JPS627247B2 - - Google Patents
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- JPS627247B2 JPS627247B2 JP57055649A JP5564982A JPS627247B2 JP S627247 B2 JPS627247 B2 JP S627247B2 JP 57055649 A JP57055649 A JP 57055649A JP 5564982 A JP5564982 A JP 5564982A JP S627247 B2 JPS627247 B2 JP S627247B2
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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
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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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
本発明は熱延まゝで極微細なフエライト結晶組
織を有する延性に優れた細粒組織鋼材の製造方法
に関するものである。 ここで言う細粒フエライト組織は大部分、通常
70〜80℃以上が微細フエライト結晶粒より成り、
所望の機械的性質によつてはフエライト相以外に
他の微細な組織、例えばパーライト、マルテンサ
イト、残留オーステナイト等のうち一つまたは二
つ以上を有しても良いし、カーバイドやナイトラ
イド等の析出物を有しても良い。 本発明で細粒フエライトと呼ぶ組織は、粒の形
の著しい伸長を伴わず、ほぼ等方的であり、また
原側としていわゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒
からなる組織を指し、亜結晶粒界（小傾角粒界）
は粒界として見なしていない。ただし、このよう
な粒の内部に多少の転位密度の増加と亜粒界の形
成はあり得る。 鋼の種々の強化方法のうちで結晶粒の微細化は
強度と共に靭性をも高くする唯一の方法として知
られており、特に熱延ままで使用される鉄鋼材料
の材質向上を計る際には殆んどの場合に先ず考慮
されねばならない重要な技術である。従来の細粒
化技術で工業的に達成されているのは小さくて４
〜６μ程度である。これは通常制御圧延法と呼ば
れる方法で行われており、Nb等の合金元素を含
む鋼を比較的低温域で強い圧延を行う技術であ
る。この場合Nbが圧延まゝで固溶している必要
があるので、圧延前に例えば1200℃以上という高
温で加熱を行つてNbを固溶させ、しかるのちに
仕上圧延は800℃以下という低温域で行うので、
鋼板の温度低下を待つため生産効率が著しく低下
し、また圧延時に変形抵抗が著しく高くなるた
め、圧延機に対する負荷が大であるなど工業的に
欠点がある。この他の低温域で加熱して圧延を行
う方法、あるいは圧延後強制冷却を行う方法など
種々考案されているが、いずれも上記粒径範囲内
に留つており、本発明で云う超微細粒（３〜４μ
以下）を工業的に得るに至つていない。 一方、超微細粒組織を実験的に得る方法が最近
検討されている。例えば、Ni鋼などで、変態点
前後で数回繰り返し焼鈍を行う方法などである。
しかしこのような熱処理は、経済性から見て工業
的に実施することは困難であることは明らかであ
る。 本発明は実際に工業的に得られたこのような画
期的な超細粒鋼に関するものであり、とくに特殊
な合金元素を用いずＣを主成分とする亜共析鋼
で、しかも熱間加工まゝで得られる鋼に関するも
のである。 本発明の要旨とするところは、重量％でC0.3
％以下、Ｃ以下の合金元素含有量が３％以下であ
る鋼を、Ac3変態点以上の温度域から冷却する過
程において熱間加工を行ない、その終段において
（Ar1＋50℃）〜（Ar3＋100℃）の温度域で実質
的に１秒以内の間に１回または２回以上の合計減
面率が50％以上95％以下となる熱間加工を加え、
該熱間加工終了後20℃／Ｓ以上2000℃／Ｓ以下の
冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却するよう
にしたことを特徴とするものである。 以下に本発明の限定理由について説明する。 本発明で鋼の化学成分を規定した理由は次の通
りである。 Ｃ0.3％：一般にＣ量が大きくなるとフエラ
イト量が減少し、パーライトが主体の鋼となる。
