JPH03260016A - 超微細組織鋼板の製造方法 - Google Patents
超微細組織鋼板の製造方法Info
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- JPH03260016A JPH03260016A JP5924090A JP5924090A JPH03260016A JP H03260016 A JPH03260016 A JP H03260016A JP 5924090 A JP5924090 A JP 5924090A JP 5924090 A JP5924090 A JP 5924090A JP H03260016 A JPH03260016 A JP H03260016A
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- rolling
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- ferrite
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- 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
- B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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、均一超微細な組織を有し、改善された強度
、延性、低温靭性、耐食性、超塑性等の特性を発揮する
鋼板の製造方法に関する。
、延性、低温靭性、耐食性、超塑性等の特性を発揮する
鋼板の製造方法に関する。
〈従来技術とその課題〉
一般に、鋼材の緒特性はその組織が微細になるほど向上
するとされており、従来から鋼材組織をより微細化する
技ｉネｉの開発にしのぎが削られてきた。
するとされており、従来から鋼材組織をより微細化する
技ｉネｉの開発にしのぎが削られてきた。
そして、長年に亘って続けられてきたこれら研究の成果
として ａ）制御圧延。
として ａ）制御圧延。
ｂ）制御圧延・加速冷却。
Ｃ）大圧下圧延（例えば特開昭６２−２５３７３３号、
特開昭６３−１４５７２０号等）。
特開昭６３−１４５７２０号等）。
などの新しい組織微細化技術が生み出されるに至った。
しかしながら、これらの各技術にも次のような問題が指
摘されている。
摘されている。
即ち、制御圧延技術では、“制御圧延と言う熱間加工に
よって作り出されるオーステナイト（γ）粒″は成る程
度まで微細になると実際上もはやそれ以上に微細化する
ことができず、そのため制御圧延のみでは、フェライト
（α）粒径が１０印程度の均一な微細組織を得ることさ
え困難である。
よって作り出されるオーステナイト（γ）粒″は成る程
度まで微細になると実際上もはやそれ以上に微細化する
ことができず、そのため制御圧延のみでは、フェライト
（α）粒径が１０印程度の均一な微細組織を得ることさ
え困難である。
そして、上記制御圧延に加速冷却を組み合わせた技術で
もってしても、上述したように制御圧延により十分なＴ
Ｍｉ織の微細化が遠戚されないことから、その後の加速
冷却によって無理やり微細なαを変態生成させようとし
ても限界があり、従ってやはりα粒径が１０ｏｎを下回
る程に微細化された均一組織を得るのは極めて困難なこ
とであった。
もってしても、上述したように制御圧延により十分なＴ
Ｍｉ織の微細化が遠戚されないことから、その後の加速
冷却によって無理やり微細なαを変態生成させようとし
ても限界があり、従ってやはりα粒径が１０ｏｎを下回
る程に微細化された均一組織を得るのは極めて困難なこ
とであった。
ましてや、α粒径が５鴻以下（Ｇｒａｉｎ ５ｉｚｅ
Ｎｏ、で１２以上）の均一超微細組織を得ることなど到
底不可能であった。
Ｎｏ、で１２以上）の均一超微細組織を得ることなど到
底不可能であった。
一方、大圧下圧延による組織微細化技術は、Ｔ未再結晶
温度域で圧下率３０ｚ／バス以上の大圧下を加えてγ粒
を“変形帯を粒内に含む加工硬化γ”とし、その後γ−
α変態を生じさせて組織の微細化を図るものであるが、
この方法ではγ−α変態前の１粒は大圧下圧延により単
に伸長しているだけで等方的な微細粒となっていないこ
とから、やはり組織微細化に限界があり、そのため変態
後のα粒径が５Ｍを下回る程の均一超微細組織の実現は
叶わなかった。
温度域で圧下率３０ｚ／バス以上の大圧下を加えてγ粒
を“変形帯を粒内に含む加工硬化γ”とし、その後γ−
α変態を生じさせて組織の微細化を図るものであるが、
この方法ではγ−α変態前の１粒は大圧下圧延により単
に伸長しているだけで等方的な微細粒となっていないこ
とから、やはり組織微細化に限界があり、そのため変態
後のα粒径が５Ｍを下回る程の均一超微細組織の実現は
