JPS6346130B2 - - Google Patents
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- JPS6346130B2 JPS6346130B2 JP58177297A JP17729783A JPS6346130B2 JP S6346130 B2 JPS6346130 B2 JP S6346130B2 JP 58177297 A JP58177297 A JP 58177297A JP 17729783 A JP17729783 A JP 17729783A JP S6346130 B2 JPS6346130 B2 JP S6346130B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方
法に係り、特に低コストで加工性のすぐれたアル
ミキルド鋼の熱間圧延方法に関する。 従来の薄鋼板の製造プロセスは連続鋳造あるい
はインゴツトを分塊圧延して得られたスラブを一
旦常温まで冷却し、表面手入れなどを行つた後、
加熱炉で高温に再加熱し熱間圧延することにより
熱延鋼板とし、更に冷間圧延、焼鈍により冷延鋼
板を製造するものであつた。 しかし、近年省エネルギーおよび連続化を目的
とし、熱延工程においては連続鋳造スラブを常温
まで冷却することなしに加熱炉に装入し再加熱す
る熱片装入（ホツトチヤージ）更に連続鋳造スラ
ブを再加熱することなく熱間圧延する直送圧延が
行われるようになつてきた。一方焼鈍工程におい
ては、箱焼鈍に代り連続焼鈍が行われるようにな
り、この場合連続鋳造スラブをまつたく再加熱す
ることなく圧延できれば省エネルギーの効果は非
常に大きくなり、また材質においては箱焼鈍材が
良好なものが得られることが知られている。たと
えば特公昭56−21330により開示された技術によ
れば、冷却板を箱焼鈍した場合、直送圧延工程に
より焼鈍材の材質が向上するとされている。しか
し連続焼鈍法の場合には直送圧延工程の適用が冷
延板の著しい材質劣化を引きおこすことが知られ
ている。それゆえ、連続焼鈍法に適し、かつ省エ
ネルギーが達成される絞り用鋼板の熱延方法の開
発が望まれていた。 本発明の目的は上記従来技術に対する要望に応
じ、材質がすぐれ省エネルギーが達成できる連続
鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法を提供するに
ある。 上記の本発明の目的は、次の２発明によつて達
成される。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.50％以下、酸可溶
Al：0.015〜0.100％、Ｎ：0.0150％以下を含有し、
更にNb、Tiの１種または２種をそれぞれ0.002〜
0.100％の範囲でかつ合計で0.100％以下を含み残
部がFeおよび不可避的不純物より成るアルミキ
ルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯
を凝固直後に一旦Ar3変態点〜780℃の温度範囲
に冷却する工程と、前記冷却したスラブまたは鋼
帯を直ちに1100℃以下の温度に再加熱し900〜
1100℃の温度範囲で圧延を開始しAr3変態点以上
の温度で熱間圧延を終了する工程と、を有して成
ることを特徴とする連続鋳造アルミキルド鋼の熱
間圧延方法である。 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一成分のアルミキル
ド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯に
凝固直後に幅方向および厚さ方向にそれぞれ５％
以上20％未満圧下する工程を加え、以後第１発明
と同様な冷却工程および熱間圧延工程とを、有し
て成ることを連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延
方法である。 一般に低炭素アルミキルド鋼を素材として絞り
用冷延鋼板を連続焼鈍法で製造する場合、熱間圧
延後熱延板を700℃前後の高温で巻取ることが材
質向上に必要とされ、更にまたその他の製造条件
も箱焼鈍の場合とは大きく異なることが知られて
いる。すなわち、冷延板の焼鈍を箱焼鈍法で行な
う場合、直送圧延工程により焼鈍板の材質が向上
し、連続焼鈍法の場合はこの直送圧延が焼鈍板の
材質劣化をもたらすことは前記したとおりである
が、この原因は明らかでなく、直送圧延材の
MnS、AlN等の析出状態が連続焼鈍時の粒成長、
