JPH0673445A - 表面疵の少ない鋼材の製造方法 - Google Patents
表面疵の少ない鋼材の製造方法Info
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- JPH0673445A JPH0673445A JP22864492A JP22864492A JPH0673445A JP H0673445 A JPH0673445 A JP H0673445A JP 22864492 A JP22864492 A JP 22864492A JP 22864492 A JP22864492 A JP 22864492A JP H0673445 A JPH0673445 A JP H0673445A
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- steel material
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＡｌとＮを含むＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材を、
表面疵の極力少ない状態で製造することのできる方法を
確立する。 【構成】 Ａｌ：０．０１〜０．０７重量％、Ｎ：０．
００７〜０．０２重量％を含有するＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼を
用いて連続鋳造法によって鋳片とし、該鋳片を冷却して
表層部が３５０〜５５０℃の温度範囲内で３０秒以上保
持し、該表層部においてベイナイト変態が開始した後再
加熱して分塊圧延する。
表面疵の極力少ない状態で製造することのできる方法を
確立する。 【構成】 Ａｌ：０．０１〜０．０７重量％、Ｎ：０．
００７〜０．０２重量％を含有するＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼を
用いて連続鋳造法によって鋳片とし、該鋳片を冷却して
表層部が３５０〜５５０℃の温度範囲内で３０秒以上保
持し、該表層部においてベイナイト変態が開始した後再
加熱して分塊圧延する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＡｌとＮを含有して表
面疵が発生し易いといわれているＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼を用
いて鋼材を製造するに当たり、該鋼材の表面疵を極力少
なくできる様にした方法に関するものである。
面疵が発生し易いといわれているＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼を用
いて鋼材を製造するに当たり、該鋼材の表面疵を極力少
なくできる様にした方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼は、製品形状に加工し
た後、浸炭処理によって表面硬化してから使用される場
合が多いが、浸炭処理時に結晶粒の粗大化が発生し、焼
入歪を発生したり、靭性低下が生じたりすることがあ
る。こうしたことから、ＡｌとＮの添加によって結晶粒
の粗大化防止を図り、上記の様な不都合な事態を回避す
る様にしている。しかしながらＡｌやＮが多量に含有さ
れると、鋳片凝固時にできた粗大なオーステナイト結晶
粒の粒界にＡｌＮが鋳片冷却中に析出し、粒界の結合力
を弱めることになり、鋳片を適当な大きさの鋼片に圧延
（分塊）する際に割れを発生させて表面疵の原因とな
る。鋼片に発生した表面疵は、基本的にはその後の手入
れ段階で取り除かれるが、あまり多くの疵が発生してい
たり、分塊中に圧着された様な状態であると、疵が取り
残されることがあり、製品加工時に加工割れが発生する
原因になる。その点につき、更に詳細に説明する。
た後、浸炭処理によって表面硬化してから使用される場
合が多いが、浸炭処理時に結晶粒の粗大化が発生し、焼
入歪を発生したり、靭性低下が生じたりすることがあ
る。こうしたことから、ＡｌとＮの添加によって結晶粒
の粗大化防止を図り、上記の様な不都合な事態を回避す
る様にしている。しかしながらＡｌやＮが多量に含有さ
れると、鋳片凝固時にできた粗大なオーステナイト結晶
粒の粒界にＡｌＮが鋳片冷却中に析出し、粒界の結合力
を弱めることになり、鋳片を適当な大きさの鋼片に圧延
（分塊）する際に割れを発生させて表面疵の原因とな
る。鋼片に発生した表面疵は、基本的にはその後の手入
れ段階で取り除かれるが、あまり多くの疵が発生してい
たり、分塊中に圧着された様な状態であると、疵が取り
残されることがあり、製品加工時に加工割れが発生する
