JPS621455B2 - - Google Patents
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- JPS621455B2 JPS621455B2 JP2453082A JP2453082A JPS621455B2 JP S621455 B2 JPS621455 B2 JP S621455B2 JP 2453082 A JP2453082 A JP 2453082A JP 2453082 A JP2453082 A JP 2453082A JP S621455 B2 JPS621455 B2 JP S621455B2
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- steel
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は温間圧延による非調質高張力鋼の製造
法に係り、高強度高靭性を有ししかも板厚方向に
おいて均一状態の特性を有する鋼板を的確に製造
することのできる方法を提供しようとするもので
ある。 高張力鋼においてはその高張力化、高靭性化傾
向が益々要請され、これに伴つて圧延ままで優れ
た強度、靭性を有する鋼板を製造する制御圧延技
術においてもその圧延温度領域がγ低温域からγ
＋α２相域へと進展し、このγ＋α２相域で圧延
を行うことにより高張力化を達成することが行わ
れており、即ちこの高張力化は主として変態後に
生成したフエライトの加工硬化によるものであ
る。ところがこのようなγ＋α圧延による高張力
化を利用して大幅な強度上昇を得るためにはかな
り低温域まで圧延を行う必要があり、それに伴つ
て材質上および操業上の問題が惹起される。即ち
材質上の問題としては板厚方向の硬度差増大があ
り、γ＋α２相域での圧延が強化される程この傾
向が著しくなる。又操業上の問題としては歪が累
積されるγ低温域およびγ＋α域で連続的に圧延
を行うため、圧延後段における変形抵抗が急激に
高くなり圧延荷重の制限上１パス当りの圧下が適
切に採れないこととなつて圧延能率が大幅に低下
する。従つて成程高張力化が得られるとしても実
質メリツトの乏しいものとならざるを得ない。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものである。即ち前記したγ＋α２
相域圧延による高張力化によつても理解されるよ
うに変態したフエライトの加工により大幅な高張
力化が達成されるが、この場合においてはその靭
性劣化を避け、しかも板厚方向における特性変動
を小とすることが必要である。そこでこのような
関係を実現するには、実質的にすべてのフエライ
トを均一に変形させ、又この変形によつて導入さ
れた転位がサブグレインを形成するような方向に
もつて行くことが必要であると考えられ、斯様な
観点から本発明者等は温間フエライト域における
軽圧下についての検討を重ね、γ域において圧延
を行つた後、α＋γの２相域においては圧下を行
わず、温間フエライト域（300〜600℃程度の温度
区間）で軽圧下を加えることにより、靭性を殆ん
ど劣化させずに高張力化でき、しかも板厚方向に
おける特性の変動が少い鋼板を的確に得ることに
成功した。蓋し本発明は炭素鋼又は低合金鋼の鋳
片又は鋼片を加熱し圧延して非調質鋼を製造する
に当り、前記圧延をオーステナイトの未再結晶温
度領域で30％以上の累積圧下率による圧延を行つ
た後にオーステナイトとフエライトの２相域で圧
下することなく、フエライト域まで冷却して600
〜300℃の温度域において下記式の関係を満足す
る圧下率（Ｒ％）を以て実施することを提案す
る。 Ｒ（％）0.044T−10 但し、Ｔは温度（℃）である。 このような本発明について更に具体的に説明す
ると、第１図には１例として、0.13C―0.31Si―
1.6Mn―0.032Nb鋼（この鋼のAr3点は740℃、
Ar1点は610℃である）を1100℃に加熱し、再結
晶γ域圧延後、未再結晶γ域（900℃以下）にお
いて60％の圧下を加え、770℃で仕上げた後空冷
し、300〜600℃において５％および10％の温間圧
下を加えて板厚20mmとした場合の機械的性質の変
