JPS63180305A - 薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造方法 - Google Patents
薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造方法Info
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- JPS63180305A JPS63180305A JP1368387A JP1368387A JPS63180305A JP S63180305 A JPS63180305 A JP S63180305A JP 1368387 A JP1368387 A JP 1368387A JP 1368387 A JP1368387 A JP 1368387A JP S63180305 A JPS63180305 A JP S63180305A
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- Metal Rolling (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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、3〜505m厚の薄鋳片を、異周速圧延%
またはスキュー圧延を用い、再加熱することなく直接熱
延して加工性および低温靭性のすぐれた高張力鋼板を製
造する方法に関するものである。
またはスキュー圧延を用い、再加熱することなく直接熱
延して加工性および低温靭性のすぐれた高張力鋼板を製
造する方法に関するものである。
従来、加熱鋼片に、いずれも熱間で、上側および下側ロ
ール間の周速が5%以上異る異周速圧延。
ール間の周速が5%以上異る異周速圧延。
または上側および下側ロールの間のロール軸の交差角が
l°以上であるスキュー圧延を施して、高張力銅帯を製
造する方法が知られている。
l°以上であるスキュー圧延を施して、高張力銅帯を製
造する方法が知られている。
しかし、上記の従来方法を、連続鋳造された3〜501
m厚の薄鋳片に適用した場合、この薄鋳片中のMn8な
どの介在物は、厚さの中心部に濃化すると共に、最初丸
形状を有するが、圧延によってその形状は細長くなり、
特に上記の異周速圧延やスキュー圧延では強圧下となる
ため、板の中心部までよく加工されるようになるので、
厚さの中央部に濃化するMnS系介在物は一層先鋭化し
、これが原因で冷間加工時に割れが発生し易くなること
から、上記従来方法を上記薄鋳片に適用しても加工性の
すぐれた高張力鋼帯を得ることが困難であった。
m厚の薄鋳片に適用した場合、この薄鋳片中のMn8な
どの介在物は、厚さの中心部に濃化すると共に、最初丸
形状を有するが、圧延によってその形状は細長くなり、
特に上記の異周速圧延やスキュー圧延では強圧下となる
ため、板の中心部までよく加工されるようになるので、
厚さの中央部に濃化するMnS系介在物は一層先鋭化し
、これが原因で冷間加工時に割れが発生し易くなること
から、上記従来方法を上記薄鋳片に適用しても加工性の
すぐれた高張力鋼帯を得ることが困難であった。
この発明は、上記の異糊速圧延およびスキュー圧延を用
い、連続鋳造された3〜501Ll厚の薄鋳片から高張
力鋼帯を製造する方法を提供するもので1重量−で(以
下チは重iisを示す)。
い、連続鋳造された3〜501Ll厚の薄鋳片から高張
力鋼帯を製造する方法を提供するもので1重量−で(以
下チは重iisを示す)。
C:0.03〜0.25チ、 Si:1%以下。
Mn: 0.5〜29に、 sot、ldl、 :
01005〜0.1%、Ca: 0.0005〜0
.005 ’A。
01005〜0.1%、Ca: 0.0005〜0
.005 ’A。
を含有し、さらに必要に応じて、
Ti:0.005〜0.1俤、 Nb:0.005
〜0.1俤、V:0.Ol 〜0.1%、 Ca
: 0.001〜0.01%。
〜0.1俤、V:0.Ol 〜0.1%、 Ca
: 0.001〜0.01%。
のうちの1穐または2種以上を含有し、残りがFeと不
可避不純物からなる組成を有する3〜50鵡の薄鋳片を
再加熱することなく直接異周速圧延、すなわち上側およ
び下側ロール間の周速が5俤以上異る異周速圧延、また
