JPS5956531A - 極低炭素鋼線材の製造方法 - Google Patents
極低炭素鋼線材の製造方法Info
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- JPS5956531A JPS5956531A JP16599482A JP16599482A JPS5956531A JP S5956531 A JPS5956531 A JP S5956531A JP 16599482 A JP16599482 A JP 16599482A JP 16599482 A JP16599482 A JP 16599482A JP S5956531 A JPS5956531 A JP S5956531A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
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】
この発明は、極低炭１９線月（棒鋼も含む以下同じ）の
製造方法に関し、特に圧延素材の成分を規制し、かつ圧
延中の材料組織を制御することで、熱延のままで機械的
脱スケール性および伸線性圧すぐれ、しかも圧延のため
に必要な加熱用燃料と。
製造方法に関し、特に圧延素材の成分を規制し、かつ圧
延中の材料組織を制御することで、熱延のままで機械的
脱スケール性および伸線性圧すぐれ、しかも圧延のため
に必要な加熱用燃料と。
断髪電力の削減を図ることのできるこの種線材の圧延を
有利に可能ならしめたものである。
有利に可能ならしめたものである。
従来ｃ ： ０．２５％以下の線材および棒鋼圧延πあ
つ℃は、；１１１常オーステナイト１相域で行われるの
ソ）！−普通で、ときにオーステナイトとフェライトの
２相域で圧延されろこともあったが、一般に加熱炉にお
いてはオーステナイト１相域で十分加熱する必Ｊ＆があ
り、特にＣ： ｏ、ｏｎ％以下の炭素鋼ではオーステナ
イト相に均一化するため素材に投入される熱ｈ１カ極め
て高く、そのため結晶粒が不均一に粗大化するものが現
れて製品の伸び絞りが不良となるばかりか、不均買で厚
いスケールが生じ脱スケールが困難にかり、又燃料原単
位が嵩むなどの問題ｔ＋′−，ｆ−った。ところで厚板
圧延においては、オーステナイトとフェライトの２相域
で変形抵抗の極小値を示すことの研究結果（たとえば志
田茂、塑性と加工９ （１９１１Ｆり１４，７ ；五弓
勇雄。
つ℃は、；１１１常オーステナイト１相域で行われるの
ソ）！−普通で、ときにオーステナイトとフェライトの
２相域で圧延されろこともあったが、一般に加熱炉にお
いてはオーステナイト１相域で十分加熱する必Ｊ＆があ
り、特にＣ： ｏ、ｏｎ％以下の炭素鋼ではオーステナ
イト相に均一化するため素材に投入される熱ｈ１カ極め
て高く、そのため結晶粒が不均一に粗大化するものが現
れて製品の伸び絞りが不良となるばかりか、不均買で厚
いスケールが生じ脱スケールが困難にかり、又燃料原単
位が嵩むなどの問題ｔ＋′−，ｆ−った。ところで厚板
圧延においては、オーステナイトとフェライトの２相域
で変形抵抗の極小値を示すことの研究結果（たとえば志
田茂、塑性と加工９ （１９１１Ｆり１４，７ ；五弓
勇雄。
木原を享二、塑性と加工（１１１＋ｔ１５）４０８ 、
参照）に従い２相域における圧延法ノ１′−開発され、
ここに加熱湯層を低くして燃相原単位の削減ソ１；可能
になる。
参照）に従い２相域における圧延法ノ１′−開発され、