化を示す。第１図で●は温間圧下率が10％の場合
の靭性値、及びYS値、○は温間圧下率が５％の
場合の靭性値、及びYS値を示し、また▲は温間
圧下率が10％の場合のTS値、△は温間圧下率が
５％の場合のTS値を示す。何れの場合において
もこの第１図右側部分に示す非温間加工材（γ域
のみで圧下を加えたもの）に較べ大幅な高張力化
が達成される。しかも靭性は300℃で５％および
10％の軽左下を加えた場合と、400℃で10％の軽
圧下を加えた場合以外は上記したような大幅な高
張力化にも拘わらず実質的に低下していない。 又上記の3300℃で５％、10％或いは400℃で10
％圧下のようにα低温域での圧下に際し靭性劣化
の生ずる場合があるが、そのような靭性劣化が惹
起されるかどうかについての臨界的条件について
検討した結果は圧下温度と圧下率に依存する。即
ち第２図には１例としてSi―Mn系である0.14C―
1.3Mn鋼（この鋼のAr3点は760℃、Ar1点は620
℃）および前記0.13C―1.6Mn―0.032Nb鋼を何れ
も1100℃に加熱し、再結晶γ域圧延後、未再結晶
γ域で60％の圧下を加え、770℃で板厚16mmに仕
上げた後、温間α域で軽圧下を加えた場合におけ
る靭性劣化度（△vTs：非温間加工材を基準とし
た靭性劣化度合）に及ぼす温間α域での圧下温
度、圧下率の影響を要約して示したが、Si―Mn
鋼、Nb鋼共に低温で高圧下を加えた場合におい
て靭性劣化が生じており、γ域のみで圧下を加え
た非温間加工材からの靭性劣化度を５℃以下と
し、実質的靭性劣化のないようにするためには、
温間α域における圧下率（％）をＲとし、その圧
下温度（℃）をＴとした場合に、Ｒ＝0.044T―
10の式を以て示される該図中の境界線以下とし、
即ちＲ≦0.044T―10の関係を満足することが必
要であることを知つた。 更に第３図には、0.09C―1.5Mn―0.03Nb鋼
（この鋼のAr3点は750℃、Ar1点は620℃）を1100
℃に加熱し900℃以下のγ域圧延を圧下率60％と
し、仕上板厚20mmとしてから温間α域である500
℃で５％の軽圧下を加える場合における、軽圧下
前の圧延仕上温度を変化させたときにおいての板
厚方向の硬度差（表層下１mmのHvと板厚中心部
のHvとの差）変化を要約して示したが、上記温
間軽圧下前の圧延仕上温度が800℃及び760℃の場
合は殆んど板厚方向の硬度差がないのに対し、
720℃及び690℃の場合は板厚方向に大きな硬度差
がついている。然してこの鋼のAr3点が上記のよ
うに750℃であつて、温間α域で軽圧下し高張力
化を図る場合、その前段の圧延をこのAr3点以上
に終了することが板厚方向の特性値均一化を得る
上において重要であることが確認された。即ち
Ar3点以上で圧延を終了し、Ar3〜Ar1の２相域で
は圧下を加えることなく、その後のα域において
軽圧下する場合にはγから変態した歪のないフエ
ライトが均一に加工されるため、板厚方向の特性
に差がないものと認められるのに対して、Ar3点
以下まで圧延を行いその後α域で軽圧下した場合
はγ＋α域の圧延により加工を受けたフエライト
と圧延後にγから変態した歪のないフエライトの
混合組織が加工されるため、加工前に存在する硬
度分布（表層は板厚中心部より冷却速度が速いた
めγ＋α域で加工を受けたフエライトの体積分率
が高いことに起因する）が承継され、板厚方向の
特性に差が生ずるものと考えられる。 又γ域からγ＋α域まで圧延する所謂２相域圧
延では、圧延後段において各パス間で歪が完全に
解放されず累積されるため、圧延荷重が高くな
り、ミル能力の小さい場合は前記のように殆んど
圧下がとれないこととなり圧延能率が大幅に低下
するが、本発明の場合にはγ域で圧延を終了し完
全に変態した歪のないフエライトを圧延するため
温間圧延にも拘わらずその圧延荷重は、歪が累積
さされているα＋γ低温域における圧延荷重の1/
２〜1/3程度でよい。 なおAr1点以下の軽圧下によるメリツト、即ち
当該圧下による強度増加を充分に発揮させ、例え
ばこの強度増加値△T.Sとして２Kg／mm2以上を得
る場合には圧下率Ｒとして２％以上とすることが
必要である。又このAr1点以下の圧下については