しかし本発明鋼では同一Ｃ量でも通常の場合より
はるかにフエライト量を増すことができるので、
Ｃ：0.3％まではフエライト主体の組織を得るこ
とができるが、これを超えるとパーライト等の量
が多くなりフエライト主体の鋼を得ることは難し
くなる。 その他の合金元素の合計３％以下：本発明鋼は
原則としてＣ以外の合金元素の有無に拘らず得ら
れるが、熱間加工の最適温度が700〜900℃の間で
あつてしかもAr3変態点に対し、Ar1＋50〜Ar3
＋100℃の間が望ましいという関係があるので、
Ar3変態点を合金元素で調節した方が望ましい場
合が多い。しかし合金元素の合計量が３％を超え
るとAr3が低くなりすぎて細粒が得られにくくな
る。 Nb、Ta、Mo、Ｗを実質的に含有しないこと：
Nb、Ta、Mo、Ｗはいずれも再結晶を遅らせる元
素として知られている。本発明鋼では熱間加工時
に変態・再結晶が起つて細粒化するので、Nb、
Ta、Mo、Ｗ等はこれを阻害する元素であり本発
明鋼には含まれてはならない。 本発明鋼の終段の加工に至る工程にはとくに制
限はない。すなわち通常に溶製された溶鋼は連続
鋳造によつてスラブにされても良いし、造塊−分
塊工程によつてスラブにされても良い。スラブは
高温のまま圧延工程に持ち来たされても良いし、
一旦冷却したものを再加熱しても良い。スラブの
加熱・加工条件としてはスラブが本発明の加工工
程直前にそのオーステナイト粒径が小さい程良く
なるものが一般的に望ましいと言えるが、本発明
の加工工程以前の条件は通常のもので良いので制
限は設けない。 本発明の特徴は該鋼を通常のAr3変態点（鋼が
オーステナイトである温度域から徐冷途中でフエ
ライト変態を開始する温度を指し、以下単にAr3
と言う）とAr1変態点（同様に徐冷途中でパーラ
イト変態を開始する温度を指し、以下単にAr1と
言う）を基準として（Ar1＋50℃）〜（Ar3＋100
℃）の温度域において、短時間内に大圧下を加え
ることである。 本発明者等は従来研究の殆んどなされていなか
つた大圧下加工の熱間加工組織に対する効果を詳
細に研究し、従来全く知られていなかつた新らし
い知見を得た。その結果を模式的に第１図に示
す。この図で減面率50％以下の領域については比
較的よく知られていたし、また大圧下でも比較的
高温域ではオーステナイトが動的再結晶を起すこ
とは最近知られてきた。しかしAr3前後で、大圧
下を加えると加工時に変態が起ることが今回はじ
めて明らかになつた。またこれと一部重複してフ
エライトが圧延時に再結晶することが発見され
た。このような新らしく発見された現象に対応し
て、第２図に示したようにフエライト粒が著しく
細粒化されることを知見した。本発明の熱間加工
条件の範囲は第１図および第２図から明らかに示
されている。即ち、適切な温度域において減面率
が50％を超えると動的変態が生じて、３〜４μ以
下の平均フエライト粒径が得られるようになる
が、減面率をさらに増すと細粒化はさらに著しく
なり、75％程度では恐らくフエライトの動的再結
晶も加わり、２μまたはそれ以下という超微細粒
となり、これ以上では細粒化効果はやゝ飽和す
る。これから減面率は少なくとも50％以上で望ま
しくは75％以上が最適であることがわかる。 ここで減面率の上限は、95％とする。95％以上
の減面率を１秒以内の間に材料に適用すること
は、現在の圧延技術では極めて困難であり、実際
的ではない。 なお、この圧下は１パスで加えるのが最もよい
が、第２図に示したように短時間で多パスで加え
た累積歪でもほぼこれに近い効果があるという知
見を得た。この短時間は通常の圧延においては１
秒程度以内であればよいことも知見した。従つて
上の圧下率は累積された合計の減面率で置き換え
ることができる。 なお、このような短時間の累積圧下は第１図の
上部に示すように線材圧延の仕上段階、ホツトス
トリツプ圧延の後半で実現が可能である。 上記の熱間加工は全体の加工の最終段に行われ
ることが望ましいが、場合により圧延材の形状調
整のための少量の熱間または冷間の変形を与えて
も大きくその特性を損うものではない。 加工後の粒成長を抑制するためには大なる冷却
速度で冷却する事が望ましい。減面率が十分に大
きいときや加工仕上温度が適正な温度域内で低温
側のときは鋼材断面が小さければ放冷しても細粒
が得られるので特に限定する必要はないが、減面
率が下限に近いときや、製品鋼材断面が大なる場
合、また仕上温度の高い場合は加速冷却が必要で
あり、その下限は第３図に示すように20℃／sec
となる。冷却速度の上限を限定する理由は無い
が、冷速が大きくて、少しでも未変態オーステナ