ここに加熱湯層を低くして燃相原単位の削減ソ１；可能
になる。
ところで−相圧延にあっては編１１［範１）（１の挾い
２相域を有効に利用ｔ７て１ｄ１力原単位を実際上削減
し得る省エネルギー圧延のｉみは、連続圧延設備での温
度制御を考えると、どうしても低速圧延にならざるを得
す、これは経済的に実施不ｒＩＩ′能である。
２相域を有効に利用ｔ７て１ｄ１力原単位を実際上削減
し得る省エネルギー圧延のｉみは、連続圧延設備での温
度制御を考えると、どうしても低速圧延にならざるを得
す、これは経済的に実施不ｒＩＩ′能である。
これに対してこの発明は、Ｃ：０・０′２％以１の極低
炭素鋼にｆＥ目して、フェライト１相城の圧延法を開発
し、燃料および「１．力の両原屯位を削減するとともに
上記フェライト相において１■：下をすることにより結
晶粒を均一にｆ１１犬化（７て軟質化を図り、かくして
現在脱スケール技術の主流となっている機械的脱スケー
ル時のスケールはく離性が、伸線性にあわせμｓれた線
材な７％たものである。
炭素鋼にｆＥ目して、フェライト１相城の圧延法を開発
し、燃料および「１．力の両原屯位を削減するとともに
上記フェライト相において１■：下をすることにより結
晶粒を均一にｆ１１犬化（７て軟質化を図り、かくして
現在脱スケール技術の主流となっている機械的脱スケー
ル時のスケールはく離性が、伸線性にあわせμｓれた線
材な７％たものである。
さてイ氏炭素鋼の高温変形においてオーステナイトとフ
ェライトの２相共存域で変形抵抗、が減少するのは、一
般に炭素含有量の少ないフェライトの析出によるもので
あるが、フェライトの析出−ｔａ・は初期の炭素ａＩｆ
が低いほど多くなることがらオーステナイトから余計フ
ェライトに変態するＣ−０，０２％以下の極低炭素鋼で
は比較的容易に圧延時の変形抵抗の減少が実現できるこ
とに着目ｌ−１以下のべる圧延実験を行った。
ェライトの２相共存域で変形抵抗、が減少するのは、一
般に炭素含有量の少ないフェライトの析出によるもので
あるが、フェライトの析出−ｔａ・は初期の炭素ａＩｆ
が低いほど多くなることがらオーステナイトから余計フ
ェライトに変態するＣ−０，０２％以下の極低炭素鋼で
は比較的容易に圧延時の変形抵抗の減少が実現できるこ
とに着目ｌ−１以下のべる圧延実験を行った。
すなわち、この発明が対象とする線材又は棒鋼のように
、多スタンドで圧延スピードの速いタンデム圧延の条件
下では、冷却が生じにくくて、低炭素鋼にあっては和平
価に近い状態で圧延されるわけであり、実機による変形
抵抗の温度依存性を調べた結果の一例を第１図に示すよ
うに、Ｃ＝０．０１％の材料では通常の圧延ｆｌｕであ
る８５０〜９００°Ｃの温度域と比べて特に７゛００〜
８００’Ｃｏ″）温度域で変形抵抗の極小値を呈する。
、多スタンドで圧延スピードの速いタンデム圧延の条件
下では、冷却が生じにくくて、低炭素鋼にあっては和平
価に近い状態で圧延されるわけであり、実機による変形
抵抗の温度依存性を調べた結果の一例を第１図に示すよ
うに、Ｃ＝０．０１％の材料では通常の圧延ｆｌｕであ
る８５０〜９００°Ｃの温度域と比べて特に７゛００〜
８００’Ｃｏ″）温度域で変形抵抗の極小値を呈する。
これに反してＣ＝ ０．０８％以上ではかような極小値
は現れない。
は現れない。
以上のことから実機において２相域［Ｅ下による材料の
軟質化は期待できないところ、フェライト１相城におけ
る圧下で変形抵抗、の減少が実現できるのであり、ここ
にＨＡＮＩＮのＦｅ−Ｃ状態１シ１（Ｐ、Ｍ、 Ｈａｎ
Ｓｅｎ ： （’：ｏｎｓｔ、１ｔｕｔ、ｉｏｎ ｏｆ
