KR890001632B1 - Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness - Google Patents
Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness Download PDFInfo
- Publication number
- KR890001632B1 KR890001632B1 KR1019840008536A KR840008536A KR890001632B1 KR 890001632 B1 KR890001632 B1 KR 890001632B1 KR 1019840008536 A KR1019840008536 A KR 1019840008536A KR 840008536 A KR840008536 A KR 840008536A KR 890001632 B1 KR890001632 B1 KR 890001632B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- layer
- temperature
- hot
- hardness
- hot rolling
- Prior art date
Links
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 21
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 19
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 8
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title description 8
- 239000010959 steel Substances 0.000 title description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 17
- 229910001327 Rimmed steel Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 239000010410 layer Substances 0.000 abstract description 26
- 239000012792 core layer Substances 0.000 abstract description 18
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 7
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229940072293 axid Drugs 0.000 abstract 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 21
- 239000000463 material Substances 0.000 description 17
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 8
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 5
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000005538 encapsulation Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 239000004575 stone Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
Abstract
Description
재1도는 본 발명과 종래방법의 열간압연 온도구간을 나타낸 그래프.Figure 1 is a graph showing the hot rolling temperature range of the present invention and the conventional method.
제2도는 본 발명과 종래방법의 열간압연 온도 및 권취온도의 패턴(Pattern)을 복합하여 나타낸 그래프.2 is a graph showing a combination of patterns of hot rolling temperature and winding temperature of the present invention and the conventional method.
본 발명은 열간압연방법 보다 상세하게는, 코아층과 림층의 경도차이폭을 감소시키므로서 저탄소림드강의 폭방향경도 편차를 감소시키기위한 열간압연 방법에 관한 것이다. 보통강의 경도에 미치는 영향인자로는 통상 페라이트 결정립 크기와 탄화물의 크기 및 형태를 들 수 있다.More particularly, the present invention relates to a hot rolling method for reducing the lateral hardness gradient of low carbon rim steel while reducing the hardness difference width between the core layer and the rim layer. Factors affecting the hardness of ordinary steels generally include ferrite grain size and carbide size and shape.
이들 영향인자들의 크기를 결정지우는 제조공정은 열간압연 단계로서 열연마무리 압연온도와 권취온도가 각기 독립적으로 페라이트 결정립크기 및 탄화물 즉 시멘타이트의 크기 및 형태에 영향을 미치게 된다. 열간마무리 온도가 Ar3온도이상으로 높고 권취온도가 낮을 경우 최종 압연온도에서 압연된 오스테나이트 결정립들은 동적 재결정을 일으킨후 페라이트로 변태되어 등축정의 균일페라이트 결정립분포를 이루며, Ar1이하의 온도에 이르러서는 시멘타이트 입자들이 페라이트 결정립계를 중심으로 미세하게 석출된다.The manufacturing process for determining the size of these influence factors is a hot rolling step, and the hot finishing rolling temperature and the winding temperature independently affect the size and shape of ferrite grain size and carbides, i.e. cementite. When the hot finishing temperature is higher than the Ar 3 temperature and the winding temperature is low, the austenitic grains rolled at the final rolling temperature are transformed into ferrite after dynamic recrystallization, forming a uniform ferrite grain distribution of equiaxed crystals, and reaching a temperature below Ar 1. Cementite particles are finely precipitated around the ferrite grain boundary.
한편, 열간마무리 온도가 온도직하에서 실시되면 오스테나이트중 소량이 페라이트로 변태된 상태로 최종압연되기 때문에 오스테나이트는 동적 재결정을 이루어 등축정이 되지만 페라이트는 압연연신된 상태로 결정립형상이 변한다.On the other hand, when the hot finishing temperature is carried out directly below the temperature, a small amount of austenite is finally rolled into a ferrite state, so austenite is dynamically recrystallized to become equiaxed crystal, but the ferrite is changed to a grain shape by rolling stretching.
이후 온도강하에 따라 등축정의 오스테나이트는 곧 등축정의 페라이트로 변태되어 내부 축적에너지가 낮은 상태로 된다. 이때 압연연신된 즉 내부측정에어니가 높은 페라이트는 재결정을 일으키는데 재결정 및 성장시에 내부 축적에너지가 낮은 주위의 등축페라이트 결정립들을 잠식하게 되어 결정립크기가 조대화되기 때문에 최종적으로 조대한 페라이트 결정립과 미세한 페라이트 결정립이 혼재되는 혼립조직이 얻어진다.Thereafter, the austenite of equiaxed crystals is transformed into ferrites of equiaxed crystals due to the temperature drop, and the internal accumulation energy is low. At this time, the ferrite that is rolled or stretched, that is, the high internal measurement air, causes recrystallization. At the time of recrystallization and growth, ferrite grains surrounding the low energy of encapsulation are encroached and the grain size is coarsened. A mixed structure in which ferrite grains are mixed is obtained.