イトが残存する場合はその部分が硬い第二相とな
り、さらに強度を向上する効果がある。このよう
に目的によつては加速冷却で材質、とくに強度を
向上することができる。加速冷却を行なう温度域
については、フエライトの粒成長、あるいは圧延
時に変態しなかつた部分が冷却中にフエライトま
たはパーライトに変態する600℃以上の温度域を
含むべきであるのは当然である。 本発明にあつては、加工誘起された微細なフエ
ライト組織の粒成長を抑えるために、熱間加工後
の材料を20℃／sec以上の冷却速度で冷却する。 ここで前に述べた目的から、熱間加工後の材料
の冷却速度は20℃／sec以上が必要充分条件では
あるが、現在の技術レベルでは2000℃／secが限
界であり、従つて冷却速度の上限を2000℃／sec
とした。 本発明鋼は種々の熱間加工法で提供できる。た
とえば厚板圧延、ホツトストリツプ圧延、線材圧
延などであり、熱間押出あるいは熱間鍛造などの
圧延以外の加工法でも可能である。 次に本発明の効果について述べる。 前述のように細粒化すると強度靭性が向上する
ことはよく知られているが、これまで４μ以下と
いう極細粒でその効果を調べた例はない。第４図
は本発明で得られた細粒鋼（黒丸）のデータを従
来鋼のデータとともに示したものである。従来の
データ（白丸）はいわゆるPetchの関係式により
よく整理できるが、本発明による鋼はこの延長線
からさらに向上する傾向を示している。また、第
５図は本発明鋼の延性を強度に対して示したもの
で本発明鋼は従来鋼と同一強度レベルでより高い
延性が得られることがわかる。そのほかにも２〜
３μ以下の超細粒鋼では600℃以上で著しく延性
が向上する超塑性現象を示すなどの特徴のある特
性を示す。 このように本発明鋼では従来鋼をはるかに上回
る特性を示すので本発明の効果はきわめて莫大
で、非常に低コストで合金元素等を添加せずに高
品質の高張力鋼等を容易に製造できるのである。 実施例 １ 第１表に示す転炉溶製鋼、を200mmのスラ
ブに連続鋳造し、1100℃に加熱後ホツトストリツ
プミルで圧延して５mm厚の鋼板とした。 粗圧延では200mmスラブを50mmまで７パスで圧
延し、仕上温度は900〜1000℃であつた。 仕上圧延のパススケジユールを第２表に示す。
Ａは本発明によるもので、１秒以内に行われる
５、６番目のパスで合計58％の圧下を行つた場合
である。Ｂは比較の通常の圧延の例で、最終２圧
下の圧下は合計27％である。 以上の圧延条件の組合せと圧延された鋼板の機
械的性質を第３表に示す。なお本発明の仕上圧延
温度域は第１表の変態温度から計算すると、鋼
は680〜870℃、鋼で660〜890℃である。試番
３、６、10を除いては圧延後の冷却は、ランアウ
トテーブル上でスプレイ冷却で行い、20℃／秒の
本発明冷却速度範囲内で行つた。 機械的性質から本発明の効果は明らかで60Kg／
mm2以上の強度を持ち、20％以上のすぐれた延性を
有している。 第６図にその組織写真の例（試番４）を示す
が、２〜３μの細粒の等軸フエライト粒で殆んど
占められており、前述の本発明鋼の典型的な特徴
を示している。 一方、比較材の試番５は通常の高温での仕上で
あつて急冷の結果強度が上昇するが延性は不良で
ある。この組織は第７図に示すように50％程度焼
きが入つた組織となつており、フエライトも、針
状となつており、急冷途中で変態したことを示
す。また試番６は圧延温度が本発明の範囲より低
い場合で、フエライト粒径が十分細くないため強
度がそれほど上昇しない。試番７および11は圧下
率が小さい場合で、この場合フエライト粒は急冷
でかなり細かくなり、急冷の第２相が多くなるた
め強度が多少上昇するが、本発明鋼には及ばな
い。この場合、第２相（パーライト、ベイナイ
ト）の比率がかなり大きく、このため延性が十分
ではない。 以上から本発明の効果が顕著なことが明らかで
ある。
織を有する延性に優れた細粒組織鋼材の製造方法
に関するものである。 ここで言う細粒フエライト組織は大部分、通常
70〜80℃以上が微細フエライト結晶粒より成り、
所望の機械的性質によつてはフエライト相以外に
他の微細な組織、例えばパーライト、マルテンサ
イト、残留オーステナイト等のうち一つまたは二
つ以上を有しても良いし、カーバイドやナイトラ
イド等の析出物を有しても良い。 本発明で細粒フエライトと呼ぶ組織は、粒の形
の著しい伸長を伴わず、ほぼ等方的であり、また
原側としていわゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒
からなる組織を指し、亜結晶粒界（小傾角粒界）