集合組織の発達に悪影響を及ぼすためと推測され
る。そこで本発明者らは種々検討の結果、連続鋳
造→熱間圧延のスラブの温度履歴を制御すること
により連続焼鈍により絞り用鋼板を製造するに適
した熱延板の製造方法を見いだした。すなわち、
連続鋳造スラブを一旦変態点以下まで冷却した
後、低温再加熱し熱間圧延することによりMnS、
AlN等が適度に析出し材質のすぐれた熱延板を
製造することができる。本発明はこの知見に基づ
いてなされたものである。 本発明におけるアルミキルド鋼の成分限定理由
について説明する。 Ｃ： 本発明は超深絞り用鋼板の熱間圧延を対象とし
ており、Ｃは絞り性向上のため少ない程望まし
く、0.0050％を越すと所望の加工性が劣化するの
で0.0050％以下に限定した。 Mn： Mnも少ないのが望ましく0.50％を越すと加工
性を著しく阻害するので上限を0.50％とした。 酸可溶性Al： Alは脱酸を行い、またAlNとしてＮを固定す
るため添加するが、酸可溶性Alが0.015％未満で
はＮの固定が不完全となり、また0.100％を越す
と表面きずが発生し易くなるため、酸可溶性Al
を0.015〜0.100％の範囲に限定した。 Ｎ： Ｎも低い程よいが、0.0150％を越すと材質を劣
化するので上限を0.0150％に限定した。 更に、Ti、Nbについては以下の理由によりそ
の含有量を限定する。Nb、Ti、はいずれもＣ、
Ｎを固定し鋼板をより一層軟質化するのに有効で
あるが、0.002％未満ではその効果がなく、単独
あるいは合計で0.100％を越してもその効果が飽
和しコスト高となるため単独で0.002〜0.100％の
範囲で、かつ合計で0.100以下に限定した。 次に上記の限定成分を有するアルミキルド鋼の
製造条件について説明する。連続鋳造スラブまた
は連続鋳造した鋼帯の凝固から熱延までの温度履
歴の制御は本発明において最も重要であり、この
間の温度履歴を変えることによりスラブのｒ粒組
織、析出物の状態を大きく変化することができ
る。本発明者らはこれらの温度履歴が冷延焼鈍板
の材質に与える影響を調査する目的で次の基礎実
験を行つた。 すなわち、Ｃ：0.003％、Mn：0.10％、
solAl：0.04％の極低炭素鋼に、No.１鋼はTi：
0.04％を添加し、No.２鋼はNb：0.015を添加し、
それぞれ小型真空溶解炉にて溶製し金型に鋳込
み、No.１、No.２の供試鋼についてそれぞれ第１図
Ａ，Ｂ，Ｃに示す温度履歴を与えた後、小型圧延
機にて30mm→3.5mmの熱間圧延を行つた。ここで
Ａは室温まで冷却後再加熱するサイクル、Ｂは直
接圧延、Ｃは800℃まで冷却して1000℃に再加熱
するサイクルである。この熱延板を0.8mmまで冷
間圧延した後、前記と同様の850℃で１分間均熱
する連続焼鈍型のヒートサイクルで焼鈍を行つ
た。これらの冷延焼鈍材の機械的性質は供試鋼No.
１、No.２についてほぼ同一で第２図に示す如き結
果を得た。すなわち、先に示した基本組成の低炭
素アルミキルド鋼と同様に、Ti、Nbを含む極低
炭素アルミキルド鋼においても第１図Ｃにて示す
如く、一旦800℃まで冷却した後1000℃に再加熱
した場合に降伏応力YS、引張強度TSが最も低
く、伸びEl、ランクフオード値（値）が最も大
きくなることがわかる。 このような温度履歴により材質が向上する機構
は明確ではないが次のような現象が考えられる。
鋳込後直ちに型抜きされた高温鋳片ではAl、Ｎ、
Mn、Ｓ等はすべて固溶状態にあると考えられ
る。これを800℃付近まで冷却することにより、
MnS、AlN等の析出が始まり、その後再加熱し
た場合でも加熱温度が1000℃と低い場合にはこれ
らの析出物が残留し、かつ析出密度が室温まで冷
却した場合より粗く、これを圧延した結果、熱延
板の析出物の状態が冷延後の焼鈍過程における粒
成長性、｛111｝再結晶集合組織の発達に有利なも
のとなつたと考えられる。また、Ar3変態点以下
に冷却し、再加熱するというγ→α→γ変態によ
り、変態なしの鋳片に見られるような鋳造組織の
影響が減少したことも材質向上に大きく寄与して
いると考えられる。 また、前記の基礎実験に用いたＣ：0.003％、
Mn：0.10％、solAl：0.04％、Ti：0.04％のNo.１
の溶鋼を第３図Ａに示す温度履歴の最初の鋳片の
冷却温度Tc円種々変えて、冷延焼鈍板のランク
フオード値を調査し、その結果を第３図Ｂに示し
た。上記組成鋼のAr3変態温度は同図中に示すよ
うに890℃であつたが、第３図Ｂから明らかな如