이 혼립조직은 Ar1온도이하로 온도가 강하한다해도 변하지 않게 된다. 또, 열간마무리 온도가 Ar3온도보다 상당히 낮은 온도에서 실시되면 최종압연온도에서 페라이트의 양이 오스테나이트양보다 상당히 많은 상태에서 압연될 수 있다.This mixed structure does not change even if the temperature drops below the Ar 1 temperature. In addition, if the hot finishing temperature is carried out at a temperature significantly lower than the Ar 3 temperature, it can be rolled in a state where the amount of ferrite is considerably higher than the amount of austenite at the final rolling temperature.
따라서 조직의 대부분을 이루는 페라이트 결정립들은 압연연신된 형상을 갖게 되고 소량의 오스테나이트는 압연과 동시 동적재결정을 일으켜 등축의 오스테아니트결정립으로되고 이는 다시 온도강하에 따라 등축의 페라이트로 변태된다.Therefore, the ferrite grains that make up most of the structure have a rolling stretched shape, and a small amount of austenite causes dynamic recrystallization at the same time as the rolling to become equiaxed austenite grains.
따라서 조직의 대부분의 압연연신된 페라이트 결정립들로 이루어지고 소량은 내부에너지가 낮은 등축의 페라이트가 산재해 있는 상태가 얻어진다.Thus, most of the rolled stretched ferrite grains of the structure are obtained, and a small amount is obtained in which the equiaxed ferrite is dispersed with low internal energy.
이 조직이 Ar1온도부근에서 권취하게되면, 내부축적에너지가 높은 압연연신된 페라이트 결정립들은 재결정되어 등축정이 되고 주변의 소량의 기존등축정들을 잠식하지만 재료전체로볼때 등축의 페라이트 결정립들이 균일하게 분포된 조직을 얻게된다.When this structure is wound around the Ar 1 temperature, the rolled stretched ferrite grains with high internal accumulation energy are recrystallized to become equiaxed crystals and encroach on a small amount of existing equiaxed grains, but evenly distributed ferrite grains are uniformly distributed throughout the material. Get organized.
그러나 상기 조직이 낮은 온도로 급속히 냉각되면 압연연신된 페라이트 결정립이 미처 재결정을 일으키기 전에 결정입계를 중심으로 세멘타이트 입자들이 석출해버리기 때문에 권취후에도 연신된 페라이트조직을 얻게 되어 제품의 연신이 나빠진다. 열간압연판의 조직은 냉간압연후 소둔한 판의 조직과 밀접한 상관관계를 갖게 된다.However, when the tissue is rapidly cooled to a low temperature, the cemented particles are precipitated around grain boundaries before the rolled-stretched ferrite grains re-crystallize, and thus, the stretched ferrite structure is obtained even after winding, resulting in deterioration of the product. The structure of the hot rolled plate has a close correlation with the structure of the plate annealed after cold rolling.
즉, 열연판이 혼립조직을 나타낸면 소둔판도 혼립조직을 나타내고 열연판의 결정립 크기가 크면 소둔판의 결정립크기도 비례하여 증가된다. 이는 냉간압연시에 시멘타이트 주위가 국부적으로 가공경화가 심하게 되고 소둔 가열시에 이곳에서 우선적으로 재결정핵이 생성되어 성장하기 때문에 열연판의 결절립계에 놓인 시멘타이트입자들간의 간격이 소둔판의 결정립크기를 결정지우는 주요한 인자로 작용하게 된다.That is, when the hot rolled sheet exhibits the mixed structure, the annealing plate also shows the mixed structure, and when the grain size of the hot rolled sheet is large, the grain size of the annealed plate is increased in proportion. This is because the process hardening is hardly localized around cementite during cold rolling and recrystallization nuclei are first generated and grown during annealing heating, so that the grain size between cementite grains placed in the grain boundary of hot-rolled sheet is increased. Determination is a major factor.