は粒界として見なしていない。ただし、このよう
な粒の内部に多少の転位密度の増加と亜粒界の形
成はあり得る。 鋼の種々の強化方法のうちで結晶粒の微細化は
強度と共に靭性をも高くする唯一の方法として知
られており、特に熱延ままで使用される鉄鋼材料
の材質向上を計る際には殆んどの場合に先ず考慮
されねばならない重要な技術である。従来の細粒
化技術で工業的に達成されているのは小さくて４
〜６μ程度である。これは通常制御圧延法と呼ば
れる方法で行われており、Nb等の合金元素を含
む鋼を比較的低温域で強い圧延を行う技術であ
る。この場合Nbが圧延まゝで固溶している必要
があるので、圧延前に例えば1200℃以上という高
温で加熱を行つてNbを固溶させ、しかるのちに
仕上圧延は800℃以下という低温域で行うので、
鋼板の温度低下を待つため生産効率が著しく低下
し、また圧延時に変形抵抗が著しく高くなるた
め、圧延機に対する負荷が大であるなど工業的に
欠点がある。この他の低温域で加熱して圧延を行
う方法、あるいは圧延後強制冷却を行う方法など
種々考案されているが、いずれも上記粒径範囲内
に留つており、本発明で云う超微細粒（３〜４μ
以下）を工業的に得るに至つていない。 一方、超微細粒組織を実験的に得る方法が最近
検討されている。例えば、Ni鋼などで、変態点
前後で数回繰り返し焼鈍を行う方法などである。
しかしこのような熱処理は、経済性から見て工業
的に実施することは困難であることは明らかであ
る。 本発明は実際に工業的に得られたこのような画
期的な超細粒鋼に関するものであり、とくに特殊
な合金元素を用いずＣを主成分とする亜共析鋼
で、しかも熱間加工まゝで得られる鋼に関するも
のである。 本発明の要旨とするところは、重量％でC0.3
％以下、Ｃ以下の合金元素含有量が３％以下であ
る鋼を、Ac3変態点以上の温度域から冷却する過
程において熱間加工を行ない、その終段において
（Ar1＋50℃）〜（Ar3＋100℃）の温度域で実質
的に１秒以内の間に１回または２回以上の合計減
面率が50％以上95％以下となる熱間加工を加え、
該熱間加工終了後20℃／Ｓ以上2000℃／Ｓ以下の
冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却するよう
にしたことを特徴とするものである。 以下に本発明の限定理由について説明する。 本発明で鋼の化学成分を規定した理由は次の通
りである。 Ｃ0.3％：一般にＣ量が大きくなるとフエラ
イト量が減少し、パーライトが主体の鋼となる。
しかし本発明鋼では同一Ｃ量でも通常の場合より
はるかにフエライト量を増すことができるので、
Ｃ：0.3％まではフエライト主体の組織を得るこ
とができるが、これを超えるとパーライト等の量
が多くなりフエライト主体の鋼を得ることは難し
くなる。 その他の合金元素の合計３％以下：本発明鋼は
原則としてＣ以外の合金元素の有無に拘らず得ら
れるが、熱間加工の最適温度が700〜900℃の間で
あつてしかもAr3変態点に対し、Ar1＋50〜Ar3
＋100℃の間が望ましいという関係があるので、
Ar3変態点を合金元素で調節した方が望ましい場
合が多い。しかし合金元素の合計量が３％を超え
るとAr3が低くなりすぎて細粒が得られにくくな
る。 Nb、Ta、Mo、Ｗを実質的に含有しないこと：
Nb、Ta、Mo、Ｗはいずれも再結晶を遅らせる元
素として知られている。本発明鋼では熱間加工時
に変態・再結晶が起つて細粒化するので、Nb、
Ta、Mo、Ｗ等はこれを阻害する元素であり本発
明鋼には含まれてはならない。 本発明鋼の終段の加工に至る工程にはとくに制
限はない。すなわち通常に溶製された溶鋼は連続
鋳造によつてスラブにされても良いし、造塊−分
塊工程によつてスラブにされても良い。スラブは
高温のまま圧延工程に持ち来たされても良いし、
一旦冷却したものを再加熱しても良い。スラブの
加熱・加工条件としてはスラブが本発明の加工工
程直前にそのオーステナイト粒径が小さい程良く
なるものが一般的に望ましいと言えるが、本発明
の加工工程以前の条件は通常のもので良いので制
限は設けない。 本発明の特徴は該鋼を通常のAr3変態点（鋼が
オーステナイトである温度域から徐冷途中でフエ
ライト変態を開始する温度を指し、以下単にAr3
と言う）とAr1変態点（同様に徐冷途中でパーラ
イト変態を開始する温度を指し、以下単にAr1と
言う）を基準として（Ar1＋50℃）〜（Ar3＋100
℃）の温度域において、短時間内に大圧下を加え
ることである。 本発明者等は従来研究の殆んどなされていなか
