JPS59107023A - 極細粒熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
極細粒熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS59107023A JPS59107023A JP21468782A JP21468782A JPS59107023A JP S59107023 A JPS59107023 A JP S59107023A JP 21468782 A JP21468782 A JP 21468782A JP 21468782 A JP21468782 A JP 21468782A JP S59107023 A JPS59107023 A JP S59107023A
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- 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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】
本発明は熱延ままで極微細なフェライト結晶組織を有す
る強度−延性バランスの優れた細粒組織鋼板の製造法に
関するものである。
る強度−延性バランスの優れた細粒組織鋼板の製造法に
関するものである。
ここで言う細粒組織は微細フェライト相よシ成９、所望
の機械的性質によって？′ｉ７エライト相以外に他の微
細な組織、例えばツヤ−ライト、ベーナイト、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、炭・窒化物などの析出物を有して
も良い。
の機械的性質によって？′ｉ７エライト相以外に他の微
細な組織、例えばツヤ−ライト、ベーナイト、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、炭・窒化物などの析出物を有して
も良い。
本発明で細粒フェライトと呼ぶ組織は、粒の形の著しい
伸長を伴わず、はぼ等方的であり、また原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を意味し
、亜結晶粒界として見なしていない。
伸長を伴わず、はぼ等方的であり、また原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を意味し
、亜結晶粒界として見なしていない。
従来、鋼材の強化方法としては固溶体強化、硬い組織（
マルテンサイト、ベーナイト等）による強化、析出硬化
、転位による強化（加工硬化等）。
マルテンサイト、ベーナイト等）による強化、析出硬化
、転位による強化（加工硬化等）。
結晶粒の微細化などが知られている。これらの強化方法
の内で強度と共に靭性を高くシ、薄板の強度−延性バラ
ンスを良好にする方法としては結晶粒を微細化するのが
唯一のものである。しかも成分による強化法ではないの
で成分コストヲ低く抑えられるので、もし従来にない細
粒が得られれば高材質で低コストな高強度鋼板を製造で
きる。
の内で強度と共に靭性を高くシ、薄板の強度−延性バラ
ンスを良好にする方法としては結晶粒を微細化するのが
唯一のものである。しかも成分による強化法ではないの
で成分コストヲ低く抑えられるので、もし従来にない細
粒が得られれば高材質で低コストな高強度鋼板を製造で
きる。
従来技術では実生産において最も細いフェライト粒径と
して３〜４μｍが得られているが、これ以下の粒径を得
る事は非常に困難であった。
して３〜４μｍが得られているが、これ以下の粒径を得
る事は非常に困難であった。
ところで変態後のフェライト粒径の微細化のために従来
考えられてきた方法は以下の通シである。
考えられてきた方法は以下の通シである。
（１）変態前のオーステナイト粒径の微細化。
オーステナイト／フェライト変態時にダ態核は主にオー
ステナイト結晶粒界上に生成する。従ってオーステナイ
ト粒径を微細化して粒界面積を大きくする事は変態核の
密度を上昇させ変態後のフェライト粒径を小さくする。