原因になる。その点につき、更に詳細に説明する。
【０００３】近年、鋼材を製造するに際し、溶鋼を注湯
しながら連続的に凝固させて鋳片を取り出す連続鋳造法
が広く実施されている。そして連続鋳造法で得られた鋳
片は、表面が９００℃以下にならない様に短時間で加熱
炉に装入均熱され、その後分塊，圧延する様にしてい
る。しかしながらこの様な状況のもとでは、Ａｌおよび
Ｎを添加したＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼（以下単にＣｒ−Ｍｏ肌
焼鋼と呼ぶことがある）を得ようとすると、加熱炉に装
入されたときに存在する粗大オーステナイト粒界にＡｌ
Ｎが析出して延性を乏しくさせ、加熱中や分塊中に粒界
割れを起こし、鋼片の表面疵の原因になる。また連続鋳
造後に鋳片表面を９００℃以上に保持しつつ加熱炉に装
入することが困難な場合もあり、このときは鋳片表面が
９００℃以下に冷却された状態で加熱炉に装入されるこ
とになるが、そうすると粗大オーステナイト粗界にＡｌ
Ｎが析出する他、初析フェライトが薄いフィルム状に析
出し、鋳片の延性をますます劣化させ、分塊後の鋼片の
表面疵を多くする傾向を示す。いずれにしても現状の技
術では、肌焼鋼の表面疵を少なくすることは困難であ
り、表面疵を少なくすることのできる上記鋼材の製造技
術の確立が望まれている。
しながら連続的に凝固させて鋳片を取り出す連続鋳造法
が広く実施されている。そして連続鋳造法で得られた鋳
片は、表面が９００℃以下にならない様に短時間で加熱
炉に装入均熱され、その後分塊，圧延する様にしてい
る。しかしながらこの様な状況のもとでは、Ａｌおよび
Ｎを添加したＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼（以下単にＣｒ−Ｍｏ肌
焼鋼と呼ぶことがある）を得ようとすると、加熱炉に装
入されたときに存在する粗大オーステナイト粒界にＡｌ
Ｎが析出して延性を乏しくさせ、加熱中や分塊中に粒界
割れを起こし、鋼片の表面疵の原因になる。また連続鋳
造後に鋳片表面を９００℃以上に保持しつつ加熱炉に装
入することが困難な場合もあり、このときは鋳片表面が
９００℃以下に冷却された状態で加熱炉に装入されるこ
とになるが、そうすると粗大オーステナイト粗界にＡｌ
Ｎが析出する他、初析フェライトが薄いフィルム状に析
出し、鋳片の延性をますます劣化させ、分塊後の鋼片の
表面疵を多くする傾向を示す。いずれにしても現状の技
術では、肌焼鋼の表面疵を少なくすることは困難であ
り、表面疵を少なくすることのできる上記鋼材の製造技
術の確立が望まれている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】延性に乏しいＡｌＮの
析出した粗大オーステナイト粗を細粒化する方法とし
て、鋳片を室温まで一旦冷却してオーステナイト相をフ
ェライト相とパーライト相の混合組織に変態させ、その
後加熱することが考えられる。しかしながら、もともと
高温になっている連鋳片を室温まで一旦冷却してから再
加熱することは、莫大なエネルギーロスを招くという欠
点がある。
析出した粗大オーステナイト粗を細粒化する方法とし
て、鋳片を室温まで一旦冷却してオーステナイト相をフ
ェライト相とパーライト相の混合組織に変態させ、その
後加熱することが考えられる。しかしながら、もともと
高温になっている連鋳片を室温まで一旦冷却してから再
加熱することは、莫大なエネルギーロスを招くという欠
点がある。
【０００５】尚高Ｓｉばね用鋼の表面疵を低減する方法
として、例えば特公平１-35049号公報の様な方法も提案
されている。この方法は、表面のみを５００〜６８０℃
に冷却保持し、中心部は７００℃以上に保持するもので
あり、この方法によって表面疵のない鋼材の製造が達成
されている。しかしながら本発明者らが、Ｃｒ−Ｍｏ肌
焼鋼を対象として上記公報記載の方法を適用してみた
が、表面疵の無い鋼材を得ることができなかった。
として、例えば特公平１-35049号公報の様な方法も提案
されている。この方法は、表面のみを５００〜６８０℃
に冷却保持し、中心部は７００℃以上に保持するもので
あり、この方法によって表面疵のない鋼材の製造が達成
されている。しかしながら本発明者らが、Ｃｒ−Ｍｏ肌
焼鋼を対象として上記公報記載の方法を適用してみた
が、表面疵の無い鋼材を得ることができなかった。
【０００６】本発明はこうした技術的課題を解決する為
になされたものであって、その目的は、ＡｌとＮを含む
Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材を、表面疵の極力少ない状態で
