JPS5956531A - 極低炭素鋼線材の製造方法 - Google Patents
極低炭素鋼線材の製造方法Info
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- JPS5956531A JPS5956531A JP16599482A JP16599482A JPS5956531A JP S5956531 A JPS5956531 A JP S5956531A JP 16599482 A JP16599482 A JP 16599482A JP 16599482 A JP16599482 A JP 16599482A JP S5956531 A JPS5956531 A JP S5956531A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (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】
この発明は、極低炭19線月(棒鋼も含む以下同じ)の
製造方法に関し、特に圧延素材の成分を規制し、かつ圧
延中の材料組織を制御することで、熱延のままで機械的
脱スケール性および伸線性圧すぐれ、しかも圧延のため
に必要な加熱用燃料と。
製造方法に関し、特に圧延素材の成分を規制し、かつ圧
延中の材料組織を制御することで、熱延のままで機械的
脱スケール性および伸線性圧すぐれ、しかも圧延のため
に必要な加熱用燃料と。
断髪電力の削減を図ることのできるこの種線材の圧延を
有利に可能ならしめたものである。
有利に可能ならしめたものである。
従来c : 0.25%以下の線材および棒鋼圧延πあ
つ℃は、;111常オーステナイト1相域で行われるの
ソ)!−普通で、ときにオーステナイトとフェライトの
2相域で圧延されろこともあったが、一般に加熱炉にお
いてはオーステナイト1相域で十分加熱する必J&があ
り、特にC: o、on%以下の炭素鋼ではオーステナ
イト相に均一化するため素材に投入される熱h1カ極め
て高く、そのため結晶粒が不均一に粗大化するものが現
れて製品の伸び絞りが不良となるばかりか、不均買で厚
いスケールが生じ脱スケールが困難にかり、又燃料原単
位が嵩むなどの問題t+′−,f−った。ところで厚板
圧延においては、オーステナイトとフェライトの2相域
で変形抵抗の極小値を示すことの研究結果(たとえば志
田茂、塑性と加工9 (1911Fり14,7 ;五弓
勇雄。
つ℃は、;111常オーステナイト1相域で行われるの
ソ)!−普通で、ときにオーステナイトとフェライトの
2相域で圧延されろこともあったが、一般に加熱炉にお
いてはオーステナイト1相域で十分加熱する必J&があ
り、特にC: o、on%以下の炭素鋼ではオーステナ
イト相に均一化するため素材に投入される熱h1カ極め
て高く、そのため結晶粒が不均一に粗大化するものが現
れて製品の伸び絞りが不良となるばかりか、不均買で厚
いスケールが生じ脱スケールが困難にかり、又燃料原単
位が嵩むなどの問題t+′−,f−った。ところで厚板
圧延においては、オーステナイトとフェライトの2相域
で変形抵抗の極小値を示すことの研究結果(たとえば志
田茂、塑性と加工9 (1911Fり14,7 ;五弓
勇雄。
木原を享二、塑性と加工(111+t15)408 、
参照)に従い2相域における圧延法ノ1′−開発され、
ここに加熱湯層を低くして燃相原単位の削減ソ1;可能
になる。
参照)に従い2相域における圧延法ノ1′−開発され、
ここに加熱湯層を低くして燃相原単位の削減ソ1;可能
になる。
ところで−相圧延にあっては編11[範1)(1の挾い
2相域を有効に利用t7て1d1力原単位を実際上削減
し得る省エネルギー圧延のiみは、連続圧延設備での温
度制御を考えると、どうしても低速圧延にならざるを得
す、これは経済的に実施不rII′能である。
2相域を有効に利用t7て1d1力原単位を実際上削減
し得る省エネルギー圧延のiみは、連続圧延設備での温
度制御を考えると、どうしても低速圧延にならざるを得