ｈｉｎａｒｙ ａｌｌｏｙｓ（１９５８）８５Ｂ ）
に従って炭二Ｖ含宜ケを０．０ｚ％以下すなわらフェラ
イト１相城の炭素の最大固溶限界以内とすることがこの
発明でまず不可欠である。
軟質化は期待できないところ、フェライト１相城におけ
る圧下で変形抵抗、の減少が実現できるのであり、ここ
にＨＡＮＩＮのＦｅ−Ｃ状態１シ１（Ｐ、Ｍ、 Ｈａｎ
Ｓｅｎ ： （’：ｏｎｓｔ、１ｔｕｔ、ｉｏｎ ｏｆ
ｈｉｎａｒｙ ａｌｌｏｙｓ（１９５８）８５Ｂ ）
に従って炭二Ｖ含宜ケを０．０ｚ％以下すなわらフェラ
イト１相城の炭素の最大固溶限界以内とすることがこの
発明でまず不可欠である。
このｔＭ Ｍ を以上ではオーステナイトとフェライト
の２相域となり、高温変形における変形抵抗を減少させ
ることが勘侍できフ４．いからである。
の２相域となり、高温変形における変形抵抗を減少させ
ることが勘侍できフ４．いからである。
次に炭素以外の元素のＩＩｔ向についてのべる。
Ｍｎは０・２５％以下であることが必要で、こＪｌより
多いと炭素当量を増大させてやはり変形抵抗の減少ｈｔ
達成できない。
多いと炭素当量を増大させてやはり変形抵抗の減少ｈｔ
達成できない。
またＳについては０．０１５〜（３、０８５％が必要で
あって、これは製品の２次加工時の前処理として施され
る機械的脱スケール性を良好にするのに役立ち、上記の
範囲内では線材圧延時にスケールと地鉄の界面に８の濃
化を生じて特に有効にスケールのはく離性を向」ニさせ
る。
あって、これは製品の２次加工時の前処理として施され
る機械的脱スケール性を良好にするのに役立ち、上記の
範囲内では線材圧延時にスケールと地鉄の界面に８の濃
化を生じて特に有効にスケールのはく離性を向」ニさせ
る。
次にＡ／−については０．０１％以下とし、同時にＮを
５０ ｐｐｍ以下にすることが必要である。
５０ ｐｐｍ以下にすることが必要である。
ここでＡｔとＮはＡｌＮの化合物として加熱時および圧
延中の動的再結晶時に結晶粒界への析出による結晶粒成
長が抑制される場合には、圧延後結晶粒が微細化されて
引張り強さの上昇による次工程での伸線性の劣化を生ず
る。
延中の動的再結晶時に結晶粒界への析出による結晶粒成
長が抑制される場合には、圧延後結晶粒が微細化されて
引張り強さの上昇による次工程での伸線性の劣化を生ず
る。
それ故Ａｔについては０．０１％以下にすることが必要
で、同時にＮを５０ ｐｐｍ以下に抑え、ＡＩＨの析出
による結晶粒の微細化を抑制することにあわせて、Ｎと
結合しないＡｔカ結晶粒内に固溶Ａｔとして線材圧延時
の動的再結晶時にいわゆる’ Ｃｏｔｔｒｅｌ雰囲気”
を形成して転位のｐｉｎｎｉｎｇ”（ビン止め）効果に
より再結晶を抑制することにより、不所望に圧延後の組
織が細粒化されて降伏強さ引張強さが上昇し、伸線限界
つまり焼鈍なしで伸線できる限界の経が悪化（大きく）
なるのを防止するためである。
で、同時にＮを５０ ｐｐｍ以下に抑え、ＡＩＨの析出
による結晶粒の微細化を抑制することにあわせて、Ｎと
結合しないＡｔカ結晶粒内に固溶Ａｔとして線材圧延時
の動的再結晶時にいわゆる’ Ｃｏｔｔｒｅｌ雰囲気”
を形成して転位のｐｉｎｎｉｎｇ”（ビン止め）効果に
より再結晶を抑制することにより、不所望に圧延後の組
織が細粒化されて降伏強さ引張強さが上昇し、伸線限界
つまり焼鈍なしで伸線できる限界の経が悪化（大きく）
なるのを防止するためである。
この場合に３６いてもＮのｈ）が５０ ｐｐｍをこす場
合には結晶粒内にＦｒｅｅ Ｎ ｔＩ’ｓ残存し、時効
