JPS5921926B2 - 高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材およびその製造法 - Google Patents
高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材およびその製造法Info
- Publication number
- JPS5921926B2 JPS5921926B2 JP50058288A JP5828875A JPS5921926B2 JP S5921926 B2 JPS5921926 B2 JP S5921926B2 JP 50058288 A JP50058288 A JP 50058288A JP 5828875 A JP5828875 A JP 5828875A JP S5921926 B2 JPS5921926 B2 JP S5921926B2
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- Japan
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- steel
- pearlite
- toughness
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- rolled
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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高強度、高靭性熱延鋼材の製造法に関するもの
で、熱間圧延時のフェライト組織とパーライト組織の混
合組織の状態で焼準処理材と同等もしくはそれ以上の高
い強度と靭性を有する炭素鋼または低合金鋼の鋼板、丸
鋼、形鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供せんとするも
のである。
で、熱間圧延時のフェライト組織とパーライト組織の混
合組織の状態で焼準処理材と同等もしくはそれ以上の高
い強度と靭性を有する炭素鋼または低合金鋼の鋼板、丸
鋼、形鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供せんとするも
のである。
従来から圧延ままで高い強度と靭性を得る方法 てコ
ントロールド・ローリング法がよく知られている。従来
のコントロールド・ローリング法は鋼の強靭性の支配因
子の第一が結晶粒径であることに着目し、（Ｉ）圧延に
よりオーステナイト組織を細粒化して細粒フェライト組
織を得んとする方法。
ントロールド・ローリング法がよく知られている。従来
のコントロールド・ローリング法は鋼の強靭性の支配因
子の第一が結晶粒径であることに着目し、（Ｉ）圧延に
よりオーステナイト組織を細粒化して細粒フェライト組
織を得んとする方法。
Ｉ）オーステナイト組織粒の大きさに関係なく強圧下を
加える低温圧延により、オーステナイト組織粒内にフェ
ライト組織変態核を多数作り出し微細化フェライト組織
を生成させる方法。
加える低温圧延により、オーステナイト組織粒内にフェ
ライト組織変態核を多数作り出し微細化フェライト組織
を生成させる方法。
等いずれもフェライト組織の細粒化を主眼としたもので
ある。このようにフェライト組織の微細化によって強度
、靭性が向上することは当該技術分野では既に常識とさ
れているが、この常識に基づいて行なわれるコントロー
ルド・ローリング法によって得られた鋼材の強度、靭性
（特にシャルピ 試験におけるシエルフエネルギー）が
焼準処理された鋼材と同程度に達することは困難であっ
た。本発明者らは強度、特に靭性の高い鋼材が得られる
コントロールド・ローリング法について多くの実験によ
り究明した結果、フェライト組織とパーライト組織を主
体とする炭素鋼または低合金鋼は（Ｉ）結晶粒度の他に
パーライトの量、形態、分布が大きな要因であること。
ある。このようにフェライト組織の微細化によって強度
、靭性が向上することは当該技術分野では既に常識とさ
れているが、この常識に基づいて行なわれるコントロー