叶わなかった。
このようなことから、本発明が目的としたのは、従来法
では実現が困難だった“超微細でしかも等方的な均一組
織を有する鋼板”を安定して製造することができる工業
的手段を提供することであった。
では実現が困難だった“超微細でしかも等方的な均一組
織を有する鋼板”を安定して製造することができる工業
的手段を提供することであった。
く課題を解決するための手段〉
本発明者等は、上記目的を遠戚すべく様々な観点に立っ
て鋭意研究を重ねた結果、「鋼板の熱間圧延に際し、温
度調整により圧延前の素材鋼（連続鋳造鋳片又はインゴ
ット等）にフェライトを含む組織を現出しておき、該組
織に所定圧下率の圧延を施１７てから急速昇温しで上記
フェライトをオーステナイトへと逆変態させるか、或い
は、素材鋼のオーステナイト粒径が２０ｏｎ以上である
場合には、フェライト組織を現出させる前の素材網にオ
ーステナイト再結晶温度域で一旦所定圧下率の圧延を実
施し、それから上記工程の加工熱処理を施してフェライ
トをオーステナイトへと逆変態させると、現れるオース
テナイト組織は従来の制御圧延等では到底得られないよ
うな超微細組織となる。そこで、この超微細オーステナ
イト組織に更に圧延加工を施してから冷却すると、変態
生成するフェライトは超微細オーステナイト組織を元に
しているためやはり極めて微細なものとなり、従来は実
現が極めて困難であったフェライト粒径１０ｇｏ＋を遥
かに下回る等方的な均一超微細組織を有した鋼板が安定
して得られる。しかも、この超微細組織鋼板は、強度、
延性、低温靭性、耐食性。
て鋭意研究を重ねた結果、「鋼板の熱間圧延に際し、温
度調整により圧延前の素材鋼（連続鋳造鋳片又はインゴ
ット等）にフェライトを含む組織を現出しておき、該組
織に所定圧下率の圧延を施１７てから急速昇温しで上記
フェライトをオーステナイトへと逆変態させるか、或い
は、素材鋼のオーステナイト粒径が２０ｏｎ以上である
場合には、フェライト組織を現出させる前の素材網にオ
ーステナイト再結晶温度域で一旦所定圧下率の圧延を実
施し、それから上記工程の加工熱処理を施してフェライ
トをオーステナイトへと逆変態させると、現れるオース
テナイト組織は従来の制御圧延等では到底得られないよ
うな超微細組織となる。そこで、この超微細オーステナ
イト組織に更に圧延加工を施してから冷却すると、変態
生成するフェライトは超微細オーステナイト組織を元に
しているためやはり極めて微細なものとなり、従来は実
現が極めて困難であったフェライト粒径１０ｇｏ＋を遥
かに下回る等方的な均一超微細組織を有した鋼板が安定
して得られる。しかも、この超微細組織鋼板は、強度、
延性、低温靭性、耐食性。
超組成等の特性面でこれまでの鋼板よりも一段と優れた
値を示す」との知見を得るに至ったのである。
値を示す」との知見を得るに至ったのである。
本発明は、上記知見事項等に基づいてなされたもので、
「連続、鋳造鋳片（スラブ、ブルーム、ビレット）又は
インゴット（以降、綱片と総称する）を、第１図に示す
ように熱片状態からそのまま冷却するか、或いは第２図
に示すように熱片のまま乃至は加熱炉に装入してから再
結晶温度域で一旦合計圧下率３０％以上の圧延を行った
後に冷却し、その後回しく上記第１図及び第２図に示し
たようにｆａｌ Ａｒｓ点以下の温度域で合計圧下率
３０％以上の圧延を施す （ｂ） 続いてＡｃ３点〜（Ａｃ３点＋１００℃〕の
温度域に１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェ
ライトからオーステナイトへ逆変態を生しさせる （Ｃ１そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下率
１０％以上の圧延を施す。
インゴット（以降、綱片と総称する）を、第１図に示す
ように熱片状態からそのまま冷却するか、或いは第２図
に示すように熱片のまま乃至は加熱炉に装入してから再
結晶温度域で一旦合計圧下率３０％以上の圧延を行った
後に冷却し、その後回しく上記第１図及び第２図に示し
たようにｆａｌ Ａｒｓ点以下の温度域で合計圧下率
３０％以上の圧延を施す （ｂ） 続いてＡｃ３点〜（Ａｃ３点＋１００℃〕の
温度域に１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェ
ライトからオーステナイトへ逆変態を生しさせる （Ｃ１そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下率
１０％以上の圧延を施す。
なる工程で順次加工熱処理し冷却することにより、均一
超微細Ｕ織を有する銅板を能率良く安定して製造し得る
ようにした点」 に特徴を有するものである。
超微細Ｕ織を有する銅板を能率良く安定して製造し得る
ようにした点」 に特徴を有するものである。
なお、本発明が対象とする素材鋼は、熱片状態から常温