により硬化１−て次工程での伸線時に歪硬化を引き起こ
し。
合には結晶粒内にＦｒｅｅ Ｎ ｔＩ’ｓ残存し、時効
により硬化１−て次工程での伸線時に歪硬化を引き起こ
し。
伸線性を劣化させる原因とな、るので、Ａ７！、 （１
−０１％以下で１２かもＮ ５０ ｐｐｍ以下でなけれ
ばならない。
−０１％以下で１２かもＮ ５０ ｐｐｍ以下でなけれ
ばならない。
一方加熱条件については、圧延トルクの最小となる鋼材
温度で有効に圧延するために加熱温度をＴ（’Ｃ）とし
て含有炭素量〔％Ｃ〕に応じ。
温度で有効に圧延するために加熱温度をＴ（’Ｃ）とし
て含有炭素量〔％Ｃ〕に応じ。
Ｔ ＝ （（７８０−８０００（％Ｃ〕±５０（”Ｃ）
ｌ→ΔＴ（’Ｃ）どする。ここでΔＴは素材ビレットの
抽出から仕−］二川用ｆ４に至るまでの間に鋼材ｆＭ度
が局部的に最低となるＩｌｉ＋の温度差で、とのΔＴの
１直はＪ＋Ｔ＋常の場合。
ｌ→ΔＴ（’Ｃ）どする。ここでΔＴは素材ビレットの
抽出から仕−］二川用ｆ４に至るまでの間に鋼材ｆＭ度
が局部的に最低となるＩｌｉ＋の温度差で、とのΔＴの
１直はＪ＋Ｔ＋常の場合。
鋼材の圧延作業に基づく熱の発生を考１・Ｊすると最終
仕上スタンドで最低１１ｉＡＷになるのではなく、中１
ｍ圧延から仕上圧延に至るどこかに最低域ｆ＆Ｉ Ｉｆ
を示す部分を生じ、ミル配列などによっても異なるが、
一般に１５０〜２００°Ｃである。
仕上スタンドで最低１１ｉＡＷになるのではなく、中１
ｍ圧延から仕上圧延に至るどこかに最低域ｆ＆Ｉ Ｉｆ
を示す部分を生じ、ミル配列などによっても異なるが、
一般に１５０〜２００°Ｃである。
第２図に圧延トルクの鋼４Ａ抽出温朋依存性をＣ＝ ０
．０１％の鋼材について示す。
．０１％の鋼材について示す。
次に圧延中の鋼材温度をフェライト相域で圧延するため
にｌ ７８０−８０００ ［％Ｃ］±５０（’Ｃ）ｌに
なるよ□うに圧延スピードと冷却速度を調整する。
にｌ ７８０−８０００ ［％Ｃ］±５０（’Ｃ）ｌに
なるよ□うに圧延スピードと冷却速度を調整する。
ここで含有炭素量によって加熱温度および圧延Ｙ晶Ｂ
ｆｉｌ）囲を変えているのけ、フェライト相幅度範囲が
炭素１辻によって界なるため、実機による圧延条件下で
は、宏り？’ｔ にｕされないことによる平衡状態に近
いことから、フェライト相を有効に利用するためである
。
ｆｉｌ）囲を変えているのけ、フェライト相幅度範囲が
炭素１辻によって界なるため、実機による圧延条件下で
は、宏り？’ｔ にｕされないことによる平衡状態に近
いことから、フェライト相を有効に利用するためである
。
上記のようにして初期の加ｐ８湛度はオーステナイト領
域であろノｔ、通常ＬＬ延延時比べると、オート・ステ
ナイト粒成長が抑制されるため細粒化による変態促進に
より変帖温度フＩ′−上荷する。
域であろノｔ、通常ＬＬ延延時比べると、オート・ステ
ナイト粒成長が抑制されるため細粒化による変態促進に
より変帖温度フＩ′−上荷する。
従って圧延中の鋼Ｈのフェライト相温度範囲は平衡状態
し１の温１ν範囲より広くなるため、フェライト１相域
における圧下条件が得やすくなる利点Ｉ。
し１の温１ν範囲より広くなるため、フェライト１相域
における圧下条件が得やすくなる利点Ｉ。
が生じこのため圧延時の鋼材温度は±５０゛Ｃの範囲の
余裕を与えることができるのである。
余裕を与えることができるのである。
次に巻取条件としては温度を８７５±２５’Ｃとし、こ
の上限を超える場合には必要により水冷を行なう一方、