す、これは経済的に実施不rII′能である。
これに対してこの発明は、C:0・0′2%以1の極低
炭素鋼にfE目して、フェライト1相城の圧延法を開発
し、燃料および「1.力の両原屯位を削減するとともに
上記フェライト相において1■:下をすることにより結
晶粒を均一にf11犬化(7て軟質化を図り、かくして
現在脱スケール技術の主流となっている機械的脱スケー
ル時のスケールはく離性が、伸線性にあわせμsれた線
材な7%たものである。
炭素鋼にfE目して、フェライト1相城の圧延法を開発
し、燃料および「1.力の両原屯位を削減するとともに
上記フェライト相において1■:下をすることにより結
晶粒を均一にf11犬化(7て軟質化を図り、かくして
現在脱スケール技術の主流となっている機械的脱スケー
ル時のスケールはく離性が、伸線性にあわせμsれた線
材な7%たものである。
さてイ氏炭素鋼の高温変形においてオーステナイトとフ
ェライトの2相共存域で変形抵抗、が減少するのは、一
般に炭素含有量の少ないフェライトの析出によるもので
あるが、フェライトの析出−ta・は初期の炭素aIf
が低いほど多くなることがらオーステナイトから余計フ
ェライトに変態するC−0,02%以下の極低炭素鋼で
は比較的容易に圧延時の変形抵抗の減少が実現できるこ
とに着目l−1以下のべる圧延実験を行った。
ェライトの2相共存域で変形抵抗、が減少するのは、一
般に炭素含有量の少ないフェライトの析出によるもので
あるが、フェライトの析出−ta・は初期の炭素aIf
が低いほど多くなることがらオーステナイトから余計フ
ェライトに変態するC−0,02%以下の極低炭素鋼で
は比較的容易に圧延時の変形抵抗の減少が実現できるこ
とに着目l−1以下のべる圧延実験を行った。
すなわち、この発明が対象とする線材又は棒鋼のように
、多スタンドで圧延スピードの速いタンデム圧延の条件
下では、冷却が生じにくくて、低炭素鋼にあっては和平
価に近い状態で圧延されるわけであり、実機による変形
抵抗の温度依存性を調べた結果の一例を第1図に示すよ
うに、C=0.01%の材料では通常の圧延fluであ
る850〜900°Cの温度域と比べて特に7゛00〜
800’Co″)温度域で変形抵抗の極小値を呈する。
、多スタンドで圧延スピードの速いタンデム圧延の条件
下では、冷却が生じにくくて、低炭素鋼にあっては和平
価に近い状態で圧延されるわけであり、実機による変形
抵抗の温度依存性を調べた結果の一例を第1図に示すよ
うに、C=0.01%の材料では通常の圧延fluであ
る850〜900°Cの温度域と比べて特に7゛00〜
800’Co″)温度域で変形抵抗の極小値を呈する。
これに反してC= 0.08%以上ではかような極小値
は現れない。
は現れない。
以上のことから実機において2相域[E下による材料の
軟質化は期待できないところ、フェライト1相城におけ
る圧下で変形抵抗、の減少が実現できるのであり、ここ
にHANINのFe−C状態1シ1(P、M、 Han
Sen : (’:onst、1tut、ion of
hinary alloys(1958)85B )
に従って炭二V含宜ケを0.0z%以下すなわらフェラ
イト1相城の炭素の最大固溶限界以内とすることがこの
発明でまず不可欠である。
軟質化は期待できないところ、フェライト1相城におけ
る圧下で変形抵抗、の減少が実現できるのであり、ここ
にHANINのFe−C状態1シ1(P、M、 Han
Sen : (’:onst、1tut、ion of
hinary alloys(1958)85B )
に従って炭二V含宜ケを0.0z%以下すなわらフェラ
イト1相城の炭素の最大固溶限界以内とすることがこの
発明でまず不可欠である。
このtM M を以上ではオーステナイトとフェライト
の2相域となり、高温変形における変形抵抗を減少させ
ることが勘侍できフ4.いからである。
の2相域となり、高温変形における変形抵抗を減少させ
ることが勘侍できフ4.いからである。
次に炭素以外の元素のIIt向についてのべる。
Mnは0・25%以下であることが必要で、こJlより
