JPH0215119A - 急速変形を通じて可変強度材料を作成する装置及び方法 - Google Patents
急速変形を通じて可変強度材料を作成する装置及び方法Info
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Landscapes
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- Metal Rolling (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。
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Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は基礎金属の変態温度を抑制することで同素相変
態を生ぜしめる内部エネルギーの高割合の変化を発生さ
せる目的から例示的には低炭素鋼合金の如き適当な基礎
金属を急激に変形することにより高強度と良好な加工性
を備えた材料を形成する装置及びその装置内で使用する
関連ある方法に関するものである。
態を生ぜしめる内部エネルギーの高割合の変化を発生さ
せる目的から例示的には低炭素鋼合金の如き適当な基礎
金属を急激に変形することにより高強度と良好な加工性
を備えた材料を形成する装置及びその装置内で使用する
関連ある方法に関するものである。
従来の技術および
発明が解決しようとする課題
同素変態を受ける材料は商業上特に重要であり、数世紀
にわたって使用されて来ている。これらの材料の１つの
種類及びおそらくは人類に知られている最も古く全体の
中で最も法尻に使用されている材料は鋼である。鋼は製
品に対して強度と堅固性を与えるだけでなく鋼は多数の
異なる形状の任意の形状に形成可能である。この理由か
ら、鋼は多種類の異なる適用例で使用され特に多くの製
品と必須の要素として使用されている。
にわたって使用されて来ている。これらの材料の１つの
種類及びおそらくは人類に知られている最も古く全体の
中で最も法尻に使用されている材料は鋼である。鋼は製
品に対して強度と堅固性を与えるだけでなく鋼は多数の
異なる形状の任意の形状に形成可能である。この理由か
ら、鋼は多種類の異なる適用例で使用され特に多くの製
品と必須の要素として使用されている。
鋼ストリップの化学的組成はその熱的及び機械的歴史と
共にその機械的諸特性を決定する。基本の鉄即ち不純物
の無い鉄は極めて柔らかい。その結果、炭素の如き各種
元素がしばしば鉱内に溶融してその物理的諸特性を変え
ている。特に、鋼は溶鉱炉内で加熱された鉄鉱石、石灰
岩及びコークスから最初溶融鉄を形成することで作成さ
れる。
共にその機械的諸特性を決定する。基本の鉄即ち不純物
の無い鉄は極めて柔らかい。その結果、炭素の如き各種
元素がしばしば鉱内に溶融してその物理的諸特性を変え
ている。特に、鋼は溶鉱炉内で加熱された鉄鉱石、石灰
岩及びコークスから最初溶融鉄を形成することで作成さ
れる。
この溶融鉄（鋼）はしばしば極めて高いレベルのケイ素
、マンガン、炭素及び他の元素等結果的に生ずる合金の
物理的特性に悪影響を及ぼす元素を含む。その結果、溶
融鉄は不純物のレベルを許容低値に低減化する努力とし
て酸素により溶融鉄を精製するよう塩基性酸素炉又は平
炉内に入れられる。しかる後、溶融鉄は次に、耐火レン
ガか内張すされたとりべ内に入れられ又は注入され、そ
の時間中に他の合金元素と各種還元剤が鋼に加えられて
その最終的な化学的組成を固定化する。
、マンガン、炭素及び他の元素等結果的に生ずる合金の
物理的特性に悪影響を及ぼす元素を含む。その結果、溶
融鉄は不純物のレベルを許容低値に低減化する努力とし
て酸素により溶融鉄を精製するよう塩基性酸素炉又は平
炉内に入れられる。しかる後、溶融鉄は次に、耐火レン
ガか内張すされたとりべ内に入れられ又は注入され、そ
の時間中に他の合金元素と各種還元剤が鋼に加えられて
その最終的な化学的組成を固定化する。
ここで、この時点において鋼は金型又は連続鋳造方法の
いずれかを使ってインボッ１へ又はスラブ内に鋳造され
る。化学的組成が固定された状態で、結果的に生ずる鋼
の特性は後続の熱処理と機械的処理で変化出来る。
いずれかを使ってインボッ１へ又はスラブ内に鋳造され
る。化学的組成が固定された状態で、結果的に生ずる鋼
の特性は後続の熱処理と機械的処理で変化出来る。
鋼合金の最も重要な特性の１つは同素性変態、体心立方
格子（ｂ ｃｃ）結晶性構造から面心立方格子（ｆｅｅ
）に変化し、ｂＣＣ構造に戻る鋼の能力にある。こうし
た変態は成る温度範囲においては結晶格子を含む元素の
成る特定の配列（例えば、ｂｃｃ）が他の配列の場合よ
り安定性がある（即ち自由エネルギー状態が低い）ので
化学的組成と変化を伴わずに生じる。均衡状態において
成る熱処理については最も低い自由エネルギーを与える
配列を鋼の構造が常時呈するので、こうした鋼ス１へリ
ップはしばしば温度変化と共に生しる。
格子（ｂ ｃｃ）結晶性構造から面心立方格子（ｆｅｅ
）に変化し、ｂＣＣ構造に戻る鋼の能力にある。こうし
た変態は成る温度範囲においては結晶格子を含む元素の
成る特定の配列（例えば、ｂｃｃ）が他の配列の場合よ
り安定性がある（即ち自由エネルギー状態が低い）ので
化学的組成と変化を伴わずに生じる。均衡状態において
成る熱処理については最も低い自由エネルギーを与える
配列を鋼の構造が常時呈するので、こうした鋼ス１へリ
ップはしばしば温度変化と共に生しる。
異なる結晶性配列は異なる機械的特性も発生する。その
結果、鋼の製造中における同素変態を制御することは結
果的に生ずる鋼の物理的特性を示すことになる。この瀬
を行なう方法と処理は多数存在しているが、最も普通の
方法は慣用的な炉、典型的にはガス燃焼火炉又は電気炉
及び水又は４１１による焼入れ又は水、油若しくはガス
噴霧による冷却といった適当な手段を使用している熱処
理である。一般的に、鋼ス１−リップは変態点以上の温
度に加熱される。共析鋼に対しては変態点は単一値であ
る。
結果、鋼の製造中における同素変態を制御することは結
果的に生ずる鋼の物理的特性を示すことになる。この瀬
を行なう方法と処理は多数存在しているが、最も普通の
方法は慣用的な炉、典型的にはガス燃焼火炉又は電気炉
及び水又は４１１による焼入れ又は水、油若しくはガス
噴霧による冷却といった適当な手段を使用している熱処
理である。一般的に、鋼ス１−リップは変態点以上の温
度に加熱される。共析鋼に対しては変態点は単一値であ