く、冷却温度TcがAr3変態点から780℃までの温
度範囲において、値が2.0以上のきわめて良好
な値を示すので、本発明においては、凝固の温度
範囲をAr3変態点〜780℃に限定した。 次に冷却後の再加熱温度と熱延仕上温度につい
て説明する。本発明では一旦Ar3点以下に冷却す
ることによつて生ずる析出現象を利用するので再
加熱によつてこれらの析出物が完全に溶解しては
不可なので再加熱温度の上限値を1100℃に限定し
た。熱延開始温度は900〜1100℃であるが、上限
の1100℃は再加熱温度の上限より制限されるもの
で、下限の900℃はAr3以上で熱延を終了するた
めに確保せねばならない。また熱延仕上温度Ar3
点未満では熱延板の組織が混粒となり焼鈍後の冷
延板の加工性を劣化するのでAr3点以上に限定し
た。 また第２発明に示す如き予備加工も上記の熱履
歴の効果を助長する。すなわち、連続鋳造のスラ
ブを凝固直後に幅方向および厚さ方向にそれぞれ
５％以上の圧下を加えることによつてスラブの凝
固組織を破壊し、スラブ表面近傍に転位を導入す
ることにより、表面近傍の析出が促進されスラブ
内の位置による析出量の差が小さくなり加工性が
向上する。幅方向および厚さ方向の圧下量がそれ
ぞれ５％未満では上記の効果が不十分である。ま
た、20％を越えてもそれ以上の効果は期待でき
ず、圧延温度の低下、電力消費量の増加につなが
るため、圧下量はそれぞれ20％未満とする。従つ
て幅方向および厚さ方向の圧下量はいずれも５％
以上20％未満に限定した。 上記の如き、連続鋳造から熱延までの工程にお
いては、省エネルギー効果が従来工程に比較して
非常に大きく、鋳造後全く再加熱することなく熱
間圧延を終了するいわゆる直送圧延で問題となる
熱間脆性の防止にも効果がある。これは熱間脆性
の原因となるγ粒界に並んだ析出物がγ→α→γ
変態により、γ粒界の位置が変化することにより
粒内析出物となるためである。 更に、本発明の熱間圧延方法は、鋳造組織の影
響が減少するため熱延板の引張特性を向上し、
AlNの析出が促進されるため、熱延板の材質劣
化や時効劣化も減少する。 本発明について、主としてスラブ連鋳機によつ
て製造したスラブの熱延について説明したが、本
発明はロータリーキヤスター等により製造した薄
肉鋼帯の連続的な熱延工程にも適用できる。 実施例 １ 第１表に示す如きＢ、Ｃ、D3種の極低炭素ア
ルミキルド鋼を連続鋳造し、第２表に示す種々の
条件の熱履歴、熱延により熱延板とし、次にこの
法に係り、特に低コストで加工性のすぐれたアル
ミキルド鋼の熱間圧延方法に関する。 従来の薄鋼板の製造プロセスは連続鋳造あるい
はインゴツトを分塊圧延して得られたスラブを一
旦常温まで冷却し、表面手入れなどを行つた後、
加熱炉で高温に再加熱し熱間圧延することにより
熱延鋼板とし、更に冷間圧延、焼鈍により冷延鋼
板を製造するものであつた。 しかし、近年省エネルギーおよび連続化を目的
とし、熱延工程においては連続鋳造スラブを常温
まで冷却することなしに加熱炉に装入し再加熱す
る熱片装入（ホツトチヤージ）更に連続鋳造スラ
ブを再加熱することなく熱間圧延する直送圧延が
行われるようになつてきた。一方焼鈍工程におい
ては、箱焼鈍に代り連続焼鈍が行われるようにな
り、この場合連続鋳造スラブをまつたく再加熱す
ることなく圧延できれば省エネルギーの効果は非
常に大きくなり、また材質においては箱焼鈍材が
良好なものが得られることが知られている。たと
えば特公昭56−21330により開示された技術によ
れば、冷却板を箱焼鈍した場合、直送圧延工程に
より焼鈍材の材質が向上するとされている。しか
し連続焼鈍法の場合には直送圧延工程の適用が冷
延板の著しい材質劣化を引きおこすことが知られ
ている。それゆえ、連続焼鈍法に適し、かつ省エ
ネルギーが達成される絞り用鋼板の熱延方法の開
発が望まれていた。 本発明の目的は上記従来技術に対する要望に応
じ、材質がすぐれ省エネルギーが達成できる連続
鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法を提供するに
ある。 上記の本発明の目的は、次の２発明によつて達
成される。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.50％以下、酸可溶
Al：0.015〜0.100％、Ｎ：0.0150％以下を含有し、
更にNb、Tiの１種または２種をそれぞれ0.002〜
0.100％の範囲でかつ合計で0.100％以下を含み残
部がFeおよび不可避的不純物より成るアルミキ
ルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯
を凝固直後に一旦Ar3変態点〜780℃の温度範囲
に冷却する工程と、前記冷却したスラブまたは鋼
帯を直ちに1100℃以下の温度に再加熱し900〜
1100℃の温度範囲で圧延を開始しAr3変態点以上
の温度で熱間圧延を終了する工程と、を有して成
ることを特徴とする連続鋳造アルミキルド鋼の熱
間圧延方法である。 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一成分のアルミキル
ド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯に
凝固直後に幅方向および厚さ方向にそれぞれ５％
以上20％未満圧下する工程を加え、以後第１発明
と同様な冷却工程および熱間圧延工程とを、有し
て成ることを連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延
方法である。 一般に低炭素アルミキルド鋼を素材として絞り
用冷延鋼板を連続焼鈍法で製造する場合、熱間圧
延後熱延板を700℃前後の高温で巻取ることが材
質向上に必要とされ、更にまたその他の製造条件
も箱焼鈍の場合とは大きく異なることが知られて
いる。すなわち、冷延板の焼鈍を箱焼鈍法で行な
う場合、直送圧延工程により焼鈍板の材質が向上
し、連続焼鈍法の場合はこの直送圧延が焼鈍板の
材質劣化をもたらすことは前記したとおりである
が、この原因は明らかでなく、直送圧延材の
MnS、AlN等の析出状態が連続焼鈍時の粒成長、
集合組織の発達に悪影響を及ぼすためと推測され
る。そこで本発明者らは種々検討の結果、連続鋳
造→熱間圧延のスラブの温度履歴を制御すること
により連続焼鈍により絞り用鋼板を製造するに適
した熱延板の製造方法を見いだした。すなわち、
連続鋳造スラブを一旦変態点以下まで冷却した
後、低温再加熱し熱間圧延することによりMnS、
AlN等が適度に析出し材質のすぐれた熱延板を
製造することができる。本発明はこの知見に基づ
いてなされたものである。 本発明におけるアルミキルド鋼の成分限定理由
について説明する。 Ｃ： 本発明は超深絞り用鋼板の熱間圧延を対象とし
ており、Ｃは絞り性向上のため少ない程望まし
く、0.0050％を越すと所望の加工性が劣化するの
で0.0050％以下に限定した。 Mn： Mnも少ないのが望ましく0.50％を越すと加工
性を著しく阻害するので上限を0.50％とした。 酸可溶性Al： Alは脱酸を行い、またAlNとしてＮを固定す
るため添加するが、酸可溶性Alが0.015％未満で
はＮの固定が不完全となり、また0.100％を越す
と表面きずが発生し易くなるため、酸可溶性Al
を0.015〜0.100％の範囲に限定した。 Ｎ： Ｎも低い程よいが、0.0150％を越すと材質を劣
化するので上限を0.0150％に限定した。 更に、Ti、Nbについては以下の理由によりそ
の含有量を限定する。Nb、Ti、はいずれもＣ、
Ｎを固定し鋼板をより一層軟質化するのに有効で
あるが、0.002％未満ではその効果がなく、単独
あるいは合計で0.100％を越してもその効果が飽
和しコスト高となるため単独で0.002〜0.100％の
範囲で、かつ合計で0.100以下に限定した。 次に上記の限定成分を有するアルミキルド鋼の
製造条件について説明する。連続鋳造スラブまた
は連続鋳造した鋼帯の凝固から熱延までの温度履
歴の制御は本発明において最も重要であり、この
間の温度履歴を変えることによりスラブのｒ粒組
織、析出物の状態を大きく変化することができ
る。本発明者らはこれらの温度履歴が冷延焼鈍板
の材質に与える影響を調査する目的で次の基礎実
験を行つた。 すなわち、Ｃ：0.003％、Mn：0.10％、
solAl：0.04％の極低炭素鋼に、No.１鋼はTi：
0.04％を添加し、No.２鋼はNb：0.015を添加し、
それぞれ小型真空溶解炉にて溶製し金型に鋳込
み、No.１、No.２の供試鋼についてそれぞれ第１図
Ａ，Ｂ，Ｃに示す温度履歴を与えた後、小型圧延
機にて30mm→3.5mmの熱間圧延を行つた。ここで
Ａは室温まで冷却後再加熱するサイクル、Ｂは直
接圧延、Ｃは800℃まで冷却して1000℃に再加熱
するサイクルである。この熱延板を0.8mmまで冷
間圧延した後、前記と同様の850℃で１分間均熱
する連続焼鈍型のヒートサイクルで焼鈍を行つ
た。これらの冷延焼鈍材の機械的性質は供試鋼No.