ステナイト結晶粒界上に生成する。従ってオーステナイ
ト粒径を微細化して粒界面積を大きくする事は変態核の
密度を上昇させ変態後のフェライト粒径を小さくする。
オーステナイト粒径を小さくするには再結晶温度域にお
いて加ニー再結晶を繰シ返す事が一般に行なわれる。こ
の時静的再結晶が起るならば粒径は圧下率に反比例し、
動的再結晶が起るならば粒径は歪速度が大なる程また温
度が低い程小さくなる。
いて加ニー再結晶を繰シ返す事が一般に行なわれる。こ
の時静的再結晶が起るならば粒径は圧下率に反比例し、
動的再結晶が起るならば粒径は歪速度が大なる程また温
度が低い程小さくなる。
（２） ’＆ Ｉ前のオーステナイトに歪を残存させる
。
。
オーステナイトの未再結晶温度域で加工すると加工量の
一部は解放されずに蓄積し、変形帯と呼ばれる歪の高い
部分が結晶粒内にでき、フェライト変態の核生成場所と
なる。加工量が十分に大きく変形帯密度が犬ならば変態
後のフェライト粒径は小さくなる。制御圧延と言われる
技術がこの方法であり、従来技術では最も小さいフェラ
イト粒が得られるもので工業的に３〜４μの結晶を得る
事が可能である。
一部は解放されずに蓄積し、変形帯と呼ばれる歪の高い
部分が結晶粒内にでき、フェライト変態の核生成場所と
なる。加工量が十分に大きく変形帯密度が犬ならば変態
後のフェライト粒径は小さくなる。制御圧延と言われる
技術がこの方法であり、従来技術では最も小さいフェラ
イト粒が得られるもので工業的に３〜４μの結晶を得る
事が可能である。
（３）変態時の冷却速度を大きくする。
オーステナイト／７エライト変態時に冷却速度を大きく
すると過冷却度が大きくなるために変態核の生成数が多
くなり、さらに早く低温になる為に粒成長も抑制されフ
ェライト粒径は小さくなる。
すると過冷却度が大きくなるために変態核の生成数が多
くなり、さらに早く低温になる為に粒成長も抑制されフ
ェライト粒径は小さくなる。
上記（１）〜（３）の方法は良く知られている細粒化法
であるが、これらによって得られるフェライト粒径には
限度がある。すなわち従来法（１）のオーステナイトを
細粒化する方法では静的再結晶の場合でも動的再結晶の
場合でも実生産上沓られるオーステナイト粒径は５μ程
度が限界であ勺その状態から急速冷却を行なってもオー
ステナイト粒／フェライト粒変換比はオーステナイト粒
径が小さくなる程１に近付くので得られるフェライト粒
径は変態前のオーステナイト粒径に近いものしが得られ
ない。
であるが、これらによって得られるフェライト粒径には
限度がある。すなわち従来法（１）のオーステナイトを
細粒化する方法では静的再結晶の場合でも動的再結晶の
場合でも実生産上沓られるオーステナイト粒径は５μ程
度が限界であ勺その状態から急速冷却を行なってもオー
ステナイト粒／フェライト粒変換比はオーステナイト粒
径が小さくなる程１に近付くので得られるフェライト粒
径は変態前のオーステナイト粒径に近いものしが得られ
ない。
従来法（２）の未再結晶オーステナイトに変形帯を導入
するいわゆる制御圧延法では未再結晶域の圧下率を十分
大きく与えさえすればがなりの細粒フェライトが得られ
るが、実生産上では３μ程度が限界である。しかもこの
方法には未再結晶温度域を拡げるためにＮｂ等の合金元
素を添加しなければならず合金元素添加によるコスト高
が必然的に生ずる。
するいわゆる制御圧延法では未再結晶域の圧下率を十分
大きく与えさえすればがなりの細粒フェライトが得られ
るが、実生産上では３μ程度が限界である。しかもこの
方法には未再結晶温度域を拡げるためにＮｂ等の合金元
素を添加しなければならず合金元素添加によるコスト高
が必然的に生ずる。
従来法（３）においては、冷却速度は大きい程好ましい
が、大き過ぎるとかえってフェライト変態が抑制されて
マルテンサイト等の焼入組織が生成してしまうので自ず
から限度がある。
が、大き過ぎるとかえってフェライト変態が抑制されて
マルテンサイト等の焼入組織が生成してしまうので自ず
から限度がある。
以上の様に従来の細粒化法には限界があシ、実生産にお
いて３μ以下のフェライト粒を得るのは非常に困難で製
造コストは高いものになる。