る。
低炭素鋼に対しては変態は加熱割合と経過した加熱時間
に応じて温度範囲全体にわたり生じる。
に応じて温度範囲全体にわたり生じる。
極めて遅い加熱割合と長い経過時間のため、変態開始温
度はｒＡｅｌ−Ｊ温度と称し、変態（ｂ ｃｃからｆｃ
ｃへの）完了温度はｒ Ａ ｅ ３ Ｊ温度と称してい
る。「ｅ」は平衡値を表わしている。加熱中又は冷却中
に、Ａｅｌ及びＡｅ３温度値はシフｌ−して成る幅の値
を発生し、即ち加熱に対しては連続加熱変態（ＣＨＴ）
曲線を作成し、冷却に列しては連続冷却曲線（ＣＣＴ）
を発生する。加熱又は冷却に対しては、これらの値は加
熱に対してはフランス語のｒ ｃｈａｕｆｆａｇｅ Ｊ
の対応する文字「Ｃ」で表わし、冷却に対してはフラン
ス語のｒｒｃｆｒｏ−ｉ、ｄｉｓｓｅｍｅｎｔ；」のｒ
ｒＪて表わす。鋼がＡｃ３温度に−・旦達すると、鋼は
典型的にはオーステナイ１〜（ｆｃｃ鉄内鉱内炭素の固
溶体）である高温度製品に完全に変態されている。しか
る後、鋼が八ｒ」温度を下廻って冷却されると、この鋼
は低温度製品、典型的にはｂｃｃ構造に戻されて変態さ
れる。
度はｒＡｅｌ−Ｊ温度と称し、変態（ｂ ｃｃからｆｃ
ｃへの）完了温度はｒ Ａ ｅ ３ Ｊ温度と称してい
る。「ｅ」は平衡値を表わしている。加熱中又は冷却中
に、Ａｅｌ及びＡｅ３温度値はシフｌ−して成る幅の値
を発生し、即ち加熱に対しては連続加熱変態（ＣＨＴ）
曲線を作成し、冷却に列しては連続冷却曲線（ＣＣＴ）
を発生する。加熱又は冷却に対しては、これらの値は加
熱に対してはフランス語のｒ ｃｈａｕｆｆａｇｅ Ｊ
の対応する文字「Ｃ」で表わし、冷却に対してはフラン
ス語のｒｒｃｆｒｏ−ｉ、ｄｉｓｓｅｍｅｎｔ；」のｒ
ｒＪて表わす。鋼がＡｃ３温度に−・旦達すると、鋼は
典型的にはオーステナイ１〜（ｆｃｃ鉄内鉱内炭素の固
溶体）である高温度製品に完全に変態されている。しか
る後、鋼が八ｒ」温度を下廻って冷却されると、この鋼
は低温度製品、典型的にはｂｃｃ構造に戻されて変態さ
れる。
結果的に生ずる特定の低温度製品は使用される特定の冷
却方法により調整される。例えばフエライ１〜（ｂ ｃ
ｃ鉄鉱内炭素の固溶体）及びバーライ１へ（フェライト
と鉄カーバイドの交互の積層体、後者はしはしばセメン
タイトと称する）はしばしは共に低温度製品として存在
するが、これば一般に炉の冷却又は空冷を使用すること
てオーステナイ１−をゆっくり冷却することにより形成
される。他の低温度生成物であるマルテンサイｌ−は典
型的には油焼入れ又は水焼入れを使用することで中断し
ない様式にて急速にオーステナイトを冷却した場合に生
しる。オーステナイ１−をマルテンサイト又はバーライ
１−の中間の速度にて冷却すると、ベーナイトが形成さ
れる。ベーナイトは他の低温度生成物であり、フェライ
トとセメンタイトの混合物である。各低温度生成物は機
械的特性が異なっている。純粋なマルテンサイト構造は
鋼内で作成出来る最も硬く最ももろい微小構造であり、
一方、純粋なフェライト構造は最も柔らかい構造である
。
却方法により調整される。例えばフエライ１〜（ｂ ｃ
ｃ鉄鉱内炭素の固溶体）及びバーライ１へ（フェライト
と鉄カーバイドの交互の積層体、後者はしはしばセメン
タイトと称する）はしばしは共に低温度製品として存在
するが、これば一般に炉の冷却又は空冷を使用すること
てオーステナイ１−をゆっくり冷却することにより形成
される。他の低温度生成物であるマルテンサイｌ−は典
型的には油焼入れ又は水焼入れを使用することで中断し
ない様式にて急速にオーステナイトを冷却した場合に生
しる。オーステナイ１−をマルテンサイト又はバーライ
１−の中間の速度にて冷却すると、ベーナイトが形成さ
れる。ベーナイトは他の低温度生成物であり、フェライ
トとセメンタイトの混合物である。各低温度生成物は機
械的特性が異なっている。純粋なマルテンサイト構造は
鋼内で作成出来る最も硬く最ももろい微小構造であり、
一方、純粋なフェライト構造は最も柔らかい構造である
。
バーライ１〜構造は完全なマルテンサイト構造より相当
柔らかく延性があるが、純粋なフェライト構造より僅か
に柔らかく延性がある。従って、鋼の先行技術による機
械的加工と組合せた加熱方法と冷却方法は鋼の微細構造
とその結果的に生ずる物理的特性に影響する。低炭素鋼
がＡｃ３温度を少し−Ｊ−廻る温度に加熱され、次に室
温に冷却されると微細な粒子構造が得られる。これは基
本的な粒子生成方法であり、極めて微細な粒子構造を製
造する目的から多数回行なわれる。成る所定の硬さの場
合、材料の粒状化が細かくなればなる程強度は高くなる
。
柔らかく延性があるが、純粋なフェライト構造より僅か
に柔らかく延性がある。従って、鋼の先行技術による機
械的加工と組合せた加熱方法と冷却方法は鋼の微細構造
とその結果的に生ずる物理的特性に影響する。低炭素鋼
がＡｃ３温度を少し−Ｊ−廻る温度に加熱され、次に室
温に冷却されると微細な粒子構造が得られる。これは基
本的な粒子生成方法であり、極めて微細な粒子構造を製
造する目的から多数回行なわれる。成る所定の硬さの場
合、材料の粒状化が細かくなればなる程強度は高くなる
。
低炭素鋼に対するＡｃｌ温度とＡｃ３温度は加熱時に一
般にその加熱割合の増加に伴ってその平衡値から増加す
ることが数年にわたり事実上知られている。特に、例え
ば、Ｙ・クラ−チン、’！９ Ｊｊｊｌ、 ｉ仝金技術
（ｃ、１９６５；ゴートン・アンド・ブリッジ、二ニー
・ヨーク）を参照。この本の１６１頁には以下の如く記
載しである。
般にその加熱割合の増加に伴ってその平衡値から増加す
ることが数年にわたり事実上知られている。特に、例え
ば、Ｙ・クラ−チン、’！９ Ｊｊｊｌ、 ｉ仝金技術
（ｃ、１９６５；ゴートン・アンド・ブリッジ、二ニー
・ヨーク）を参照。この本の１６１頁には以下の如く記
載しである。
［各種割合にて連続加熱を行なうと・・ ・パーライト
はオーステナイ１−に変態され、・・ 一定温度ではな
く、成る温度インターバルにて 加熱割合が高くなれ
ばなる程、変態温度は高くなる。
はオーステナイ１−に変態され、・・ 一定温度ではな
く、成る温度インターバルにて 加熱割合が高くなれ
ばなる程、変態温度は高くなる。
同様の開示内容がＥ−Ｊ・ティカー１〜、銅の金属組織
写真及び熱処理（鉄ヤ金−第３巻、に記載しである。（
ｃ 、 １９４４ ：マグローヒル出版社：ニューヨー
ク）この本の１３７頁に以下の如く記載しである。
写真及び熱処理（鉄ヤ金−第３巻、に記載しである。（
ｃ 、 １９４４ ：マグローヒル出版社：ニューヨー
ク）この本の１３７頁に以下の如く記載しである。