製造することのできる方法を確立することになる。
になされたものであって、その目的は、ＡｌとＮを含む
Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材を、表面疵の極力少ない状態で
製造することのできる方法を確立することになる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた本発明とは、Ａｌ：０．０１〜０．０７重量
％、Ｎ：０．００７〜０．０２重量％を含有するＣｒ−
Ｍｏ肌焼鋼を用いて連続鋳造法によって鋳片とし、該鋳
片を冷却して、表面が３５０〜５５０℃の温度範囲内で
３０秒以上保持し、該表層部においてベイナイト変態が
開始した後再加熱して分塊圧延する点に要旨を有する鋼
材の製造方法である。
のできた本発明とは、Ａｌ：０．０１〜０．０７重量
％、Ｎ：０．００７〜０．０２重量％を含有するＣｒ−
Ｍｏ肌焼鋼を用いて連続鋳造法によって鋳片とし、該鋳
片を冷却して、表面が３５０〜５５０℃の温度範囲内で
３０秒以上保持し、該表層部においてベイナイト変態が
開始した後再加熱して分塊圧延する点に要旨を有する鋼
材の製造方法である。
【０００８】
【作用】本発明者らは、まず上記公報記載の技術につい
て検討した。その結果、高Ｓｉばね用鋼においては、短
時間に表面を５５０〜６８０℃に保持しても、前述した
様な変態を完了することができ、その後加熱することに
よってオーステナイト粒を細粒化することができるの
で、表面疵発生を防止することができるものと考えられ
た。これに対し、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼においては、表面を
５５０〜６８０℃にして長時間（例えば100 分以上）保
持しても、上記の様な変態は生じないことが分かった。
そこで本発明者らは、上記の様な事態の解明を図りつ
つ、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材における表面疵を少なくす
る為の手段について様々な角度から検討を加えた。
て検討した。その結果、高Ｓｉばね用鋼においては、短
時間に表面を５５０〜６８０℃に保持しても、前述した
様な変態を完了することができ、その後加熱することに
よってオーステナイト粒を細粒化することができるの
で、表面疵発生を防止することができるものと考えられ
た。これに対し、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼においては、表面を
５５０〜６８０℃にして長時間（例えば100 分以上）保
持しても、上記の様な変態は生じないことが分かった。
そこで本発明者らは、上記の様な事態の解明を図りつ
つ、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材における表面疵を少なくす
る為の手段について様々な角度から検討を加えた。
【０００９】本発明者らが検討したところによると、Ｃ
ｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋳片においては、５５０〜６８０℃の
温度範囲でのパーライト変態が高Ｓｉばね鋼に比較して
非常に生じ難いことがわかった。これに対し、３５０〜
５５０℃の温度範囲では、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼のベイナイ
ト変態が非常に短時間で始まり且つ完了することがわか
った。またパーライト組織と同様に、ベイナイト組織に
おいても、再加熱後のオースラナイト粒細粒化に寄与す
ることも明らかにした。
ｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋳片においては、５５０〜６８０℃の
温度範囲でのパーライト変態が高Ｓｉばね鋼に比較して
非常に生じ難いことがわかった。これに対し、３５０〜
５５０℃の温度範囲では、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼のベイナイ
ト変態が非常に短時間で始まり且つ完了することがわか
った。またパーライト組織と同様に、ベイナイト組織に
おいても、再加熱後のオースラナイト粒細粒化に寄与す
ることも明らかにした。
【００１０】そして本発明者らは、鋳造された高温の鋳
片の表面を高圧の水で冷却して３５０〜５５０℃の温度
で保持し、保持時間がどの程度で上記効果が得られるか
を考察した。その結果、２０秒程度の保持時間では、そ
の後再加熱しても粗大オーステナイト粒には何の変化も
認められなかったが、保持時間が１分以上となると加熱
