JPS6130628A - 低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法 - Google Patents
低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法Info
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- JPS6130628A JPS6130628A JP15118184A JP15118184A JPS6130628A JP S6130628 A JPS6130628 A JP S6130628A JP 15118184 A JP15118184 A JP 15118184A JP 15118184 A JP15118184 A JP 15118184A JP S6130628 A JPS6130628 A JP S6130628A
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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】
〔発明の技術分野〕
この発明は、連続焼鈍により耐時効性に優れ且つ均一な
品質を有する低炭素アルミキルド鋼帯を製造するための
方法に関するものである。
品質を有する低炭素アルミキルド鋼帯を製造するための
方法に関するものである。
連続焼鈍により低炭素アルミキルド鋼帯を製造する場合
に、熱延鋼帯として冶金学的に具備すべき要点は、鋼中
のカーバイドを凝集して粗大化させ、そして、鋼中のＮ
をＡｌＮとして析出させることである。
に、熱延鋼帯として冶金学的に具備すべき要点は、鋼中
のカーバイドを凝集して粗大化させ、そして、鋼中のＮ
をＡｌＮとして析出させることである。
このため、従来は、スラブの化学成分として、Ｓｏ４
Ａｌｌの含有量を０．０３０〜０．０７０ ｗｔ％、Ｎ
の含有量を０．００３０〜０．００７０ ｗｔ％ の範
囲内とし、且つ、熱間圧延された熱延鋼帯の巻取温度を
６６０℃以上として、熱延鋼帯を調製していた。
Ａｌｌの含有量を０．０３０〜０．０７０ ｗｔ％、Ｎ
の含有量を０．００３０〜０．００７０ ｗｔ％ の範
囲内とし、且つ、熱間圧延された熱延鋼帯の巻取温度を
６６０℃以上として、熱延鋼帯を調製していた。
しかしながら、上述の方法は、熱延鋼帯の始端部、終端
部および両側部（以下、「鋼帯端部」と総称する）にお
ける、高温巻取後の冷却速度が、他の部分に比べて速い
ため、前記鋼帯端部におけるカーバイドの粗大化および
ＡＩＮの析出が不十分になる結果、連続焼鈍後の鋼帯端
部が硬質になり、製品鋼帯の品質が不均一になる問題が
あった。
部および両側部（以下、「鋼帯端部」と総称する）にお
ける、高温巻取後の冷却速度が、他の部分に比べて速い
ため、前記鋼帯端部におけるカーバイドの粗大化および
ＡＩＮの析出が不十分になる結果、連続焼鈍後の鋼帯端
部が硬質になり、製品鋼帯の品質が不均一になる問題が
あった。
一方、スラブのＳｏｌ！４Ａｌ含有量を０．０１０〜０
．０７０ｗｔ％に下げると、ＡｌＮの析出が不十分にな
るため、連続焼鈍を行なっても所望の結果が得られない
０ 熱延鋼帯の鋼帯端部におけるＡ／Ｎの、析出を完全に行
なわせるための方法の一つとして、熱間圧延後の熱延鋼
帯の巻取温度を７００℃以上に高める方法が知られてい
るが、このように、巻取温度を高めると、熱延鋼帯に異
常な粗大粒が発生する結果、連続焼鈍後の鋼帯を加工す
る際に、肌荒れの生ずる問題がある。
．０７０ｗｔ％に下げると、ＡｌＮの析出が不十分にな
るため、連続焼鈍を行なっても所望の結果が得られない
０ 熱延鋼帯の鋼帯端部におけるＡ／Ｎの、析出を完全に行
なわせるための方法の一つとして、熱間圧延後の熱延鋼
帯の巻取温度を７００℃以上に高める方法が知られてい
るが、このように、巻取温度を高めると、熱延鋼帯に異
常な粗大粒が発生する結果、連続焼鈍後の鋼帯を加工す
る際に、肌荒れの生ずる問題がある。
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、Ａ
ｌＮの析出が鋼帯全体にわたって十分に行なわれ、均一
な品質の耐時効性に優れた低炭素アルミギルド鋼帯を製
造するための方法を提供することにある。
ｌＮの析出が鋼帯全体にわたって十分に行なわれ、均一