제강후 조괴작업으로 제조되는 림드강은 조죄시 발생되는 림잉액션때문에 림층과 코아층으로 구분되는데 림층의 탄소농도는 코아층의 탄소농도에 비해 50%이하로 낮게 된다. 또, 이 잉코트를 압연할 경우 림층의 폭은 스라브의 적폭의 약 8분의 1씩 스라브양단에 분포되기 때문에 압연재의 폭방향재질편차에 심각한 영향을 미친다.Limed steel manufactured by steelmaking after steelmaking is divided into rim layer and core layer because of the riming action generated during forging. The carbon concentration of rim layer is lower than 50% of carbon concentration of core layer. In addition, when the ingot is rolled, the width of the rim layer is distributed at both ends of the slab by about one eighth of the red width of the slab, and thus has a serious influence on the widthwise material deviation of the rolled material.
종래에는 열간압연 마무리온도를 880℃ 부근의 오스테나이트조직에서 실시함에 따라 소재강의 평균탄소함량에 비해 탄소량이 극히 낮은 림층의 조직은 소량의 페라이트가 생성된 이후에 압연되는 효과를 갖게 되어 열연판재의 전폭중 림층의 구성되는 양쪽 가장자리 부분은 혼립조직을 갖게되고 이는 탄소량이 많은 코아층이 균일미세결정립을 갖고 탄화물양이 많게 되어 저탄소림드강의 폭방향경도편차가 크게되는 문제점이 있게 된다.Conventionally, since the hot rolling finish temperature is performed in an austenitic structure near 880 ° C, the structure of the rim layer having an extremely low carbon content compared to the average carbon content of the material steel has an effect of rolling after a small amount of ferrite is produced. Both edge portions of the full width rim layer have a mixed structure, which causes a core layer having a large amount of carbon to have uniform fine grains and a large amount of carbides, thereby increasing the width deviation of the low carbon rim steel.
따라서, 본 발명의 목적은 열간압연시의 림층과 코아층의 탄소함량차이가 큰 점을 역이용하여 림층의 결정립분포를 균일등축정으로하고 코아층의 결정립분포를 조대한 결정립과 미세등축결정립이 혼재된 혼립조직으로하여 결정립에 의해 야기되는 경도값을 림층이 높게 유도하여 탄소함량이 낮아 탄화물량이 적은 이유로 경도값이 낮게되는 것을 보상함으로써 림층과 코아층간의 재질편차를 극소화시키고자하는 것으로서 이를 상세히 설명하면 다음과 같다.Therefore, the object of the present invention is to make a uniform equiaxed crystal grain distribution of the rim layer and coarse grains and fine isotropic grains by using the inverse of the carbon content difference between the rim layer and the core layer during hot rolling. It is intended to minimize the material deviation between the rim layer and the core layer by compensating for the low hardness value due to the low carbon content because the rim layer induces the hardness value caused by the grains with the grain structure. Is as follows.
본 발명은 중량%로, 탄소 : 0.05-0.10%, 망간 : 0.20-0.5% 및 기타 소량의 불순물을 포함하는 저탄소림드강의 압연판재를 제조하는데 있어서, 830-860℃의 열간마무리 압연온도로 열간압연한 후 690-725℃의 범위에서 권취하는 저탄소림드강의 폭방향경도편차를 감소시키기 위한 열간압연방법에 관한 것이다.In the present invention, in the manufacture of a low carbon rim steel rolled sheet containing a weight%, carbon: 0.05-0.10%, manganese: 0.20-0.5% and other small amounts of impurities, hot rolling at a hot finishing rolling temperature of 830-860 ℃ After that, the present invention relates to a hot rolling method for reducing the transverse hardness deviation of low carbon rim steel wound in the range of 690-725 ° C.
이하, 상기 열간마무리 온도 및 권취온도의 한정이유에 대하여 설명한다. 탄소 : 0.05-0.10중량%(이하, "%"라 칭함), 망간 : 0.20-0.50% 및 기타 소량의 불순물을 포함한 저탄소강을 림드강으로 제조하면 림층의 탄소농도는 강의 평균조성에 비해 약 0.5배 정도 이하로 낮기 때문에 본 발명의 성분범위에선 림층의 Ar3변태점은 코아층의 Ar3변태점에 비해 월등히 높게 된다.Hereinafter, the reason for limitation of the hot finishing temperature and the coiling temperature will be described. Low carbon steels containing 0.05-0.10% by weight (hereinafter referred to as “%”), manganese: 0.20-0.50% and other small amounts of impurities are made of rim steel, and the carbon concentration of the rim layer is about 0.5 compared to the average composition of the steel. In the component range of the present invention, the Ar 3 transformation point of the rim layer is much higher than the Ar 3 transformation point of the core layer.
