、スラブの再加熱を経ながら上記接合素材１、２に含まれたＳｉ及びＣｒが上記表面改質層３に多少拡散され得る。但し、Ｓｉ及びＣｒの拡散を鑑みても、上記再加熱されたスラブにおいての上記表面改質層３の表層領域でのＳｉ及びＣｒ含量を最小化でき、これによって、表面残留スケールを最小化させて、接合部の強度の向上させることができる。
図１２は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面改質層形成方法を説明するための斜視図である。
本発明の第２実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記接合部位に上記改質物質が真空溶解された溶解材４を塗布する段階と、上記溶解材４上に上記クラッド材３を配置する段階とを含む。
その後、上記表面改質層３が形成された上記接合素材１を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延を行うことができる。
上記溶解材４は、上記改質物質が溶解したものであって、より好ましくは、上記改質物質を含むパウダーを半溶融させた状態で上記接合部位上に塗布され得る。例えば、上記溶解材４は、スプレー方式で上記接合部位に塗布され得る。この際、塗布される上記溶解材４上に上記クラッド材３を連続的にストリップクラッディンクし得る。すなわち、上記溶解材４が塗布されると同時に、ストリップを上記接合素材１上にクラッディンク接合し得る。
図１３は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面改質層形成方法を説明するための斜視図である。
本発明の第３実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記表面改質層３は、上記改質物質を含む溶接ワイヤで肉盛溶接して形成される。
その後、上記表面改質層３が形成された上記接合素材１を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延を行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
上記溶接を行う場合、例えば、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２５０〜３５０Ａの電流、２５〜３５Ｖの電圧、８〜１２ｋＪ／ｃｍの入熱量で４５０〜５００ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度で行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
上記溶接を行う場合、例えば、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２５０〜３５０Ａの電流、２５〜３５Ｖの電圧、８〜１２ｋＪ／ｃｍの入熱量で４５０〜５００ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度で行うことができる。
この際、溶接ワイヤは、上記改質物質をフラックスとして含むものを使用できる。
例えば、上記肉盛溶接は、１パス以上行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、１パス以上行うことができる。
図１４は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面改質層を撮影した写真である。図１５は、本発明の一実施例による表面改質層が形成された高級鋼スラブを再加熱及び粗圧延後の表面改質層を撮影した写真である。
図１４及び図１５は、上記第３実施例によって形成された表面改質層３及び上記表面改質層３が形成された接合素材１を再加熱及び粗圧延した後の表面改質層３の断面を撮影したものである。
具体的に、重量％で、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む溶接ワイヤを用いてフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行ったものである。これによる溶接ビーズの厚さは、約６ｍｍである。
これとは異なって、本発明の第４実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記表面改質層３は、上記改質物質を含むパウダーを用いてレーザー溶射を用いて形成される。その後、上記表面改質層３が形成された上記接合素材１を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延を行うことができる。
上記表面改質層３を形成するための改質物質には、Ｓｉ及びＣｒが上記接合素材１、２に比べて少なく含まれている。但し、せん断変形を行う前に、スラブの再加熱を経ながら上記接合素材１、２に含まれたＳｉ及びＣｒが上記表面改質層３に多少拡散され得る。但し、Ｓｉ及びＣｒの拡散を鑑みても、上記再加熱されたスラブにおいての上記表面改質層３の表層領域でのＳｉ及びＣｒ含量を最小化でき、これによって、表面残留スケールを最小化させて、接合部の強度を向上させることができる。
これより、Ｓｉ及びＣｒの拡散を最小化させるために、上記肉盛溶接を２パス以上行うことがより好ましい。この際の再加熱前の溶接ビーズの厚さは、６ｍｍ以上であることが好ましい。
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