〔構成〕図は極めて遅い加熱又は冷却条件ドての臨界点
の位置を示すが、他の割合が採用された場合の位置は示
していない。図の状態下で特定された割合とは異なる割
合が採用された場合臨界点は加熱又は冷却において同じ
温度では生じないことが判明している。この平衡状態の
達成における差はヒステリシスと称し、これはこの変態
が正しい場合に成る変態を受ける一部の元素に対する抵
抗を意味している。従って、Ａｃ点は予期される温度よ
り幾分高い温度で生じる。同様に、Ａｒ点は幾分低い。
の位置を示すが、他の割合が採用された場合の位置は示
していない。図の状態下で特定された割合とは異なる割
合が採用された場合臨界点は加熱又は冷却において同じ
温度では生じないことが判明している。この平衡状態の
達成における差はヒステリシスと称し、これはこの変態
が正しい場合に成る変態を受ける一部の元素に対する抵
抗を意味している。従って、Ａｃ点は予期される温度よ
り幾分高い温度で生じる。同様に、Ａｒ点は幾分低い。
臨界加熱点と臨界冷却点との差は加熱割合又は冷却割合
と共に変化する。換言すれば、加熱が速くなればなる程
Ａｃ点は高くなり、冷却が速くなればなる程Ａｒ点は低
くなる。」その他、同様の開示内容は又、倉凰伊蒐（ａ
−１９８５、アメリカ金属協会；メタルスパーク、オ
ハイオ州）の卓上版第２８．２頁、Ｃ・ティーサー基礎
ヤ金技術−理論、原理及び応用（ｃ、１９５９ニブレン
チイス・律−ル社；イングルウッドクリフス、ニューシ
ャーシー州）の１８９頁及びＬ・ギレット等の金属組織
写真と微細組織写真の研究入門（ｃ、１９２２：マツク
ロヒル・ブスク社；ニユーヨーり）の８０〜８１頁に出
ている。従って、これらの開示内容は時間の長さが著し
く短かい中で変態を得るには増加する高い温度を使用し
なければならないことを示している。この特性は典型的
には拡散制御方法にみられる。
と共に変化する。換言すれば、加熱が速くなればなる程
Ａｃ点は高くなり、冷却が速くなればなる程Ａｒ点は低
くなる。」その他、同様の開示内容は又、倉凰伊蒐（ａ
−１９８５、アメリカ金属協会；メタルスパーク、オ
ハイオ州）の卓上版第２８．２頁、Ｃ・ティーサー基礎
ヤ金技術−理論、原理及び応用（ｃ、１９５９ニブレン
チイス・律−ル社；イングルウッドクリフス、ニューシ
ャーシー州）の１８９頁及びＬ・ギレット等の金属組織
写真と微細組織写真の研究入門（ｃ、１９２２：マツク
ロヒル・ブスク社；ニユーヨーり）の８０〜８１頁に出
ている。従って、これらの開示内容は時間の長さが著し
く短かい中で変態を得るには増加する高い温度を使用し
なければならないことを示している。この特性は典型的
には拡散制御方法にみられる。
ここで、鋼における変態の重要性に注目したので、ス１
〜リップの如き使用可能な鋼製品がインゴット又はスラ
ブ（集合的にインゴットと称する）から作成される典型
的な様式と変態が製造過程に入る箇所を検討することが
有用である。
〜リップの如き使用可能な鋼製品がインゴット又はスラ
ブ（集合的にインゴットと称する）から作成される典型
的な様式と変態が製造過程に入る箇所を検討することが
有用である。
インゴットは薄い片体ストックも得るため連続的に圧延
される。圧延機を通る各パスでインゴットの厚さが薄く
なり、その長さが延ばされる。Ｊｊ、Ｔさを相当薄くす
るためインゴットは最初粗引きロールで圧延され、次に
高温ストリップ・ミルを通じて熱間圧延される。熱間圧
延はＡｃｌを」二廻る温度、一般にＡｃ３温度を」二廻
る温度で行なわれる。７５０〜１１００℃の典型的な熱
間圧延温度において鋼は流れ応力が比較的低く厚さを相
当低減化するには冷間圧延より相当低い機械的エネルギ
ーを必要とする。実際粗引きロール・スタンドの各通過
中には１インチ程度の極めて高い厚さ低減化が可能であ
るに過ぎない。これらの温度において、鋼は純粋なオー
ステナイトとして存在している。
される。圧延機を通る各パスでインゴットの厚さが薄く
なり、その長さが延ばされる。Ｊｊ、Ｔさを相当薄くす
るためインゴットは最初粗引きロールで圧延され、次に
高温ストリップ・ミルを通じて熱間圧延される。熱間圧
延はＡｃｌを」二廻る温度、一般にＡｃ３温度を」二廻
る温度で行なわれる。７５０〜１１００℃の典型的な熱
間圧延温度において鋼は流れ応力が比較的低く厚さを相
当低減化するには冷間圧延より相当低い機械的エネルギ
ーを必要とする。実際粗引きロール・スタンドの各通過
中には１インチ程度の極めて高い厚さ低減化が可能であ
るに過ぎない。これらの温度において、鋼は純粋なオー
ステナイトとして存在している。
熱間圧延された製品は一般にＯ，１５ｃｍ （０，０６
インチ）以上の厚さで存在している。熱間圧延された鋼
の強度は焼 された冷間圧延鋼の強度より高い。しかし
ながら、熱間圧延された鋼の成形性は焼 された冷間圧
延鋼の成形性より幾分低い。熱間圧延が一旦完了すると
、冷間圧延前にオーステナイトをフェライト及びパーラ
イトの如き延性の低い温度製品に変態し、こうして鋼が
もろくなくのを防止するよう典型的には水噴射を使用し
て鋼ストリップを成る制御された割合にて冷却する。
インチ）以上の厚さで存在している。熱間圧延された鋼
の強度は焼 された冷間圧延鋼の強度より高い。しかし
ながら、熱間圧延された鋼の成形性は焼 された冷間圧
延鋼の成形性より幾分低い。熱間圧延が一旦完了すると
、冷間圧延前にオーステナイトをフェライト及びパーラ
イトの如き延性の低い温度製品に変態し、こうして鋼が
もろくなくのを防止するよう典型的には水噴射を使用し
て鋼ストリップを成る制御された割合にて冷却する。
一般的なり全方法においては再結晶化はＡｃｌ温度を下
廻る鋼の熱処理の結果と考えられる。
廻る鋼の熱処理の結果と考えられる。
Ａｃｌ温度を上根る熱処理は結果的に部分的若しくは完
全な変態構造となる。
全な変態構造となる。
０．０１５ｃｍ （大略０．０６インチ）以下の厚さの
場合、熱間ストリップ圧延機で作成されるもの以上に良
好な表面仕上げ及び／又は改善された成形性が要求され
る場合はストリップ材は更に冷間圧延により処理される
。ここで、冷間圧延とは一般にその厚さを低減化する目
的で未加熱金属をロールに通す過程をさす。冷間圧延は
熱間圧延で可能とされるものより良好な表面仕上げと一
層正確に制御された寸法を有する製品を提供する。各ス
タンドが全体的に厚さの４０％程度の低減化に対し責任
がある典型的には５台のスタンドを有する冷間圧延機が
入カストリップの厚さを７５〜９５％低減化出来る。
場合、熱間ストリップ圧延機で作成されるもの以上に良