な品質の耐時効性に優れた低炭素アルミギルド鋼帯を製
造するための方法を提供することにある。
この発明の低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法＆ま、
Ｃ： ０．１ ｗｔ％以下、
Ｍｎ ７０．０５〜０．４ ｗｔ％、
Ｓ ： ０．０１〜０．０３ｗｔ％、
Ｓａｌ、 ＡＡ！ ： ０．０１０〜０．０７０ ｗｔ
％、Ｎ ： ０．００７０ ｗｔ％以下、 残り：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する低炭素アルミキルド鋼のスラ
ブを、連続鋳造によって調製し、上記連続鋳造によって
調製された高温のスラブを、冷却することなく 、Ａｒ
３１以上の仕上温度で直接熱間圧延して、熱延鋼帯を調
製し、前記熱延鋼帯を６４０℃以上の温度で巻き取り、
このように巻き取られた前記熱延鋼帯を冷間圧延後、再
結晶温度以上の温度で連続焼鈍することに特徴を有する
ものである。
％、Ｎ ： ０．００７０ ｗｔ％以下、 残り：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する低炭素アルミキルド鋼のスラ
ブを、連続鋳造によって調製し、上記連続鋳造によって
調製された高温のスラブを、冷却することなく 、Ａｒ
３１以上の仕上温度で直接熱間圧延して、熱延鋼帯を調
製し、前記熱延鋼帯を６４０℃以上の温度で巻き取り、
このように巻き取られた前記熱延鋼帯を冷間圧延後、再
結晶温度以上の温度で連続焼鈍することに特徴を有する
ものである。
この発明の方法において、鋼の化学成分組成を上述のよ
うに限定した理由について説明する。
うに限定した理由について説明する。
Ｃの含有量が０．１ｗｔ％を超えると、鋼帯が硬質とな
る。従ってＣの含有量は、０，１ｗｔ％以上に限定すべ
きである。
る。従ってＣの含有量は、０，１ｗｔ％以上に限定すべ
きである。
Ｍｎは、熱間圧延時において、鋼中Ｏ８による熱間脆性
を防止する作用を有している。しかしながらＸ Ｍｎの
含有量が０．０５ｗｔ％ 未満では上記作用に所望の効
果が得られず、一方、Ｍｎの含有量が０，４Ｖｔ％を超
えると硬質になる。従って、Ｍｎの含有量は、０．０５
ｗｔ％から０，４ｗｔ％の範囲内とすべきである。
を防止する作用を有している。しかしながらＸ Ｍｎの
含有量が０．０５ｗｔ％ 未満では上記作用に所望の効
果が得られず、一方、Ｍｎの含有量が０，４Ｖｔ％を超
えると硬質になる。従って、Ｍｎの含有量は、０．０５
ｗｔ％から０，４ｗｔ％の範囲内とすべきである。
Ｓは、鋼中の地をＭｎＳとして析出させる作用を有して
いるが、この発明においては、連続鋳造によって調製さ
れた高温のスラブを、冷却することなく直接熱間圧延す
ることにより、加熱したスラブを熱間圧延する場合に比
べて、熱間圧延中に析出するＭｎＳを微細に分散させる
ことができる。
いるが、この発明においては、連続鋳造によって調製さ
れた高温のスラブを、冷却することなく直接熱間圧延す
ることにより、加熱したスラブを熱間圧延する場合に比
べて、熱間圧延中に析出するＭｎＳを微細に分散させる
ことができる。
しかしながら、Ｓの含有量が０．０１ ｗｔ％未満では
上記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｓの含有量が
０．０３ｗｔ％を超えると延性が悪化する。
上記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｓの含有量が
０．０３ｗｔ％を超えると延性が悪化する。
従って、Ｓの含有量は、０．０１から０．０３ ｗｔ％
の範囲内とすべきである。
の範囲内とすべきである。
Ｓ、ｏｌ、 Ａｌは、熱延鋼帯の高温巻き取りの際に、
鋼中のＮをＡＩＮとして析出させる作用を有している。
鋼中のＮをＡＩＮとして析出させる作用を有している。
この発明においては、上述したように、熱間圧延中に微
細に分散して析出したＭｎＳが、ＡＡ’Ｎの析出核とな
って）ＪＮ−゛の析出を促進させる。しかしながら、Ｓ
ｏｌ、Ａｌの含有量が０．０１０ ｗｔ％未満では上述
した作用に所望の効果が得られず、一方、Ｓｏｌ、ＡＩ
の含有量が０．０７０ ｗｔ％ を超えるとコスト高と
なる。従って、５ａｌ−）ｋｌの含有量は、０．０１ｏ
から０．０７０ ｔｖｔ％の範囲内とすべきである。