（実施例１−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、溶接部上にＳｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板を配置し、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
（実施例１−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、溶接部上にＳｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板を配置し、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
（実施例１−２）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む金属パウダーを真空溶解させた溶解剤をスプレーで塗布し、これと同時に、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板ストリップを連続的にストリップクラッディンクした。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む金属パウダーを真空溶解させた溶解剤をスプレーで塗布し、これと同時に、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板ストリップを連続的にストリップクラッディンクした。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
（実施例１−３）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
（実施例１−４）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む溶射材を２ｋＷパワーでＣＯ２レーザーを用いて溶射させた。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む溶射材を２ｋＷパワーでＣＯ２レーザーを用いて溶射させた。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
（実施例１−５〜１−８）
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、Ｓｉ２．０％を含む電気鋼板スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、Ｓｉ２．０％を含む電気鋼板スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
（実施例１−９〜１−１２）
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
（実施例１−１３〜１−１６）
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例１−１〜１−４と同様に熱延コイルを製造した。
（比較例１−１〜１−４）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブ、Ｓｉ２．０％を含む電気鋼板スラブ、Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブ、ＳＴＳ４０９鋼スラブをそれぞれ１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍの高炭素鋼Ｓ４５Ｃスラブ、Ｓｉ２．０％を含む電気鋼板スラブ、Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブ、ＳＴＳ４０９鋼スラブをそれぞれ１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％以上の熱延コイルを製造した。
ここで、上記接合強度比は、引張試験結果、接合部の強度を母材強度で割った値を示す。
図１６は、本発明の一実施例による高級鋼連続熱間圧延方法による高級鋼の接合強度比を説明するためのグラフである。
図１６は、上記実施例１−１、実施例１−５、実施例１−９及び実施例１−１３と比較例１−１の接合強度比を比較したグラフである。これらは、接合素材にクラッド材をクラッディンクして接合した表面改質層を用いてせん断接合された素材の接合強度比を示す図である。これによるせん断接合された素材の接合強度比は、従来のせん断接合方式、すなわち表面改質層なしにせん断接合された素材よりも向上し、平均９３％以上の接合強度比を示す。従来の高級鋼せん断接合時に表層のＳｉ〜Ｃｒ系スケールによって接合直後に接合部で破断が発生し得ることが分かる。
図１６は、上記実施例１−１、実施例１−５、実施例１−９及び実施例１−１３と比較例１−１の接合強度比を比較したグラフである。これらは、接合素材にクラッド材をクラッディンクして接合した表面改質層を用いてせん断接合された素材の接合強度比を示す図である。これによるせん断接合された素材の接合強度比は、従来のせん断接合方式、すなわち表面改質層なしにせん断接合された素材よりも向上し、平均９３％以上の接合強度比を示す。従来の高級鋼せん断接合時に表層のＳｉ〜Ｃｒ系スケールによって接合直後に接合部で破断が発生し得ることが分かる。
図１７は、表面改質層が形成された高級鋼の粗圧延後の断面を示す図である。図１８は、本発明の一実施例による表面改質層が形成された高級鋼の粗圧延後の断面を示す図である。