ルド・ローリング法によって得られた鋼材の強度、靭性
（特にシャルピ 試験におけるシエルフエネルギー）が
焼準処理された鋼材と同程度に達することは困難であっ
た。本発明者らは強度、特に靭性の高い鋼材が得られる
コントロールド・ローリング法について多くの実験によ
り究明した結果、フェライト組織とパーライト組織を主
体とする炭素鋼または低合金鋼は（Ｉ）結晶粒度の他に
パーライトの量、形態、分布が大きな要因であること。
（Ｉ）さらにそのパーライト帯が細く緻密に分散するこ
とによる靭性向上よりは、パーライト帯を分断すること
が靭性向上に有効であること。
とによる靭性向上よりは、パーライト帯を分断すること
が靭性向上に有効であること。
に着目し、後述するパーライト分防率およびストラクチ
ャーパラメーターを向上させた鋼組織にすることにより
、従来調質処理を行うかまたは合金元素を添加しなけれ
ば達成しえなかった靭性が圧延まで得られることを知見
した。すなわち本発明者らはフエライト組織とパーライ
ト組織よりなる炭素鋼または低合金鋼をパーライト分断
率で０．５５以上さらにストラクチャーパラメータ一で
４以上の鋼組織にすることによって目的の鋼材が得られ
ることを知見した。
ャーパラメーターを向上させた鋼組織にすることにより
、従来調質処理を行うかまたは合金元素を添加しなけれ
ば達成しえなかった靭性が圧延まで得られることを知見
した。すなわち本発明者らはフエライト組織とパーライ
ト組織よりなる炭素鋼または低合金鋼をパーライト分断
率で０．５５以上さらにストラクチャーパラメータ一で
４以上の鋼組織にすることによって目的の鋼材が得られ
ることを知見した。
本発明はこの知見に基づいて構成したもので、その要旨
とするところは、炭素鋼または低合金鋼の鋼片を温度１
０００’Ｃを超える温度から１１００℃以下の温度に加
熱した後、８５０℃以下を累積圧下率５０係以上で圧延
し、その圧延過程において８５０〜５００゜Ｃの間を強
制冷却することを特徴とする高靭性炭素鋼または低合金
鋼熱延鋼材の製造法にある。
とするところは、炭素鋼または低合金鋼の鋼片を温度１
０００’Ｃを超える温度から１１００℃以下の温度に加
熱した後、８５０℃以下を累積圧下率５０係以上で圧延
し、その圧延過程において８５０〜５００゜Ｃの間を強
制冷却することを特徴とする高靭性炭素鋼または低合金
鋼熱延鋼材の製造法にある。
ここで本発明において上記したパーライト分断率とスト
ラクチャーパラメータ一の定義について説明する。
ラクチャーパラメータ一の定義について説明する。
先ずパーライト分断率について説明する。第１図に示す
ような２．５ｍｍ間隔の縦（Ｌｌｔｉｅ：ｌ）に並べた
線１８本の格子を用いて倍率１００倍の組織写真上で各
線分が線分するパーライト相の個数をカウントし、この
繰返し３回の平均を求め、これを（Ｌ軸の平均個数）÷
（Ｚ軸の平均個数）なる式に当てはめて得られた値をパ
ーライト分断率とした。すなわちパーラ・イト組織の帯
があればＺ軸の分断数が増し、分断率Ｌ／Ｚは小さくな
る。その反対にパーライト組織の帯が分断されていれば
分断率は大きくなる。またフエライト組織の粒径が小さ
ければ（粒度番号は大きくなる）靭性は向上するので、
（粒度番号）×（分断率）の大きいほど靭性は良くなる
と考えられる。そこで（粒度番号）×（分断率）なる式
で求められる値をストラクチャーパラメータとした。以
下本発明ついて詳細に説明する。
ような２．５ｍｍ間隔の縦（Ｌｌｔｉｅ：ｌ）に並べた
線１８本の格子を用いて倍率１００倍の組織写真上で各
線分が線分するパーライト相の個数をカウントし、この
繰返し３回の平均を求め、これを（Ｌ軸の平均個数）÷
（Ｚ軸の平均個数）なる式に当てはめて得られた値をパ
ーライト分断率とした。すなわちパーラ・イト組織の帯
があればＺ軸の分断数が増し、分断率Ｌ／Ｚは小さくな
る。その反対にパーライト組織の帯が分断されていれば
分断率は大きくなる。またフエライト組織の粒径が小さ
ければ（粒度番号は大きくなる）靭性は向上するので、
（粒度番号）×（分断率）の大きいほど靭性は良くなる
と考えられる。そこで（粒度番号）×（分断率）なる式
で求められる値をストラクチャーパラメータとした。以
下本発明ついて詳細に説明する。