多いと炭素当量を増大させてやはり変形抵抗の減少ht
達成できない。
多いと炭素当量を増大させてやはり変形抵抗の減少ht
達成できない。
またSについては0.015〜(3、085%が必要で
あって、これは製品の2次加工時の前処理として施され
る機械的脱スケール性を良好にするのに役立ち、上記の
範囲内では線材圧延時にスケールと地鉄の界面に8の濃
化を生じて特に有効にスケールのはく離性を向」ニさせ
る。
あって、これは製品の2次加工時の前処理として施され
る機械的脱スケール性を良好にするのに役立ち、上記の
範囲内では線材圧延時にスケールと地鉄の界面に8の濃
化を生じて特に有効にスケールのはく離性を向」ニさせ
る。
次にA/−については0.01%以下とし、同時にNを
50 ppm以下にすることが必要である。
50 ppm以下にすることが必要である。
ここでAtとNはAlNの化合物として加熱時および圧
延中の動的再結晶時に結晶粒界への析出による結晶粒成
長が抑制される場合には、圧延後結晶粒が微細化されて
引張り強さの上昇による次工程での伸線性の劣化を生ず
る。
延中の動的再結晶時に結晶粒界への析出による結晶粒成
長が抑制される場合には、圧延後結晶粒が微細化されて
引張り強さの上昇による次工程での伸線性の劣化を生ず
る。
それ故Atについては0.01%以下にすることが必要
で、同時にNを50 ppm以下に抑え、AIHの析出
による結晶粒の微細化を抑制することにあわせて、Nと
結合しないAtカ結晶粒内に固溶Atとして線材圧延時
の動的再結晶時にいわゆる’ Cottrel雰囲気”
を形成して転位のpinning”(ビン止め)効果に
より再結晶を抑制することにより、不所望に圧延後の組
織が細粒化されて降伏強さ引張強さが上昇し、伸線限界
つまり焼鈍なしで伸線できる限界の経が悪化(大きく)
なるのを防止するためである。
で、同時にNを50 ppm以下に抑え、AIHの析出
による結晶粒の微細化を抑制することにあわせて、Nと
結合しないAtカ結晶粒内に固溶Atとして線材圧延時
の動的再結晶時にいわゆる’ Cottrel雰囲気”
を形成して転位のpinning”(ビン止め)効果に
より再結晶を抑制することにより、不所望に圧延後の組
織が細粒化されて降伏強さ引張強さが上昇し、伸線限界
つまり焼鈍なしで伸線できる限界の経が悪化(大きく)
なるのを防止するためである。
この場合に36いてもNのh)が50 ppmをこす場
合には結晶粒内にFree N tI’s残存し、時効
により硬化1−て次工程での伸線時に歪硬化を引き起こ
し。
合には結晶粒内にFree N tI’s残存し、時効
により硬化1−て次工程での伸線時に歪硬化を引き起こ
し。
伸線性を劣化させる原因とな、るので、A7!、 (1
−01%以下で12かもN 50 ppm以下でなけれ
ばならない。
−01%以下で12かもN 50 ppm以下でなけれ
ばならない。
一方加熱条件については、圧延トルクの最小となる鋼材
温度で有効に圧延するために加熱温度をT(’C)とし
て含有炭素量〔%C〕に応じ。
温度で有効に圧延するために加熱温度をT(’C)とし
て含有炭素量〔%C〕に応じ。
T = ((780−8000(%C〕±50(”C)
l→ΔT(’C)どする。ここでΔTは素材ビレットの
抽出から仕−]二川用f4に至るまでの間に鋼材fM度
が局部的に最低となるIli+の温度差で、とのΔTの
1直はJ+T+常の場合。
l→ΔT(’C)どする。ここでΔTは素材ビレットの
抽出から仕−]二川用f4に至るまでの間に鋼材fM度
が局部的に最低となるIli+の温度差で、とのΔTの
1直はJ+T+常の場合。
鋼材の圧延作業に基づく熱の発生を考1・Jすると最終
仕上スタンドで最低11iAWになるのではなく、中1
m圧延から仕上圧延に至るどこかに最低域f&I If
を示す部分を生じ、ミル配列などによっても異なるが、
一般に150〜200°Cである。
仕上スタンドで最低11iAWになるのではなく、中1
m圧延から仕上圧延に至るどこかに最低域f&I If