細に分散して析出したＭｎＳが、ＡＡ’Ｎの析出核とな
って）ＪＮ−゛の析出を促進させる。しかしながら、Ｓ
ｏｌ、Ａｌの含有量が０．０１０ ｗｔ％未満では上述
した作用に所望の効果が得られず、一方、Ｓｏｌ、ＡＩ
の含有量が０．０７０ ｗｔ％ を超えるとコスト高と
なる。従って、５ａｌ−）ｋｌの含有量は、０．０１ｏ
から０．０７０ ｔｖｔ％の範囲内とすべきである。
Ｎの含有量が０．００７０ ｗｔ％を超えると硬質とな
る。従って、Ｎの含有量は、０．００７０ ｗｔ％以下
に限定すべきである。
る。従って、Ｎの含有量は、０．００７０ ｗｔ％以下
に限定すべきである。
この発明において、連続鋳造によって鋳造された上記成
分組成の高温のスラブを冷却することなく直接熱間圧延
する理由は、熱間圧延中に析出されるＭｎＳを微細に分
散させることによって、熱延鋼帯の高温巻取りの際に、
鋼帯端部のＡＩＨの析出を促進させて鋼帯の品質を均一
化するためである。
分組成の高温のスラブを冷却することなく直接熱間圧延
する理由は、熱間圧延中に析出されるＭｎＳを微細に分
散させることによって、熱延鋼帯の高温巻取りの際に、
鋼帯端部のＡＩＨの析出を促進させて鋼帯の品質を均一
化するためである。
前記スラブを、−たん冷却した後、所定温度に加熱して
熱間圧延を行なうと、熱間圧延中に析出するＭｎ Ｓが
微細化せず且つその析出量も少なくなって、鋼帯の品質
を均一化することはできない。
熱間圧延を行なうと、熱間圧延中に析出するＭｎ Ｓが
微細化せず且つその析出量も少なくなって、鋼帯の品質
を均一化することはできない。
熱間圧延における仕上温度は、Ａｒ３以上とすべきであ
る。仕上温度がＡｒ１未満では、熱間圧延された熱延鋼
帯の組織における粒径が大となり、製品鋼帯のランクフ
ォード値が低下する。
る。仕上温度がＡｒ１未満では、熱間圧延された熱延鋼
帯の組織における粒径が大となり、製品鋼帯のランクフ
ォード値が低下する。
熱延鋼帯の巻取温度は、６４０℃以上とすべきである。
前記巻取温度が６４０℃未満では、Ａ＃Ｎの析出が不十
分となる。
分となる。
次に、この発明を実施例により説明する。
第１表に示す、隘１から隘６の本発明方法の範囲の化学
成分組成を有する、連続鋳造によって鋳造された高温の
スラブを、冷却することなく、直接熱間圧延した。この
ときの仕上温度は８７０℃、巻取温度は６８０℃、板厚
は２．８１１であった。このようにして得られた板厚２
．８１１ｉ＋の熱間圧延鋼帯を、板厚０．７ｍｍまで冷
延率７５％で冷間圧延し、次いで７００℃の温度で連続
焼鈍した。
成分組成を有する、連続鋳造によって鋳造された高温の
スラブを、冷却することなく、直接熱間圧延した。この
ときの仕上温度は８７０℃、巻取温度は６８０℃、板厚
は２．８１１であった。このようにして得られた板厚２
．８１１ｉ＋の熱間圧延鋼帯を、板厚０．７ｍｍまで冷
延率７５％で冷間圧延し、次いで７００℃の温度で連続
焼鈍した。
一方、比較のために、Ｓ含有量が本発明の範囲を外れて
少ないスラブを使用した熱延鋼帯（比較側限１）、およ
び、成分組成は本発明の範囲内であっても、−たん冷却
したスラブを加熱して熱間圧延した熱延鋼帯（比較側限
２〜５）を、上記と同じ条件で冷間圧延後、連続焼鈍し
た。なお、上記比較側限１〜５の他の熱間圧延条件は、
上記実施例と同じである。
少ないスラブを使用した熱延鋼帯（比較側限１）、およ
び、成分組成は本発明の範囲内であっても、−たん冷却
したスラブを加熱して熱間圧延した熱延鋼帯（比較側限
２〜５）を、上記と同じ条件で冷間圧延後、連続焼鈍し
た。なお、上記比較側限１〜５の他の熱間圧延条件は、
上記実施例と同じである。
第１表において、狸は降伏点を、ＴＳは引張り強度を、
Ｅｌは全延びを、Ｔはランクフォード値を、そして、Ａ
Ｉは歪時効指数をそれぞれ示す。また、第１表の品質均
一性における、○、△、Ｘ印は下記を示す。
Ｅｌは全延びを、Ｔはランクフォード値を、そして、Ａ
Ｉは歪時効指数をそれぞれ示す。また、第１表の品質均
一性における、○、△、Ｘ印は下記を示す。
Ｏ・・・品質均一性に優れている
△・・・品質均一性がやや劣っている
×・・・品質均一性が劣っている
第１表から明らかなように、本発明の実施側限１〜６は
、その機械的性質のすべてにおいて優れ且つ品質均一性
も優れている。これに対して、比較例１は、Ｓ含有量が
本発明の範囲を外れて低いため、直接熱間圧延を行なっ