下限以下の場合には、圧延スピードを−Ｆ昇させること
により、上記温度が囲に管埋するのである。
の上限を超える場合には必要により水冷を行なう一方、
下限以下の場合には、圧延スピードを−Ｆ昇させること
により、上記温度が囲に管埋するのである。
ここで下限の温度は２次加工時の機械的脱スケール性を
良好にするために必要な巻取温度であり。
良好にするために必要な巻取温度であり。
一般に機械的脱スケール性は巻取り温度に大きく依存し
、もちろんＳを添加することによりかなり改善されるが
、スケールの組成をＦｅＯ主体にすることめζ必要であ
るところ、８ ＝ ０．０２％添加時にＦｅＯ７’ｌ−
スケール中に占める割合は、８０％以上を必要とし、こ
れを満足するために巻取温度の下限を８５０ ’Ｃとし
た。
、もちろんＳを添加することによりかなり改善されるが
、スケールの組成をＦｅＯ主体にすることめζ必要であ
るところ、８ ＝ ０．０２％添加時にＦｅＯ７’ｌ−
スケール中に占める割合は、８０％以上を必要とし、こ
れを満足するために巻取温度の下限を８５０ ’Ｃとし
た。
これに対し、巻取温度上限は次工程にステルモア処理を
控えＣいるので巻取後の冷却速度を一定範囲内に保つた
め９００°Ｃとした。
控えＣいるので巻取後の冷却速度を一定範囲内に保つた
め９００°Ｃとした。
次にステルモア処理による冷却条件は製品の使用目的に
より選択できるフ］′−機械的脱スケール後、中間焼鈍
を行なわず（このとき引張り強さの値で１００Ｋｇ／、
、Ｑが伸線限界でこれを越えると中間焼鈍を必要とする
。）に０・８■φ以下にまでも伸線するような用途に供
する場合であっても、冷却速１Ｗを８〜ｌ ２ ＝Ｃ／
ｑと１５、強制空冷終了時点で８５０°Ｃ以−ドまで降
渦させる。
より選択できるフ］′−機械的脱スケール後、中間焼鈍
を行なわず（このとき引張り強さの値で１００Ｋｇ／、
、Ｑが伸線限界でこれを越えると中間焼鈍を必要とする
。）に０・８■φ以下にまでも伸線するような用途に供
する場合であっても、冷却速１Ｗを８〜ｌ ２ ＝Ｃ／
ｑと１５、強制空冷終了時点で８５０°Ｃ以−ドまで降
渦させる。
冷却速度は一ヒ限の１２°Ｃ／ｓを越えると、フェライ
ト相デ）ζ十分に再結晶せず、−前加工組織が残存する
ため２次加工時の加工性を阻害し一方下限の８ ”Ｃ／
ｓ Ｋ ＡＷたないとスケールの成分中にＦｅ８０゜が
多くなり機械的脱スケール性が悪化する。また上記の冷
却速度を保持し強制空冷終了時点以後でＦｅ８０．の発
生を抑えるため１３５０ ’Ｃ以下トスルコとが必要で
ある。
ト相デ）ζ十分に再結晶せず、−前加工組織が残存する
ため２次加工時の加工性を阻害し一方下限の８ ”Ｃ／
ｓ Ｋ ＡＷたないとスケールの成分中にＦｅ８０゜が
多くなり機械的脱スケール性が悪化する。また上記の冷
却速度を保持し強制空冷終了時点以後でＦｅ８０．の発
生を抑えるため１３５０ ’Ｃ以下トスルコとが必要で
ある。
以下この発明の詳細な説明する。供試材としては表１に
示すａ ＋ ｂおよびＣの８種の鋼を、８２φＸ １２
ｍのビレットから圧延をした。圧延条件は表２に７１
マした。
示すａ ＋ ｂおよびＣの８種の鋼を、８２φＸ １２
ｍのビレットから圧延をした。圧延条件は表２に７１
マした。
表１ 試供Ｊの化学成分 （重袖％）
各供試材を上部２帯式のブツシャ−型加熱炉において従
来法に従う比ＩＩツ例では１０２０゜１０２５℃で抽出
を行なうが、この発明の実施例は、Ｃ＝ ０．（１１％
の供試ｆＷ４ ａは１１１５〜９２５°Ｃ１Ｃ＝ ０．