好な表面仕上げ及び／又は改善された成形性が要求され
る場合はストリップ材は更に冷間圧延により処理される
。ここで、冷間圧延とは一般にその厚さを低減化する目
的で未加熱金属をロールに通す過程をさす。冷間圧延は
熱間圧延で可能とされるものより良好な表面仕上げと一
層正確に制御された寸法を有する製品を提供する。各ス
タンドが全体的に厚さの４０％程度の低減化に対し責任
がある典型的には５台のスタンドを有する冷間圧延機が
入カストリップの厚さを７５〜９５％低減化出来る。
圧延過程中にロール温度はロール間隙内に位置付けられ
たストリップ内の材料の可塑変形及び各ロール／ストリ
ップ接触部分に発生される摩擦エネルギーに起因して上
昇する。このエネルギーの一部がストリップ内に残るの
でストリップの温度が上昇する。特に、ストリップは冷
間圧延機に入る際しばしば室温状態にある。各圧延作動
後に、ストリップが各スタンドから出る際のストリップ
の温度は室温より相当高い。例えば、ストリップの温度
はストリップが５台のスタンドの冷間圧延機内の第４の
スタンＩへから出る際１８０°Ｃに達する。
たストリップ内の材料の可塑変形及び各ロール／ストリ
ップ接触部分に発生される摩擦エネルギーに起因して上
昇する。このエネルギーの一部がストリップ内に残るの
でストリップの温度が上昇する。特に、ストリップは冷
間圧延機に入る際しばしば室温状態にある。各圧延作動
後に、ストリップが各スタンドから出る際のストリップ
の温度は室温より相当高い。例えば、ストリップの温度
はストリップが５台のスタンドの冷間圧延機内の第４の
スタンＩへから出る際１８０°Ｃに達する。
最後のスタン１〜（例えば５台のスタンド圧延機内の５
番目のスタンド）はストリップの表面とレベルの制御を
行なうため使用されるので、このスタン］〜は典型的に
は入って来る時の厚さの２〜３％から２０％程度と範囲
にわたりストリップに対し僅かの低減化をもたらす。そ
のため、ストリップが第５のスタンドを出る際のストリ
ップの温度は第４スタンドと関連した温度よりしばしば
低いが、言う迄もなく室温よりは相当高い。冷間圧延機
全体にねたリス１−リップの温度はスＩ・リップとロー
ルの両方に向けられた適当な冷却噴射を使用することに
よりス１へリップ内の材料が変態又は再結晶化される温
度を充分下廻る温度に維持される。
番目のスタンド）はストリップの表面とレベルの制御を
行なうため使用されるので、このスタン］〜は典型的に
は入って来る時の厚さの２〜３％から２０％程度と範囲
にわたりストリップに対し僅かの低減化をもたらす。そ
のため、ストリップが第５のスタンドを出る際のストリ
ップの温度は第４スタンドと関連した温度よりしばしば
低いが、言う迄もなく室温よりは相当高い。冷間圧延機
全体にねたリス１−リップの温度はスＩ・リップとロー
ルの両方に向けられた適当な冷却噴射を使用することに
よりス１へリップ内の材料が変態又は再結晶化される温
度を充分下廻る温度に維持される。
先に注記した如く、冷間圧延は応力を受けて可塑的に変
形された粒子が再結晶化して新たな応力のない粒子にな
り始める温度、ある再結晶化温度未満で生しる。従って
、冷却された熱間圧延製品内に存在する等軸化された粒
子は冷間圧延により機械的に延在した、又（バンド化さ
れた）粒子に変形され、後続の熱処理か生しる迄その状
態を保つ。この変形により多数の効果か生し、その効果
の一部は逆に作用する。
形された粒子が再結晶化して新たな応力のない粒子にな
り始める温度、ある再結晶化温度未満で生しる。従って
、冷却された熱間圧延製品内に存在する等軸化された粒
子は冷間圧延により機械的に延在した、又（バンド化さ
れた）粒子に変形され、後続の熱処理か生しる迄その状
態を保つ。この変形により多数の効果か生し、その効果
の一部は逆に作用する。
最初に、冷間圧延は実質的に鋼ストリップ材結晶性構造
を変形させ、引続き実質的にその内部に存在する転位密
度を増加させる。これは逆に鋼ストリップ材で生じる内
部応力を増加させる。従って、平坦な低炭素鋼スｌ〜リ
ップの降伏強さが大略６６５０Ｊ ／ ｃｍ２（９５０
００ｐｓｊ ）の平均値迄−１−昇し、方、ストリップ
の延性が著しく低下する。破壊前の材料が耐える変形量
はその延性に依存するので、激しく冷間加工された材料
はそれか破壊する前は少量の変形を受けるに過ぎない。
を変形させ、引続き実質的にその内部に存在する転位密
度を増加させる。これは逆に鋼ストリップ材で生じる内
部応力を増加させる。従って、平坦な低炭素鋼スｌ〜リ
ップの降伏強さが大略６６５０Ｊ ／ ｃｍ２（９５０
００ｐｓｊ ）の平均値迄−１−昇し、方、ストリップ
の延性が著しく低下する。破壊前の材料が耐える変形量
はその延性に依存するので、激しく冷間加工された材料
はそれか破壊する前は少量の変形を受けるに過ぎない。
しかしながら、更に冷間加工することにより鋼を伺加的
に変形するには鋼スＩ・リップの延性は破壊を防止する
程充分高くなければならない。従って、冷間圧延による
厚さの低減化を更に達成するには鋼ス１−リップは後続
の冷間圧延又は作成前にその延性を回復すへく１種類以
上の熱処理を受けねばならないであろう。こうした処理
はストリップの硬さと強度を低減化させるか、有利には
その延性を増加させる。
に変形するには鋼スＩ・リップの延性は破壊を防止する
程充分高くなければならない。従って、冷間圧延による
厚さの低減化を更に達成するには鋼ス１−リップは後続
の冷間圧延又は作成前にその延性を回復すへく１種類以
上の熱処理を受けねばならないであろう。こうした処理
はストリップの硬さと強度を低減化させるか、有利には
その延性を増加させる。
その」二冷間圧延により作成された最終的なストリップ
は全体的に過剰に硬く大部分の適用例に対してはもろい
。その延性を回復するためこの最終的なストリップ材は
焼鈍処理され、即ち、焼鈍炉内で加熱されてオーステナ
イト化温度範囲にされ、次にゆっくりとその範囲から室
温迄冷却される。
は全体的に過剰に硬く大部分の適用例に対してはもろい
。その延性を回復するためこの最終的なストリップ材は
焼鈍処理され、即ち、焼鈍炉内で加熱されてオーステナ
イト化温度範囲にされ、次にゆっくりとその範囲から室
温迄冷却される。
これにより伸長された応力のかけであるフェライ１〜と
パーライトの粒子は最初にオーステナイトに変態し、次
に、ゆるやかな冷却中に元の等軸化された応力の無いフ
ェライトとパーライト粒子に変態で戻され、ストリップ
内の内部応力を解放する。
パーライトの粒子は最初にオーステナイトに変態し、次
に、ゆるやかな冷却中に元の等軸化された応力の無いフ