ても、微細なＭｎＳの生成が少ない。従って歪時効指数
が高く且つ品質均一性も悪い。また、比較例！Ｖ！ｌＬ
２〜５は、成分組成が本発明の範囲内であっても、熱間
圧延のために鋼片を加熱しているので、微細なＭｎＳの
生成が少ない。従って歪時効指数が高く且つ品質均一性
も悪い。
、その機械的性質のすべてにおいて優れ且つ品質均一性
も優れている。これに対して、比較例１は、Ｓ含有量が
本発明の範囲を外れて低いため、直接熱間圧延を行なっ
ても、微細なＭｎＳの生成が少ない。従って歪時効指数
が高く且つ品質均一性も悪い。また、比較例！Ｖ！ｌＬ
２〜５は、成分組成が本発明の範囲内であっても、熱間
圧延のために鋼片を加熱しているので、微細なＭｎＳの
生成が少ない。従って歪時効指数が高く且つ品質均一性
も悪い。
図面は、第１表に示す実施例１１１１［１３と比較例−
３の歪時効指数（ＡＩ）および降伏点（ＹＰ ）の鋼帯
長さ方向の値を示すグラフである。第１図において○印
は実施例％３を、・印は比較例述３を示す。
３の歪時効指数（ＡＩ）および降伏点（ＹＰ ）の鋼帯
長さ方向の値を示すグラフである。第１図において○印
は実施例％３を、・印は比較例述３を示す。
また、第１図の横軸におけるＭは鋼帯の長さ方向の中心
位置を、Ｔ１． Ｔ２． Ｔ３は鋼帯の先端側位置（Ｔ
。
位置を、Ｔ１． Ｔ２． Ｔ３は鋼帯の先端側位置（Ｔ
。
は最先端）を、そして、Ｂ＋ 、Ｂ２ 、Ｂｓ 、 Ｂ
４は鋼帯の後端側位置（Ｂ４は最後端）を示し、’ｒ、
、Ｔ２・・・Ｂ３゜Ｂ４の相互間の間隔は、２０ｍであ
る。
４は鋼帯の後端側位置（Ｂ４は最後端）を示し、’ｒ、
、Ｔ２・・・Ｂ３゜Ｂ４の相互間の間隔は、２０ｍであ
る。
第１図から明らかなように、連続鋳造されたスラブを直
接熱間圧延した実施例ＩＶＩｋＬ３の鋼帯は、−たん冷
却されたスラブを加熱した後、熱間圧延した比較例１’
％３のスラブに比べて、歪時効指数（ＡＩ）および降伏
点（ＹＰ）が何れも低く、耐時効性に優れており、且つ
、降伏点（ＹＰ ）の値が、鋼帯の先端部、中間部およ
び後端部を問わず均一で、品質均一性に優れている。
接熱間圧延した実施例ＩＶＩｋＬ３の鋼帯は、−たん冷
却されたスラブを加熱した後、熱間圧延した比較例１’
％３のスラブに比べて、歪時効指数（ＡＩ）および降伏
点（ＹＰ）が何れも低く、耐時効性に優れており、且つ
、降伏点（ＹＰ ）の値が、鋼帯の先端部、中間部およ
び後端部を問わず均一で、品質均一性に優れている。
以上述べたように、この発明によれば、熱間圧延された
熱延鋼帯を高温巻取すする際に、ＡｌＮの析出が鋼帯全
体にわたって十分に行なわれ、連続焼鈍の過時効中にお
けるカーバイドの析出が促進されて、均一な品質の耐時
効性に優れた低炭素アルミキルド鋼帯を製造することが
できる工業１優れた効果がもたらされる。
熱延鋼帯を高温巻取すする際に、ＡｌＮの析出が鋼帯全
体にわたって十分に行なわれ、連続焼鈍の過時効中にお
けるカーバイドの析出が促進されて、均一な品質の耐時
効性に優れた低炭素アルミキルド鋼帯を製造することが
できる工業１優れた効果がもたらされる。
図面はこの発明の方法によって製造された鋼帯およびこ
の発明の範囲外の方法によって製造された鋼帯における
、歪時効指数および降伏点の鋼帯長さ方向の値を示すグ
ラフである。
の発明の範囲外の方法によって製造された鋼帯における
、歪時効指数および降伏点の鋼帯長さ方向の値を示すグ
ラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．４ｗｔ％、 Ｓ：０．０１〜０．０３ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．０１０〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ：０
．００７０ｗｔ％以下、 残り：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する低炭素アルミキルド鋼のスラ
ブを、連続鋳造によつて調製し、 上記連続鋳造によつて調製された高温のスラブを、冷却
することなく、Ａｒ＿３以上の仕上温度で直接熱間圧延
して、熱延鋼帯を調製し、前記熱延鋼帯を６４０℃以上
の温度で巻き取り、このように巻き取られた前記熱延鋼
帯を冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍する