図１７を参照すれば、高級鋼の接合素材上に一般鋼をクラッディンクして表面改質層を形成し、これを再加熱及び粗圧延を行った場合、スラブを熱間圧延することによって反曲変形現象が発生し得ることが分かる。
図１７を参照すれば、高級鋼の接合素材上に一般鋼をクラッディンクして表面改質層を形成し、これを再加熱及び粗圧延を行った場合、スラブを熱間圧延することによって反曲変形現象が発生し得ることが分かる。
これは、高級鋼と一般鋼の間の高温引張強度と延伸率の差異によるものであって、例えば、高級鋼である電気鋼板の場合、体心立方構造（ＢＣＣ）のフェライト相を有するが、一般鋼の場合、面心立方構造（ＦＣＣ）のオーステナイト相を有する差異に起因して熱間圧延によって圧延される程度の差異が発生するため、結果的に、スラブの熱間圧延時に反曲変形現象が発生する。
図１８を参照すれば、本発明の一実施例による高級鋼連続熱間圧延材のせん断接合方法によれば、上記接合素材及び上記改質物質が互いに類似した高温引張強度を有する素材を使用できる。互いに類似した高温引張強度を有する場合には、互いに類似した延伸率を示し、熱間圧延時に類似した範囲で圧延が進行されることによって、延伸率が異なることによる反曲変形を防止できる。
これによって、上記接合素材及び上記改質物質は、１：０．８〜１：１．２の範囲の高温引張強度を有する。
上記接合素材及び上記改質物質の高温引張強度の比率が１：０．８〜１：１．２の範囲を超過するか、または未満である場合、高温引張強度の差異に起因して熱間圧延時に１０ｍｍ超過の終端部反曲変形現象が発生する問題点があり、例えば、上記接合素材が８ＭＰａであり、上記改質物質が４０ＭＰａである場合、再加熱後に粗圧延時に終端部で約６０ｍｍ程度の反曲変形が発生し、これは、圧延時に進行障害を誘発する。
上記接合素材は、Ｓｉ及びＣｒよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を多量に含む。例えば、上記高級鋼スラブは、Ｓｉを１％以上含む電気鋼板であることができ、好ましくは、Ｓｉを３％以上含む方向性電気鋼板であることができる。
上記接合素材及び上記改質物質の高温引張強度の差異を最小化させるほど、一層有利であり、好ましくは、上記接合素材及び上記改質物質を互いに高温引張強度が同一の素材で使用できる。
上記接合素材及び上記改質物質の高温引張強度の差異を最小化させるほど、一層有利であり、好ましくは、上記接合素材及び上記改質物質を互いに高温引張強度が同一の素材で使用できる。
上記のように、高温引張強度の差は、電気鋼板の場合、フェライト相を有しているが、一般鋼の場合、オーステナイト相を有する差異に起因したものであるため、一般鋼の組織をフェライト相に変換させて使用することが、高温引張強度の差異を低減するのに有利であることができる。
例えば、従来の一般鋼素材にペライス安定化元素を添加でき、フェライト安定化元素として、例えば、Ｃｒ、Ａｌが挙げられる。このうち、Ｃｒの場合、過量添加される場合、例えば、０．２％以上添加するとき、上記表面改質層３の表層にＣｒが希釈されて出て、接合部の接合強度比を低下させる問題が発生し得るため、これを排除する。
例えば、従来の一般鋼素材にペライス安定化元素を添加でき、フェライト安定化元素として、例えば、Ｃｒ、Ａｌが挙げられる。このうち、Ｃｒの場合、過量添加される場合、例えば、０．２％以上添加するとき、上記表面改質層３の表層にＣｒが希釈されて出て、接合部の接合強度比を低下させる問題が発生し得るため、これを排除する。
図１９は、一般鋼のＡｌ含量による高温引張強度を説明するためのグラフである。
図１９を参照すれば、Ａｌは、フェライト相安定化元素であって、その含量の増加により上記改質素材のフェライト相が増加し、Ａｌの含量が５％である場合、９５０℃での引張強度は２４．２ＭＰａを示し、Ａｌの含量が７％である場合、９５０℃での引張強度は２１．７ＭＰａを示し、よって、Ａｌの含量が５％以上である場合、９５０℃での引張強度は２５ＭＰａ以下を有する。
図１９を参照すれば、Ａｌは、フェライト相安定化元素であって、その含量の増加により上記改質素材のフェライト相が増加し、Ａｌの含量が５％である場合、９５０℃での引張強度は２４．２ＭＰａを示し、Ａｌの含量が７％である場合、９５０℃での引張強度は２１．７ＭＰａを示し、よって、Ａｌの含量が５％以上である場合、９５０℃での引張強度は２５ＭＰａ以下を有する。
本発明で目的とする高級鋼である電気鋼板は、Ｓｉを１％以上含み、この場合、９５０℃での引張強度は約２５ＭＰａ以下を有し、例えば、３％Ｓｉを含む電気鋼板の場合、９５０℃での引張強度が２０．９ＭＰａを示す。Ｓｉの含量が増加するほど高温での引張強度が減少する傾向を示す。
例えば、上記改質素材は、５％以上のＡｌを含むことができる。これによって、上記改質素材の高温引張強度が２５ＭＰａ以下であることができる。
例えば、上記改質素材は、５％以上のＡｌを含むことができる。これによって、上記改質素材の高温引張強度が２５ＭＰａ以下であることができる。
Ａｌは、フェライト相安定化元素であって、上記改質素材がＡｌを５％以上含むことによって、全温度領域においてフェライト相を有することができ、上記接合素材との高温引張強度の差異を減少させることができる。
本発明の一実施例による上記接合素材及び上記改質素材は、上記接合素材のＳｉ含量及び高温引張強度によって上記改質素材のＡｌの含量範囲を適宜選択し、上記接合素材と類似な範囲の高温引張強度を有する材料を使用でき、これによって、上記接合素材及び上記改質素材は、１：０．８〜１：１．２の範囲の高温引張強度を有することが好ましい。