いて３μ以下のフェライト粒を得るのは非常に困難で製
造コストは高いものになる。
本発明者らは熱延鋼板の成分系、圧延・冷却プロセスに
ついて研究した結果、前述したような従来の細粒化法と
全く異なった原理を発見し、従来法では到底得る事ので
きない細粒組織からなる新しい高強度熱延鋼板の製造法
を開発したのである。
ついて研究した結果、前述したような従来の細粒化法と
全く異なった原理を発見し、従来法では到底得る事ので
きない細粒組織からなる新しい高強度熱延鋼板の製造法
を開発したのである。
すなわち本発明の要旨とするところは下記のとおりであ
る。
る。
（１） ｃ ０．３％以下、Ｓｉｌ、５％以下、Ｍｎ
２．０％以下、その他の合金元素含有ｉ３％以下である
鋼を熱間圧延するに際し、該熱間圧延の終段において、
６００℃〜Ａ ｒ ｓの温度域で２秒以内に１回または
２回以上の合計圧下率が６５チ以上になるような加工を
加えることを特徴とする極細粒熱延鋼板の製造方法。
２．０％以下、その他の合金元素含有ｉ３％以下である
鋼を熱間圧延するに際し、該熱間圧延の終段において、
６００℃〜Ａ ｒ ｓの温度域で２秒以内に１回または
２回以上の合計圧下率が６５チ以上になるような加工を
加えることを特徴とする極細粒熱延鋼板の製造方法。
（２） Ｃ０，３％以下、Ｓ１１．５％以下、Ｍｎ
２．０ ％以下、その他の合金元素含有量３チ以下であ
る鋼を熱間圧延するに際し、該熱間圧段の終段において
、６００℃〜Ａｒ、の温度域で２秒以内に１回または２
回以上の合計圧下率が６５％以上になるような加工を加
えた後、５秒以内に１０ ℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で
６００℃以下の温度に至らしめること全特徴とする極細
粒熱延鋼板の製造方法。
２．０ ％以下、その他の合金元素含有量３チ以下であ
る鋼を熱間圧延するに際し、該熱間圧段の終段において
、６００℃〜Ａｒ、の温度域で２秒以内に１回または２
回以上の合計圧下率が６５％以上になるような加工を加
えた後、５秒以内に１０ ℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で
６００℃以下の温度に至らしめること全特徴とする極細
粒熱延鋼板の製造方法。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明による鋼組織の極細粒化は圧延等の加工によって
フェライト組織を動的あるいは単動的に再結晶させるこ
とによって得るものである。
フェライト組織を動的あるいは単動的に再結晶させるこ
とによって得るものである。
従来の熱間圧延条件では、フェライト組織は積層欠陥エ
ネルギーが高いため回復が顕著に進み、かかる熱間圧延
工程で再結晶がしにくいことが知られている。しかし、
本発明によれば、かがるフェライト組織も十分に加工を
受けるため）熱延中又は熱延直後に再結晶する。
ネルギーが高いため回復が顕著に進み、かかる熱間圧延
工程で再結晶がしにくいことが知られている。しかし、
本発明によれば、かがるフェライト組織も十分に加工を
受けるため）熱延中又は熱延直後に再結晶する。
このようにして得られた組織は極細粒組織で粒の形状の
著るしい伸長を伴わず、はぼ等方的な且つ強度−延性バ
ランスの良い高張力熱延鋼板として優れた性質を示す。
著るしい伸長を伴わず、はぼ等方的な且つ強度−延性バ
ランスの良い高張力熱延鋼板として優れた性質を示す。
但し、上記組織は細粒なるが故に粒成長が始まると粒成
長速度が速く、従って熱延後短時間の内に急冷しないと
成分によっては顕著な粒成長を示す材料があるので、熱
延終了後直ちに急冷する必要がある。
長速度が速く、従って熱延後短時間の内に急冷しないと
成分によっては顕著な粒成長を示す材料があるので、熱
延終了後直ちに急冷する必要がある。
以下、本発明の限定理由について述べる。
本発明の出発鋼の化学成分を限定した理由は次の通シで
ある。
ある。
先ず、炭素量を０３％以下にした理由は、一般に炭素量
が太きくなるとフェライト量が減少し、ノや−ライト等
の量が多くなってフェライト主体の鋼を得ることが難か
しくなるからである。