０２％）ｂ Ｋッ知１１０ （１、９０５°Ｃまた同Ｃ
では９２０，９２２’″Ｃにて抽出を行ない、何れもｚ
５スタンドからなる線祠圧延機にて５・５φで最終イト
トスピード４０−Ｏｍ／ｓに至る圧延を行った。
来法に従う比ＩＩツ例では１０２０゜１０２５℃で抽出
を行なうが、この発明の実施例は、Ｃ＝ ０．（１１％
の供試ｆＷ４ ａは１１１５〜９２５°Ｃ１Ｃ＝ ０．
０２％）ｂ Ｋッ知１１０ （１、９０５°Ｃまた同Ｃ
では９２０，９２２’″Ｃにて抽出を行ない、何れもｚ
５スタンドからなる線祠圧延機にて５・５φで最終イト
トスピード４０−Ｏｍ／ｓに至る圧延を行った。
巻取＋２．Ａ Ｉｆは比９９例で９０７〜９１４°Ｃで
あったのに対し実施例では８５５〜Ｂ ７０ ’Ｃとし
、ステルモア処理における９冷速度は８・５〜９．２℃
／８とした。
あったのに対し実施例では８５５〜Ｂ ７０ ’Ｃとし
、ステルモア処理における９冷速度は８・５〜９．２℃
／８とした。
この圧延結果の成績を表２１／Ｃ示すように、従来法に
比ベビレット抽出幅度をほぼ１００−１２０°Ｃ下げた
にかかわらずこの発明による各実施例では圧延トルクが
約１１％減少し、フェライト１相域による圧下が実現さ
れたことをあられしている。
比ベビレット抽出幅度をほぼ１００−１２０°Ｃ下げた
にかかわらずこの発明による各実施例では圧延トルクが
約１１％減少し、フェライト１相域による圧下が実現さ
れたことをあられしている。
従って原草位低減効果としては、燃料原単位で従来法に
比べ９〜１０％削減され、箪カ原単位で１０〜１８％削
減され、省エネルギー圧延法の実をあげることができる
。
比べ９〜１０％削減され、箪カ原単位で１０〜１８％削
減され、省エネルギー圧延法の実をあげることができる
。
さらに材質についても表２に示したとおり降伏魚節さな
いし引張強さが、２〜８す／朋２程度は従来法より減少
し、破断、伸びが２〜Ｂ％増加ｌ−１さらに軟質化して
いることを示す。
いし引張強さが、２〜８す／朋２程度は従来法より減少
し、破断、伸びが２〜Ｂ％増加ｌ−１さらに軟質化して
いることを示す。
供試鋼ａについてＬ断面のイコ学誼微箭観祭結果を第８
図（ＢＩに示す。ここに結晶粒は均一に粗大化していて
、ビレット加熱基層を下し）たことによりオーステナイ
トからフェライトへの変態促進が生じた後Ｊ）フェライ
トの再結晶および結晶粒成長が十分に見られる。
図（ＢＩに示す。ここに結晶粒は均一に粗大化していて
、ビレット加熱基層を下し）たことによりオーステナイ
トからフェライトへの変態促進が生じた後Ｊ）フェライ
トの再結晶および結晶粒成長が十分に見られる。
以上のべた供試鋼ａお、よびｂは何れも含有Ｎ量は５０
ｐｐｍ以下であるが、供試１Ｆｌｌ！ｉｃでは比較の
ためにＮｉｌを７０ ｐｐｍにした。この場合のようＫ
Ｎが多すぎると加熱温度が従来法Ｃ同様に１０２０゛Ｃ
とした場合でも降伏強さ、引張強さは供試鋼ａ。
ｐｐｍ以下であるが、供試１Ｆｌｌ！ｉｃでは比較の
ためにＮｉｌを７０ ｐｐｍにした。この場合のようＫ
Ｎが多すぎると加熱温度が従来法Ｃ同様に１０２０゛Ｃ
とした場合でも降伏強さ、引張強さは供試鋼ａ。
ｂに適用した従来法と比べて１〜２ Ｋｇｌ謂を上昇し
また伸びおよび絞りも低下している。
また伸びおよび絞りも低下している。
またかりに低温抽出（ｃ−２，ｃ−８）を行ったとして
も降伏強さ、引張強さの低下は、供試鋼ａ。
も降伏強さ、引張強さの低下は、供試鋼ａ。
ｂに比べて番まるかに少ない。
これはＦｒｅｅ Ｎによる［Ｅ延時の結晶粒成長の抑制