ことを特徴とする低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15118184A JPS6130628A (ja) | 1984-07-23 | 1984-07-23 | 低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15118184A JPS6130628A (ja) | 1984-07-23 | 1984-07-23 | 低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6130628A true JPS6130628A (ja) | 1986-02-12 |
Family
ID=15513063
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15118184A Pending JPS6130628A (ja) | 1984-07-23 | 1984-07-23 | 低炭素アルミキルド鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6130628A (ja) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS568891A (en) * | 1979-07-02 | 1981-01-29 | Tanaka Precious Metal Ind | Repairing material for disconnected circuit foil on printed circuit board |
| JPS5848634A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-03-22 | Nippon Steel Corp | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板の製造法 |
| JPS5852435A (ja) * | 1981-09-21 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による高延性の深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58136721A (ja) * | 1982-02-09 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれた冷間圧延鋼板の製造方法 |
| JPS60258430A (ja) * | 1984-06-04 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 非時効性連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-07-23 JP JP15118184A patent/JPS6130628A/ja active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS568891A (en) * | 1979-07-02 | 1981-01-29 | Tanaka Precious Metal Ind | Repairing material for disconnected circuit foil on printed circuit board |
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| JPS58136721A (ja) * | 1982-02-09 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれた冷間圧延鋼板の製造方法 |
| JPS60258430A (ja) * | 1984-06-04 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 非時効性連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
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