転炉、電気炉等のような溶解炉あるいはさらに真空脱ガ
ス処理ヲ経て溶製された溶鋼を造塊・分塊または連続鋳
造によって製造された炭素鋼またヤーは低合金鋼の鋼片
を１０００℃を超える温度から１１００゜Ｃ以下の温度
に加熱して鋼板、丸鋼、形鋼等所要形状に圧延する。
ス処理ヲ経て溶製された溶鋼を造塊・分塊または連続鋳
造によって製造された炭素鋼またヤーは低合金鋼の鋼片
を１０００℃を超える温度から１１００゜Ｃ以下の温度
に加熱して鋼板、丸鋼、形鋼等所要形状に圧延する。
この圧延加熱温度はパーライト分断率、圧延塑性加工性
等から規制したもので、温度１０００℃以下の温度では
パーライト分断率が大きくなるが安定せずかつ鋼材の圧
延塑性加工性を低下して靭性の劣化を大ならしめまた１
１００℃超では靭件の低下を示し得られる靭性にもバラ
ツキがある。またパーライト分断率が０．５５未満とな
りしかも本発明では低温強圧下を採用しているため圧延
温度待ち時間が増し単位時間当りの生産能率を大巾に低
下せしめる欠点がある。さらにこの圧延過程において温
度８５０℃以下を繰返し圧延圧下率の総和すなわち累積
圧下率５０チ以上で圧延し、その際温度８５０〜５００
℃間（圧延終了後この範囲内の温度も含む）を強制冷却
（２〜１０℃／秒）する。このような限定は細粒化フエ
ライト組織地にパーライト組織を分断析出せしめてパー
ライト分断率を０．５５以上またストラクチャーパラメ
ータ一を４以上に高めて強度、靭性を向上せしめるだめ
のものである。すなわち温度８５０〜５００℃間は歪の
少ないフエライト組織と大きなパーライト組織を形成し
易い範囲であるので、温度８５０℃以下を累積圧下率５
０係以上で強圧下しかつ８５０〜５００℃の温度範囲を
強制冷却することによって細粒化フエライト組織であっ
てしかも小さく分断し分散したパーライト組織を有する
鋼材を得ることができる。本発明法によって製造された
鋼材の強度、靭性（特にシャルピ一試験におけるシエル
フエネルギ一）は圧延ままで焼準処理材よりも著しく優
れている。以下に本発明の実施例を示す。
等から規制したもので、温度１０００℃以下の温度では
パーライト分断率が大きくなるが安定せずかつ鋼材の圧
延塑性加工性を低下して靭性の劣化を大ならしめまた１
１００℃超では靭件の低下を示し得られる靭性にもバラ
ツキがある。またパーライト分断率が０．５５未満とな
りしかも本発明では低温強圧下を採用しているため圧延
温度待ち時間が増し単位時間当りの生産能率を大巾に低
下せしめる欠点がある。さらにこの圧延過程において温
度８５０℃以下を繰返し圧延圧下率の総和すなわち累積
圧下率５０チ以上で圧延し、その際温度８５０〜５００
℃間（圧延終了後この範囲内の温度も含む）を強制冷却
（２〜１０℃／秒）する。このような限定は細粒化フエ
ライト組織地にパーライト組織を分断析出せしめてパー
ライト分断率を０．５５以上またストラクチャーパラメ
ータ一を４以上に高めて強度、靭性を向上せしめるだめ
のものである。すなわち温度８５０〜５００℃間は歪の
少ないフエライト組織と大きなパーライト組織を形成し
易い範囲であるので、温度８５０℃以下を累積圧下率５
０係以上で強圧下しかつ８５０〜５００℃の温度範囲を
強制冷却することによって細粒化フエライト組織であっ
てしかも小さく分断し分散したパーライト組織を有する
鋼材を得ることができる。本発明法によって製造された
鋼材の強度、靭性（特にシャルピ一試験におけるシエル
フエネルギ一）は圧延ままで焼準処理材よりも著しく優
れている。以下に本発明の実施例を示す。
第１表に示す化学成分の鋼を第２表に示す各条件によっ
て処理し、この場合に得られる特性を同表に併記した。
て処理し、この場合に得られる特性を同表に併記した。
まだ第２図に各試料のストラクチャーパラメータ一と−
５０℃の衝撃値を示した。
５０℃の衝撃値を示した。
第２表でＡ１は通常の焼準処理材であり、−５０℃での
衝撃値が２１．１ｋｇ・ｍという値であるが圧延ままの
Ａ２は、３．７ｋｇ・ｍと低い衝撃値しか得られない。
Ｂ１〜Ｂ３は同じく圧延ままであるが、コントロールド
・ローリングを施しているため、フエライト粒が細粒化
して靭性は向上している。特にＢ３は低温加熱とコント