が生じたためであり、含有Ｎは供試Ｍａ、ｂのように５
０ ｐｐｍ以下に抑える必要があることが明らかである
。
が生じたためであり、含有Ｎは供試Ｍａ、ｂのように５
０ ｐｐｍ以下に抑える必要があることが明らかである
。
次に次」［稈での伸線前処理としての機械的脱スケール
処理におけるはく縦性については、歪＄４１０％の単軸
引張試験時の残存スケールにより評価したが従来法に比
べ大差なく、残存スケール量が０゜１２％以下であれば
、実機操業においてベンディングローラーやブラッシン
グ処理後伸線を行なうことが可能であることから、この
発明による線材は機械的脱スケールに供して何らの問題
はない。
処理におけるはく縦性については、歪＄４１０％の単軸
引張試験時の残存スケールにより評価したが従来法に比
べ大差なく、残存スケール量が０゜１２％以下であれば
、実機操業においてベンディングローラーやブラッシン
グ処理後伸線を行なうことが可能であることから、この
発明による線材は機械的脱スケールに供して何らの問題
はない。
次に伸線過程における第１の供試ｗ４ａについて各段階
の引張強さを第４図の実線と破線で示す。
の引張強さを第４図の実線と破線で示す。
図中り。は初期径、Ｄは引抜きのさいの径を示し、横軸
に対ＷＩ歪、縦軸に引張り強さをとっである。破線は従
来法の（ｉ＆で実線はこの発明による効果をあられす。
に対ＷＩ歪、縦軸に引張り強さをとっである。破線は従
来法の（ｉ＆で実線はこの発明による効果をあられす。
すなわぢ、この発明によると１．０１朋φまでの伸線に
おいては引張強さが５に９／龍減少し中間焼鈍を行なわ
ずＱ、６ｍａｓφまで伸線を行なうことができ断線頻度
も従来法に比べて著しく低下し１６ ）ンの伸線で断線
がゼロでありＩＪ（１工性が大いに向−１ニしている。
おいては引張強さが５に９／龍減少し中間焼鈍を行なわ
ずＱ、６ｍａｓφまで伸線を行なうことができ断線頻度
も従来法に比べて著しく低下し１６ ）ンの伸線で断線
がゼロでありＩＪ（１工性が大いに向−１ニしている。
これに対し比較の供試＠ｉｃにおいては表２の０−２法
の例を示すように、従来法のａ−１の場合に比べても逆
に各段階でＴ、Ｓ・が約５ψｎ−上昇し、ＦｒｅｅＨの
影響で歪時効が生じていることがわかる。実機における
伸線テストでは断線の頻度は１２トンの伸線で０．８
）２７回で加工性がこの発明のａ鋼、ｂ！１に比べはる
かに劣化した。
の例を示すように、従来法のａ−１の場合に比べても逆
に各段階でＴ、Ｓ・が約５ψｎ−上昇し、ＦｒｅｅＨの
影響で歪時効が生じていることがわかる。実機における
伸線テストでは断線の頻度は１２トンの伸線で０．８
）２７回で加工性がこの発明のａ鋼、ｂ！１に比べはる
かに劣化した。
以上のべたようにして、この発明によれば熱延後の機械
的脱スケール性の態化を伴うことのない伸線性の著大な
改善が、圧延のための加熱原単位および電力原単位の著
しい節減にあわせ実現される。
的脱スケール性の態化を伴うことのない伸線性の著大な
改善が、圧延のための加熱原単位および電力原単位の著
しい節減にあわせ実現される。
第１図は変形抵抗の湿度依存性を示す比較グラフ、
第２図は圧延トルクの温度依存性の関係グラフ、第３図
（ａ） （ｂ）は田地後の組織を比較した顕微鏡組織写
真図であり、また、 第４図は伸線段階を通した引張強さの変化の比較グラフ
である。 特Ｒ′＋・出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 第２図 姐オ勃０藍炉請幻轟崖（°Ｃう 第３図 ｃ １ ’＞ ＾覧 １戸 １ 、″ ゛ ； １ ゛ ＼くゝ＼ ＼ １ ＼＼７ く ゝ へ１１５、・、ｌ 。 Ｏｊｊ七〜ν） 、 ＊ｉ＃４ ！Ｌ