複数のパスによつて与えてもよいので、この場合
の全圧下率Rt（％）としては、 Rt（％）≦0.044T―10 を満足しておればよい。又この場合のパス温度が
各パスにより異る場合には、各パスの中の最低パ
ス温度をＴMとして、 Rt（％）≦0.044TM―10 を満足していることが望ましい。更に本発明によ
つて規定した方法により圧延した鋼に、Ac1点以
下の焼戻処理を施すことは温間α域圧延による高
張力化効果を稍々低下させるが、本質的にはその
効果を失わせるものでない。 本発明によるものは炭素鋼および各種の低合金
鋼について広く適用することができ、茲でいう炭
素鋼或いは低合金鋼とは、Ｃ：0.2％以下、Mn：
2.0％以下、Si：1.0％以下、残部が鉄および不可
避不純物（脱酸および粒度調整用としてのAl：
0.1％以下を含有するものを含む）から成る鋼を
基本組成とし、必要に応じて、更にCr：1.0％以
下、Cu：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ni：2.0％
以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.1
％以下、Zr：0.1％以下の如きの何れか１種又は
２種以上を添加含有させた鋼を意味するものであ
る。 本発明において、オーステナイトの未再結晶温
度領域で30％以上の累積圧下率の圧延を行うの
は、鋼の靭性値がオーステナイト未再結晶温度領
域の圧延条件によりほぼ一義的に決まり、累積圧
下率が30％未満では靭性が損なわれるからであ
る。特に高靭性が必要とされる場合は40％以上の
ような充分な圧下率を確保することが望ましい。 又本発明において、フエライト域における圧下
温度を300〜600℃としたのは、この圧下温度が
300未満で圧下した場合には加工による歪が殆ん
ど解放されないことから得られる鋼材の脆化が著
しくなるためであり、これに対して600℃を超え
た温度域で加工すると、α＋γの２相域加工にな
り易く、前記したような問題点を伴うこととなる
からである。更にγ域での圧延終了後、α＋γ２
相域で圧下を加えることなく、前述した温間α域
において軽圧下を加える場合に、この温間軽圧下
を行うまでの間をオンラインで漫然放冷すること
がその圧延能率を大幅に低下することは明かであ
るが、このようなことに対する対策としては、
バイパス回路を設けγ域で圧延した鋼板を一旦オ
フライン化して冷却してからα域で圧延し、或い
は圧延間において加速冷却する方法などを採用
することにより有利に実施し得ることは明かであ
る。 本発明によるものの具体的な実施例について説
明すると以下の如くである。 実施例 １ 0.14C―1.3Mn鋼を1100℃に加熱後、850℃以下
で65％のγ域圧下を加え、温間α域で軽圧下し、
何れも板厚20mmとしたものについてその機械的性
質及び圧下条件をその比較例と共に示すと次の第
１表の通りである。
法に係り、高強度高靭性を有ししかも板厚方向に
おいて均一状態の特性を有する鋼板を的確に製造
することのできる方法を提供しようとするもので
ある。 高張力鋼においてはその高張力化、高靭性化傾
向が益々要請され、これに伴つて圧延ままで優れ
た強度、靭性を有する鋼板を製造する制御圧延技
術においてもその圧延温度領域がγ低温域からγ
＋α２相域へと進展し、このγ＋α２相域で圧延
を行うことにより高張力化を達成することが行わ
れており、即ちこの高張力化は主として変態後に
生成したフエライトの加工硬化によるものであ
る。ところがこのようなγ＋α圧延による高張力
化を利用して大幅な強度上昇を得るためにはかな
り低温域まで圧延を行う必要があり、それに伴つ
て材質上および操業上の問題が惹起される。即ち
材質上の問題としては板厚方向の硬度差増大があ
り、γ＋α２相域での圧延が強化される程この傾
向が著しくなる。又操業上の問題としては歪が累
積されるγ低温域およびγ＋α域で連続的に圧延
を行うため、圧延後段における変形抵抗が急激に
高くなり圧延荷重の制限上１パス当りの圧下が適
切に採れないこととなつて圧延能率が大幅に低下
する。従つて成程高張力化が得られるとしても実