１、No.２についてほぼ同一で第２図に示す如き結
果を得た。すなわち、先に示した基本組成の低炭
素アルミキルド鋼と同様に、Ti、Nbを含む極低
炭素アルミキルド鋼においても第１図Ｃにて示す
如く、一旦800℃まで冷却した後1000℃に再加熱
した場合に降伏応力YS、引張強度TSが最も低
く、伸びEl、ランクフオード値（値）が最も大
きくなることがわかる。 このような温度履歴により材質が向上する機構
は明確ではないが次のような現象が考えられる。
鋳込後直ちに型抜きされた高温鋳片ではAl、Ｎ、
Mn、Ｓ等はすべて固溶状態にあると考えられ
る。これを800℃付近まで冷却することにより、
MnS、AlN等の析出が始まり、その後再加熱し
た場合でも加熱温度が1000℃と低い場合にはこれ
らの析出物が残留し、かつ析出密度が室温まで冷
却した場合より粗く、これを圧延した結果、熱延
板の析出物の状態が冷延後の焼鈍過程における粒
成長性、｛111｝再結晶集合組織の発達に有利なも
のとなつたと考えられる。また、Ar3変態点以下
に冷却し、再加熱するというγ→α→γ変態によ
り、変態なしの鋳片に見られるような鋳造組織の
影響が減少したことも材質向上に大きく寄与して
いると考えられる。 また、前記の基礎実験に用いたＣ：0.003％、
Mn：0.10％、solAl：0.04％、Ti：0.04％のNo.１
の溶鋼を第３図Ａに示す温度履歴の最初の鋳片の
冷却温度Tc円種々変えて、冷延焼鈍板のランク
フオード値を調査し、その結果を第３図Ｂに示し
た。上記組成鋼のAr3変態温度は同図中に示すよ
うに890℃であつたが、第３図Ｂから明らかな如
く、冷却温度TcがAr3変態点から780℃までの温
度範囲において、値が2.0以上のきわめて良好
な値を示すので、本発明においては、凝固の温度
範囲をAr3変態点〜780℃に限定した。 次に冷却後の再加熱温度と熱延仕上温度につい
て説明する。本発明では一旦Ar3点以下に冷却す
ることによつて生ずる析出現象を利用するので再
加熱によつてこれらの析出物が完全に溶解しては
不可なので再加熱温度の上限値を1100℃に限定し
た。熱延開始温度は900〜1100℃であるが、上限
の1100℃は再加熱温度の上限より制限されるもの
で、下限の900℃はAr3以上で熱延を終了するた
めに確保せねばならない。また熱延仕上温度Ar3
点未満では熱延板の組織が混粒となり焼鈍後の冷
延板の加工性を劣化するのでAr3点以上に限定し
た。 また第２発明に示す如き予備加工も上記の熱履
歴の効果を助長する。すなわち、連続鋳造のスラ
ブを凝固直後に幅方向および厚さ方向にそれぞれ
５％以上の圧下を加えることによつてスラブの凝
固組織を破壊し、スラブ表面近傍に転位を導入す
ることにより、表面近傍の析出が促進されスラブ
内の位置による析出量の差が小さくなり加工性が
向上する。幅方向および厚さ方向の圧下量がそれ
ぞれ５％未満では上記の効果が不十分である。ま
た、20％を越えてもそれ以上の効果は期待でき
ず、圧延温度の低下、電力消費量の増加につなが
るため、圧下量はそれぞれ20％未満とする。従つ
て幅方向および厚さ方向の圧下量はいずれも５％
以上20％未満に限定した。 上記の如き、連続鋳造から熱延までの工程にお
いては、省エネルギー効果が従来工程に比較して
非常に大きく、鋳造後全く再加熱することなく熱
間圧延を終了するいわゆる直送圧延で問題となる
熱間脆性の防止にも効果がある。これは熱間脆性
の原因となるγ粒界に並んだ析出物がγ→α→γ
変態により、γ粒界の位置が変化することにより
粒内析出物となるためである。 更に、本発明の熱間圧延方法は、鋳造組織の影
響が減少するため熱延板の引張特性を向上し、
AlNの析出が促進されるため、熱延板の材質劣
化や時効劣化も減少する。 本発明について、主としてスラブ連鋳機によつ
て製造したスラブの熱延について説明したが、本
発明はロータリーキヤスター等により製造した薄
肉鋼帯の連続的な熱延工程にも適用できる。 実施例 １ 第１表に示す如きＢ、Ｃ、D3種の極低炭素ア
ルミキルド鋼を連続鋳造し、第２表に示す種々の
条件の熱履歴、熱延により熱延板とし、次にこの
【表】
