JPS62139813A - 熱片直送圧延方法 - Google Patents
熱片直送圧延方法Info
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- JPS62139813A JPS62139813A JP28054385A JP28054385A JPS62139813A JP S62139813 A JPS62139813 A JP S62139813A JP 28054385 A JP28054385 A JP 28054385A JP 28054385 A JP28054385 A JP 28054385A JP S62139813 A JPS62139813 A JP S62139813A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、熱片直送圧延方法、特に、連続鋳造あるいは
造塊法により鋳片にされ、このときの高熱鋳片（以下、
単位「熱片」という）を室温にまで冷却することなく、
そのままあるいは一旦再加熱して熱間圧延を行う（以下
、単に「直送圧延」という）に際して熱片の直送圧延割
れを防止し、工フルギー原単位の向上をはかる熱片直送
圧延方法に関するものである。
造塊法により鋳片にされ、このときの高熱鋳片（以下、
単位「熱片」という）を室温にまで冷却することなく、
そのままあるいは一旦再加熱して熱間圧延を行う（以下
、単に「直送圧延」という）に際して熱片の直送圧延割
れを防止し、工フルギー原単位の向上をはかる熱片直送
圧延方法に関するものである。
（従来の技術）
近年の連続鋳造化比率の増加は、製造コストの低減と生
産工程の合理化と相俟って目覚ましいが、それに伴い製
鋼−圧延の連続化プロセスが大きな注目を集めている。
産工程の合理化と相俟って目覚ましいが、それに伴い製
鋼−圧延の連続化プロセスが大きな注目を集めている。
すなわち、連続鋳造法あるいは造塊法により製造された
高熱鋳片を、室温まで冷却せずに、熱片のまま直接加熱
炉に装入し、次いで熱間圧延を行うという、エネルギー
原単位の向上を図る熱片直送圧延方法の検討がさかんに
行われている。しかし、このような工程を経た場合、あ
る特定温度領域から再加熱を開始するとそれに続く熱間
圧延時に従来方式ではみられなかった圧延割れを表面に
生じることがある。
高熱鋳片を、室温まで冷却せずに、熱片のまま直接加熱
炉に装入し、次いで熱間圧延を行うという、エネルギー
原単位の向上を図る熱片直送圧延方法の検討がさかんに
行われている。しかし、このような工程を経た場合、あ
る特定温度領域から再加熱を開始するとそれに続く熱間
圧延時に従来方式ではみられなかった圧延割れを表面に
生じることがある。
連続鋳造法あるいは造塊法により製造された鋳片を、室
温まで冷却し再加熱する従来方式ではそのような圧延割
れを生じないが、そのような方法による限り当然ながら
エネルギー原単位の向上にはつながらない。また、熱片
直送圧延方法においても連続鋳造法あるいは造塊法によ
り製造された熱片を鋼のγ−α変態点より低いと考えら
れる５００℃以下の温度まで一旦冷却してからその温度
で加熱炉に装入する場合は、室温にまで冷却された場合
と同様に圧延割れを生じないが、エネルギー原単位向上
の観点からは大きな効果を得ることはできない。
温まで冷却し再加熱する従来方式ではそのような圧延割
れを生じないが、そのような方法による限り当然ながら
エネルギー原単位の向上にはつながらない。また、熱片
直送圧延方法においても連続鋳造法あるいは造塊法によ
り製造された熱片を鋼のγ−α変態点より低いと考えら
れる５００℃以下の温度まで一旦冷却してからその温度
で加熱炉に装入する場合は、室温にまで冷却された場合
と同様に圧延割れを生じないが、エネルギー原単位向上
の観点からは大きな効果を得ることはできない。
一方、鋼のγ→α変態完了温度より高いと考えられる６
５０℃以上で加熱炉に装入され、次いで加熱圧延された
場合、エネルギー原単位向上において非常に効果的であ
り、コスト合理化意識の徹底、物流システムの改善によ
り、この温度での加熱炉装入温度は近年飛躍的に上昇し
つつあり、γ域装入も可能となってきている。
５０℃以上で加熱炉に装入され、次いで加熱圧延された
場合、エネルギー原単位向上において非常に効果的であ
り、コスト合理化意識の徹底、物流システムの改善によ
り、この温度での加熱炉装入温度は近年飛躍的に上昇し
つつあり、γ域装入も可能となってきている。