質メリツトの乏しいものとならざるを得ない。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものである。即ち前記したγ＋α２
相域圧延による高張力化によつても理解されるよ
うに変態したフエライトの加工により大幅な高張
力化が達成されるが、この場合においてはその靭
性劣化を避け、しかも板厚方向における特性変動
を小とすることが必要である。そこでこのような
関係を実現するには、実質的にすべてのフエライ
トを均一に変形させ、又この変形によつて導入さ
れた転位がサブグレインを形成するような方向に
もつて行くことが必要であると考えられ、斯様な
観点から本発明者等は温間フエライト域における
軽圧下についての検討を重ね、γ域において圧延
を行つた後、α＋γの２相域においては圧下を行
わず、温間フエライト域（300〜600℃程度の温度
区間）で軽圧下を加えることにより、靭性を殆ん
ど劣化させずに高張力化でき、しかも板厚方向に
おける特性の変動が少い鋼板を的確に得ることに
成功した。蓋し本発明は炭素鋼又は低合金鋼の鋳
片又は鋼片を加熱し圧延して非調質鋼を製造する
に当り、前記圧延をオーステナイトの未再結晶温
度領域で30％以上の累積圧下率による圧延を行つ
た後にオーステナイトとフエライトの２相域で圧
下することなく、フエライト域まで冷却して600
〜300℃の温度域において下記式の関係を満足す
る圧下率（Ｒ％）を以て実施することを提案す
る。 Ｒ（％）0.044T−10 但し、Ｔは温度（℃）である。 このような本発明について更に具体的に説明す
ると、第１図には１例として、0.13C―0.31Si―
1.6Mn―0.032Nb鋼（この鋼のAr3点は740℃、
Ar1点は610℃である）を1100℃に加熱し、再結
晶γ域圧延後、未再結晶γ域（900℃以下）にお
いて60％の圧下を加え、770℃で仕上げた後空冷
し、300〜600℃において５％および10％の温間圧
下を加えて板厚20mmとした場合の機械的性質の変
化を示す。第１図で●は温間圧下率が10％の場合
の靭性値、及びYS値、○は温間圧下率が５％の
場合の靭性値、及びYS値を示し、また▲は温間
圧下率が10％の場合のTS値、△は温間圧下率が
５％の場合のTS値を示す。何れの場合において
もこの第１図右側部分に示す非温間加工材（γ域
のみで圧下を加えたもの）に較べ大幅な高張力化
が達成される。しかも靭性は300℃で５％および
10％の軽左下を加えた場合と、400℃で10％の軽
圧下を加えた場合以外は上記したような大幅な高
張力化にも拘わらず実質的に低下していない。 又上記の3300℃で５％、10％或いは400℃で10
％圧下のようにα低温域での圧下に際し靭性劣化
の生ずる場合があるが、そのような靭性劣化が惹
起されるかどうかについての臨界的条件について
検討した結果は圧下温度と圧下率に依存する。即
ち第２図には１例としてSi―Mn系である0.14C―
1.3Mn鋼（この鋼のAr3点は760℃、Ar1点は620
℃）および前記0.13C―1.6Mn―0.032Nb鋼を何れ
も1100℃に加熱し、再結晶γ域圧延後、未再結晶
γ域で60％の圧下を加え、770℃で板厚16mmに仕
上げた後、温間α域で軽圧下を加えた場合におけ
る靭性劣化度（△vTs：非温間加工材を基準とし
た靭性劣化度合）に及ぼす温間α域での圧下温
度、圧下率の影響を要約して示したが、Si―Mn
鋼、Nb鋼共に低温で高圧下を加えた場合におい
て靭性劣化が生じており、γ域のみで圧下を加え
た非温間加工材からの靭性劣化度を５℃以下と
し、実質的靭性劣化のないようにするためには、
温間α域における圧下率（％）をＲとし、その圧
下温度（℃）をＴとした場合に、Ｒ＝0.044T―
10の式を以て示される該図中の境界線以下とし、
即ちＲ≦0.044T―10の関係を満足することが必
要であることを知つた。 更に第３図には、0.09C―1.5Mn―0.03Nb鋼
（この鋼のAr3点は750℃、Ar1点は620℃）を1100
℃に加熱し900℃以下のγ域圧延を圧下率60％と
し、仕上板厚20mmとしてから温間α域である500
℃で５％の軽圧下を加える場合における、軽圧下
前の圧延仕上温度を変化させたときにおいての板
厚方向の硬度差（表層下１mmのHvと板厚中心部