ロールド・ローリングの組合せ処理を行なったものであ
るが、パーライト分断率が高くなり靭性がかなり向上し
ている。すなわち８５０℃以下で累積圧下率７０係の強
圧下を行なうとフエライト粒径は焼準処理材Ａ１ と同
等以上に細粒化し、−５．０℃での衝撃値は通常の圧延
材Ａ２と比較して向上するが、焼準処理材Ａ１ の水準
には達していない。この段階での組織をみると第３図Ａ
，ｂの写真図に示すようにパーライト帯が細かく、緻密
に並列した組織になっている。この組織のパーライト分
断率は０．２４７〜０．３７５でストラクチャーパラメ
ータ一も２．３７〜３．６０と何れもＡＯ材以下であり
衝撃値はこれらの数値と対応して低い。Ｃ１〜Ｃ６は本
発明の処理材であるが、１０００℃超〜１１００℃のス
ラブ加熱に８５０℃以下での累積圧下率５０係以上とい
う大きい累積圧下率と８５０〜５００℃間を強制冷却す
るという圧延工程を採用することによって、フエライト
粒度は何れも焼準処理材Ａ１ の水準であるにも拘らず
、それ以上のすぐれた衝撃特性が得られている。その組
織は第４図Ｃｐｄの写真図および第２表に示すようにパ
ーライト分断率は高く０．５５以上であり、ストラクチ
ャーパラメータ一もいずれも４以上で太きい。Ｃ７，Ｃ
８は比較材で、スラブ加熱温度以外は本発明の圧延条件
で実施したものである。
衝撃値が２１．１ｋｇ・ｍという値であるが圧延ままの
Ａ２は、３．７ｋｇ・ｍと低い衝撃値しか得られない。
Ｂ１〜Ｂ３は同じく圧延ままであるが、コントロールド
・ローリングを施しているため、フエライト粒が細粒化
して靭性は向上している。特にＢ３は低温加熱とコント
ロールド・ローリングの組合せ処理を行なったものであ
るが、パーライト分断率が高くなり靭性がかなり向上し
ている。すなわち８５０℃以下で累積圧下率７０係の強
圧下を行なうとフエライト粒径は焼準処理材Ａ１ と同
等以上に細粒化し、−５．０℃での衝撃値は通常の圧延
材Ａ２と比較して向上するが、焼準処理材Ａ１ の水準
には達していない。この段階での組織をみると第３図Ａ
，ｂの写真図に示すようにパーライト帯が細かく、緻密
に並列した組織になっている。この組織のパーライト分
断率は０．２４７〜０．３７５でストラクチャーパラメ
ータ一も２．３７〜３．６０と何れもＡＯ材以下であり
衝撃値はこれらの数値と対応して低い。Ｃ１〜Ｃ６は本
発明の処理材であるが、１０００℃超〜１１００℃のス
ラブ加熱に８５０℃以下での累積圧下率５０係以上とい
う大きい累積圧下率と８５０〜５００℃間を強制冷却す
るという圧延工程を採用することによって、フエライト
粒度は何れも焼準処理材Ａ１ の水準であるにも拘らず
、それ以上のすぐれた衝撃特性が得られている。その組
織は第４図Ｃｐｄの写真図および第２表に示すようにパ
ーライト分断率は高く０．５５以上であり、ストラクチ
ャーパラメータ一もいずれも４以上で太きい。Ｃ７，Ｃ
８は比較材で、スラブ加熱温度以外は本発明の圧延条件
で実施したものである。
パーライト分断率、ストラクチャーパラメータは何れも
本発明による鋼材と同等であり、引張試験値も優れてい
るが、衝撃値において著しいバラツキが生じている。Ｄ
１〜Ｄ３は比較材で、スラブ加熱温度を１１５０℃とし
た以外は本発明の圧延条件で実施したものである。
本発明による鋼材と同等であり、引張試験値も優れてい
るが、衝撃値において著しいバラツキが生じている。Ｄ
１〜Ｄ３は比較材で、スラブ加熱温度を１１５０℃とし
た以外は本発明の圧延条件で実施したものである。
パーライト分断率が低く何れも０，５５以下であり、フ
エライト粒度番号は太きいが、ストラクチャーパラメー
タは４以下と小さく、−５０℃での衝撃値も低い。Ｄ４
は比較材で、スラブ加熱温度を１０００゜Ｃとした以外
は本発明の圧延条件で実施したものである。
エライト粒度番号は太きいが、ストラクチャーパラメー
タは４以下と小さく、−５０℃での衝撃値も低い。Ｄ４
は比較材で、スラブ加熱温度を１０００゜Ｃとした以外
は本発明の圧延条件で実施したものである。
ストラクチャーパラメータ一は４以上であるが、パーラ
イト分断率は０．５５より低ク、−５０℃での衝撃値が
低い。Ｄ５は本発明に従って処理された板厚３０ｍｍ０
熱延鋼材であるが、強度は焼準処理材Ａ１並みであるが