熱延板を冷却し830℃、40秒均熱の連続焼鈍を行
つた。この冷延焼鈍板の材質を調査し、その結果
を同じく第２表に示した。第２表から明らかな如
く本実施例の如き極低炭素鋼においても、本実施
例は常温まで冷却後再加熱した従来例に比較し同
等かそれ以上の材質を示し、再加熱なしの直送圧
延の従来例よりもすぐれた性質を有している。ま
た冷却後の加熱温度が1250℃と本発明の限定条件
より高い比較例は降伏応力（YS）、引張強さ
（TS）が高く加工には適さない。 実施例 ２ 更にＢ鋼と同一組成の鋼を連続鋳造機にてスラ
ブとし、分塊ミルにて幅方向15％、厚さ方向５％
の圧下を加えた後、800℃まで冷却し、つづいて
1000℃に再加熱して熱延し、その後実施例１と同
様な冷延、連続焼鈍を行つた。また上記の幅方
向、厚さ方向の圧延を除き他は全く同一方法にて
冷延板を作つた。これらの冷延焼鈍板の幅方向の
ｒ値の分布を調査し、その結果を第４図に比較し
て示した。第４図より幅方向、厚さ方向の圧延を
加えることにより幅方向の材質のばらつきが減少
し材質が向上することが明らかである。 本発明は上記の種々の実施例からも明らかな如
く、限定成分のアルミキルド鋼の連続鋳造スラブ
または連続鋳造した鋼帯を凝固直後に一旦Ar3変
つた。この冷延焼鈍板の材質を調査し、その結果
を同じく第２表に示した。第２表から明らかな如
く本実施例の如き極低炭素鋼においても、本実施
例は常温まで冷却後再加熱した従来例に比較し同
等かそれ以上の材質を示し、再加熱なしの直送圧
延の従来例よりもすぐれた性質を有している。ま
た冷却後の加熱温度が1250℃と本発明の限定条件
より高い比較例は降伏応力（YS）、引張強さ
（TS）が高く加工には適さない。 実施例 ２ 更にＢ鋼と同一組成の鋼を連続鋳造機にてスラ
ブとし、分塊ミルにて幅方向15％、厚さ方向５％
の圧下を加えた後、800℃まで冷却し、つづいて
1000℃に再加熱して熱延し、その後実施例１と同
様な冷延、連続焼鈍を行つた。また上記の幅方
向、厚さ方向の圧延を除き他は全く同一方法にて
冷延板を作つた。これらの冷延焼鈍板の幅方向の
ｒ値の分布を調査し、その結果を第４図に比較し
て示した。第４図より幅方向、厚さ方向の圧延を
加えることにより幅方向の材質のばらつきが減少
し材質が向上することが明らかである。 本発明は上記の種々の実施例からも明らかな如
く、限定成分のアルミキルド鋼の連続鋳造スラブ
または連続鋳造した鋼帯を凝固直後に一旦Ar3変
【表】
態点〜（Ar3変態点−100℃）の温度範囲に冷却
し、続いて1100℃以下に再加熱し900〜1100℃の
温度範囲で圧延を開始しAr3変態点以上の温度で
熱間圧延することにより、冷延後の連続焼鈍材の
加工性を向上し、省エネルギーの効果をあげるこ
とができた。
し、続いて1100℃以下に再加熱し900〜1100℃の
温度範囲で圧延を開始しAr3変態点以上の温度で
熱間圧延することにより、冷延後の連続焼鈍材の
加工性を向上し、省エネルギーの効果をあげるこ
とができた。
第１図は鋳片に与えた種々の温度履歴を示す線
図、第２図は温度履歴と冷延焼鈍板の機械的性質
との関係を示す線図、第３図Ａは温度履歴を示す
線図、第３図ＢはAr3点と冷却温度の温度差と冷
延焼鈍板の値との関係を示す線図、第４図は
幅・厚さ方向の圧下の有無と冷延焼鈍材の幅方向
の値のばらつきとの関係を示す線図である。
図、第２図は温度履歴と冷延焼鈍板の機械的性質
との関係を示す線図、第３図Ａは温度履歴を示す
線図、第３図ＢはAr3点と冷却温度の温度差と冷
延焼鈍板の値との関係を示す線図、第４図は
幅・厚さ方向の圧下の有無と冷延焼鈍材の幅方向
の値のばらつきとの関係を示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて Ｃ：0.005％以下、Mn：0.50％以下、酸可溶
Al：0.015〜0.100％、Ｎ：0.0150％以下を含有し、
更にNb、Tiの１種または２種をそれぞれ0.002〜
0.100％の範囲でかつ合計で0.100％以下を含み残
部がFeおよび不可避的不純物より成るアルミキ
ルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯
を凝固直後に一旦Ar3変態点〜780℃の温度範囲
に冷却する工程と、前記冷却したスラブまたは鋼
帯を直ちに1100℃以下の温度に再加熱し900〜
1100℃の温度範囲で圧延を開始しAr3変態点以上
の温度で熱間圧延を終了する工程と、を有して成
ることを特徴とする連続鋳造アルミキルド鋼の熱
間圧延方法。 ２ 重量比にて Ｃ：0.005％以下、Mn：0.50％以下、酸可溶
Al：0.015〜0.100％、Ｎ：0.0150％以下を含有し、
更にNb、Tiの１種または２種をそれぞれ0.002〜
0.100％の範囲でかつ合計で0.100％以下を含み残
部がFeおよび不可避的不純物より成るアルミキ
ルド鋼の連続鋳造スラブまたは連続鋳造した鋼帯
を凝固直後に幅方向および厚さ方向にそれぞれ５
％以上20％未満の圧下を加える工程と、前記圧下
したスラブまたは鋼帯を直ちに一旦Ar3変態点〜
780℃の温度範囲に冷却する工程と、前記冷却し
たスラブまたは鋼帯を直ちに1100℃以下の温度に
再加熱し900〜1100℃の温度範囲で圧延を開始し
Ar3変態点以上の温度で熱間圧延を終了する工程
と、を有して成ることを特徴とする連続鋳造アル
ミキルド鋼の熱間圧延方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17729783A JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17729783A JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070123A JPS6070123A (ja) | 1985-04-20 |
| JPS6346130B2 true JPS6346130B2 (ja) | 1988-09-13 |
Family
ID=16028540
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17729783A Granted JPS6070123A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070123A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0453794Y2 (ja) * | 1988-03-30 | 1992-12-17 | ||
| JPH0520713U (ja) * | 1991-09-04 | 1993-03-19 | 白井松器械株式会社 | 遺体保存冷凍冷蔵庫 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6039126A (ja) * | 1983-08-12 | 1985-02-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17729783A patent/JPS6070123A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6039126A (ja) * | 1983-08-12 | 1985-02-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0453794Y2 (ja) * | 1988-03-30 | 1992-12-17 | ||
| JPH0520713U (ja) * | 1991-09-04 | 1993-03-19 | 白井松器械株式会社 | 遺体保存冷凍冷蔵庫 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6070123A (ja) | 1985-04-20 |
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|---|---|---|---|
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