のHvとの差）変化を要約して示したが、上記温
間軽圧下前の圧延仕上温度が800℃及び760℃の場
合は殆んど板厚方向の硬度差がないのに対し、
720℃及び690℃の場合は板厚方向に大きな硬度差
がついている。然してこの鋼のAr3点が上記のよ
うに750℃であつて、温間α域で軽圧下し高張力
化を図る場合、その前段の圧延をこのAr3点以上
に終了することが板厚方向の特性値均一化を得る
上において重要であることが確認された。即ち
Ar3点以上で圧延を終了し、Ar3〜Ar1の２相域で
は圧下を加えることなく、その後のα域において
軽圧下する場合にはγから変態した歪のないフエ
ライトが均一に加工されるため、板厚方向の特性
に差がないものと認められるのに対して、Ar3点
以下まで圧延を行いその後α域で軽圧下した場合
はγ＋α域の圧延により加工を受けたフエライト
と圧延後にγから変態した歪のないフエライトの
混合組織が加工されるため、加工前に存在する硬
度分布（表層は板厚中心部より冷却速度が速いた
めγ＋α域で加工を受けたフエライトの体積分率
が高いことに起因する）が承継され、板厚方向の
特性に差が生ずるものと考えられる。 又γ域からγ＋α域まで圧延する所謂２相域圧
延では、圧延後段において各パス間で歪が完全に
解放されず累積されるため、圧延荷重が高くな
り、ミル能力の小さい場合は前記のように殆んど
圧下がとれないこととなり圧延能率が大幅に低下
するが、本発明の場合にはγ域で圧延を終了し完
全に変態した歪のないフエライトを圧延するため
温間圧延にも拘わらずその圧延荷重は、歪が累積
さされているα＋γ低温域における圧延荷重の1/
２〜1/3程度でよい。 なおAr1点以下の軽圧下によるメリツト、即ち
当該圧下による強度増加を充分に発揮させ、例え
ばこの強度増加値△T.Sとして２Kg／mm2以上を得
る場合には圧下率Ｒとして２％以上とすることが
必要である。又このAr1点以下の圧下については
複数のパスによつて与えてもよいので、この場合
の全圧下率Rt（％）としては、 Rt（％）≦0.044T―10 を満足しておればよい。又この場合のパス温度が
各パスにより異る場合には、各パスの中の最低パ
ス温度をＴMとして、 Rt（％）≦0.044TM―10 を満足していることが望ましい。更に本発明によ
つて規定した方法により圧延した鋼に、Ac1点以
下の焼戻処理を施すことは温間α域圧延による高
張力化効果を稍々低下させるが、本質的にはその
効果を失わせるものでない。 本発明によるものは炭素鋼および各種の低合金
鋼について広く適用することができ、茲でいう炭
素鋼或いは低合金鋼とは、Ｃ：0.2％以下、Mn：
2.0％以下、Si：1.0％以下、残部が鉄および不可
避不純物（脱酸および粒度調整用としてのAl：
0.1％以下を含有するものを含む）から成る鋼を
基本組成とし、必要に応じて、更にCr：1.0％以
下、Cu：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ni：2.0％
以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.1
％以下、Zr：0.1％以下の如きの何れか１種又は
２種以上を添加含有させた鋼を意味するものであ
る。 本発明において、オーステナイトの未再結晶温
度領域で30％以上の累積圧下率の圧延を行うの
は、鋼の靭性値がオーステナイト未再結晶温度領
域の圧延条件によりほぼ一義的に決まり、累積圧
下率が30％未満では靭性が損なわれるからであ
る。特に高靭性が必要とされる場合は40％以上の
ような充分な圧下率を確保することが望ましい。 又本発明において、フエライト域における圧下
温度を300〜600℃としたのは、この圧下温度が
300未満で圧下した場合には加工による歪が殆ん
ど解放されないことから得られる鋼材の脆化が著
しくなるためであり、これに対して600℃を超え
た温度域で加工すると、α＋γの２相域加工にな
り易く、前記したような問題点を伴うこととなる
からである。更にγ域での圧延終了後、α＋γ２
相域で圧下を加えることなく、前述した温間α域
において軽圧下を加える場合に、この温間軽圧下
を行うまでの間をオンラインで漫然放冷すること