ェライトとパーライト粒子に変態で戻され、ストリップ
内の内部応力を解放する。
代替的に、ストリップはＡｃｌ温度直下の温度迄加熱出
来、次に、ストリップを細結晶化して応力の無い粒子に
非最終的にゆっくり冷却出来るようにするため適当量の
時間保持される。炭素含有量に応じて２１００ないし２
５００ｋｇ／ｃｍ２（３００００ないし５００００ｐｓ
ｉ）の概略値の降伏強さを有する結果的に生じたストリ
ップはここで破壊を伴すずに相当量の冷間低減化を受け
ることが出来る。焼鈍は典型的には最大の成形性を確実
にする目的からゆるやかな加熱、長時間の均熱及びゆる
やかな冷却サイクルを使ってバッチ処理で行なわれる。
来、次に、ストリップを細結晶化して応力の無い粒子に
非最終的にゆっくり冷却出来るようにするため適当量の
時間保持される。炭素含有量に応じて２１００ないし２
５００ｋｇ／ｃｍ２（３００００ないし５００００ｐｓ
ｉ）の概略値の降伏強さを有する結果的に生じたストリ
ップはここで破壊を伴すずに相当量の冷間低減化を受け
ることが出来る。焼鈍は典型的には最大の成形性を確実
にする目的からゆるやかな加熱、長時間の均熱及びゆる
やかな冷却サイクルを使ってバッチ処理で行なわれる。
焼鈍温度は典型的には７３０〜８５０℃の範囲である。
全体のバッチ焼鈍処理は５日から６日かかる。焼鈍処理
が全体の調圧延機に障害とならないことを確実にするた
め多数の別々の焼鈍炉が１回にではあるが焼鈍の互い違
いの段階で作動される。一部の炉は典型的には他の炉が
加熱されている間に装填され、他の炉は冷却され残りの
炉は装填されない。不運なことに、こうした互い違いの
焼鈍処理は据付けと作動上相当量の資本が必要であり、
相当量のスペースをとる。代替的に、以下に説明する連
続焼鈍ラインは全体の焼鈍時間を１時間以内に低減化す
る目的で採用可能である。ストリップが一旦焼鈍される
と、ストリップ材料に所望の平坦性、ヤ金的諸特性及び
表面処理も与える焼戻し圧延機を通しての「スキン」パ
スを行なう必要がある。スキン・パスには典型的には数
％以下の極めて少量の変形を仕上げ済みストリップに与
えることが含まれ、スキン・パスはストリプの比例した
伸びを発生する。
が全体の調圧延機に障害とならないことを確実にするた
め多数の別々の焼鈍炉が１回にではあるが焼鈍の互い違
いの段階で作動される。一部の炉は典型的には他の炉が
加熱されている間に装填され、他の炉は冷却され残りの
炉は装填されない。不運なことに、こうした互い違いの
焼鈍処理は据付けと作動上相当量の資本が必要であり、
相当量のスペースをとる。代替的に、以下に説明する連
続焼鈍ラインは全体の焼鈍時間を１時間以内に低減化す
る目的で採用可能である。ストリップが一旦焼鈍される
と、ストリップ材料に所望の平坦性、ヤ金的諸特性及び
表面処理も与える焼戻し圧延機を通しての「スキン」パ
スを行なう必要がある。スキン・パスには典型的には数
％以下の極めて少量の変形を仕上げ済みストリップに与
えることが含まれ、スキン・パスはストリプの比例した
伸びを発生する。
第２の冷間圧延機は方向性がある。冷間圧延により作成
された伸長している非等軸化粒子はストリップが圧延さ
れた方向と平行な方向及びその方向と横断する方向にて
異なる機械的及び電気的特性をストリップに与える。例
えば、冷間圧延された未焼鈍ストリップは圧延方向と平
行な方向に沿った場合より 延方向に横断する方向、即
ち粒子の主要軸線と直角の方向に沿って実質上−層形成
可能である。平坦領域を通じての再結晶化と熱処理は方
向性特性全て又はその一部をなくす。発生する完全な再
結晶化と方向性の全ての効果を除くため焼鈍型熱処理を
使用する鋼を等軸化粒子構造に再結晶化出来なければな
らない。代替的に、この材料は完全にオーステナイトに
変態可能であり、次に、室温にゆるく冷却されて完全に
変態された構造、即ち完全に焼鈍された等軸化構造を発
生する。
された伸長している非等軸化粒子はストリップが圧延さ
れた方向と平行な方向及びその方向と横断する方向にて
異なる機械的及び電気的特性をストリップに与える。例
えば、冷間圧延された未焼鈍ストリップは圧延方向と平
行な方向に沿った場合より 延方向に横断する方向、即
ち粒子の主要軸線と直角の方向に沿って実質上−層形成
可能である。平坦領域を通じての再結晶化と熱処理は方
向性特性全て又はその一部をなくす。発生する完全な再
結晶化と方向性の全ての効果を除くため焼鈍型熱処理を
使用する鋼を等軸化粒子構造に再結晶化出来なければな
らない。代替的に、この材料は完全にオーステナイトに
変態可能であり、次に、室温にゆるく冷却されて完全に
変態された構造、即ち完全に焼鈍された等軸化構造を発
生する。
先に注記した如く、１時間以内でストリプを焼鈍する連
続ストリップ焼鈍ラインが開発された。
続ストリップ焼鈍ラインが開発された。
こうしたラインにおいては鋼ストリプは別々の加熱帯域
と冷却帯域をロール機速度にて通過し、そこでス１−リ
ップは加熱され、成る温度に保たれ、冷却されるか又は
焼入れされる。この方法はこの方法の任意の部分中に変
化する異なる割合にて行なわれる。更に、こうしたラン
はしばしばストリップがラインを通過する際数回熱処理
するよう設計しである。材料温度をオーステナイ１へ領
域へ迅速に上昇させるため極めて高い温度が使用される
。
と冷却帯域をロール機速度にて通過し、そこでス１−リ
ップは加熱され、成る温度に保たれ、冷却されるか又は
焼入れされる。この方法はこの方法の任意の部分中に変
化する異なる割合にて行なわれる。更に、こうしたラン
はしばしばストリップがラインを通過する際数回熱処理
するよう設計しである。材料温度をオーステナイ１へ領
域へ迅速に上昇させるため極めて高い温度が使用される
。
これは均一な構造の最終製品を生み出すが、これは相当
高いコストで行なわれる。特に、ス１−リップ焼鈍炉は
入手と据付が高価であり、典型的には２億ドル以上であ
る。第２に、高温度熱処理により酸化物１（ｒスケール
」）がスＩ〜リップの各表前記に作成される。酸化物の
量は成る温度では時間と共に増加する。従って、このス
ケールを各表面から除去する付加的な機械が必要である
。大部分の連続焼鈍ラインには表面清浄化機器が含まれ
ているが、この機器はラインのゴス１〜高になる。。
高いコストで行なわれる。特に、ス１−リップ焼鈍炉は
入手と据付が高価であり、典型的には２億ドル以上であ
る。第２に、高温度熱処理により酸化物１（ｒスケール
」）がスＩ〜リップの各表前記に作成される。酸化物の
量は成る温度では時間と共に増加する。従って、このス