따라서, 열간마무리 압연온도를 830-860℃ 구간에서 실시하면 코아층은 혼립조직이 얻어지고 림층은 대부분 압연연신된 페라이트로 구성되는 조직이 된다.Therefore, when the hot finish rolling temperature is performed in the 830-860 ° C section, the core layer is obtained with a mixed structure, and the rim layer is mainly composed of rolled and drawn ferrite.
그러나, 상기 열간마무리 압연온도가 830℃이하인 경우에는 코아층의 혼립조직층이 필요이상으로 증대되고 조대한 조직이 형성되며, 860℃이상의 경우에는 통상의 방법에 해당하는 온도로서 림층의 경도가 저하되므로, 830-860℃가 바람직하다.However, when the hot finishing rolling temperature is 830 ℃ or less, the mixed tissue layer of the core layer is increased more than necessary and coarse structure is formed, the hardness of the rim layer is lowered as the temperature corresponding to the conventional method above 860 ℃ 830-860 degreeC is preferable.
상기와 같은 열간마무리 압연온도로 열간압연된 열간압연판을 Ar1온도 부근 즉 690-725℃ 범위에서 고온 권취하면 코아층은 등축상의 혼립조직을 유지한채 결정입계에 조대한 시멘타이트입자들이 분포된 조직을 얻게되고 림층은 조직전체가 거의 균일재결정을 일으킨후에 시멘타이트가 결정립계에 소량 조대한 입자로 분포되게되는데, 상기 권취 온도가 690℃이하인 경우에는 코아층의 혼립조직이 형성되지 않고 압연조직이 형성되므로 기계적성질이 열화되고, 725℃이상의 온도에서는 림층의 결정립성자으로 인하여 림층의 경도가 감소되므로, 690-725℃가 바람직하다.When the hot rolled plate hot rolled at the hot finishing rolling temperature as described above is wound around the Ar 1 temperature, that is, in the range of 690-725 ° C., the core layer maintains an equiaxed grain structure, and the coarse cementite grains are distributed in the grain boundary. After the entire structure is almost uniformly recrystallized, the rim layer is distributed with a small coarse particle at the grain boundary. If the winding temperature is less than 690 ° C., the composite structure of the core layer is formed and the rolled structure is formed. Since the mechanical properties are deteriorated and the hardness of the rim layer decreases due to the grain crystalline of the rim layer at a temperature of 725 ° C. or higher, 690-725 ° C. is preferable.
이 열연판을 소둔하였을 경우 HR-30T 경도치로 약 1-3정도의 경도편차가 발생하여 종래의 880℃ 마무리압연후 620℃ 부근의 권취방법에 의할 경우에 약 4-6정도의 경도편차가 발생함에 비해 월등히 경도편차가 감소되는 효과를 얻게 된다.When the hot rolled sheet is annealed, a hardness deviation of about 1-3 occurs as a hardness value of HR-30T, and a hardness deviation of about 4-6 is obtained by winding method around 620 ° C after conventional rolling finish at 880 ° C. Compared to this, the hardness deviation is greatly reduced.
또한 부가적인 효과로 본 발명의 경우 전체의 경도치가 종래의 방법에 의한 것보다 HR-30T로 약 4정도 낮게 분포되기 때문에 가공이 요구되는 석도원판제조에 유리한 장점을 지닌다.In addition, in the case of the present invention, the hardness of the present invention is distributed about 4 times lower than that of the conventional method by HR-30T, which is advantageous in manufacturing a stone plate, which requires processing.
제1도는 본 발명의 열간압연 온도구간을 종래방법과 비교한 것으로 림층과 코아층의 변태온도차이로 본 발명의 열간압연에서 림층과 코아층의 열감압연조직이 서로 다르게되는 효과를 설명한 것이다.1 is a comparison of the hot rolling temperature range of the present invention with the conventional method, and explains the effect of different thermal rolling structures of the rim layer and the core layer in the hot rolling of the present invention due to the transformation temperature difference between the rim layer and the core layer.
이를 다시 본 발명의 열간압연실시 구간으로 표시하면 제2도와 같다. 이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.This is again shown as the second hot rolling section of the present invention. Hereinafter, the present invention will be described in detail through examples.