後のオーステナイトは細粒化されており、延性が改善さ
れており、分塊後の鋼材の表面疵が皆無になっているこ
とを見出し、本発明を完了した。但し、保持時間が３０
秒程度であっても、表層部のベイナイト変態が開始さ
れ、程度の差はあっても表面疵を低減する効果が認めら
れるので、本発明では保持時間は３０秒以上と規定し
た。尚保持時間の上限については特に限定するものでは
ないが、ベイナイト変態が完了した後に前記温度範囲に
保持することは無意味であるので、３分程度が好まし
い。
片の表面を高圧の水で冷却して３５０〜５５０℃の温度
で保持し、保持時間がどの程度で上記効果が得られるか
を考察した。その結果、２０秒程度の保持時間では、そ
の後再加熱しても粗大オーステナイト粒には何の変化も
認められなかったが、保持時間が１分以上となると加熱
後のオーステナイトは細粒化されており、延性が改善さ
れており、分塊後の鋼材の表面疵が皆無になっているこ
とを見出し、本発明を完了した。但し、保持時間が３０
秒程度であっても、表層部のベイナイト変態が開始さ
れ、程度の差はあっても表面疵を低減する効果が認めら
れるので、本発明では保持時間は３０秒以上と規定し
た。尚保持時間の上限については特に限定するものでは
ないが、ベイナイト変態が完了した後に前記温度範囲に
保持することは無意味であるので、３分程度が好まし
い。
【００１１】本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼を対象とする
ものであるが、その理由は下記の通りである。即ち、Ｃ
ｒ−Ｍｏ肌焼鋼より焼入性が悪いＣｒ鋼やＳｉ鋼におい
ては、前記公報記載のばね鋼と同様に５５０〜６８０℃
で保持することによってオーステナイトを細粒化するこ
とが可能であること、およびＣｒ−Ｍｏ鋼よりも焼入性
の良いＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼においては、ベイナイト変態
も短時間でおきないので本発明の方法が利用できない。
但し、少量のＮｉ（０〜０．２％程度）を含有すること
は差しつかえない。またＣｒ−Ｍｏ鋼は、Ｃを０．３〜
０．４５重量％程度含有する強靭鋼と、Ｃの含有量が
０．２５重量％以下の肌焼鋼に分類されるが、前者はＡ
ｌとＮの含有量が少なく、表面疵の発生は少ないのに対
し、後者では、前述した如くＡｌとＮを比較的多く含有
しており、オーステナイト粒界中にＡｌＮが析出して、
表面疵を発生し易いものである。従って、本発明で対象
とする鋼材はＡｌとＮを比較的多量に含有するＣｒ−Ｍ
ｏ肌焼鋼に限定した。
ものであるが、その理由は下記の通りである。即ち、Ｃ
ｒ−Ｍｏ肌焼鋼より焼入性が悪いＣｒ鋼やＳｉ鋼におい
ては、前記公報記載のばね鋼と同様に５５０〜６８０℃
で保持することによってオーステナイトを細粒化するこ
とが可能であること、およびＣｒ−Ｍｏ鋼よりも焼入性
の良いＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼においては、ベイナイト変態
も短時間でおきないので本発明の方法が利用できない。
但し、少量のＮｉ（０〜０．２％程度）を含有すること
は差しつかえない。またＣｒ−Ｍｏ鋼は、Ｃを０．３〜
０．４５重量％程度含有する強靭鋼と、Ｃの含有量が
０．２５重量％以下の肌焼鋼に分類されるが、前者はＡ
ｌとＮの含有量が少なく、表面疵の発生は少ないのに対
し、後者では、前述した如くＡｌとＮを比較的多く含有
しており、オーステナイト粒界中にＡｌＮが析出して、
表面疵を発生し易いものである。従って、本発明で対象
とする鋼材はＡｌとＮを比較的多量に含有するＣｒ−Ｍ
ｏ肌焼鋼に限定した。
【００１２】上記の如く本発明で対象とする鋼材は、Ａ
ｌとＮを必須成分として含有するものであるが、本発明
におけるこれらの化学成分限定理由は下記の通りであ
る。即ち、Ａｌは結晶粒の粗大化防止という観点から
０．０１重量％以上含有させる必要があるが、後述する
Ｎとのバランスも重要であり、０．０７重量％を超える
と却って細粒化効果を悪くする。一方Ｎは細粒化の為に
０．００７重量％以上含有させる必要があるが、過剰に
含有させると本発明による効果が半減して分塊時の割れ
発生が多くなるので、０．０２重量％以下とする必要が
ある。
ｌとＮを必須成分として含有するものであるが、本発明
におけるこれらの化学成分限定理由は下記の通りであ
る。即ち、Ａｌは結晶粒の粗大化防止という観点から
０．０１重量％以上含有させる必要があるが、後述する
Ｎとのバランスも重要であり、０．０７重量％を超える
と却って細粒化効果を悪くする。一方Ｎは細粒化の為に
０．００７重量％以上含有させる必要があるが、過剰に
含有させると本発明による効果が半減して分塊時の割れ