つた大圧下加工の熱間加工組織に対する効果を詳
細に研究し、従来全く知られていなかつた新らし
い知見を得た。その結果を模式的に第１図に示
す。この図で減面率50％以下の領域については比
較的よく知られていたし、また大圧下でも比較的
高温域ではオーステナイトが動的再結晶を起すこ
とは最近知られてきた。しかしAr3前後で、大圧
下を加えると加工時に変態が起ることが今回はじ
めて明らかになつた。またこれと一部重複してフ
エライトが圧延時に再結晶することが発見され
た。このような新らしく発見された現象に対応し
て、第２図に示したようにフエライト粒が著しく
細粒化されることを知見した。本発明の熱間加工
条件の範囲は第１図および第２図から明らかに示
されている。即ち、適切な温度域において減面率
が50％を超えると動的変態が生じて、３〜４μ以
下の平均フエライト粒径が得られるようになる
が、減面率をさらに増すと細粒化はさらに著しく
なり、75％程度では恐らくフエライトの動的再結
晶も加わり、２μまたはそれ以下という超微細粒
となり、これ以上では細粒化効果はやゝ飽和す
る。これから減面率は少なくとも50％以上で望ま
しくは75％以上が最適であることがわかる。 ここで減面率の上限は、95％とする。95％以上
の減面率を１秒以内の間に材料に適用すること
は、現在の圧延技術では極めて困難であり、実際
的ではない。 なお、この圧下は１パスで加えるのが最もよい
が、第２図に示したように短時間で多パスで加え
た累積歪でもほぼこれに近い効果があるという知
見を得た。この短時間は通常の圧延においては１
秒程度以内であればよいことも知見した。従つて
上の圧下率は累積された合計の減面率で置き換え
ることができる。 なお、このような短時間の累積圧下は第１図の
上部に示すように線材圧延の仕上段階、ホツトス
トリツプ圧延の後半で実現が可能である。 上記の熱間加工は全体の加工の最終段に行われ
ることが望ましいが、場合により圧延材の形状調
整のための少量の熱間または冷間の変形を与えて
も大きくその特性を損うものではない。 加工後の粒成長を抑制するためには大なる冷却
速度で冷却する事が望ましい。減面率が十分に大
きいときや加工仕上温度が適正な温度域内で低温
側のときは鋼材断面が小さければ放冷しても細粒
が得られるので特に限定する必要はないが、減面
率が下限に近いときや、製品鋼材断面が大なる場
合、また仕上温度の高い場合は加速冷却が必要で
あり、その下限は第３図に示すように20℃／sec
となる。冷却速度の上限を限定する理由は無い
が、冷速が大きくて、少しでも未変態オーステナ
イトが残存する場合はその部分が硬い第二相とな
り、さらに強度を向上する効果がある。このよう
に目的によつては加速冷却で材質、とくに強度を
向上することができる。加速冷却を行なう温度域
については、フエライトの粒成長、あるいは圧延
時に変態しなかつた部分が冷却中にフエライトま
たはパーライトに変態する600℃以上の温度域を
含むべきであるのは当然である。 本発明にあつては、加工誘起された微細なフエ
ライト組織の粒成長を抑えるために、熱間加工後
の材料を20℃／sec以上の冷却速度で冷却する。 ここで前に述べた目的から、熱間加工後の材料
の冷却速度は20℃／sec以上が必要充分条件では
あるが、現在の技術レベルでは2000℃／secが限
界であり、従つて冷却速度の上限を2000℃／sec
とした。 本発明鋼は種々の熱間加工法で提供できる。た
とえば厚板圧延、ホツトストリツプ圧延、線材圧
延などであり、熱間押出あるいは熱間鍛造などの
圧延以外の加工法でも可能である。 次に本発明の効果について述べる。 前述のように細粒化すると強度靭性が向上する
ことはよく知られているが、これまで４μ以下と
いう極細粒でその効果を調べた例はない。第４図
は本発明で得られた細粒鋼（黒丸）のデータを従
来鋼のデータとともに示したものである。従来の
データ（白丸）はいわゆるPetchの関係式により
よく整理できるが、本発明による鋼はこの延長線
からさらに向上する傾向を示している。また、第
５図は本発明鋼の延性を強度に対して示したもの
で本発明鋼は従来鋼と同一強度レベルでより高い
延性が得られることがわかる。そのほかにも２〜
３μ以下の超細粒鋼では600℃以上で著しく延性
が向上する超塑性現象を示すなどの特徴のある特
性を示す。 このように本発明鋼では従来鋼をはるかに上回
る特性を示すので本発明の効果はきわめて莫大
で、非常に低コストで合金元素等を添加せずに高
品質の高張力鋼等を容易に製造できるのである。 実施例 １ 第１表に示す転炉溶製鋼、を200mmのスラ
ブに連続鋳造し、1100℃に加熱後ホツトストリツ