これによって、本発明の一実施例による上記接合素材上に上記改質素材を用いてクラッディンクした表面改質層を形成した後、再加熱及び粗圧延実行時に終端部反曲変形が１０ｍｍ以下で発生し、熱間圧延実行時に進行障害の発生を防止できる。
以下、実施例を通じて本発明を詳細に説明する。
（実施例２−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、溶接部上にＡｌ：７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板を配置し、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例２−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、溶接部上にＡｌ：７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板を配置し、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例２−２）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む金属パウダーを真空溶解させた溶解材をスプレーで塗布し、これと同時に、Ａｌ：７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板ストリップを連続的にストリップクラッディンクした。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％を含む金属パウダーを真空溶解させた溶解材をスプレーで塗布し、これと同時に、Ａｌ：７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下及び残部のＦｅを含む一般鋼薄板ストリップを連続的にストリップクラッディンクした。その後、上記高炭素鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例２−３）
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：５％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：５％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
（比較例２−１）
一般鋼薄板ストリップがＡｌを含まないことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
一般鋼薄板ストリップがＡｌを含まないことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
（比較例２−２）
一般鋼薄板ストリップがＡｌを含まないことを除いて、実施例２−２と同様の方法で熱延コイルを製造した。
一般鋼薄板ストリップがＡｌを含まないことを除いて、実施例２−２と同様の方法で熱延コイルを製造した。
（比較例２−３）
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：３％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：３％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
（比較例２−４）
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：４％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
一般鋼薄板ストリップがＡｌ：４％を含むことを除いて、実施例２−１と同様の方法で熱延コイルを製造した。
ここで、上記接合強度比は、引張試験結果、接合部の強度を母材強度で割った値を示す。
すなわち、上記表２及び表３を参照すれば、電気鋼板に一般鋼薄板ストリップをクラッディンクして表面改質層を形成して圧延を行う場合、本発明で目的とする十分な接合強度比を満足することができた。但し、一般鋼の場合、高級鋼である電気鋼板と高温引張強度が互いに異なっていて、終端部反曲変形が１０ｍｍを超過して発生するが、高級鋼と改質素材の高温引張強度が互いに類似したＡｌ含有改質素材を使用する場合、終端部反曲変形が１０ｍｍ以下で発生し、熱間圧延時に進行障害を誘発しない範囲を満たすことが分かった。
図２０は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面改質層形成方法を説明するための斜視図である。図２１は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面に肉盛溶接を用いて形成された表面改質層の断面及び再加熱後の断面を撮影した写真である。
図２２は、本発明の一実施例による高級鋼スラブに形成された表面改質層のＳｉ分布を示す写真である。
図２２は、本発明の一実施例による高級鋼スラブに形成された表面改質層のＳｉ分布を示す写真である。
本発明の一実施例による複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形し、接合する熱間圧延素材の表面改質効率性向上方法は、上記接合素材１、２が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が上記接合素材１、２より少ない改質物質を用いて表面改質層３を形成する段階と、複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形する段階とを含む。この際、上記表面改質層３のＳｉ及びＣｒ含量は、上記接合素材１、２のＳｉ及びＣｒ含量の５０％以下である。