発生が多くなるので、０．０２重量％以下とする必要が
ある。
【００１３】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００１４】
実施例１ 重量％で、Ｃ：０．１９，Ｓｉ：０．１９％，Ｍｎ：
０．７８％，Ｐ：０．０１６％，Ｓ：０．０１５％，Ｃ
ｕ：０．０１％，Ｎｉ：０．０２％，Ｃｒ：１．１８
％，Ｍｏ：０．２％，Ａｌ：０．０２４％，Ｎ：０．０
１１０％を夫々含有し、残部が鉄と不純物からなる溶鋼
を、連続鋳造法によって３００×４３０（ｍｍ）のブル
ーム鋳片に凝固させた後、スプレー冷却で鋳片表面を冷
却した。
０．７８％，Ｐ：０．０１６％，Ｓ：０．０１５％，Ｃ
ｕ：０．０１％，Ｎｉ：０．０２％，Ｃｒ：１．１８
％，Ｍｏ：０．２％，Ａｌ：０．０２４％，Ｎ：０．０
１１０％を夫々含有し、残部が鉄と不純物からなる溶鋼
を、連続鋳造法によって３００×４３０（ｍｍ）のブル
ーム鋳片に凝固させた後、スプレー冷却で鋳片表面を冷
却した。
【００１５】いくつかの鋳片に切断した後、スプレー冷
却の水量と圧力を変化させ、様々な温度となるまで３分
間の冷却を行なってから加熱炉に装入して再加熱した。
この後加熱炉から鋳片を取り出し、冷却してから組織を
観察した。
却の水量と圧力を変化させ、様々な温度となるまで３分
間の冷却を行なってから加熱炉に装入して再加熱した。
この後加熱炉から鋳片を取り出し、冷却してから組織を
観察した。
【００１６】スプレー冷却をしなかったときの粗大オー
ステナイトに対する、スプレー冷却して様々な温度まで
冷却した後再加熱したときのオーステナイトの粒径比
（粒径比：再加熱後のオーステナイト粒径／粗大オース
テナイト粒径）と、スプレー冷却によって到達した表面
冷却温度との関係を図１に示す。図１から明らかな様
に、５５０℃以下になる様に冷却してから再加熱するこ
とによって、鋼材のオーステナイト粒の細粒化が達成さ
れていることがわかる。
ステナイトに対する、スプレー冷却して様々な温度まで
冷却した後再加熱したときのオーステナイトの粒径比
（粒径比：再加熱後のオーステナイト粒径／粗大オース
テナイト粒径）と、スプレー冷却によって到達した表面
冷却温度との関係を図１に示す。図１から明らかな様
に、５５０℃以下になる様に冷却してから再加熱するこ
とによって、鋼材のオーステナイト粒の細粒化が達成さ
れていることがわかる。
【００１７】実施例２ 実施例１で示したものと同一組成の鋳片ブルームを、ス
プレー冷却によって表面を冷却し、表面の温度が３５０
〜５５０℃の温度範囲内に保持されている時間（保持時
間）と、前記粒径比の関係を、図２に示す。図２から明
らかな様に、保持時間が２０秒程度ではオーステナイト
粒径の変化が全く認められず、３０秒で徐々に変化が認
められ、６０秒では細粒化しているときと混粒のときが
あり、更にそれより長い保持時間ではすべて細粒化して
いる。尚保持温度が６０秒において、細粒化していると
きの表面到達冷却温度は３８０℃であり、混粒している
時の表面到達冷却温度は４６０℃であった。
プレー冷却によって表面を冷却し、表面の温度が３５０
〜５５０℃の温度範囲内に保持されている時間（保持時
間）と、前記粒径比の関係を、図２に示す。図２から明
らかな様に、保持時間が２０秒程度ではオーステナイト
粒径の変化が全く認められず、３０秒で徐々に変化が認
められ、６０秒では細粒化しているときと混粒のときが
あり、更にそれより長い保持時間ではすべて細粒化して
いる。尚保持温度が６０秒において、細粒化していると
きの表面到達冷却温度は３８０℃であり、混粒している
時の表面到達冷却温度は４６０℃であった。
【００１８】実施例３ ＪＩＳ規格ＳＣＭ４１５に相当する化学組成で、且つ重
量％でＡｌ：０．０２〜０．０５％，Ｎ：０．００９〜
０．０２％を夫々含有する溶鋼を、連続鋳造法によって
鋳片とした後、下記に示す３通りの条件によって加熱し
たブルームを分塊し、鋳片における表面疵の発生状況を
比較した。 （Ａ）表面温度が９００℃のときに加熱炉装入したもの
（高温装入法：従来法） （Ｂ）表面を５５０〜６８０℃に冷却して３０分間保持
した後、加熱炉に装入したもの（パーライト変態法：比
較法） （Ｃ）本発明に従って、３５０〜５５０℃に１分間以上
保持した後、加熱炉に装入したもの（ベイナイト変態
法；本発明法） その結果を図３に示す。尚図３において表面疵指数は、
鋼片１０ｍあたりの疵の個数に比例した値である。この
結果から明らかな様に、本発明方法を実施すると、鋼材
の表面疵を極力低減し得ることがわかる。
量％でＡｌ：０．０２〜０．０５％，Ｎ：０．００９〜
０．０２％を夫々含有する溶鋼を、連続鋳造法によって