[실시예 1]Example 1
C : 0.06%, Mn : 0.37%, 및 기타 P,S의 불순물을 미량 함유한 저탄소보통강을 림드강으로 제조한 후 림층과 코아층을 각기 70mm폭씩 동시에 포함하는 폭 140mm 두께 40mm 스타브시편으로 채취하여 1250℃에서, 2시간 가열한 다음 최종두께 3mm로 열간압엽하되 최종압연온도를 860℃로하고 권취온도를 720℃로 하여 열연판을 제조하였다.A low carbon plain steel containing trace amounts of C: 0.06%, Mn: 0.37%, and other impurities of P and S was made of rim steel, and then 140 mm wide 40 mm stab specimens containing 70 mm width of rim layer and core layer at the same time. The sample was heated at 1250 ° C., heated for 2 hours, and hot rolled to a final thickness of 3 mm, but the final rolling temperature was set at 860 ° C., and the winding temperature was set at 720 ° C. to prepare a hot rolled plate.
이를 다시 90% 냉간압연하여 0.3mm 두께의 박판으로 한 다음 가열속도 30℃/hr 소둔온도 670℃ 소둔후 냉각속도 -20℃/hr의 조건으로 소둔하여 발명재를 제조하였으며, 상기 조성을 갖는 저탄소보통강을 종래의 방법대로 열연마무리온도를 880℃, 권취온도를 630℃로 실시하고 이후 동일방법으로 냉연, 소둔하여 비교재를 제조하였다.Cold rolling was carried out 90% again to form a 0.3mm thick sheet and then annealing at a heating rate of 30 ° C./hr annealing temperature of 670 ° C. followed by a cooling rate of −20 ° C./hr to prepare an inventive material. The steel was subjected to a hot finishing temperature of 880 ° C. and a coiling temperature of 630 ° C. according to a conventional method, and then cold-rolled and annealed in the same manner to prepare a comparative material.
상기 발명재와 비교재의 림층과 코아층에 대하여 각각 50회씩 로크웰경도 30Kg하중조건으로 경도를 측정하고 이의 결과를 하기표 1에 나타내었다.For the rim layer and the core layer of the invention material and the comparative material, the hardness was measured under Rockwell hardness 30 Kg load condition each 50 times and the results are shown in Table 1 below.
[표 1]TABLE 1
[실시예 2]Example 2
C : 0.082%, Mn : 0.31%, 및 기타 P,S의 불순물을 미량 함유한 저탄소보통강을 림드강으로 제조한 후 실시예 1과 동일한 방법으로 시료채취하여 열간마무리 압연온도 850℃, 권취온도 710℃로 열간압연하고 이후 공정은 실시예 1과 동일한 방법으로 발명재를 제조하였으며, 비교재의 경우에도 상기 실시예 1의 비교재와 단지 성분만이 다를뿐 실시예 1과 동일한 방법으로 제조하였으며 각각에 대하여 경도를 측정하고, 그 결과를 하기표 2에 나타내었다.C: 0.082%, Mn: 0.31%, and other low-carbon ordinary steel containing trace amounts of other impurities of P and S were made of the rim steel, and sampled in the same manner as in Example 1 to obtain a hot finish rolling temperature of 850 DEG C and a coiling temperature. Hot-rolled at 710 ℃ and the process was prepared in the same manner as in Example 1, and in the case of the comparative material was prepared in the same manner as in Example 1, except that only the components of the comparative material and the comparative material of Example 1 The hardness was measured for, and the results are shown in Table 2 below.
상기 경도측정은 실시예 1과 동일하게 측정한 것이다.The hardness measurement was measured in the same manner as in Example 1.
[표 2]TABLE 2
C : 0.091%, Mn : 0.26%, 및 기타 P,S의 불순물을 미량 함유한 저탄소보통강을 림드강으로 제조한 후 실시예 1과 동일한 방법으로 시료채취하여 열간마무리 압연온도 840℃, 권취온도 700℃로 열간압연하고 이후 공정은 실시예 1과 동일한 방법으로 발명재를 제조하였으며, 비교재의 경우에도 상기 실시예 1의 비교재와 단지 성분만이 다를뿐 실시예 1과 동일한 방법으로 제조하였으며 각각에 대하여 경도를 측정하고, 그 결과를 하기표 3에 나타내었다.C: 0.091%, Mn: 0.26%, and other low-carbon ordinary steel containing trace amounts of other impurities of P and S were made of rim steel, and sampled in the same manner as in Example 1 to obtain a hot finish rolling temperature of 840 ° C. and a coiling temperature. Hot rolling was carried out at 700 ℃ and the process was prepared in the same manner as in Example 1, and in the case of the comparative material was prepared in the same manner as in Example 1 except that only the components of the comparative material and the comparative material of Example 1 The hardness was measured for, and the results are shown in Table 3 below.