は直接スキュー圧延、すなわち上側および下側ロール間
のロール軸の交差角が1″以上であるスキュー圧延の熱
延を施し、この熱延の際に、1200〜1000℃間で
ノぞス当り40%以上の大圧下を1回以上行ない、圧延
後巻取りまでの冷却速度を5〜b とじ。
可避不純物からなる組成を有する3〜50鵡の薄鋳片を
再加熱することなく直接異周速圧延、すなわち上側およ
び下側ロール間の周速が5俤以上異る異周速圧延、また
は直接スキュー圧延、すなわち上側および下側ロール間
のロール軸の交差角が1″以上であるスキュー圧延の熱
延を施し、この熱延の際に、1200〜1000℃間で
ノぞス当り40%以上の大圧下を1回以上行ない、圧延
後巻取りまでの冷却速度を5〜b とじ。
かつ500℃未満〜200℃で巻取ること、によって加
工性および低温靭性のすぐれた高張力鋼帯を製造する方
法に特徴を有するものである。
工性および低温靭性のすぐれた高張力鋼帯を製造する方
法に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、薄鋳片の組成および
熱延条件を上記の通シに限定した理由な説明する。
熱延条件を上記の通シに限定した理由な説明する。
A、薄鋳片の組成
(a) C
C成分には銅帯の強度を向上させる作用があるが、その
含有量が0.031未満では所望の高強度を確保するこ
とができず、一方その含有量がo、25チを越えると、
加工性、低温靭性、および溶接性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.03〜0.25チと定めた
。 ゛(b) 5i S1成分には、脱酸作用があるほか、素地に固溶して、
これを強化し、もって銅帯の強度を向上させる作用があ
るが、その含有量が1%を越えると溶接性が劣化するよ
うになることから、その含有量を1%以下と定めた。
含有量が0.031未満では所望の高強度を確保するこ
とができず、一方その含有量がo、25チを越えると、
加工性、低温靭性、および溶接性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.03〜0.25チと定めた
。 ゛(b) 5i S1成分には、脱酸作用があるほか、素地に固溶して、
これを強化し、もって銅帯の強度を向上させる作用があ
るが、その含有量が1%を越えると溶接性が劣化するよ
うになることから、その含有量を1%以下と定めた。
(c) Mn
Mn成分には、銅帯の靭性な向上させる作用があるが、
その含有量が0.5%未満では所望の高靭性が得られず
、一方その含有量が2俤を越えると溶接性が劣化するよ
うになることから、その含有量を0.5〜2チと定めた
。
その含有量が0.5%未満では所望の高靭性が得られず
、一方その含有量が2俤を越えると溶接性が劣化するよ
うになることから、その含有量を0.5〜2チと定めた
。
(d) soL、AI
M成分には強力な脱酸作用があシ、薄鋳片の製造上不可
欠な成分であるが、その含有量がsoL、A1で0.0
05%未満では満足する脱酸をはかることができず、一
方その含有量が同じくsoL、Mで0.1チを越えると
鋼の清浄度が低下するようになることから、その含有量
をsot、fiJ、で0.005〜0.1%と定めた。
欠な成分であるが、その含有量がsoL、A1で0.0
05%未満では満足する脱酸をはかることができず、一
方その含有量が同じくsoL、Mで0.1チを越えると
鋼の清浄度が低下するようになることから、その含有量
をsot、fiJ、で0.005〜0.1%と定めた。
(e) Ca
Ca成分には薄鋳片における厚さの中心部に濃化するM
nS系介在物の圧延による先鋭化を抑制し、もって銅帯
の冷間加工時の割れを一段と阻止する作用があるが、そ
の含有量が0.0O05%未満では前記作用に所望の向
上効果が得られず、一方その含有量が0.OO5%を越
えると鋼の清浄度が低下するようになることから、その
含有量を010005〜0.005%と定めた。
nS系介在物の圧延による先鋭化を抑制し、もって銅帯
の冷間加工時の割れを一段と阻止する作用があるが、そ
の含有量が0.0O05%未満では前記作用に所望の向
上効果が得られず、一方その含有量が0.OO5%を越
えると鋼の清浄度が低下するようになることから、その
含有量を010005〜0.005%と定めた。
(f) Ti
T1成分には、N成分と結合して窒化物を形成し。