がその圧延能率を大幅に低下することは明かであ
るが、このようなことに対する対策としては、
バイパス回路を設けγ域で圧延した鋼板を一旦オ
フライン化して冷却してからα域で圧延し、或い
は圧延間において加速冷却する方法などを採用
することにより有利に実施し得ることは明かであ
る。 本発明によるものの具体的な実施例について説
明すると以下の如くである。 実施例 １ 0.14C―1.3Mn鋼を1100℃に加熱後、850℃以下
で65％のγ域圧下を加え、温間α域で軽圧下し、
何れも板厚20mmとしたものについてその機械的性
質及び圧下条件をその比較例と共に示すと次の第
１表の通りである。
【表】
即ちNo.１は、γ域でのみ圧下し、温間α域に圧
下しない場合であり、このものに比較し、本発明
に従つて600℃で10％の圧下をなしたNo.２および
５％の圧下をなししたNo.３のものは大幅な高張力
化が達成され、しかも靭性および板厚方向の均一
性が損われていない。一方γ＋α域で圧延してか
ら温間α域で軽圧下したNo.４では板厚方向の硬度
差が大きく、又このγ＋α域で圧延を終了する従
来の２相域圧延法によるNo.５のものは強度が低い
と共に板厚方向の不均一性も大きいことが確認さ
れる。 実施例 ２ 0.05C―1.7Mn―0.3Cu―0.15Ni―0.03Nb鋼（こ
の鋼のAr3は745℃、Ar1は615℃）を1100℃に加
熱してから760℃でγ域圧延を仕上げ、550℃で５
％の温間α域圧下を加え板厚20mmとしたものにつ
いて実施例１と同様に圧延条件と機械的性質を比
較例と共に示すと次の第２表の通りである。
下しない場合であり、このものに比較し、本発明
に従つて600℃で10％の圧下をなしたNo.２および
５％の圧下をなししたNo.３のものは大幅な高張力
化が達成され、しかも靭性および板厚方向の均一
性が損われていない。一方γ＋α域で圧延してか
ら温間α域で軽圧下したNo.４では板厚方向の硬度
差が大きく、又このγ＋α域で圧延を終了する従
来の２相域圧延法によるNo.５のものは強度が低い
と共に板厚方向の不均一性も大きいことが確認さ
れる。 実施例 ２ 0.05C―1.7Mn―0.3Cu―0.15Ni―0.03Nb鋼（こ
の鋼のAr3は745℃、Ar1は615℃）を1100℃に加
熱してから760℃でγ域圧延を仕上げ、550℃で５
％の温間α域圧下を加え板厚20mmとしたものにつ
いて実施例１と同様に圧延条件と機械的性質を比
較例と共に示すと次の第２表の通りである。
【表】
即ち900℃以下で60％の圧下を加え、温間α域
で圧下を加えないNo.１のものに対し、本発明に従
い550℃で５％の圧下を加えたものは靭性及び板
厚方向の均一性を損うことなしに大幅な高張力化
を達成している。又900℃以下で30％の圧下を加
えた場合においても本発明の条件を満足したNo.４
のものは比較例のNo.３に比較して靭性と板厚方向
の均一性を損わずに大幅な高張力化を図つてい
る。なおこの場合の靭性ベルはNo.２とNo.４の比較
からも理解されるように主としてγ域における圧
延条件によつて決るため高靭性が必要とされる場
合には温間α域圧延の前段階である未再結晶γ域
において、例えば40％以上のような充分な圧下率
を確保することが望ましい。 以上説明したような本発明によるときは高強度
高靭性を具備し、しかも板厚方向において好まし
い均一性を確保した非調質高張力鋼を適切に得し
めることができ、加うるにγ＋α２相域で圧延す
るものに比し圧延荷重が軽減されて操業性に優れ
ているなどの作用効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。
で圧下を加えないNo.１のものに対し、本発明に従
い550℃で５％の圧下を加えたものは靭性及び板
厚方向の均一性を損うことなしに大幅な高張力化
を達成している。又900℃以下で30％の圧下を加
えた場合においても本発明の条件を満足したNo.４
のものは比較例のNo.３に比較して靭性と板厚方向
の均一性を損わずに大幅な高張力化を図つてい
る。なおこの場合の靭性ベルはNo.２とNo.４の比較
からも理解されるように主としてγ域における圧
延条件によつて決るため高靭性が必要とされる場
合には温間α域圧延の前段階である未再結晶γ域