までの温度域にて少なくとも一部がフェライトからなる
組織に変態するものであれば、炭素鋼１合金鋼の何れで
あっても良いことは言うまでもない。
までの温度域にて少なくとも一部がフェライトからなる
組織に変態するものであれば、炭素鋼１合金鋼の何れで
あっても良いことは言うまでもない。
続いて、本発明に係る超微細組織鋼板の製造条件を前記
の如くに限定した理由を、その作用と共に詳述する。
の如くに限定した理由を、その作用と共に詳述する。
く作用〉
Ａ） Ｎ片を熱片から冷却してＡｒ３点以意思 域熱
鋼片を一旦Ａｒ＝点以下に冷却して圧延を施すのは、本
発明の方法が“フェライトを含む組織に塑性加工を加え
てからフェライト相をオーステナイト相に逆変態させる
こと”を主要な要件としているためであり、そのために
はフェライト相の生成を必要とするからである。この際
の冷却温度については、Ａｒ３点以下であれば格別に制
限されるものではないが、現実的な操業性の面からする
とＡｒ３点未満近傍のなるべく高温の領域（Ａｒ３点〜
（Ａｒ、点−１００℃））にすることが好ましいと言え
る。しかしながら、フェライトを含む組織に塑性加工を
加えてからフェライト相をオーステナイト相に逆変態さ
せるに当って、塑性加工時におけるフェライト（α）の
体積率が多いほど逆変態後のγ粒が微細になることから
、製品性能面がらすれば、フェライトの体積率を増大さ
せるべく前記冷却温度はＡｒ、点板下とするのが望まし
い。
鋼片を一旦Ａｒ＝点以下に冷却して圧延を施すのは、本
発明の方法が“フェライトを含む組織に塑性加工を加え
てからフェライト相をオーステナイト相に逆変態させる
こと”を主要な要件としているためであり、そのために
はフェライト相の生成を必要とするからである。この際
の冷却温度については、Ａｒ３点以下であれば格別に制
限されるものではないが、現実的な操業性の面からする
とＡｒ３点未満近傍のなるべく高温の領域（Ａｒ３点〜
（Ａｒ、点−１００℃））にすることが好ましいと言え
る。しかしながら、フェライトを含む組織に塑性加工を
加えてからフェライト相をオーステナイト相に逆変態さ
せるに当って、塑性加工時におけるフェライト（α）の
体積率が多いほど逆変態後のγ粒が微細になることから
、製品性能面がらすれば、フェライトの体積率を増大さ
せるべく前記冷却温度はＡｒ、点板下とするのが望まし
い。
そして、Ａｒｘ点以下の温度域で施す圧延加工の合計圧
下率を３０％以上としたのは、この際の圧下率が合計で
３０％以上となった場合に始めて逆変態による微細γ粒
の安定形成が遺戒できるからである。
下率を３０％以上としたのは、この際の圧下率が合計で
３０％以上となった場合に始めて逆変態による微細γ粒
の安定形成が遺戒できるからである。
即ち、Ａｒｚ点以下の温度域で圧延加工を施すと、この
圧延によってフェライト（α）が加工硬化しオーステナ
イ）（Ｔ）への逆変態核が増加する。そして、この逆変
態核の数が極度に多ければその後のオーステナイト域へ
の急速昇温で極めて微細な１粒が生成する訳である。し
かるに、上記逆変態核数は圧下率が合計で３０％以上と
なった時に始めて顕著な急増傾向を示し、所望の超微細
γ粒の安定生成が叶うことから、Ａｒ、点板下での合計
圧下率を３０％以上と定めたが、望ましくは５０％以上
とするのが良い。
圧延によってフェライト（α）が加工硬化しオーステナ
イ）（Ｔ）への逆変態核が増加する。そして、この逆変
態核の数が極度に多ければその後のオーステナイト域へ
の急速昇温で極めて微細な１粒が生成する訳である。し
かるに、上記逆変態核数は圧下率が合計で３０％以上と
なった時に始めて顕著な急増傾向を示し、所望の超微細
γ粒の安定生成が叶うことから、Ａｒ、点板下での合計
圧下率を３０％以上と定めたが、望ましくは５０％以上
とするのが良い。
ところで、連続鋳造成いはインゴット鋳造した綱片（素
材＠）の７粒径が２００ａｍ以上となっているような場
合には、その熱綱片をそのままＡｒ＝点以下に冷却して
圧延後、逆変態を起こさせても所望の均一超微細組織が
得られない恐れがある。しかし、このような場合でも、
上記熱綱片を冷却する前に、そのまま乃至は加熱炉へ装
入後に一旦オステナイトの再結晶温度域で加工して再結
晶による細粒化（７粒径：２ｏｏｇ１１未満）を図って
おけば上記問題は払拭される。
材＠）の７粒径が２００ａｍ以上となっているような場
合には、その熱綱片をそのままＡｒ＝点以下に冷却して
圧延後、逆変態を起こさせても所望の均一超微細組織が
得られない恐れがある。しかし、このような場合でも、
上記熱綱片を冷却する前に、そのまま乃至は加熱炉へ装
入後に一旦オステナイトの再結晶温度域で加工して再結
晶による細粒化（７粒径：２ｏｏｇ１１未満）を図って
おけば上記問題は払拭される。
ただ、熱鋼片をオーステナイトの再結晶温度域で再結晶
させて７粒径を２００ａｍ未満とするには、該再結晶温
度域で圧下率３０％以上の加工を加える必要がある。