もって初期オーステナイト粒および圧延時のオーステナ
イト粒を微細化するほか、C成分およびN成分と結合し
て炭窒化物を形成し、これによって銅帯の強度を向上さ
せる作用があるので、高強度が要求される場合に必要に
応じて含有されるが、その含有量が0.OO51未満で
は所望の強度向上効果が得られず、一方その含有量が0
.1 %を越えると溶接性が劣化するように々ることが
ら、その含有量を0.OO5〜0.1%と定めた。
イト粒を微細化するほか、C成分およびN成分と結合し
て炭窒化物を形成し、これによって銅帯の強度を向上さ
せる作用があるので、高強度が要求される場合に必要に
応じて含有されるが、その含有量が0.OO51未満で
は所望の強度向上効果が得られず、一方その含有量が0
.1 %を越えると溶接性が劣化するように々ることが
ら、その含有量を0.OO5〜0.1%と定めた。
(g) Nb
Nb成分には、CおよびN成分と結合して炭窒化物を形
成し、これによってオーステナイト粒を微細化すると共
に、強度を向上させる作用があるので、これらの特性が
要求される場合に必要に応じて含有されるが、その含有
量が0.00596.未満では前記作用に所望の向上効
果が得られず、一方その含有量が0.1%を越えると溶
接性が劣化するようになることから、その含有量を0.
005〜0.1%と定めた。
成し、これによってオーステナイト粒を微細化すると共
に、強度を向上させる作用があるので、これらの特性が
要求される場合に必要に応じて含有されるが、その含有
量が0.00596.未満では前記作用に所望の向上効
果が得られず、一方その含有量が0.1%を越えると溶
接性が劣化するようになることから、その含有量を0.
005〜0.1%と定めた。
(h) V
V成分には、N成分と結合して窒化物を形成しもって銅
帯の強度を向上させる作用があるので、高強度が要求さ
れる場合に必要に応じて含有されるが、その含有量がo
、 Ol 1未満では所望の強度向上効果が得られず、
一方その含有量が0.1チを越えると溶接性が劣化する
ようになることから、その含有量を0.01〜0.1%
と定めた。
帯の強度を向上させる作用があるので、高強度が要求さ
れる場合に必要に応じて含有されるが、その含有量がo
、 Ol 1未満では所望の強度向上効果が得られず、
一方その含有量が0.1チを越えると溶接性が劣化する
ようになることから、その含有量を0.01〜0.1%
と定めた。
B、熱延条件
(a) 1zoo〜100o℃におけるパス当りの圧
下率 1200〜1o00℃におけるパス当りの圧下率を40
%以上とした熱延を1回以上行なうことにより、厚さが
3〜50111の薄鋳片においても、これよシ厚い通常
の連続鋳造スラブにおけると同程度の微細なオーステナ
イト粒を板厚中心部でも得られるようにしたものであシ
、シたがって前記圧下率が40%未満ではオーステナイ
ト粒の十分な微細化をはかることができないものであシ
、さらにこの場合の圧延温度を1200℃を越えたもの
にすると、再結晶オーステナイト粒が成長粗大化するよ
うになり、一方その温度が1000℃未満になると、再
結晶せず、あるいは再結晶しても混粒化し易くなって目
的とする均一細粒のオーステナイトを得ることができな
いので、1200〜1000℃におけるパス当りの圧下
率を40%以上とした熱延を1回以上行なう必要がある
。
下率 1200〜1o00℃におけるパス当りの圧下率を40
%以上とした熱延を1回以上行なうことにより、厚さが
3〜50111の薄鋳片においても、これよシ厚い通常
の連続鋳造スラブにおけると同程度の微細なオーステナ
イト粒を板厚中心部でも得られるようにしたものであシ
、シたがって前記圧下率が40%未満ではオーステナイ
ト粒の十分な微細化をはかることができないものであシ
、さらにこの場合の圧延温度を1200℃を越えたもの
にすると、再結晶オーステナイト粒が成長粗大化するよ
うになり、一方その温度が1000℃未満になると、再
結晶せず、あるいは再結晶しても混粒化し易くなって目
的とする均一細粒のオーステナイトを得ることができな
いので、1200〜1000℃におけるパス当りの圧下
率を40%以上とした熱延を1回以上行なう必要がある
。
(b) 冷却速度および巻取温度
圧延後巻取りまでの冷却速度が5℃/sec未満でも、
また巻取り温度が500℃以上でもフェライト粒が成長