（発明が解決しようとする問題点）
したがって、本発明の目的とするところは、鋼のγ−α
変態完了温度より高いと考えられる６５０℃以上の温度
で加熱炉に装入されて、均熱後、熱間圧延する場合にも
、圧延割れのおそれのない新規な熱片直送圧延方法を提
供することである。
変態完了温度より高いと考えられる６５０℃以上の温度
で加熱炉に装入されて、均熱後、熱間圧延する場合にも
、圧延割れのおそれのない新規な熱片直送圧延方法を提
供することである。
また、本発明の別の目的は、熱片直送圧延でも熱間圧延
割れを生じない、エネルギーロスの極めて少ない新規な
熱片直送圧延方法を提供することである。
割れを生じない、エネルギーロスの極めて少ない新規な
熱片直送圧延方法を提供することである。
（問題点を解決するだめの手段）
前述のように近年の製造技術の飛躍的改良によってＴ域
温度での加熱炉装入も可能となってきたが、しかし、そ
のような高温装入はコスト合理化にとっては有利である
反面、鋼のγ−α変態完了温度より高いと考えられる６
５０℃以上で装入される場合、凝固１粒は非常に大きく
なるため、直送圧延時に圧延割れを生じることが１懸念
される。実際、本発明者らが実験室的な直送圧延実験に
より確認すると、特定鋼種、特定装入温度範囲において
圧延割れを生じることが判明した。
温度での加熱炉装入も可能となってきたが、しかし、そ
のような高温装入はコスト合理化にとっては有利である
反面、鋼のγ−α変態完了温度より高いと考えられる６
５０℃以上で装入される場合、凝固１粒は非常に大きく
なるため、直送圧延時に圧延割れを生じることが１懸念
される。実際、本発明者らが実験室的な直送圧延実験に
より確認すると、特定鋼種、特定装入温度範囲において
圧延割れを生じることが判明した。
すなわち、鋼のγ→α変態温度完了温度より高いと考え
られる６５０℃以上で加熱炉に装入されて、所定温度に
加熱された場合、熱片はγ−α変態を完了していない粗
大凝固１粒を有している。熱片表面温度が６５０〜７５
０℃の温度範囲にあるときに加熱炉に装入される場合、
この凝固γ粒界を析出サイトとしてＮｂ、Ａ１２等の炭
窒化物が生成、析出し、さらにＳは凝固１粒界に偏析し
やすく、しかもこのような高温域では低融点であるＦｅ
−Ｍｎ−３系の硫化物として存在する。このように、応
力集中源となるような炭窒化物および粒界脆化を生じる
Ｆｅ−Ｍｎ−３系低融点硫化物を粒界に有するとともに
、γ→α変態を完了していないための粗大凝固１粒を有
する鋼を熱間圧延すれば、圧延割れを生じることがある
ことが判明した。
られる６５０℃以上で加熱炉に装入されて、所定温度に
加熱された場合、熱片はγ−α変態を完了していない粗
大凝固１粒を有している。熱片表面温度が６５０〜７５
０℃の温度範囲にあるときに加熱炉に装入される場合、
この凝固γ粒界を析出サイトとしてＮｂ、Ａ１２等の炭
窒化物が生成、析出し、さらにＳは凝固１粒界に偏析し
やすく、しかもこのような高温域では低融点であるＦｅ
−Ｍｎ−３系の硫化物として存在する。このように、応
力集中源となるような炭窒化物および粒界脆化を生じる
Ｆｅ−Ｍｎ−３系低融点硫化物を粒界に有するとともに
、γ→α変態を完了していないための粗大凝固１粒を有
する鋼を熱間圧延すれば、圧延割れを生じることがある
ことが判明した。
そこで、本発明者らは、これら粒界脆化につながる要因
のうち、炭窒化物の析出に着目し、直送圧延時に、炭窒
化物が粒界析出していなければ圧延割れを生じないとい
う実験事実をもとに、さらに熱片直送圧延時の圧延割れ
を防ぐ製造条件の検討を行い、本発明に至ったものであ
る。
のうち、炭窒化物の析出に着目し、直送圧延時に、炭窒
化物が粒界析出していなければ圧延割れを生じないとい
う実験事実をもとに、さらに熱片直送圧延時の圧延割れ
を防ぐ製造条件の検討を行い、本発明に至ったものであ
る。
すなわち、本発明は、重量％で、
ｓ：０．０３％未満に制限するとともに、Ｎｂ ： ０
．００５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａ（！
： ０．００５〜０．０８％を少なくとも一種含有する
鋼組成の熱片を、凝固後の冷却過程において表面温度が
凝固γ粒界に炭窒化物の析出を生じない、Ａｒ３点＋１
００℃超の温度で加熱炉に装入し、次いで熱間圧延する
ことを特徴とする、熱片直送圧延方法である。
．００５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａ（！