を示す部分を生じ、ミル配列などによっても異なるが、
一般に150〜200°Cである。
第2図に圧延トルクの鋼4A抽出温朋依存性をC= 0
.01%の鋼材について示す。
.01%の鋼材について示す。
次に圧延中の鋼材温度をフェライト相域で圧延するため
にl 780−8000 [%C]±50(’C)lに
なるよ□うに圧延スピードと冷却速度を調整する。
にl 780−8000 [%C]±50(’C)lに
なるよ□うに圧延スピードと冷却速度を調整する。
ここで含有炭素量によって加熱温度および圧延Y晶B
fil)囲を変えているのけ、フェライト相幅度範囲が
炭素1辻によって界なるため、実機による圧延条件下で
は、宏り?’t にuされないことによる平衡状態に近
いことから、フェライト相を有効に利用するためである
。
fil)囲を変えているのけ、フェライト相幅度範囲が
炭素1辻によって界なるため、実機による圧延条件下で
は、宏り?’t にuされないことによる平衡状態に近
いことから、フェライト相を有効に利用するためである
。
上記のようにして初期の加p8湛度はオーステナイト領
域であろノt、通常LL延延時比べると、オート・ステ
ナイト粒成長が抑制されるため細粒化による変態促進に
より変帖温度フI′−上荷する。
域であろノt、通常LL延延時比べると、オート・ステ
ナイト粒成長が抑制されるため細粒化による変態促進に
より変帖温度フI′−上荷する。
従って圧延中の鋼Hのフェライト相温度範囲は平衡状態
し1の温1ν範囲より広くなるため、フェライト1相域
における圧下条件が得やすくなる利点I。
し1の温1ν範囲より広くなるため、フェライト1相域
における圧下条件が得やすくなる利点I。
が生じこのため圧延時の鋼材温度は±50゛Cの範囲の
余裕を与えることができるのである。
余裕を与えることができるのである。
次に巻取条件としては温度を875±25’Cとし、こ
の上限を超える場合には必要により水冷を行なう一方、
下限以下の場合には、圧延スピードを−F昇させること
により、上記温度が囲に管埋するのである。
の上限を超える場合には必要により水冷を行なう一方、
下限以下の場合には、圧延スピードを−F昇させること
により、上記温度が囲に管埋するのである。
ここで下限の温度は2次加工時の機械的脱スケール性を
良好にするために必要な巻取温度であり。
良好にするために必要な巻取温度であり。
一般に機械的脱スケール性は巻取り温度に大きく依存し
、もちろんSを添加することによりかなり改善されるが
、スケールの組成をFeO主体にすることめζ必要であ
るところ、8 = 0.02%添加時にFeO7’l−
スケール中に占める割合は、80%以上を必要とし、こ
れを満足するために巻取温度の下限を850 ’Cとし
た。
、もちろんSを添加することによりかなり改善されるが
、スケールの組成をFeO主体にすることめζ必要であ
るところ、8 = 0.02%添加時にFeO7’l−
スケール中に占める割合は、80%以上を必要とし、こ
れを満足するために巻取温度の下限を850 ’Cとし
た。
これに対し、巻取温度上限は次工程にステルモア処理を
控えCいるので巻取後の冷却速度を一定範囲内に保つた
め900°Cとした。
控えCいるので巻取後の冷却速度を一定範囲内に保つた
め900°Cとした。
次にステルモア処理による冷却条件は製品の使用目的に
より選択できるフ]′−機械的脱スケール後、中間焼鈍
を行なわず(このとき引張り強さの値で100Kg/、
、Qが伸線限界でこれを越えると中間焼鈍を必要とする
。)に0・8■φ以下にまでも伸線するような用途に供
する場合であっても、冷却速1Wを8〜l 2 =C/
qと15、強制空冷終了時点で850°C以−ドまで降
渦させる。
より選択できるフ]′−機械的脱スケール後、中間焼鈍
を行なわず(このとき引張り強さの値で100Kg/、
、Qが伸線限界でこれを越えると中間焼鈍を必要とする
。)に0・8■φ以下にまでも伸線するような用途に供
する場合であっても、冷却速1Wを8〜l 2 =C/
qと15、強制空冷終了時点で850°C以−ドまで降