において、例えば40％以上のような充分な圧下率
を確保することが望ましい。 以上説明したような本発明によるときは高強度
高靭性を具備し、しかも板厚方向において好まし
い均一性を確保した非調質高張力鋼を適切に得し
めることができ、加うるにγ＋α２相域で圧延す
るものに比し圧延荷重が軽減されて操業性に優れ
ているなどの作用効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は温間α域圧延温度による機械的性質
の変化を非温間加工材によるものと比較して示し
た図表、第２図はこの温間α域における圧下温度
と靭性劣化量の関係を要約して示した図表、第３
図は温間α域圧延前の圧延過程における仕上温度
と板厚方向の均一性（硬度差）の関係を示した図
表である。
て、第１図は温間α域圧延温度による機械的性質
の変化を非温間加工材によるものと比較して示し
た図表、第２図はこの温間α域における圧下温度
と靭性劣化量の関係を要約して示した図表、第３
図は温間α域圧延前の圧延過程における仕上温度
と板厚方向の均一性（硬度差）の関係を示した図
表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素鋼又は低合金鋼の鋳片又は鋼片を加熱し
圧延する非調質鋼の製造をなすに当り、前記圧延
をオーステナイトの未再結晶温度領域で30％以上
の累積圧下率による圧延を行つた後オーステナイ
トとフエライトの２相域では圧下を加えることな
くフエライト域まで冷却し、600〜300℃の温度域
において下記式の関係を満足する圧下率をもつて
圧下することを特徴とする温間圧延による非調質
高張力鋼の製造法。 Ｒ（％）＜0.044T―10 但し上記において、Ｒは圧下率、Ｔは温度
（℃）である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2453082A JPS58144419A (ja) | 1982-02-19 | 1982-02-19 | 温間圧延による非調質高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2453082A JPS58144419A (ja) | 1982-02-19 | 1982-02-19 | 温間圧延による非調質高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58144419A JPS58144419A (ja) | 1983-08-27 |
| JPS621455B2 true JPS621455B2 (ja) | 1987-01-13 |
Family
ID=12140707
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2453082A Granted JPS58144419A (ja) | 1982-02-19 | 1982-02-19 | 温間圧延による非調質高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58144419A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0645821B2 (ja) * | 1986-04-08 | 1994-06-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた非調質低温用鋼の製造方法 |
| JP2690578B2 (ja) * | 1989-12-25 | 1997-12-10 | 川崎製鉄株式会社 | Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
-
1982
- 1982-02-19 JP JP2453082A patent/JPS58144419A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58144419A (ja) | 1983-08-27 |
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