図２０を参照すれば、本発明の一実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記表面改質層３は、上記改質物質を含む溶接ワイヤで肉盛溶接して形成され得る。
上記表面改質層３は、上記改質物質を含む溶接ワイヤで２パス以上肉盛溶接して形成される。より好ましくは、上記肉盛溶接は、２〜３パス行われ、上記表面改質層３を形成し得る。
上記表面改質層３は、上記改質物質を含む溶接ワイヤで２パス以上肉盛溶接して形成される。より好ましくは、上記肉盛溶接は、２〜３パス行われ、上記表面改質層３を形成し得る。
その後、上記表面改質層３が形成された上記接合素材１を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延を行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコオドアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコオドアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
上記溶接を行う場合、例えば、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２５０〜３５０Ａの電流、２５〜３５Ｖの電圧、８〜１２ｋＪ／ｃｍの入熱量で４５０〜５００ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度で行うことができる。この際、溶接ワイヤは、鉄パウダーをフラックスとして含むものを使用でき、これとは異なって、鉄パウダーに蛍石パウダーを同時に含むものを使用できる。
図２１を参照すれば、上記肉盛溶接が１パス行うときに形成される表面改質層３は、約６ｍｍ厚さであり、上記肉盛溶接が２パス行うときに形成される表面改質層３は、約８ｍｍ厚さであり、上記肉盛溶接が３パス行うときに形成される表面改質層３は、約１０ｍｍ厚さで形成される。この際、溶込み深さは、約２ｍｍである。
上記肉盛溶接が３パスを超過して行う場合、上記表面改質層３のＳｉ含量をさらに減少させることができ、再加熱によって希釈されるＳｉ及びＣｒ含量をもさらに減少させることができることは自明である。しかし、３パスを超過して肉盛溶接が行われることによる工程時間及び費用に比べて減少するＳｉ及びＣｒ含量が極めて少ないため、大きい効果を得にくい。これより、上記表面改質層３を形成するための肉盛溶接は、２〜３パス行われることが好ましい。
図２２を参照すれば、肉盛溶接によって形成された上記表面改質層３のＳｉ分布を把握でき、再加熱前後の溶接部のＳｉ成分を精密分析した結果を表１に示した。
図２０及び下記表４を参照すれば、Ｓｉ３％含有電気鋼板に肉盛溶接を１〜３パス行って形成された表面改質層３のそれぞれの領域のＳｉ含量を測定したものであって、再加熱によって母材のＳｉが拡散され、上記表面改質層３が希釈されることによって、Ｓｉ含量が多少増加することが分かる。すなわち、肉盛溶接を行った後、再加熱を経ることによって再加熱前に比べて再加熱後の上記表面改質層３のＳｉ含量が約２５〜５０％増加することが分かる。
結論的に、このように再加熱によるＳｉ及びＣｒの拡散乃至希釈にもかかわらず、２パス以上の溶接を行う場合、本発明で目的とする表面改質層３のＳｉ及びＣｒ含量を上記接合素材１、２のＳｉ及びＣｒ含量の２０％以下で得ることができる。このような、表面改質層３のＳｉ含量が上記接合素材１、２のＳｉ及びＣｒ含量の２０％超過である場合、例えば、１パス溶接の場合、高級鋼せん断接合時に表層に発生するＳｉ及びＣｒ系スケールによって接合直後に接合部で破断が発生する問題点がある。
図２３は、本発明の一実施例による高級鋼スラブの表面にクラッド材を配置した後、溶接を通じて表面改質層を形成する方法を説明するための斜視図である。
本発明の一実施例による複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形し、接合する熱間圧延素材の表面改質効率性向上方法は、上記接合素材１、２が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が上記接合素材１、２より少ない改質物質を用いて表面改質層３を形成する段階と、複数の接合素材１、２の両終端を重畳してせん断変形する段階とを含む。この際、上記表面改質層３のＳｉ及びＣｒ含量は、上記接合素材１、２のＳｉ及びＣｒ含量の５０％以下である。
図２３を参照すれば、本発明の一実施例による表面改質層３を形成する方法によれば、上記表面改質層３は、上記改質物質を含むクラッド材を配置した後、上記クラッド材の上部を１パス以上溶接して形成され得る。
上記クラッド材を配置せず、肉盛溶接だけで上記表面改質層３を行う場合にも、所望のＳｉ及びＣｒ含量を達成できるが、形成しようとする表面改質層の面積が大面積で、溶接に過度な工程時間及び費用が要求され、本発明の一実施例のように、クラッド材を配置した後、１パスの溶接を行う方法によっても、十分なＳｉ及びＣｒ含量を得ることができ、この場合、複数の溶接による時間及び費用が節減される効果を有する。
この際、例えば、上記クラッド材は、一般鋼または低炭素鋼であることができる。例えば、上記クラッド材は、多様な形態の素材を使用できるが、好ましくは、ストリップ形態の薄板素材を使用できる。