ケールを各表面から除去する付加的な機械が必要である
。大部分の連続焼鈍ラインには表面清浄化機器が含まれ
ているが、この機器はラインのゴス１〜高になる。。
代替的に、スケールは鋼が不活性雰囲気又は還元雰囲気
のある連続焼鈍ライン・を遭遇する除銅をかこむことに
より無くすことが出来る。しかしながら、これを行なう
必要がある機器のコストは初期コスト及び引続き生じる
稼働コストの両方の点で連続焼鈍ラインに出費となる。
のある連続焼鈍ライン・を遭遇する除銅をかこむことに
より無くすことが出来る。しかしながら、これを行なう
必要がある機器のコストは初期コスト及び引続き生じる
稼働コストの両方の点で連続焼鈍ラインに出費となる。
従って、この製造方法に鑑み、冷間圧延低炭素鋼合金は
トレードオフを呈し、焼鈍されない冷間圧延製品は比較
的高い値の降伏強さと硬さ並びにそれに対応して低い程
度の成形性も有する一方、焼鈍された製品は高程度の成
形性と比較的値の小さい降伏強さと硬さ、典型的１こは
非焼鈍冷間圧延製品の値の半分以下をもたらす。低炭素
鋼合金は商業的に入手可能な鋼合金全ての最低の費用で
済み、その理由から広範囲に利用されているが、低炭素
鋼合金の単一部片は高い強度と高い成形性は提供しない
。その結果、ユーザは高い強度又は成形性というこれら
２つの特性のどちらが所定の適用例に対して一層重要で
あるかを決定し、それに応じて材料を選択する。しかし
ながら、成形性と強度のトレードオフが許容されず、即
ち鋼が高い強度と良好な成形性の両者を保有しなければ
ならないような適用例においては低炭素鋼の代わりに高
強度低合金（Ｈ８ＬＡ）鋼又は他の形式の鋼が頻繁に使
用される。不運なことに、こうした鋼は生産が困難であ
り、低炭素鋼より相当高価になる。。
トレードオフを呈し、焼鈍されない冷間圧延製品は比較
的高い値の降伏強さと硬さ並びにそれに対応して低い程
度の成形性も有する一方、焼鈍された製品は高程度の成
形性と比較的値の小さい降伏強さと硬さ、典型的１こは
非焼鈍冷間圧延製品の値の半分以下をもたらす。低炭素
鋼合金は商業的に入手可能な鋼合金全ての最低の費用で
済み、その理由から広範囲に利用されているが、低炭素
鋼合金の単一部片は高い強度と高い成形性は提供しない
。その結果、ユーザは高い強度又は成形性というこれら
２つの特性のどちらが所定の適用例に対して一層重要で
あるかを決定し、それに応じて材料を選択する。しかし
ながら、成形性と強度のトレードオフが許容されず、即
ち鋼が高い強度と良好な成形性の両者を保有しなければ
ならないような適用例においては低炭素鋼の代わりに高
強度低合金（Ｈ８ＬＡ）鋼又は他の形式の鋼が頻繁に使
用される。不運なことに、こうした鋼は生産が困難であ
り、低炭素鋼より相当高価になる。。
その上、これらの鋼は低炭素鋼より溶接と成形性が困難
である。
である。
更に、スズ板の製造に使用される際の「ブラック・プレ
ート」の生産は当技術において開示されている現在の方
法が最終使用に対して適した材料を提供するのに不適切
な他の事例を提供するものである。特に、米国特許第２
，３９３，３６３号（１９４６年１月２２日にＪ−Ｄ・
ゴールド等に発行−以後′３６３ゴールド等特許と称す
る）及び同第３，３２３，９５３号（Ａ・レズ二一に１
９６７年６月６日発行−以後＋９５３レズニー特許と称
する）は強力なコアと柔らかい表面を有するストリップ
の如き材料を得ることを目的にした方法を開示している
。′３６３ゴールド等特許は表面の再結晶化を得るが、
コアの再結晶化は行なわない慣用的な熱処理と使用を開
示している。特に、適した材料は表面の再結晶化を生し
させるのに充分な比較的高い値、ここでは８１６°Ｃ（
大略１５００°Ｆ）に表面加熱される。材料が所望の深
さ迄−旦再結晶化されると、加熱が停止され、次に、材
料は余分の熱を除去すべく適当に冷却され、これを行な
うことによりそれ以上の再結晶化を禁止する。′９５３
レズ二−特許をコア内に存在している材料より容易に再
結晶化される材料の表面領域に含む特種材料の使用を開
示している。特に、マンカンの最大含有量が０．１５％
以下のリムド鋼であるこの特殊材料は比較的高い温度、
ここでは４２７〜６２］°Ｃ（大略８００〜１１５０°
Ｆ）にてストリップの表面を実質」−再結晶化するのに
充分な且つス１〜リップのコアの再結晶化には不充分な
時間にわたりストリプの形態にて焼鈍される。′３６３
ゴールド等と特許及び′９５３レスニー特許に開示され
た方法の如き表面再結晶化に基づく先行技術の方法はそ
の商業的使用を著しく制限する多数の欠点を備えている
。第１に、これらの方法は処理され３】 ている材料内の所望の深さにおいて成る制御された量の
熱を与えることに依存している。利料か吸収する熱の量
は例えば周わりの空気による伝熱と材料の表面の反射性
といった多くの因子と共に変化する。不運なことに、こ
れらの因子は異なる材料に対して異なり、又、同じ材料
でも異なる部ノ１に対して異なりこうして加熱処理の制
御も複雑にする。その上、再結晶化は拡散制御方法であ
るので、時間に依存する。しばしば、材料又は材料の一
部分でもその再結晶化のためには分でなければ典型的に
は相当長い数秒の時間間隔が要求される。
ート」の生産は当技術において開示されている現在の方
法が最終使用に対して適した材料を提供するのに不適切
な他の事例を提供するものである。特に、米国特許第２
，３９３，３６３号（１９４６年１月２２日にＪ−Ｄ・
ゴールド等に発行−以後′３６３ゴールド等特許と称す
る）及び同第３，３２３，９５３号（Ａ・レズ二一に１
９６７年６月６日発行−以後＋９５３レズニー特許と称
する）は強力なコアと柔らかい表面を有するストリップ
の如き材料を得ることを目的にした方法を開示している
。′３６３ゴールド等特許は表面の再結晶化を得るが、
コアの再結晶化は行なわない慣用的な熱処理と使用を開
示している。特に、適した材料は表面の再結晶化を生し
させるのに充分な比較的高い値、ここでは８１６°Ｃ（
大略１５００°Ｆ）に表面加熱される。材料が所望の深
さ迄−旦再結晶化されると、加熱が停止され、次に、材
料は余分の熱を除去すべく適当に冷却され、これを行な
うことによりそれ以上の再結晶化を禁止する。′９５３
レズ二−特許をコア内に存在している材料より容易に再
結晶化される材料の表面領域に含む特種材料の使用を開
示している。特に、マンカンの最大含有量が０．１５％
以下のリムド鋼であるこの特殊材料は比較的高い温度、
ここでは４２７〜６２］°Ｃ（大略８００〜１１５０°
Ｆ）にてストリップの表面を実質」−再結晶化するのに