プミルで圧延して５mm厚の鋼板とした。 粗圧延では200mmスラブを50mmまで７パスで圧
延し、仕上温度は900〜1000℃であつた。 仕上圧延のパススケジユールを第２表に示す。
Ａは本発明によるもので、１秒以内に行われる
５、６番目のパスで合計58％の圧下を行つた場合
である。Ｂは比較の通常の圧延の例で、最終２圧
下の圧下は合計27％である。 以上の圧延条件の組合せと圧延された鋼板の機
械的性質を第３表に示す。なお本発明の仕上圧延
温度域は第１表の変態温度から計算すると、鋼
は680〜870℃、鋼で660〜890℃である。試番
３、６、10を除いては圧延後の冷却は、ランアウ
トテーブル上でスプレイ冷却で行い、20℃／秒の
本発明冷却速度範囲内で行つた。 機械的性質から本発明の効果は明らかで60Kg／
mm2以上の強度を持ち、20％以上のすぐれた延性を
有している。 第６図にその組織写真の例（試番４）を示す
が、２〜３μの細粒の等軸フエライト粒で殆んど
占められており、前述の本発明鋼の典型的な特徴
を示している。 一方、比較材の試番５は通常の高温での仕上で
あつて急冷の結果強度が上昇するが延性は不良で
ある。この組織は第７図に示すように50％程度焼
きが入つた組織となつており、フエライトも、針
状となつており、急冷途中で変態したことを示
す。また試番６は圧延温度が本発明の範囲より低
い場合で、フエライト粒径が十分細くないため強
度がそれほど上昇しない。試番７および11は圧下
率が小さい場合で、この場合フエライト粒は急冷
でかなり細かくなり、急冷の第２相が多くなるた
め強度が多少上昇するが、本発明鋼には及ばな
い。この場合、第２相（パーライト、ベイナイ
ト）の比率がかなり大きく、このため延性が十分
ではない。 以上から本発明の効果が顕著なことが明らかで
ある。
【表】
【表】
【表】
第１図は0.15C−1Mn鋼の熱間加工時の歪量・
温度と加工直後の組織の関係を模式的に示した図
（熱間加工後直ちに急冷した組織で調査したも
の）、第２図は0.15C−1Mn鋼の熱間加工時の歪量
とフエライト粒径の関係を示す図、第３図は加工
終了後の冷速とフエライト粒径の関係を示す図、
第４図は0.1〜0.15％Ｃ−0.5〜1.5Mn鋼のフエラ
イト結晶粒度と降伏応力、靭性の関係を示す図、
第５図は本発明鋼と従来鋼の強度一延性バランス
の比較を示す図、第６図は本発明鋼の光学顕微鏡
による金属組織を示す写真、第７図は本発明より
仕上温度が高い比較鋼の光学顕微鏡による金属組
織を示す写真である。
温度と加工直後の組織の関係を模式的に示した図
（熱間加工後直ちに急冷した組織で調査したも
の）、第２図は0.15C−1Mn鋼の熱間加工時の歪量
とフエライト粒径の関係を示す図、第３図は加工
終了後の冷速とフエライト粒径の関係を示す図、
第４図は0.1〜0.15％Ｃ−0.5〜1.5Mn鋼のフエラ
イト結晶粒度と降伏応力、靭性の関係を示す図、
第５図は本発明鋼と従来鋼の強度一延性バランス
の比較を示す図、第６図は本発明鋼の光学顕微鏡
による金属組織を示す写真、第７図は本発明より
仕上温度が高い比較鋼の光学顕微鏡による金属組
織を示す写真である。
Claims (1)
- １ 重量％でC0.3％以下、Ｃ以外の合金元素含
有量３％以下である鋼を、Ac3変態点以上の温度
域から冷却する過程において、熱間加工を行な
い、その終段において（Ar1＋50℃）〜（Ar3＋
100℃）の温度域で実質的に１秒以内の間に１回
または２回以上の合計減面率が50％以上95％以下
となる熱間加工を加え、該熱間加工終了後20℃／
Ｓ以上2000℃／Ｓ以下の冷却速度で600℃以下の
温度域まで冷却するようにしたことを特徴とする
極細粒高強度熱間加工鋼材の製造法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5564982A JPS58174523A (ja) | 1982-04-03 | 1982-04-03 | 極細粒高強度熱間加工鋼材の製造法 |
| US06/481,453 US4466842A (en) | 1982-04-03 | 1983-04-01 | Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same |
| DE3312257A DE3312257A1 (de) | 1982-04-03 | 1983-04-05 | Ferritischer stahl mit ultrafeinem korn und verfahren zu dessen herstellung |