例えば、上記溶接は、上記改質物質を含む溶接ワイヤで行われる肉盛溶接であることができる。この際、溶接ワイヤは、上記改質物質をフラックスとして含むものを使用できる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコオドアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
例えば、上記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコオドアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行うことができる。
上記溶接を行う場合、例えば、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２５０〜３５０Ａの電流、２５〜３５Ｖの電圧、８〜１２ｋＪ／ｃｍの入熱量で４５０〜５００ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度で行うことができる。この際、溶接ワイヤは、鉄パウダーをフラックスとして含むものを使用でき、これとは異なって、鉄パウダーに蛍石パウダーを同時に含むものを使用できる。
図２３及び下記表５を参照すれば、Ｓｉ３％含有電気鋼板に１ｔの極低炭素鋼板及び２ｔのＳＳ４００板材をそれぞれ配置した後、肉盛溶接を１パス行って形成された表面改質層３のそれぞれの領域のＳｉ含量を測定したものであって、再加熱によって母材のＳｉが拡散され、上記表面改質層３が希釈されることによってＳｉ含量が多少増加することが分かる。すなわち、肉盛溶接を行った後、再加熱を経ることによって、再加熱前に比べて再加熱後の上記表面改質層３のＳｉ含量が約２５〜５０％増加することが分かる。
１パスの溶接のみを行っても、クラッド材を配置した後、溶接を行う場合には、このように再加熱によるＳｉの拡散乃至希釈にもかかわらず、本発明で目的とする表面改質層３のＳｉ含量を上記接合素材１、２のＳｉ含量の２０％以下で得ることができる。このような、表面改質層３のＳｉ含量が上記接合素材１、２のＳｉ含量の２０％超過である場合、すなわち、再加熱後にＳｉ含量が０．６０％超過する場合、高級鋼せん断接合時に表層に発生するＳｉ系スケールによって接合直後に接合部で破断が発生する問題点がある。
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
（実施例３−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を２パス行った。その後、電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例３−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位に鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を２パス行った。その後、電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例３−２）
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を３パス行ったことを除いて、実施例３−１と同様に行い、熱延コイルを製造した。
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を３パス行ったことを除いて、実施例３−１と同様に行い、熱延コイルを製造した。
（実施例３−３）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位にクラッド材で１ｍｍ厚さの極低炭素鋼板を重畳して配置し、極低炭素鋼板の上部を鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブのせん断接合部位にクラッド材で１ｍｍ厚さの極低炭素鋼板を重畳して配置し、極低炭素鋼板の上部を鉄パウダー８０％及び蛍石パウダー２０％をフラックスとして含む溶接ワイヤを用いて、８０％Ａｒ及び２０％ＣＯ２を保護ガスとして使用し、２８０Ａの電流、３０Ｖの電圧、１０．５ｋＪ／ｃｍの入熱量で４８０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行った。その後、電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（実施例３−４）
１ｍｍ厚さの極低炭素鋼板の代わりに、クラッド材を２ｍｍ厚さのＳＳ４００板材を重畳して配置した後、溶接を行ったことを除いて、実施例３−３と同様に行い、熱延コイルを製造した。
１ｍｍ厚さの極低炭素鋼板の代わりに、クラッド材を２ｍｍ厚さのＳＳ４００板材を重畳して配置した後、溶接を行ったことを除いて、実施例３−３と同様に行い、熱延コイルを製造した。
（実施例３−５）
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−１と同様に熱延コイルを製造した。
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−１と同様に熱延コイルを製造した。
（実施例３−６）
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−２と同様に熱延コイルを製造した。
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−２と同様に熱延コイルを製造した。