充分な且つス１〜リップのコアの再結晶化には不充分な
時間にわたりストリプの形態にて焼鈍される。′３６３
ゴールド等と特許及び′９５３レスニー特許に開示され
た方法の如き表面再結晶化に基づく先行技術の方法はそ
の商業的使用を著しく制限する多数の欠点を備えている
。第１に、これらの方法は処理され３】 ている材料内の所望の深さにおいて成る制御された量の
熱を与えることに依存している。利料か吸収する熱の量
は例えば周わりの空気による伝熱と材料の表面の反射性
といった多くの因子と共に変化する。不運なことに、こ
れらの因子は異なる材料に対して異なり、又、同じ材料
でも異なる部ノ１に対して異なりこうして加熱処理の制
御も複雑にする。その上、再結晶化は拡散制御方法であ
るので、時間に依存する。しばしば、材料又は材料の一
部分でもその再結晶化のためには分でなければ典型的に
は相当長い数秒の時間間隔が要求される。
そのため成る特定の時間全体にわたり材料の表面から成
る所定の深さ迄成る制御された熱の量を与えるべく材料
を加熱することはその同じ利料又は異なる材料の異なる
部片て繰り返し正確に達成ずことが極めて困難である。
る所定の深さ迄成る制御された熱の量を与えるべく材料
を加熱することはその同じ利料又は異なる材料の異なる
部片て繰り返し正確に達成ずことが極めて困難である。
従って、現在入手可能な各種材料より強度が高く成形性
の高い例示的に廉価な低炭素鋼合金て形成される新しい
材料が当技術において必要とされている。こうした材料
を容易且つ廉価に生産する目的で使用可能な装置及びそ
れに付随する方法が更に必要とされている。こうした方
法は再結晶化に依存すべきではない。
の高い例示的に廉価な低炭素鋼合金て形成される新しい
材料が当技術において必要とされている。こうした材料
を容易且つ廉価に生産する目的で使用可能な装置及びそ
れに付随する方法が更に必要とされている。こうした方
法は再結晶化に依存すべきではない。
課題を解決するための手段
従って、本発明の目的は同素性変態を受ける材料を容易
且つ廉価に生産するｌ」的に使用可能で且つ当技術で現
在入手可能な各種材料より強度が高く成形性の高い状態
を与える装置及び当該装置内で使用する付随的な方法を
提供することにある。
且つ廉価に生産するｌ」的に使用可能で且つ当技術で現
在入手可能な各種材料より強度が高く成形性の高い状態
を与える装置及び当該装置内で使用する付随的な方法を
提供することにある。
他の目的は変形時に表面の亀裂又は破壊を伴うことのな
いこうした強度の高い材料を生産する目的に使用可能な
装置及び当該装置内で使用する付随する方法を提供する
ことにある。
いこうした強度の高い材料を生産する目的に使用可能な
装置及び当該装置内で使用する付随する方法を提供する
ことにある。
特別の目的は各々高い成形性と低い強度を備え、比較的
高い強度と低い成形性を有するコアを包囲する表面を備
えた材料を生産出来る当該装置内で使用する方法を提供
することにある。
高い強度と低い成形性を有するコアを包囲する表面を備
えた材料を生産出来る当該装置内で使用する方法を提供
することにある。
他の目的は、初期設備コストと高い強度及び良好な加工
性を有する冷間圧延製品の生産に付随する引続き発生す
る稼働コストを低減化する材料の生産方法を提供するこ
とにある。
性を有する冷間圧延製品の生産に付随する引続き発生す
る稼働コストを低減化する材料の生産方法を提供するこ
とにある。
他の目的は材料を等軸化構造に変態させ材料の製造中に
材料に与えられる表面スケールの量を実質上低減化する
目的から当該利料をΔ０１温度以上に加熱する必要性を
なくす方法を提供することにある。
材料に与えられる表面スケールの量を実質上低減化する
目的から当該利料をΔ０１温度以上に加熱する必要性を
なくす方法を提供することにある。
特別の目的は材料の生産中に材料の焼鈍をなくすか又は
焼鈍の必要性を低減化し、かくして材料の生産コストを
低減化する方法を提供することにある。
焼鈍の必要性を低減化し、かくして材料の生産コストを
低減化する方法を提供することにある。
他の特別の目的は据付けと稼働が高価な表面洗浄機器と
必要性をなくす方法を提供することにある。
必要性をなくす方法を提供することにある。
他の目的は方向性特性かあればそれの最低値を有する当
該材料を製造する本装置で使用する方法を提供すること
にある。
該材料を製造する本装置で使用する方法を提供すること
にある。
これらの目的と他の目的は本発明の開示内容によれば同
素性変態を受ける基礎金属を急速に変形させ、例示的に
は変形した（バンド）構造を有する従前に冷間加工され
た低炭素鋼合金を変形しその連続加熱変態温度を無くす
のに適したエネルギー・レベルと割合を使用して達成さ
れる。特に、本出願人は当技術における広範囲に受容さ
れた知識とは逆に、連続加熱上方同素性変態温度Ａｃｌ
及び下方同素性変態温度Ａｃ３が基礎金属の加熱される
割合が１０００℃／秒以上に増加する際実質上減少する
ことを発見した。実際、この減少は特に１０００℃／秒
を越える加熱割合に対し顕著である。
素性変態を受ける基礎金属を急速に変形させ、例示的に
は変形した（バンド）構造を有する従前に冷間加工され
た低炭素鋼合金を変形しその連続加熱変態温度を無くす
のに適したエネルギー・レベルと割合を使用して達成さ
れる。特に、本出願人は当技術における広範囲に受容さ
れた知識とは逆に、連続加熱上方同素性変態温度Ａｃｌ
及び下方同素性変態温度Ａｃ３が基礎金属の加熱される
割合が１０００℃／秒以上に増加する際実質上減少する
ことを発見した。実際、この減少は特に１０００℃／秒
を越える加熱割合に対し顕著である。
これは基礎金属が高い割合で加熱される限り当技術に存
在する知識から予測される温度より更に低い温度にてバ
ンド構造から等軸化構造へ変態することを示している。
在する知識から予測される温度より更に低い温度にてバ
ンド構造から等軸化構造へ変態することを示している。
本出願人の発明の原理によれば、以下に述へる如く、こ
れらの加熱割合は基礎金属構造を適当な様式にて急速に
変形することでこれらの加熱割合を容易に発生出来る。
れらの加熱割合は基礎金属構造を適当な様式にて急速に
変形することでこれらの加熱割合を容易に発生出来る。
この様式で生産される結果的に生じる材料、例示的には
低炭素鋼合金は表面付近に等軸化粒子を有し、内部（コ
ア）にバンド粒子を有する。コア内のバンド粒子はその
横断面全体にわたり等軸化粒子を有する同じ合金上に増
加した降伏強さを提供する。表面に沿って表われる等軸
化粒子はこれらの表面、従って材料に延性を与える。