渦させる。
冷却速度は一ヒ限の12°C/sを越えると、フェライ
ト相デ)ζ十分に再結晶せず、−前加工組織が残存する
ため2次加工時の加工性を阻害し一方下限の8 ”C/
s K AWたないとスケールの成分中にFe80゜が
多くなり機械的脱スケール性が悪化する。また上記の冷
却速度を保持し強制空冷終了時点以後でFe80.の発
生を抑えるため1350 ’C以下トスルコとが必要で
ある。
ト相デ)ζ十分に再結晶せず、−前加工組織が残存する
ため2次加工時の加工性を阻害し一方下限の8 ”C/
s K AWたないとスケールの成分中にFe80゜が
多くなり機械的脱スケール性が悪化する。また上記の冷
却速度を保持し強制空冷終了時点以後でFe80.の発
生を抑えるため1350 ’C以下トスルコとが必要で
ある。
以下この発明の詳細な説明する。供試材としては表1に
示すa + bおよびCの8種の鋼を、82φX 12
mのビレットから圧延をした。圧延条件は表2に71
マした。
示すa + bおよびCの8種の鋼を、82φX 12
mのビレットから圧延をした。圧延条件は表2に71
マした。
表1 試供Jの化学成分 (重袖%)
各供試材を上部2帯式のブツシャ−型加熱炉において従
来法に従う比IIツ例では1020゜1025℃で抽出
を行なうが、この発明の実施例は、C= 0.(11%
の供試fW4 aは1115〜925°C1C= 0.
02%)b Kッ知110 (1、905°Cまた同C
では920,922’″Cにて抽出を行ない、何れもz
5スタンドからなる線祠圧延機にて5・5φで最終イト
トスピード40−Om/sに至る圧延を行った。
来法に従う比IIツ例では1020゜1025℃で抽出
を行なうが、この発明の実施例は、C= 0.(11%
の供試fW4 aは1115〜925°C1C= 0.
02%)b Kッ知110 (1、905°Cまた同C
では920,922’″Cにて抽出を行ない、何れもz
5スタンドからなる線祠圧延機にて5・5φで最終イト
トスピード40−Om/sに至る圧延を行った。
巻取+2.A Ifは比99例で907〜914°Cで
あったのに対し実施例では855〜B 70 ’Cとし
、ステルモア処理における9冷速度は8・5〜9.2℃
/8とした。
あったのに対し実施例では855〜B 70 ’Cとし
、ステルモア処理における9冷速度は8・5〜9.2℃
/8とした。
この圧延結果の成績を表21/C示すように、従来法に
比ベビレット抽出幅度をほぼ100−120°C下げた
にかかわらずこの発明による各実施例では圧延トルクが
約11%減少し、フェライト1相域による圧下が実現さ
れたことをあられしている。
比ベビレット抽出幅度をほぼ100−120°C下げた
にかかわらずこの発明による各実施例では圧延トルクが
約11%減少し、フェライト1相域による圧下が実現さ
れたことをあられしている。
従って原草位低減効果としては、燃料原単位で従来法に
比べ9〜10%削減され、箪カ原単位で10〜18%削
減され、省エネルギー圧延法の実をあげることができる
。
比べ9〜10%削減され、箪カ原単位で10〜18%削
減され、省エネルギー圧延法の実をあげることができる
。
さらに材質についても表2に示したとおり降伏魚節さな
いし引張強さが、2〜8す/朋2程度は従来法より減少
し、破断、伸びが2〜B%増加l−1さらに軟質化して
いることを示す。
いし引張強さが、2〜8す/朋2程度は従来法より減少
し、破断、伸びが2〜B%増加l−1さらに軟質化して
いることを示す。
供試鋼aについてL断面のイコ学誼微箭観祭結果を第8
図(BIに示す。ここに結晶粒は均一に粗大化していて
、ビレット加熱基層を下し)たことによりオーステナイ
トからフェライトへの変態促進が生じた後J)フェライ
トの再結晶および結晶粒成長が十分に見られる。
図(BIに示す。ここに結晶粒は均一に粗大化していて
、ビレット加熱基層を下し)たことによりオーステナイ
トからフェライトへの変態促進が生じた後J)フェライ
トの再結晶および結晶粒成長が十分に見られる。