： ０．００５〜０．０８％を少なくとも一種含有する
鋼組成の熱片を、凝固後の冷却過程において表面温度が
凝固γ粒界に炭窒化物の析出を生じない、Ａｒ３点＋１
００℃超の温度で加熱炉に装入し、次いで熱間圧延する
ことを特徴とする、熱片直送圧延方法である。
また、本発明は、別の特徴によれば、重量％で、ｓ：０
．０３％未満に制限するとともに、Ｎｂ ： ０．００
５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａ（！ ： ０
．００５〜０．０８％を少なくとも一種含有する鋼組成
の熱片を、凝固後の冷却過程において表面温度が凝固１
粒界に炭窒化物の析出物を生じる、Ａｒ３点＋１００℃
以下で、Ｔ→α変態が完了しない温度以上の温度範囲で
加熱炉に装入して、該加熱炉で前記熱片を前記析出物の
固溶する温度に再加熱し、次いで熱間圧延することを特
徴とする、熱片直送圧延方法である。
．０３％未満に制限するとともに、Ｎｂ ： ０．００
５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａ（！ ： ０
．００５〜０．０８％を少なくとも一種含有する鋼組成
の熱片を、凝固後の冷却過程において表面温度が凝固１
粒界に炭窒化物の析出物を生じる、Ａｒ３点＋１００℃
以下で、Ｔ→α変態が完了しない温度以上の温度範囲で
加熱炉に装入して、該加熱炉で前記熱片を前記析出物の
固溶する温度に再加熱し、次いで熱間圧延することを特
徴とする、熱片直送圧延方法である。
なお、上記熱片は、重量％で、
Ｃ：ｏ、ｔｏ −ｏ、ａｏ％、 Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．５ 〜２．０％、 Ｃｒ：０．１０
〜１．５０％、。
５０％、Ｍｎ：０．５ 〜２．０％、 Ｃｒ：０．１０
〜１．５０％、。
Ｍｏ：０．１０〜０．２％、 Ｎｉ：０．１０〜２．０
％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％お
よび Ｖ ：０．００５〜０．１０％ の少なくとも一種を含有するものであってもよい。
％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％お
よび Ｖ ：０．００５〜０．１０％ の少なくとも一種を含有するものであってもよい。
（作用）
次に、本発明における鋼種、加熱炉装入温度、加熱温度
について上記の如く限定した理由を述べる。本明細書に
おいて、特にことわりがないかぎり、「％」は、「重量
％」である。
について上記の如く限定した理由を述べる。本明細書に
おいて、特にことわりがないかぎり、「％」は、「重量
％」である。
Ｃ：
Ｃは強度を得るのに必要な元素であるが、０．０１％未
満ではその効果が不充分で、かつ焼入性が小さく靭性も
劣り、また０、８％を越えると初析セメンタイトの出現
による熱間延性低下がもちきたされるため０．０１〜０
．８０％とした。
満ではその効果が不充分で、かつ焼入性が小さく靭性も
劣り、また０、８％を越えると初析セメンタイトの出現
による熱間延性低下がもちきたされるため０．０１〜０
．８０％とした。
Ｓｉ：
Ｓｉは製鋼上必要な元素であり、かつ焼戻軟化抵抗を高
めるので強度の増大に有効であるが、０．５０％を越え
ると靭性が劣化するので０．０５〜０．５０％とした。
めるので強度の増大に有効であるが、０．５０％を越え
ると靭性が劣化するので０．０５〜０．５０％とした。
Ｍｎ：
Ｍｎは強度を増し、かつ焼入性および靭性を向上させる
のに有効であるが０．５％未満ではその効果は不充分で
あり、また２％を越えると逆に靭性を損なう場合がある
ので０．５〜２．０％とした。
のに有効であるが０．５％未満ではその効果は不充分で
あり、また２％を越えると逆に靭性を損なう場合がある
ので０．５〜２．０％とした。
Ｃｒ：
Ｃｒは焼入性を高め、強度、靭性を向上させるのに有効
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、１．５％を越えると溶接性を劣化させるので０．１０
〜１．５％とした。
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、１．５％を越えると溶接性を劣化させるので０．１０
〜１．５％とした。
ＭＯ：
Ｍｏは焼入性を高め、強度、靭性を向上させるのに有効