して良好な加工性および低温靭性な得ることができず、
一方冷却速度が100℃/secを越えた急冷になると
大半がベイナイトなどの硬質第2相となって高強度とな
シすぎ、また巻取υ温度が200℃未満では巻取り後の
徐冷による焼戻し効果が期待できず、いずれの場合も所
望の力I工性および低温靭性な確保することはできず、
したがって圧延後巻取りまでの冷却速度を5〜b〜20
0℃とすることによって、均一細粒オーステナイトから
細粒フェライトおよび細粒の焼戻しを受けた硬質第2相
を形成して、所望の良好な加工性と低温靭性な得るよう
にしたのである。
また巻取り温度が500℃以上でもフェライト粒が成長
して良好な加工性および低温靭性な得ることができず、
一方冷却速度が100℃/secを越えた急冷になると
大半がベイナイトなどの硬質第2相となって高強度とな
シすぎ、また巻取υ温度が200℃未満では巻取り後の
徐冷による焼戻し効果が期待できず、いずれの場合も所
望の力I工性および低温靭性な確保することはできず、
したがって圧延後巻取りまでの冷却速度を5〜b〜20
0℃とすることによって、均一細粒オーステナイトから
細粒フェライトおよび細粒の焼戻しを受けた硬質第2相
を形成して、所望の良好な加工性と低温靭性な得るよう
にしたのである。
つぎに、この発明の方法を実施例にょシ具体的に説明す
る。
る。
通常の溶解炉によシそれぞれ第1表に示される成分組成
をもった鋼を溶製し、これを8〜20mの厚さを有する
薄鋳片に連続鋳造し、ついでこれらの薄鋳片を、再加熱
することなく、異周速圧延またはスキュー圧延により、
それぞれ第1表に示される条件で直接熱延して厚さ:3
.5mの銅帯とすることによシ本発明法1〜19および
比較法1〜13をそれぞれ実施した。
をもった鋼を溶製し、これを8〜20mの厚さを有する
薄鋳片に連続鋳造し、ついでこれらの薄鋳片を、再加熱
することなく、異周速圧延またはスキュー圧延により、
それぞれ第1表に示される条件で直接熱延して厚さ:3
.5mの銅帯とすることによシ本発明法1〜19および
比較法1〜13をそれぞれ実施した。
つぎに、この本発明法1〜19および比較法1〜13に
よシ製造された銅帯について、強度、低温靭性、および
加工性をそれぞれ評価する目的で引張強さ、31Ell
Vノツチ衝撃値(vTrs )%および穴拡げ率をそれ
ぞれ測定し、第2表に示した。
よシ製造された銅帯について、強度、低温靭性、および
加工性をそれぞれ評価する目的で引張強さ、31Ell
Vノツチ衝撃値(vTrs )%および穴拡げ率をそれ
ぞれ測定し、第2表に示した。
なお、比較法1〜13は、いずれも薄鋳片の組成および
熱延条件のうちのいずれかの条件(第1表および第2表
に※印を付した条件)がこの発明の範囲から外れた条件
で行なったものである。
熱延条件のうちのいずれかの条件(第1表および第2表
に※印を付した条件)がこの発明の範囲から外れた条件
で行なったものである。
第2表に示される結果から、本発明法1〜19で製造さ
れた銅帯は、いずれも介在物は球状化しており、さらに
フェライトが細粒で、かつ焼戻しを受けた硬質第2相も
細粒なので、すぐれた加工性と低温靭性を有し、かつ高
強度を有するのに対して、比較法1〜13で製造された
銅帯に見られるように、成分組成および熱延条件のうち
のいずれかの条件でもこの発明の範囲から外れると、前
記の特性のうちの少なくともいずれかの特性が劣ったも
のになることが明らかである。
れた銅帯は、いずれも介在物は球状化しており、さらに
フェライトが細粒で、かつ焼戻しを受けた硬質第2相も
細粒なので、すぐれた加工性と低温靭性を有し、かつ高
強度を有するのに対して、比較法1〜13で製造された
銅帯に見られるように、成分組成および熱延条件のうち
のいずれかの条件でもこの発明の範囲から外れると、前
記の特性のうちの少なくともいずれかの特性が劣ったも
のになることが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、3〜505m
厚の薄鋳片から1強圧下を伴う異周速圧延およびスキュ
ー圧延を用いて、加工性および低温靭性のすぐれた高張
力鋼帯を製造することができるのである。
厚の薄鋳片から1強圧下を伴う異周速圧延およびスキュ
ー圧延を用いて、加工性および低温靭性のすぐれた高張