させて７粒径を２００ａｍ未満とするには、該再結晶温
度域で圧下率３０％以上の加工を加える必要がある。
Ａｃ３点以上に昇温するのは「加工硬化したフェライト
（α〉から逆変態により非常に微細な１粒が生成するｊ
と言う本発明に係る方法での特徴的な作用・効果を十分
に発揮させるためである。この場合、昇温温度の上限を
（Ａｃ３点＋１００’Ｃ）としたのは、この温度を超え
て昇温するとγが粒成長してしまって最終的に所望の均
一超微細組織鋼板が得られなくなることによる。
（α〉から逆変態により非常に微細な１粒が生成するｊ
と言う本発明に係る方法での特徴的な作用・効果を十分
に発揮させるためである。この場合、昇温温度の上限を
（Ａｃ３点＋１００’Ｃ）としたのは、この温度を超え
て昇温するとγが粒成長してしまって最終的に所望の均
一超微細組織鋼板が得られなくなることによる。
そして、Ａｃｚ点〜〔Ａｃ３点＋１００”Ｃ〕の温度域
まで昇温する際の加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満である
と逆変態様導入の原因となる加工による歪がα−Ｔ逆変
態に先立って開放されてしまい、所望の微細γ粒組織を
実現できなくなる。従って、上記加熱速度を１０℃／ｓ
ｅｃ以上と定めた。
まで昇温する際の加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満である
と逆変態様導入の原因となる加工による歪がα−Ｔ逆変
態に先立って開放されてしまい、所望の微細γ粒組織を
実現できなくなる。従って、上記加熱速度を１０℃／ｓ
ｅｃ以上と定めた。
なお、昇温の手段としては“加工熱の利用′又は“外部
からの積極的加熱”、或いは両者の併用等、何れの方法
を採用しても良い。
からの積極的加熱”、或いは両者の併用等、何れの方法
を採用しても良い。
αね径が１０殉以下、更には５１ｍ以下の等方的な均一
超微細組織鋼板を工業的ムこ安定して製造することが可
能となる。
超微細組織鋼板を工業的ムこ安定して製造することが可
能となる。
以下、本発明を実施例により更に具体的に説明する。
〈実施例〉
まず、第１表に示した化学組成の各綱を５０ｋｇ真空溶
解炉で溶製し、鋳造して２０ＩＩ１ｍ厚と６００厚の熱
鋳片とした。
解炉で溶製し、鋳造して２０ＩＩ１ｍ厚と６００厚の熱
鋳片とした。
逆変態により生じる７粒を更に微細とし、その後の冷却
によって生成するフェライト（α）含有組織を所望の超
微細組織とするためには、前記オーステナイト相温度域
にまで急速昇温した鋼に圧下率の合計が１０％以上（好
ましくは３０％以上）の圧延加工を加える必要があり、
この時の合計圧下率が１０％未満であると所望の均一超
微細組織を安定して実現することができない。
によって生成するフェライト（α）含有組織を所望の超
微細組織とするためには、前記オーステナイト相温度域
にまで急速昇温した鋼に圧下率の合計が１０％以上（好
ましくは３０％以上）の圧延加工を加える必要があり、
この時の合計圧下率が１０％未満であると所望の均一超
微細組織を安定して実現することができない。
そして、上述した加工熱処理を施して板材とされた鋼を
任意手段によって冷却することにより、次に、これら熱
鋳片を第２表に示す条件にて圧延・熱処理してから急冷
し、その後更に６８０℃Ｘ１ｈｒの焼鈍処理を施して熱
延綱板を製造した。
任意手段によって冷却することにより、次に、これら熱
鋳片を第２表に示す条件にて圧延・熱処理してから急冷
し、その後更に６８０℃Ｘ１ｈｒの焼鈍処理を施して熱
延綱板を製造した。
そして、このようにして得られた鋼板から試験片を採取
し、結晶粒度番号、降伏強さ、伸び、及び耐たて割れ遷
移温度を調べた。
し、結晶粒度番号、降伏強さ、伸び、及び耐たて割れ遷
移温度を調べた。
ここで、「たて割れ遷移温度」とは絞り比：２．。
で絞ったカップの脆性割れ停止温度を意味する。
この結果を第２表に併せて示す。
第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件に従って製造された鋼板は安定して超微細
均一組織となり、優れた特性を発揮するのに対して、製
造条件が本発明の規定を満たしていない場合には十分な
微細組織が達成できず、得られる鋼板の特性が本発明法
によるものよりも劣る結果となることが分かる。
規定する条件に従って製造された鋼板は安定して超微細
均一組織となり、優れた特性を発揮するのに対して、製
造条件が本発明の規定を満たしていない場合には十分な
微細組織が達成できず、得られる鋼板の特性が本発明法
によるものよりも劣る結果となることが分かる。
く効果の総括〉
以上に説明した如く、本発明によれば、従来技術では実
際上実現することのできなかった超微細な均一組織を有
する鋼板を安定して製造することができ、強度や靭性等
の特性に優れた鋼板をコスト安（提供することが可能と
なるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。
際上実現することのできなかった超微細な均一組織を有
する鋼板を安定して製造することができ、強度や靭性等
の特性に優れた鋼板をコスト安（提供することが可能と
なるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。
第１図及び第２図は、それぞれ本発明超微細組織鋼板の
製造法に係るヒートパターンを示す線図である。
製造法に係るヒートパターンを示す線図である。
Claims (2)
- （１）連続鋳造鋳片又はインゴットを熱片又は熱塊状態
から冷却し、 （ａ）Ａｒ＿３点以下の温度域で合計圧下率３０％以上
の圧延を施す、 （ｂ）続いてＡｃ＿３点〜〔Ａｃ＿３点＋１００℃〕の
温度域に１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェ
ライトからオーステナイトへ逆変態を生じさせる、 （ｃ）そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下率
１０％以上の圧延を施す、 なる工程で順次加工熱処理し冷却することを特徴とする
、超微細組織鋼板の製造方法。 - （２）連続鋳造鋳片又はインゴットを熱片又は熱塊状態
のまま乃至は加熱炉に装入してから再結晶温度域で合計
圧下率３０％以上の圧延を行った後、これを冷却し、 （ａ）Ａｒ＿３点以下の温度域で合計圧下率３０％以上
の圧延を施す、 （ｂ）続いてＡｃ＿３点〜〔Ａｃ＿３点＋１００℃〕の
温度域に１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェ
ライトからオーステナイトへ逆変態を生じさせる、 （ｃ）そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下率
１０％以上の圧延を施す、 なる工程で順次加工熱処理し冷却することを特徴とする
、超微細組織鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5924090A JPH079033B2 (ja) | 1990-03-10 | 1990-03-10 | 超微細組織鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5924090A JPH079033B2 (ja) | 1990-03-10 | 1990-03-10 | 超微細組織鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03260016A true JPH03260016A (ja) | 1991-11-20 |
| JPH079033B2 JPH079033B2 (ja) | 1995-02-01 |
Family
ID=13107666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5924090A Expired - Lifetime JPH079033B2 (ja) | 1990-03-10 | 1990-03-10 | 超微細組織鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH079033B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03267314A (ja) * | 1990-03-16 | 1991-11-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 |
| JP2003510186A (ja) * | 1999-09-24 | 2003-03-18 | ユジノール | 炭素鋼帯、特にパッケージング用鋼帯の製造方法、およびこうして製造された鋼帯 |
-
1990
- 1990-03-10 JP JP5924090A patent/JPH079033B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03267314A (ja) * | 1990-03-16 | 1991-11-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 |
| JP2003510186A (ja) * | 1999-09-24 | 2003-03-18 | ユジノール | 炭素鋼帯、特にパッケージング用鋼帯の製造方法、およびこうして製造された鋼帯 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH079033B2 (ja) | 1995-02-01 |
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