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、逆に０．２％を越えて添加すれば、その改善効果は飽
和するばかりでなくコストも嵩むので０．１〜０．２％
とした。
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、逆に０．２％を越えて添加すれば、その改善効果は飽
和するばかりでなくコストも嵩むので０．１〜０．２％
とした。
Ｎｉ：
Ｎｉは母材のみならず、溶接ボンド部の強度および靭性
を向上させるのに有効で、０．１％以上の含有により顕
著な効果があるが、２％を越えて増量しても効果の向上
はみられず、かつ原価が高騰するから望ましくない。
を向上させるのに有効で、０．１％以上の含有により顕
著な効果があるが、２％を越えて増量しても効果の向上
はみられず、かつ原価が高騰するから望ましくない。
Ｃｕ：
Ｃｕは靭性を損なうことなく強度を高めるのに有効であ
るが、０．１％未満ではその効果がなく、また１％を越
えると高温延性を損なう場合があるので０．１〜１．０
％とした。
るが、０．１％未満ではその効果がなく、また１％を越
えると高温延性を損なう場合があるので０．１〜１．０
％とした。
Ｂ：
Ｂは焼入性を著しく高め、強度、靭性を向上させるのに
有効であるが、０．０００３％未満ではその効果はあが
らず、０．００３％を越えるとその効果は飽和あるいは
劣化する場合も生じるので０．０００３〜０゜００３％
とした。
有効であるが、０．０００３％未満ではその効果はあが
らず、０．００３％を越えるとその効果は飽和あるいは
劣化する場合も生じるので０．０００３〜０゜００３％
とした。
Ｔｉ：
ＴｉはＮを固定するのに有効な元素であり、０．００５
％以上の含有によりその効果が発揮される。しかし、０
．０５％を越えて添加されると靭性が著しく劣化するの
で望ましくなく ０．００５〜０．０５％とした。
％以上の含有によりその効果が発揮される。しかし、０
．０５％を越えて添加されると靭性が著しく劣化するの
で望ましくなく ０．００５〜０．０５％とした。
■＝
■は焼戻し軟化抵抗を高め、強度増大に有効であるが０
．００５％未満ではその効果はなく、また０゜１％を越
えると靭性が著しく劣化するので望ましくなく ０．０
０５〜０．１ ％とした。
．００５％未満ではその効果はなく、また０゜１％を越
えると靭性が著しく劣化するので望ましくなく ０．０
０５〜０．１ ％とした。
Ｓ：
Ｓは熱力学的にはＭｎＳとして安定に存在するはずであ
るが、通常の炭素鋼では凝固直後においてはＦｅ原子の
ほうが圧倒的に多いため、Ｆｅ−Ｍｎ−３として存在す
るのが通例である。直送圧延のような凝固直後のプロセ
スにおいてもＦｅ−Ｍｎ−５として存在していることは
十分考えられ、かつＦｅ−Ｍｎ−３は９９７℃と低い共
晶点を有していることから、熱間延性の低下をもちきた
すため、直送圧延時の圧延割れを防ぐためには極力低く
抑えることが望まれる。一方、Ｓは被削性改善を目的と
する以外鋼質に好結果をもたらすことは少な（、Ｓを低
くすることは技術上何ら問題とされるところはないが、
装造コストあるいは要求性能の観点からＳは０．０３％
未満が実情である。そのためＳの含有量は０．０３％未
満とした。好ましくは、０．００８％以下である。
るが、通常の炭素鋼では凝固直後においてはＦｅ原子の
ほうが圧倒的に多いため、Ｆｅ−Ｍｎ−３として存在す
るのが通例である。直送圧延のような凝固直後のプロセ
スにおいてもＦｅ−Ｍｎ−５として存在していることは
十分考えられ、かつＦｅ−Ｍｎ−３は９９７℃と低い共
晶点を有していることから、熱間延性の低下をもちきた
すため、直送圧延時の圧延割れを防ぐためには極力低く
抑えることが望まれる。一方、Ｓは被削性改善を目的と
する以外鋼質に好結果をもたらすことは少な（、Ｓを低
くすることは技術上何ら問題とされるところはないが、
装造コストあるいは要求性能の観点からＳは０．０３％
未満が実情である。そのためＳの含有量は０．０３％未
満とした。好ましくは、０．００８％以下である。
Ｎｂ：
Ｎｂは制御圧延鋼、熱処理鋼のいずれにおいても細粒化
あるいは析出強化を目的として添加されるが、その効果
があられれるのはｏ、ｏｏｓ％以上であり、一方、０．
０５％を越えるとその効果も飽和し、逆に溶接性などの
悪影響が顕在化するので通常０゜００５〜０．０５％添
加される。一方、Ｎｂが添加された鋼を、凝固過程のγ