力鋼帯を製造することができるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (2)上側および下側ロール間の周速が5%以上異る異
周速圧延、または上側および下側ロールの間のロール軸
の交差角が1°以上であるスキュー圧延により、重量%
で、 C:0.03〜0.25%、Si:1%以下、Mn:0
.5〜2%、sol.Al:0.005〜0.1%、C
a:0.0005〜0.005%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組成を有
する3〜50mm厚の薄鋳片を再加熱することなく直接
熱延するに際して、 1200〜1000℃間でパス当り40%以上の大圧下
を1回以上行ない、 圧延後巻取りまでの冷却速度を5〜100℃/secと
し、 かつ500℃未満〜200℃で巻取ることを特徴とする
薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造法。 (2)上側および下側ロール間の周速が5%以上異る異
周速圧延、または上側および下側ロールの間のロール軸
の交差角が1°以上であるスキュー圧延により、重量%
で、 C:0.03〜0.25%、Si:1%以下、Mn:0
.5〜2%、sol.Al:0.005〜0.1%、C
a:0.0005〜0.005%、 を含有し、さらに、 Ti:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.
1%、V:0.01〜0.1%、 のうちの1種または2種以上を含有し、残りがFeと不
可避不純物からなる組成を有する3〜50mm厚の薄鋳
片を再加熱することなく直接熱延するに際して、 1200〜1000℃間でパス当り40%以上の大圧下
を1回以上行ない、 圧延後巻取りまでの冷却速度を5〜100℃/secと
し、 かつ500℃未満〜200℃で巻取ることを特徴とする
薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1368387A JPS63180305A (ja) | 1987-01-23 | 1987-01-23 | 薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1368387A JPS63180305A (ja) | 1987-01-23 | 1987-01-23 | 薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63180305A true JPS63180305A (ja) | 1988-07-25 |
Family
ID=11839982
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1368387A Pending JPS63180305A (ja) | 1987-01-23 | 1987-01-23 | 薄鋳片の直接熱延による高張力鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63180305A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006257461A (ja) * | 2005-03-15 | 2006-09-28 | Jfe Steel Kk | 高張力熱延鋼板の製造方法 |
WO2022181761A1 (ja) * | 2021-02-26 | 2022-09-01 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
-
1987
- 1987-01-23 JP JP1368387A patent/JPS63180305A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006257461A (ja) * | 2005-03-15 | 2006-09-28 | Jfe Steel Kk | 高張力熱延鋼板の製造方法 |
WO2022181761A1 (ja) * | 2021-02-26 | 2022-09-01 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
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