（実施例３−７）
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−３と同様に熱延コイルを製造した。
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−３と同様に熱延コイルを製造した。
（実施例３−８）
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−４と同様に熱延コイルを製造した。
Ｓｉ３．０％を含む電気鋼板スラブの代わりに、ＳＴＳ４０９鋼スラブを使用したことを除いて、実施例３−４と同様に熱延コイルを製造した。
（比較例３−１）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳｉ３．０％を含む電気鋼板スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（比較例３−２）
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行ったことを除いて、実施例３−１と同様に行い、熱延コイルを製造した。
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行ったことを除いて、実施例３−１と同様に行い、熱延コイルを製造した。
（比較例３−３）
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳＴＳ４０９鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
厚さ２５０ｍｍ、幅１，０００ｍｍ、長さ１０，０００ｍｍのＳＴＳ４０９鋼スラブを１，２５０℃の温度で１時間再加熱及び粗圧延を行った。その後、せん断接合を行い、仕上げ圧延を経て総圧下率９０％の熱延コイルを製造した。
（比較例３−４）
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行ったことを除いて、実施例３−５と同様に行い、熱延コイルを製造した。
フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を１パス行ったことを除いて、実施例３−５と同様に行い、熱延コイルを製造した。
ここで、上記接合強度比は、引張試験結果、接合部の強度を母材強度で割った値を示す。
本発明の実施例によって接合素材の接合部位に表面改質層が形成された接合素材を用いてせん断接合された素材の接合強度比は、従来のせん断接合方式、すなわち表面改質層なしにせん断接合された素材より向上し、平均９５％以上の接合強度比を示す。従来の高級鋼せん断接合時に表層のＳｉ〜Ｃｒ系スケールによって接合直後の接合部で破断が発生し得ることが分かる。それに加えて、肉盛溶接で表面改質層を形成するとき、１パスの溶接のみを行う場合、Ｓｉ及びＣｒの希釈を充分に防止できないため、相変らず接合部の破断が発生することが分かり、溶接の回数を減少させるために、クラッド材を配置した後、クラッド材上に溶接を１パスだけ行っても、２パス以上の溶接を行う場合と同等乃至類似した水準のＳｉ、Ｃｒ含量を得ることができ、接合部の破断を防止できることが分かった。
以上説明したように、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、当該技術分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で多様な変更及び変形が可能であることを理解できる。
１ 先行金属バー
２ 後行金属バー
３ 表面改質層
１０ 再加熱炉
２０ 粗圧延機
３０ コイルボックス
４０ 接合装置
５０ 仕上げ圧延機
６０ ダウンコイラー
７０ デスケーリング装置
８０ クロップ処理装置
９０ レベラー
１００ 接合機
２ 後行金属バー
３ 表面改質層
１０ 再加熱炉
２０ 粗圧延機
３０ コイルボックス
４０ 接合装置
５０ 仕上げ圧延機
６０ ダウンコイラー
７０ デスケーリング装置
８０ クロップ処理装置
９０ レベラー
１００ 接合機
Claims (30)
- 複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形し、接合する高級鋼連続熱間圧延方法であって、
前記接合素材が重畳される両終端のうちいずれか一つ以上の接合部位に、Ｓｉ及びＣｒの含量が前記接合素材より少ない改質物質を用いて表面改質層を形成する段階と、
複数の接合素材の両終端を重畳してせん断変形する段階と、を含む、高級鋼連続熱間圧延方法。 - 前記接合素材は、Ｓｉ及びＣｒよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を多量に含む高級鋼スラブである、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記高級鋼スラブは、高炭素鋼、合金鋼、電気鋼板素材のＳｉ鋼またはステンレス鋼である、請求項２に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質は、重量％で、Ｓｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．２％以下及び残部のＦｅを含む、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質は、Ｃ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下をさらに含む、請求項４に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層のＳｉ含量は、１．５％以下であり、