以上のべた供試鋼aお、よびbは何れも含有N量は50
ppm以下であるが、供試1Fll!icでは比較の
ためにNilを70 ppmにした。この場合のようK
Nが多すぎると加熱温度が従来法C同様に1020゛C
とした場合でも降伏強さ、引張強さは供試鋼a。
ppm以下であるが、供試1Fll!icでは比較の
ためにNilを70 ppmにした。この場合のようK
Nが多すぎると加熱温度が従来法C同様に1020゛C
とした場合でも降伏強さ、引張強さは供試鋼a。
bに適用した従来法と比べて1〜2 Kgl謂を上昇し
また伸びおよび絞りも低下している。
また伸びおよび絞りも低下している。
またかりに低温抽出(c−2,c−8)を行ったとして
も降伏強さ、引張強さの低下は、供試鋼a。
も降伏強さ、引張強さの低下は、供試鋼a。
bに比べて番まるかに少ない。
これはFree Nによる[E延時の結晶粒成長の抑制
が生じたためであり、含有Nは供試Ma、bのように5
0 ppm以下に抑える必要があることが明らかである
。
が生じたためであり、含有Nは供試Ma、bのように5
0 ppm以下に抑える必要があることが明らかである
。
次に次」[稈での伸線前処理としての機械的脱スケール
処理におけるはく縦性については、歪$410%の単軸
引張試験時の残存スケールにより評価したが従来法に比
べ大差なく、残存スケール量が0゜12%以下であれば
、実機操業においてベンディングローラーやブラッシン
グ処理後伸線を行なうことが可能であることから、この
発明による線材は機械的脱スケールに供して何らの問題
はない。
処理におけるはく縦性については、歪$410%の単軸
引張試験時の残存スケールにより評価したが従来法に比
べ大差なく、残存スケール量が0゜12%以下であれば
、実機操業においてベンディングローラーやブラッシン
グ処理後伸線を行なうことが可能であることから、この
発明による線材は機械的脱スケールに供して何らの問題
はない。
次に伸線過程における第1の供試w4aについて各段階
の引張強さを第4図の実線と破線で示す。
の引張強さを第4図の実線と破線で示す。
図中り。は初期径、Dは引抜きのさいの径を示し、横軸
に対WI歪、縦軸に引張り強さをとっである。破線は従
来法の(i&で実線はこの発明による効果をあられす。
に対WI歪、縦軸に引張り強さをとっである。破線は従
来法の(i&で実線はこの発明による効果をあられす。
すなわぢ、この発明によると1.01朋φまでの伸線に
おいては引張強さが5に9/龍減少し中間焼鈍を行なわ
ずQ、6masφまで伸線を行なうことができ断線頻度
も従来法に比べて著しく低下し16 )ンの伸線で断線
がゼロでありIJ(1工性が大いに向−1ニしている。
おいては引張強さが5に9/龍減少し中間焼鈍を行なわ
ずQ、6masφまで伸線を行なうことができ断線頻度
も従来法に比べて著しく低下し16 )ンの伸線で断線
がゼロでありIJ(1工性が大いに向−1ニしている。
これに対し比較の供試@icにおいては表2の0−2法
の例を示すように、従来法のa−1の場合に比べても逆
に各段階でT、S・が約5ψn−上昇し、FreeHの
影響で歪時効が生じていることがわかる。実機における
伸線テストでは断線の頻度は12トンの伸線で0.8
)27回で加工性がこの発明のa鋼、b!1に比べはる
かに劣化した。
の例を示すように、従来法のa−1の場合に比べても逆
に各段階でT、S・が約5ψn−上昇し、FreeHの
影響で歪時効が生じていることがわかる。実機における
伸線テストでは断線の頻度は12トンの伸線で0.8
)27回で加工性がこの発明のa鋼、b!1に比べはる
かに劣化した。
以上のべたようにして、この発明によれば熱延後の機械
的脱スケール性の態化を伴うことのない伸線性の著大な
改善が、圧延のための加熱原単位および電力原単位の著
しい節減にあわせ実現される。
的脱スケール性の態化を伴うことのない伸線性の著大な
改善が、圧延のための加熱原単位および電力原単位の著
しい節減にあわせ実現される。
第1図は変形抵抗の湿度依存性を示す比較グラフ、