（ａ） （ｂ）は田地後の組織を比較した顕微鏡組織写
真図であり、また、 第４図は伸線段階を通した引張強さの変化の比較グラフ
である。 特Ｒ′＋・出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 第２図 姐オ勃０藍炉請幻轟崖（°Ｃう 第３図 ｃ １ ’＞ ＾覧 １戸 １ 、″ ゛ ； １ ゛ ＼くゝ＼ ＼ １ ＼＼７ く ゝ へ１１５、・、ｌ 。 Ｏｊｊ七〜ν） 、 ＊ｉ＃４ ！Ｌ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＬＣ：０−（１２重Ｉψ％以下、 Ｍｎ ： ０．２Ｆ
１重量％以下、Ｓ ： ０−０１５〜０・０８５重］什
％を含有し、Ａｔ ： ０．０１％以下でＮ ： Ｆｌ
ｏ ｐｐｍ ｇＪ、下を含む組成の圧延宰相を、下記式
に従う温度に加熱すること、ついで該式右辺肌１項の限
界温度デ）−保６１１：される灸件の下に圧延を行うこ
とおよびＦＥ延終了に引続き８７５±２５°Ｃの温度範
囲でレーイング式巻取機にがけ８〜１２°Ｃ／６の６却
速則にてステルモア処理を施しがつ強制空冷終了Ｈ，♀
点で鋼ｖＩ湿温度８ ＦＩ Ｏ”Ｃ以下とすることから
なる。極低炭素鋼線材の映ゴと方法 記 Ｔ （’Ｃ） ＝ （７８０−ＲＯＯＯ［％Ｃ〕±ＦＩ
Ｏ（”Ｃ）］ ＋ 、！ＩＴ （’Ｃ）式中〔％Ｃ〕は
、Ａ中炭素量、ΔＴは圧延中鋼板最低温度域温度の加熱
抽出温度に対する温度差である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16599482A JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16599482A JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5956531A true JPS5956531A (ja) | 1984-04-02 |
Family
ID=15822890
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16599482A Pending JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5956531A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112226696A (zh) * | 2020-10-15 | 2021-01-15 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 轴类备件用钢及其轧后分段冷却方法 |
-
1982
- 1982-09-25 JP JP16599482A patent/JPS5956531A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112226696A (zh) * | 2020-10-15 | 2021-01-15 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 轴类备件用钢及其轧后分段冷却方法 |
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