前記表面改質層の表層から６ｍｍ以内領域のＳｉ含量は、０．５％以下である、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。 - 前記表面改質層は、１〜２０ｍｍの厚さ、前記接合素材の圧延方向に両終端から５０ｍｍ以上の幅で形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記接合素材の圧延垂直方向全体にわたって形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記接合素材の圧延垂直方向にパターンを有するように形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記改質物質を含むクラッド材を用いてクラッディンクして形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記クラッド材は、一般鋼または低炭素鋼である、請求項１０に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記クラッド材は、ストリップである、請求項１０に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記接合部位にフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を行う段階と、
溶接部上にクラッド材を配置する段階と、を含む、請求項１０に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。 - 前記溶接は、１パス行う、請求項１３に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記接合部位に前記改質物質が真空溶解された溶解材を塗布する段階と、
前記溶解材上に前記クラッド材を配置する段階と、を含む、請求項１０に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。 - 前記溶解材は、スプレー方式で前記接合部位に塗布され、
塗布される前記溶解材上に前記クラッド材を連続的にストリップクラッディンクする、請求項１５に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。 - 前記表面改質層は、前記改質物質を含む溶接ワイヤで肉盛溶接して形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記肉盛溶接は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）またはメタルコアードアーク溶接（ＭＣＡＷ）を用いて行う、請求項１７に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記肉盛溶接は、１パス以上行う、請求項１７に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記改質物質を含むパウダーを用いてレーザー溶射を用いて形成される、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層が形成された前記接合素材を１，１００〜１，３００℃の温度で１〜５時間再加熱及び粗圧延する段階を含む、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記接合素材及び前記改質物質は、１：０．８〜１：１．２の範囲の高温引張強度を有する、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記接合素材は、Ｓｉを１％以上含む電気鋼板である、請求項２２に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質は、５％以上のＡｌを含む、請求項２３に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質の高温引張強度が２５ＭＰａ以下である、請求項２４に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質は、全温度領域においてフェライト相を有する、請求項２４に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記改質物質は、ストリップである、請求項２２に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層のＳｉ及びＣｒ含量は、前記接合素材のＳｉ及びＣｒ含量の５０％以下である、請求項１に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記改質物質を含む溶接ワイヤで２パス以上肉盛溶接して形成される、請求項２８に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
- 前記表面改質層は、前記改質物質を含むクラッド材を配置した後、前記クラッド材の上部を１パス以上溶接して形成される、請求項２８に記載の高級鋼連続熱間圧延方法。
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