、−５０℃での衝撃靭性は著しく優れている。
イト分断率は０．５５より低ク、−５０℃での衝撃値が
低い。Ｄ５は本発明に従って処理された板厚３０ｍｍ０
熱延鋼材であるが、強度は焼準処理材Ａ１並みであるが
、−５０℃での衝撃靭性は著しく優れている。
Ｄ６〜Ｄ９はスラブ加熱温度を９３０℃とし、その他は
本発明と同一条件で実施しだ比較材である。
本発明と同一条件で実施しだ比較材である。
パーライト分断率が低くかつ板厚によってパラツキが著
しい。従ってストラクチャーパラメータ一にもバラツキ
を生じ、−５０゜Ｃでの衝撃値に劣る。ζ）ζ）
しい。従ってストラクチャーパラメータ一にもバラツキ
を生じ、−５０゜Ｃでの衝撃値に劣る。ζ）ζ）
第１図はパーライト分断率の算出方法の説明図、第２図
は本発明の実施例におけるストラクチャーパラメータ一
と衝撃値の関係を示す図表、第３図ａは比較材Ｂ２の組
織（ＸｌＯ’Ｏ）、同ｂは比較材Ｂ１の組織（ＸｉＯＯ
）を示す顕微鏡写真図、第４図Ｃは本発明処理材Ｃ５の
組織（Ｘ．ｉＯＯ）、同ｄは本発明処理材Ｃ６の組織（
ＸＩＯＯ）を示す顕微鏡写真図である。
は本発明の実施例におけるストラクチャーパラメータ一
と衝撃値の関係を示す図表、第３図ａは比較材Ｂ２の組
織（ＸｌＯ’Ｏ）、同ｂは比較材Ｂ１の組織（ＸｉＯＯ
）を示す顕微鏡写真図、第４図Ｃは本発明処理材Ｃ５の
組織（Ｘ．ｉＯＯ）、同ｄは本発明処理材Ｃ６の組織（
ＸＩＯＯ）を示す顕微鏡写真図である。
Claims (1)
- １ 炭素鋼または低合金鋼の鋼片を１０００℃を超える
温度から１１００℃以下の範囲の温度に加熱した後、８
５０℃以下を累種圧下率５０％以上で圧延し、この圧延
過程において８５０〜５００℃の間を強制冷却すること
を特徴とする高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50058288A JPS5921926B2 (ja) | 1975-05-16 | 1975-05-16 | 高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50058288A JPS5921926B2 (ja) | 1975-05-16 | 1975-05-16 | 高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS51134306A JPS51134306A (en) | 1976-11-20 |
| JPS5921926B2 true JPS5921926B2 (ja) | 1984-05-23 |
Family
ID=13080002
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50058288A Expired JPS5921926B2 (ja) | 1975-05-16 | 1975-05-16 | 高靭性炭素鋼または低合金鋼熱延鋼材およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5921926B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2579708B2 (ja) * | 1991-11-29 | 1997-02-12 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性の優れた鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5120615A (en) * | 1974-08-14 | 1976-02-19 | Fujitsu Ltd | Tookii saabisuhoshiki |
-
1975
- 1975-05-16 JP JP50058288A patent/JPS5921926B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS51134306A (en) | 1976-11-20 |
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