が太きくなるとフェライト量が減少し、ノや−ライト等
の量が多くなってフェライト主体の鋼を得ることが難か
しくなるからである。
３１は強度を高める□ばかりでなくγ→α変態開始温度
を顕著に上げる効果があり、本発明鋼の加工条件である
Ａ ｒ ｓ変態点とフェライト再結晶可能温度の温度域
を広めるため添加が望まれるが、１．５％超であると延
性の劣化が大きくなるので、１．５％以下とした。
を顕著に上げる効果があり、本発明鋼の加工条件である
Ａ ｒ ｓ変態点とフェライト再結晶可能温度の温度域
を広めるため添加が望まれるが、１．５％超であると延
性の劣化が大きくなるので、１．５％以下とした。
Ｍｎの添加はＳｌと同様に鋼を強化するが、２．０チ超
の添加は溶製上又はコストの点で不適当である。
の添加は溶製上又はコストの点で不適当である。
上記以外の合金元素の合計を３％以下に限定した理由は
、これ以上添加するとＡｒ ｓ変態点が低くなシ過ぎた
り、微細な析出物が生成したりしてフェライト組織が十
分に再結晶せず、伸長した加工組織を示し、延性の大き
な劣化を示すからである。
、これ以上添加するとＡｒ ｓ変態点が低くなシ過ぎた
り、微細な析出物が生成したりしてフェライト組織が十
分に再結晶せず、伸長した加工組織を示し、延性の大き
な劣化を示すからである。
次に、本発明における圧延条件について説明する。
本発明で規定した圧延条件、即ち、終段において６００
℃〜Ａ ｒ ３の温度域で２秒以内に１回又は２回以上
の合計圧下率が６５チ以上という圧延条件はフェライト
組織を加工中あるいは加工直後に再結晶させるのに適し
た条件である。
℃〜Ａ ｒ ３の温度域で２秒以内に１回又は２回以上
の合計圧下率が６５チ以上という圧延条件はフェライト
組織を加工中あるいは加工直後に再結晶させるのに適し
た条件である。
圧下率が６５−未満であるとフェライトが熱延工程で十
分再結晶を起さない。加工温度が６００℃以下に下がる
とやはシ同様のことが言える。一方、加工温度がＡｒｓ
変態点を超えるとフェライト粒の細粒化はオーステナイ
ト粒の細粒化にょシフニライト生成サイｔｆ増加させる
ことに基くもので本発明の意図と異る。フェライトｅ動
的に再結晶させるにはオーステナイトが一部含まれてい
るＡｒ ｓ〜Ａｒ１の温度範囲の２相域の圧延が特に有
利である。
分再結晶を起さない。加工温度が６００℃以下に下がる
とやはシ同様のことが言える。一方、加工温度がＡｒｓ
変態点を超えるとフェライト粒の細粒化はオーステナイ
ト粒の細粒化にょシフニライト生成サイｔｆ増加させる
ことに基くもので本発明の意図と異る。フェライトｅ動
的に再結晶させるにはオーステナイトが一部含まれてい
るＡｒ ｓ〜Ａｒ１の温度範囲の２相域の圧延が特に有
利である。
前記した本発明の限定条件に従って得られた熱延鋼板は
組織が非常に微細になるが、場合によっては熱間圧延終
了後直ちに冷却しないと粒成長を起し、細粒組織が得ら
れにくくなる。そのため熱延終了後５秒以内に１０ヅＢ
以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却し、又マ
ルテンサイトとの２相組織を得たい時は２５０℃以下ま
で冷却する必要がある。一方薄手熱延鋼板では空冷でも
上記冷却速度が得られ十分微細な組織を得ることが可能
である。
組織が非常に微細になるが、場合によっては熱間圧延終
了後直ちに冷却しないと粒成長を起し、細粒組織が得ら
れにくくなる。そのため熱延終了後５秒以内に１０ヅＢ
以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却し、又マ
ルテンサイトとの２相組織を得たい時は２５０℃以下ま
で冷却する必要がある。一方薄手熱延鋼板では空冷でも
上記冷却速度が得られ十分微細な組織を得ることが可能
である。
次に本発明全実施例にもとづき説明する。
表１に示す化学成分の鋼を表２に示す圧延スケデュール
で圧延を行った。表３にその結果を示す。
で圧延を行った。表３にその結果を示す。
本実施例ではスラブ加熱温度を１２５０℃としたが、熱
エネルギー的にも、細粒化促進の面からも低温加熱が有
利である。