温度域で冷却され、次いで６５０〜８００℃の温度域か
ら加熱炉に装入されると、その冷却後昇温過程で凝固１
粒界にＮｂ （ＣＮ）として析出し粒界脆化の一因とな
る。これはＮｂ添加された鋼には、必ず生じる現象であ
り、したがって、本発明にあってもＮｂ含有量の限定範
囲を通常の添加量である０、００５〜０．１０％の範囲
にした。
あるいは析出強化を目的として添加されるが、その効果
があられれるのはｏ、ｏｏｓ％以上であり、一方、０．
０５％を越えるとその効果も飽和し、逆に溶接性などの
悪影響が顕在化するので通常０゜００５〜０．０５％添
加される。一方、Ｎｂが添加された鋼を、凝固過程のγ
温度域で冷却され、次いで６５０〜８００℃の温度域か
ら加熱炉に装入されると、その冷却後昇温過程で凝固１
粒界にＮｂ （ＣＮ）として析出し粒界脆化の一因とな
る。これはＮｂ添加された鋼には、必ず生じる現象であ
り、したがって、本発明にあってもＮｂ含有量の限定範
囲を通常の添加量である０、００５〜０．１０％の範囲
にした。
ｓｏｌ、ＡＱ：
鮫は鋼の脱酸に必要な元素であり、酸可溶性ＡＱ（ｓ
ｏ ｌ 、 ＡＱ ）が０．００５％以上含有されると
十分であるとされている。しかし、０．０８％超含有さ
れると鋼の清浄化を損ない、かつコスト高となるため、
一般的には０．０５〜０．０８％程度含有されている。
ｏ ｌ 、 ＡＱ ）が０．００５％以上含有されると
十分であるとされている。しかし、０．０８％超含有さ
れると鋼の清浄化を損ない、かつコスト高となるため、
一般的には０．０５〜０．０８％程度含有されている。
一方、ＡＱもＮｂと同様に直送圧延プロセスにおいて６
５０〜８００℃の温度範囲で加熱炉に装入されると、凝
固γ粒界に析出して存在することがあるので、その限定
理由を通常の添加量である０、 ００５〜０．０８％の
範囲とした。
５０〜８００℃の温度範囲で加熱炉に装入されると、凝
固γ粒界に析出して存在することがあるので、その限定
理由を通常の添加量である０、 ００５〜０．０８％の
範囲とした。
加熱炉装入温度および加熱温度：
加熱炉装入温度は、本発明上重要な因子であり、例えば
鋳片の表面温度がＡｒ３点＋１００℃、例えば８００℃
を越えるような高温からの装入は、エネルギー源単位の
向上の観点からだけでなく、炭窒化物生成抑制の観点か
らも好ましい。一方、Ａｒ３点＋１００℃ないしγ→α
変態が完了しない温度までの温度範囲、例えば６５０〜
８００℃の範囲で加熱炉に装入する場合、粒界の炭窒化
物を完全固溶できるように、炭窒化物の溶体化温度以上
で再加熱するのが好ましい。
鋳片の表面温度がＡｒ３点＋１００℃、例えば８００℃
を越えるような高温からの装入は、エネルギー源単位の
向上の観点からだけでなく、炭窒化物生成抑制の観点か
らも好ましい。一方、Ａｒ３点＋１００℃ないしγ→α
変態が完了しない温度までの温度範囲、例えば６５０〜
８００℃の範囲で加熱炉に装入する場合、粒界の炭窒化
物を完全固溶できるように、炭窒化物の溶体化温度以上
で再加熱するのが好ましい。
このように、本発明にあっては炭窒化物は極力γ粒界に
析出しないようにするとともに、一旦析出した炭窒化物
も再加熱して固溶させるのである。
析出しないようにするとともに、一旦析出した炭窒化物
も再加熱して固溶させるのである。
次に、本発明について実施例を示しその作用効果をさら
に説明する。
に説明する。
実施例
第１表に示す各組成の溶鋼を調製し、同じく同表に示す
加熱条件で直送圧延を行った。その場合、連続鋳造の場
合は厚さ２４０ｍｍ造塊法の場合厚さ４００ｍ１ｌｌの
鋳鋼片を用いて、圧延割れについては厚さ２０ｍｍに圧
延後、その測面を目視観察することにより確認した。
加熱条件で直送圧延を行った。その場合、連続鋳造の場
合は厚さ２４０ｍｍ造塊法の場合厚さ４００ｍ１ｌｌの
鋳鋼片を用いて、圧延割れについては厚さ２０ｍｍに圧
延後、その測面を目視観察することにより確認した。
第１図に熱片直送圧延時の代表的な圧延割れの形状のス
ケッチを示すが、割れは圧延時の最大せん断力方向に沿
っているのがわかる。
ケッチを示すが、割れは圧延時の最大せん断力方向に沿
っているのがわかる。
このようにして得た観察結果を同しく第１表にまとめて
示す。
示す。
これからも明らかなように、実験ｆｔ１〜４は造船用Ｈ
Ｔ５０の鋼種であるが、同じ１１００℃加熱の場合、７
５０“Ｃ装入材の場合のみ割れが顕在化している。
Ｔ５０の鋼種であるが、同じ１１００℃加熱の場合、７
５０“Ｃ装入材の場合のみ割れが顕在化している。