鋳片とした後、下記に示す３通りの条件によって加熱し
たブルームを分塊し、鋳片における表面疵の発生状況を
比較した。 （Ａ）表面温度が９００℃のときに加熱炉装入したもの
（高温装入法：従来法） （Ｂ）表面を５５０〜６８０℃に冷却して３０分間保持
した後、加熱炉に装入したもの（パーライト変態法：比
較法） （Ｃ）本発明に従って、３５０〜５５０℃に１分間以上
保持した後、加熱炉に装入したもの（ベイナイト変態
法；本発明法） その結果を図３に示す。尚図３において表面疵指数は、
鋼片１０ｍあたりの疵の個数に比例した値である。この
結果から明らかな様に、本発明方法を実施すると、鋼材
の表面疵を極力低減し得ることがわかる。
【００１９】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、Ａ
ｌとＮを含むＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材を、表面疵の極力
小さい状態で製造することのできる方法が確立できた。
ｌとＮを含むＣｒ−Ｍｏ肌焼鋼の鋼材を、表面疵の極力
小さい状態で製造することのできる方法が確立できた。
【図１】表面冷却温度と粒径比の関係を示すグラフであ
る。
る。
【図２】保持時間と粒径比の関係を示すグラフである。
【図３】各方法による表面疵発生状況を比較して示した
グラフである。
グラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ａｌ：０．０１〜０．０７重量％、Ｎ：
０．００７〜０．０２重量％を含有するＣｒ−Ｍｏ肌焼
鋼を用いて連続鋳造法によって鋳片とし、該鋳片を冷却
して、表面が３５０〜５５０℃の温度範囲内で３０秒以
上保持し、表層部においてベイナイト変態が開始した後
再加熱して分塊圧延することを特徴とする表面疵の少な
い鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4228644A JP2580936B2 (ja) | 1992-08-27 | 1992-08-27 | 表面疵の少ない鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4228644A JP2580936B2 (ja) | 1992-08-27 | 1992-08-27 | 表面疵の少ない鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673445A true JPH0673445A (ja) | 1994-03-15 |
| JP2580936B2 JP2580936B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=16879576
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4228644A Expired - Fee Related JP2580936B2 (ja) | 1992-08-27 | 1992-08-27 | 表面疵の少ない鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2580936B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5567250A (en) * | 1993-04-26 | 1996-10-22 | Nippon Steel Corporation | Thin steel sheet having excellent stretch-flange ability and process for producing the same |
| KR101042865B1 (ko) * | 2002-11-07 | 2011-06-20 | 산토리 홀딩스 가부시키가이샤 | 발효 음료 제조 방법 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS497771A (ja) * | 1972-05-11 | 1974-01-23 | ||
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1992
- 1992-08-27 JP JP4228644A patent/JP2580936B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2580936B2 (ja) | 1997-02-12 |
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