상기 경도측정은 실시예 1과 동일하게 측정한 것이다.The hardness measurement was measured in the same manner as in Example 1.
[표 3]TABLE 3
상기 실시예 1,2 및 3의 상기 표 1,2 및 3에 나타난 바와같이, 본 발명의 구간에서 열간압연을 실시하면 소둔후의 판폭방향 경도편차가 종래의 방법에 의해 제조되는 비교재의 경우에서 보다 월등히 감소되는 것을 알수있다.As shown in Tables 1, 2, and 3 of Examples 1, 2, and 3, when hot rolling is performed in the section of the present invention, the plate width direction hardness deviation after annealing is greater than that of the comparative material manufactured by the conventional method. You can see that it is greatly reduced.
상술한 바와같이 본 발명은 폭방향의 재질편차가 종래의 방법에 비해 월등히 감소되기 때문에 제품의 회수율 향상의 측면과 제품품질의 균일성측면에서 우수한 특성을 갖는 소둔판을 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.As described above, the present invention has an effect of producing an annealing plate having excellent characteristics in terms of improving the recovery rate of the product and in terms of uniformity of product quality since the material deviation in the width direction is greatly reduced as compared with the conventional method. will be.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019840008536A KR890001632B1 (en) | 1984-12-29 | 1984-12-29 | Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019840008536A KR890001632B1 (en) | 1984-12-29 | 1984-12-29 | Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR860004661A KR860004661A (en) | 1986-07-11 |
| KR890001632B1 true KR890001632B1 (en) | 1989-05-12 |
Family
ID=19236945
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1019840008536A KR890001632B1 (en) | 1984-12-29 | 1984-12-29 | Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR890001632B1 (en) |
-
1984
- 1984-12-29 KR KR1019840008536A patent/KR890001632B1/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR860004661A (en) | 1986-07-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20080121314A1 (en) | Non-Oriented Electrical Steel Sheets with Excellent Magnetic Properties and Method for Manufacturing the Same | |
| US5116435A (en) | Method for producing non-oriented steel sheets | |
| US5858126A (en) | Grain-oriented electrical steel sheet and material having very high magnetic flux density and method of manufacturing same | |
| EP0019289A2 (en) | Process for producing grain-oriented silicon steel strip | |
| EP0588342B1 (en) | Grain-oriented electrical steel sheet and material having very high magnetic flux density and method of manufacturing same | |
| US6416592B2 (en) | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof | |
| EP0391335B1 (en) | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties | |
| KR890001632B1 (en) | Hot rolling method for low carbon reemed steel reducing deflection of the width hardness | |
| JPH0672258B2 (en) | Method for producing rolled steel bar with excellent homogeneity | |
| KR100240993B1 (en) | The manufacturing method for non-oriented electric steel sheet with excellent hysterisys loss | |
| KR100370547B1 (en) | Non-oriented electrical steel sheet excellent in permeability and method of producing the same | |
| KR100192841B1 (en) | Non-oriented magnetic steel plate and its production method | |
| JPH032323A (en) | Manufacture of nonoriented silicon steel sheet having high magnetic flux density | |
| JP3449258B2 (en) | Method of manufacturing cold rolled steel strip with good material uniformity in the longitudinal direction of steel strip | |
| KR100286680B1 (en) | Method of manufacturing soft black plate by low temperature hot rolling | |
| JPH0273919A (en) | Manufacture of nonoriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics | |
| KR100501003B1 (en) | A method for manufacturing grain oriented electric steel sheet | |
| KR100934089B1 (en) | Manufacturing method of composite tissue hot rolled steel | |
| JPH08269553A (en) | Production of grain-oriented silicon steel sheet excellent in magnetic property | |
| JPH01116031A (en) | Manufacture of hot rolled high si-high carbon steel sheet having superior toughness | |
| JPH10259422A (en) | Production of grain-oriented silicon steel sheet good in core loss characteristic | |
| JP3379058B2 (en) | Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density and low iron loss | |
| WO2023112891A1 (en) | Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR20240012072A (en) | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same | |
| SU945202A1 (en) | Method for controlling process for producing transformer steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| G160 | Decision to publish patent application | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 19960229 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Lapse due to unpaid annual fee |