第2図は圧延トルクの温度依存性の関係グラフ、第3図
(a) (b)は田地後の組織を比較した顕微鏡組織写
真図であり、また、 第4図は伸線段階を通した引張強さの変化の比較グラフ
である。 特R′+・出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 第2図 姐オ勃0藍炉請幻轟崖(°Cう 第3図 c 1 ’> ^覧 1戸 1 、″ ゛ ; 1 ゛ \くゝ\ \ 1 \\7 く ゝ へ115、・、l 。 Ojj七〜ν) 、 *i#4 !L
(a) (b)は田地後の組織を比較した顕微鏡組織写
真図であり、また、 第4図は伸線段階を通した引張強さの変化の比較グラフ
である。 特R′+・出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 第2図 姐オ勃0藍炉請幻轟崖(°Cう 第3図 c 1 ’> ^覧 1戸 1 、″ ゛ ; 1 ゛ \くゝ\ \ 1 \\7 く ゝ へ115、・、l 。 Ojj七〜ν) 、 *i#4 !L
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 LC:0−(12重Iψ%以下、 Mn : 0.2F
1重量%以下、S : 0−015〜0・085重]什
%を含有し、At : 0.01%以下でN : Fl
o ppm gJ、下を含む組成の圧延宰相を、下記式
に従う温度に加熱すること、ついで該式右辺肌1項の限
界温度デ)−保611:される灸件の下に圧延を行うこ
とおよびFE延終了に引続き875±25°Cの温度範
囲でレーイング式巻取機にがけ8〜12°C/6の6却
速則にてステルモア処理を施しがつ強制空冷終了H,♀
点で鋼vI湿温度8 FI O”C以下とすることから
なる。極低炭素鋼線材の映ゴと方法 記 T (’C) = (780−ROOO[%C〕±FI
O(”C)] + 、!IT (’C)式中〔%C〕は
、A中炭素量、ΔTは圧延中鋼板最低温度域温度の加熱
抽出温度に対する温度差である。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16599482A JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16599482A JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5956531A true JPS5956531A (ja) | 1984-04-02 |
Family
ID=15822890
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16599482A Pending JPS5956531A (ja) | 1982-09-25 | 1982-09-25 | 極低炭素鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5956531A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112226696A (zh) * | 2020-10-15 | 2021-01-15 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 轴类备件用钢及其轧后分段冷却方法 |
-
1982
- 1982-09-25 JP JP16599482A patent/JPS5956531A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112226696A (zh) * | 2020-10-15 | 2021-01-15 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 轴类备件用钢及其轧后分段冷却方法 |
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