エネルギー的にも、細粒化促進の面からも低温加熱が有
利である。
表３に示す結果から、本発明範囲内の実施番号１，２，
６，７．８および１２によって得られた鋼板はいずれも
極細粒組織を示し、強度−延性バランスの優れた材質を
示す。一方、本発明範囲外で圧延−冷却して得られた鋼
板は加工組織を示すか、細粒組織にはならず延性が極端
に悪いか（実施番号３，５）あるいは十分な強度が達成
できず、本発明の意図する強度−延性バランスの優れた
高張力熱延鋼板は得られないことが判る。
６，７．８および１２によって得られた鋼板はいずれも
極細粒組織を示し、強度−延性バランスの優れた材質を
示す。一方、本発明範囲外で圧延−冷却して得られた鋼
板は加工組織を示すか、細粒組織にはならず延性が極端
に悪いか（実施番号３，５）あるいは十分な強度が達成
できず、本発明の意図する強度−延性バランスの優れた
高張力熱延鋼板は得られないことが判る。
又この実施例が示すように材料Ｂの場合には５５０℃捲
取で７０ｋｇ／門１級の強度が得られ、２００℃以下の
捲取では８０ ｋｇ／ｌｎｍ”級の材質も確保できる〇
一方材料Ａの低炭素鋼でも５０ ｋｙ／朋２級の強度が
得られ、従来の製造法と本発明の製造法によって単一成
分で広範囲の強度を持っ熱延鋼板を造り分けることが可
能になった。
取で７０ｋｇ／門１級の強度が得られ、２００℃以下の
捲取では８０ ｋｇ／ｌｎｍ”級の材質も確保できる〇
一方材料Ａの低炭素鋼でも５０ ｋｙ／朋２級の強度が
得られ、従来の製造法と本発明の製造法によって単一成
分で広範囲の強度を持っ熱延鋼板を造り分けることが可
能になった。
Claims (2)
- （１） Ｃ０，３％以下、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ
２．０９６以下、その他の合金元素含有量３チ以下であ
る鋼を熱間圧延するに際し、該熱間圧延の終段において
、６００℃〜Ａｒ３の温度域で２秒以内に１回または２
回以上の合計圧下率が６５９６以上になるような加工を
加えることを特徴とする極細粒熱延鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ０，３％以下、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ ２．
Ｏ％以下、その他の合金元素含有量３チ以下である鋼
を熱間圧延するに際し、該熱間圧延の終段において、６
００℃〜Ａｒ ｓの温度域で２秒以内に１回または２回
以上の合計圧下率がＣ５チ以上になるような加工を加え
た後、５秒以内に１０℃／就以上の冷却速度で６００℃
以下の温度に至らしめることを特徴とする極細粒熱延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21468782A JPS59107023A (ja) | 1982-12-09 | 1982-12-09 | 極細粒熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21468782A JPS59107023A (ja) | 1982-12-09 | 1982-12-09 | 極細粒熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59107023A true JPS59107023A (ja) | 1984-06-21 |
| JPS625212B2 JPS625212B2 (ja) | 1987-02-03 |
Family
ID=16659921
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21468782A Granted JPS59107023A (ja) | 1982-12-09 | 1982-12-09 | 極細粒熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59107023A (ja) |
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