| FR8305500A FR2524493B1 (fr) | 1982-04-03 | 1983-04-05 | Acier ferritique a grains ultra-fins et son procede de production |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5564982A JPS58174523A (ja) | 1982-04-03 | 1982-04-03 | 極細粒高強度熱間加工鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58174523A JPS58174523A (ja) | 1983-10-13 |
| JPS627247B2 true JPS627247B2 (ja) | 1987-02-16 |
Family
ID=13004669
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5564982A Granted JPS58174523A (ja) | 1982-04-03 | 1982-04-03 | 極細粒高強度熱間加工鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58174523A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006272441A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 鋼帯の熱間圧延方法及び熱間圧延ライン |
| WO2012039270A1 (ja) | 2010-09-22 | 2012-03-29 | 三菱日立製鉄機械株式会社 | 熱延鋼帯の冷却装置 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59107023A (ja) * | 1982-12-09 | 1984-06-21 | Nippon Steel Corp | 極細粒熱延鋼板の製造方法 |
| EP1136575A4 (en) * | 1999-08-10 | 2008-04-23 | Jfe Steel Corp | PROCESS FOR PRODUCING COLD LAMINATED STEEL STRIPS |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5830938B2 (ja) * | 1978-05-01 | 1983-07-02 | 川崎製鉄株式会社 | 高加工度冷間引抜き用高炭素鋼線材の連続熱処理方法 |
| JPS5672127A (en) * | 1979-11-17 | 1981-06-16 | Nippon Steel Corp | Manufacture of low yield ratio complex structure high tension steel having excellent ductility |
| JPS582571B2 (ja) * | 1979-12-05 | 1983-01-17 | 新日本製鐵株式会社 | Ｔｉｎ系低降伏比複合組織高張力鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-04-03 JP JP5564982A patent/JPS58174523A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006272441A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 鋼帯の熱間圧延方法及び熱間圧延ライン |
| WO2012039270A1 (ja) | 2010-09-22 | 2012-03-29 | 三菱日立製鉄機械株式会社 | 熱延鋼帯の冷却装置 |
| US9039956B2 (en) | 2010-09-22 | 2015-05-26 | Mitsubishi-Hitachi Metals Machinery, Inc. | Cooling system for hot-rolled steel strip |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58174523A (ja) | 1983-10-13 |
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