これはＮｂの炭窒化物の粒界析出による粒界脆化に起因
するものと考えられる。９００℃装入の場合、Ｎｂの析
出は抑えられるため、圧延割れは回避される。一方、７
５０℃装入の場合でも、実験Ｎｏ、４のようにＮｂ （
ＣＮ）の溶体化温度以上の１２００℃で加熱圧延した場
合、割れは回避される。
するものと考えられる。９００℃装入の場合、Ｎｂの析
出は抑えられるため、圧延割れは回避される。一方、７
５０℃装入の場合でも、実験Ｎｏ、４のようにＮｂ （
ＣＮ）の溶体化温度以上の１２００℃で加熱圧延した場
合、割れは回避される。
実験Ｉｌ＆１５〜１０は機械構造用の５２５ Ｃである
が、上記のＨＴ５０と同様の傾向を示している。ここで
Ｎｂは、添加されていないが、ｓｌが０．０２５％と高
いこと、およびＡＱＮの粒界析出が粒界脆化を生じさせ
ることが挙げられる。
が、上記のＨＴ５０と同様の傾向を示している。ここで
Ｎｂは、添加されていないが、ｓｌが０．０２５％と高
いこと、およびＡＱＮの粒界析出が粒界脆化を生じさせ
ることが挙げられる。
実験Ｔｈ１１〜１６は、Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｍｏ
、 Ｔｉ、 Ｂ等が強度調整のため適宜量添加された成
分系における結果であるが、実験Ｎｏ、１〜１０と同様
の非常に再現性のよい結果が得られているのがわかる。
、 Ｔｉ、 Ｂ等が強度調整のため適宜量添加された成
分系における結果であるが、実験Ｎｏ、１〜１０と同様
の非常に再現性のよい結果が得られているのがわかる。
実験隘１７はＳの制限０．０３％を越える０、０３５％
Ｓの成分系の結果であるが、このようにＳが高いと本発
明方法を用いても、この直送圧延割れは防げえない。
Ｓの成分系の結果であるが、このようにＳが高いと本発
明方法を用いても、この直送圧延割れは防げえない。
実験阻１８はＣの制限０．８０％を越える０、８５％Ｃ
の成分系の結果であるが、このようにＣが高い過共析鋼
の場合は初析Ｆｅ５Ｃの高温延性低下作用が大きく実用
上困難といえる。
の成分系の結果であるが、このようにＣが高い過共析鋼
の場合は初析Ｆｅ５Ｃの高温延性低下作用が大きく実用
上困難といえる。
（発明の効果）
前述の如く、本発明による熱片直送圧延を実施すれば以
下のような結果が得られるのである。
下のような結果が得られるのである。
（１１連続鋳造あるいは造塊法によって得られた熱片を
γ→α変態を完了しない６５０℃超の温度から必要によ
り再加熱後、熱間圧延することにより、熱片直送圧延時
の圧延割れ生成を回避することができる。
γ→α変態を完了しない６５０℃超の温度から必要によ
り再加熱後、熱間圧延することにより、熱片直送圧延時
の圧延割れ生成を回避することができる。
（２）γ→α変態を完了していない６５０℃超の温度か
ら必要により再加熱を開始するということは、粒界脆化
を生じさせる炭窒化物の生成をさけるべく装入開始温度
を選択すれば再加熱は必ずしも必要でな（なり、あるい
は炭窒化物の生成が生じてしまう場合には炭窒化物が固
溶し得る温度に再加熱することにより、直送圧延時の圧
延割れを回避することができる。
ら必要により再加熱を開始するということは、粒界脆化
を生じさせる炭窒化物の生成をさけるべく装入開始温度
を選択すれば再加熱は必ずしも必要でな（なり、あるい
は炭窒化物の生成が生じてしまう場合には炭窒化物が固
溶し得る温度に再加熱することにより、直送圧延時の圧
延割れを回避することができる。
添付図面は、直送圧延における圧延割れのスケッチであ
る。
る。
Claims (4)
- （１）重量％で、 Ｓ：０．０３％未満に制限するとともに、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａｌ：０．０
０５〜０．０８％を少なくとも一種含有する鋼組成の熱
片を、凝固後の冷却過程において表面温度が凝固γ粒界
に炭窒化物の析出を生じない、Ａｒ＿３点＋１００℃超
の温度で加熱炉に装入し、次いで熱間圧延することを特
徴とする、熱片直送圧延方法。 - （２）前記熱片がさらに、重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５
０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２％、Ｎｉ：０．１０〜２
．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００
３〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％お
よび Ｖ：０．００５〜０．１０％ の少なくとも一種を含有する、特許請求の範囲第１項記
載の方法。 - （３）重量％で、 Ｓ：０．０３％未満に制限するとともに、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％および／またはｓｏｌ、Ａｌ：０．０
０５〜０．０８％を少なくとも一種含有する鋼組成の熱
片を、凝固後の冷却過程において表面温度が凝固γ粒界
に炭窒化物の析出物を生じるＡｒ＿３点＋１００℃以下
で、γ→α変態が完了しない温度以上の温度範囲で加熱
炉に装入して、該加熱炉で前記熱片を前記析出物の固溶
する温度に再加熱し、次いで熱間圧延することを特徴と
する、熱片直送圧延方法。 - （４）前記熱片がさらに、重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５
０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２％、Ｎｉ：０．１０〜２
．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００
３〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％お
よび Ｖ：０．００５〜０．１０％ の少なくとも一種を含有する、特許請求の範囲第３項記
載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28054385A JPS62139813A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 熱片直送圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28054385A JPS62139813A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 熱片直送圧延方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62139813A true JPS62139813A (ja) | 1987-06-23 |
Family
ID=17626532
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28054385A Pending JPS62139813A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 熱片直送圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62139813A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8033352B2 (en) | 2008-12-23 | 2011-10-11 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Battery-fixing device for a battery forklift |
| CN104438418A (zh) * | 2014-09-28 | 2015-03-25 | 浙江富钢金属制品有限公司 | 一种不锈钢模铸钢锭一火成材的轧制方法 |
-
1985
- 1985-12-13 JP JP28054385A patent/JPS62139813A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8033352B2 (en) | 2008-12-23 | 2011-10-11 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Battery-fixing device for a battery forklift |
| CN104438418A (zh) * | 2014-09-28 | 2015-03-25 | 浙江富钢金属制品有限公司 | 一种不锈钢模铸钢锭一火成材的轧制方法 |
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