低炭素鋼合金は表面付近に等軸化粒子を有し、内部（コ
ア）にバンド粒子を有する。コア内のバンド粒子はその
横断面全体にわたり等軸化粒子を有する同じ合金上に増
加した降伏強さを提供する。表面に沿って表われる等軸
化粒子はこれらの表面、従って材料に延性を与える。
一般に、鋼の如き同素性変態を受ける材料の生産中に、
これらの材料は適当な工具、例えばロール又はダイスを
通じて材料を送り出す機械的エネルギーを消費し、圧延
過程、鍛造過程又は押出し過程を使用することによりそ
の弾性限界値を越えて適当な形状に変形される。この材
料に適用される機械的エネルギーの一部は実際に材料を
変形するのに利用され、即ち、結晶化構造の固有の結合
エネルギーに勝ち、その転位密度を増加させる。
これらの材料は適当な工具、例えばロール又はダイスを
通じて材料を送り出す機械的エネルギーを消費し、圧延
過程、鍛造過程又は押出し過程を使用することによりそ
の弾性限界値を越えて適当な形状に変形される。この材
料に適用される機械的エネルギーの一部は実際に材料を
変形するのに利用され、即ち、結晶化構造の固有の結合
エネルギーに勝ち、その転位密度を増加させる。
このエネルギーの他の部分は変形されている材料と工具
の間の摩擦に勝つため使用される。大量のこのエネルギ
ーが熱に変換される。圧延加工又は押出し加工等の工具
が材料の表面に対して位置伺けられると、摺動摩擦で消
耗された熱が部分的に工具に伝えられ、残りの熱が材料
に伝えられる。
の間の摩擦に勝つため使用される。大量のこのエネルギ
ーが熱に変換される。圧延加工又は押出し加工等の工具
が材料の表面に対して位置伺けられると、摺動摩擦で消
耗された熱が部分的に工具に伝えられ、残りの熱が材料
に伝えられる。
当技術ではロール温度と材料温度が材料がロール及び／
又は酸化物に付着する温度迄相当上昇するのを防止する
目的から水溶性油、水内の油の混合物若しくは純水もロ
ール及び材料と表面に対して向けられる流れ潤滑により
この熱をしばしば除去しなければならないことを開示し
ている。
又は酸化物に付着する温度迄相当上昇するのを防止する
目的から水溶性油、水内の油の混合物若しくは純水もロ
ール及び材料と表面に対して向けられる流れ潤滑により
この熱をしばしば除去しなければならないことを開示し
ている。
ここで本出願人の発明の開示内容によれば、金属の温度
は金属が変形されている際急速に上昇される。
は金属が変形されている際急速に上昇される。
特に、冷間圧延に使用されている場合、当技術で受容さ
れている方法とは異なり、ロール温度は入力するストリ
ップより相当暖かくされ、そのためロールを冷却する努
力が払われない。圧延処理されている材料がロールに付
着するのを防止するためロールには充分な潤滑剤が適用
されるが、ロール又は材料のいずれかの適当な冷却を生
せしめるのに充分な潤滑剤は使用されない。その結果、
入って来る材料の温度はストリップがロールを通過する
際上昇する。ロール速度、ロール寸法、ロールに与えら
れる潤滑剤の量、ロール温度及び入力するス１−リップ
の温度といった圧延機のパラメータは全て使用されてい
る特定の圧延機に適した様式で適当に調整され、材料を
急速に変形させ、かくして極めて高い加熱割合を材料に
与え、これが逆にその上方変態温度と下方変態温度を抑
制する。
れている方法とは異なり、ロール温度は入力するストリ
ップより相当暖かくされ、そのためロールを冷却する努
力が払われない。圧延処理されている材料がロールに付
着するのを防止するためロールには充分な潤滑剤が適用
されるが、ロール又は材料のいずれかの適当な冷却を生
せしめるのに充分な潤滑剤は使用されない。その結果、
入って来る材料の温度はストリップがロールを通過する
際上昇する。ロール速度、ロール寸法、ロールに与えら
れる潤滑剤の量、ロール温度及び入力するス１−リップ
の温度といった圧延機のパラメータは全て使用されてい
る特定の圧延機に適した様式で適当に調整され、材料を
急速に変形させ、かくして極めて高い加熱割合を材料に
与え、これが逆にその上方変態温度と下方変態温度を抑
制する。
ロール（又はダイスの如き他の］二具）に与えられる機
械的エネルギーは材料の変形と材料の表面とロールの間
と表面接触の摺動抵抗に消失される。
械的エネルギーは材料の変形と材料の表面とロールの間
と表面接触の摺動抵抗に消失される。
圧延過程においてはロールとストリップの間に常時１箇
所の接触点又は接触線が存在し、ロール表面とストリッ
プの間には摺動がない。この接触点又は接触線は接振の
中立点又は中立線を称する。
所の接触点又は接触線が存在し、ロール表面とストリッ
プの間には摺動がない。この接触点又は接触線は接振の
中立点又は中立線を称する。
ストリップは横断面積が低減化されているので、ロール
・スタンドに入る材料はスタンドを離れる材料より遅い
速度で移動している。従って、中立点の前方でロールと
接触している材料はロール表面の速度より遅い速度で移
動しており、一方、中立点の出口側の材料はロール表面
の速度より早い速度で移動している。これはストリップ
」二にロールにより加えられる高い圧力と組合って相当
量の摺動摩擦を発生する。中立点の前後でロールと接触
している材料に対する摺動摩擦で消失される工ネルギー
はしばしば変形で消失されるエネルギーと等しい。注記
した如く、変形と摺動摩擦が消失されるエネルギーはこ
の変形の結果生する付加的な弾性エネルギーとして構造
内に蓄えられるこのエネルギーの成る量を除き熱に変換
される。適当なロール寸法、ロール速度及び材料厚さに
よりエネルギーは材料全体の横断面積にわたり充分早い
速度にてス１−リップに与えられ、その全体の横断面積
にわたる材料温度を抑制されたＡｃ３変態温度以−にに
増加させる。Ａｃ３温度はストリップの極めて高い加熱
割合に起因して抑制される。これは逆にス１ヘリツブを
完全に変態させる。その結果、柔らかくて強度の低い等
軸化粒子が材料の全体の横断面を占める。変態の生しる
時間が短いので、この粒子は焼鈍により発生される粒子
より丸くなることがなく、これらの粒子は言う迄もなく
焼鈍に関連ある降伏強さと延性の値を有する。
・スタンドに入る材料はスタンドを離れる材料より遅い
速度で移動している。従って、中立点の前方でロールと
接触している材料はロール表面の速度より遅い速度で移
動しており、一方、中立点の出口側の材料はロール表面
の速度より早い速度で移動している。これはストリップ
」二にロールにより加えられる高い圧力と組合って相当
量の摺動摩擦を発生する。中立点の前後でロールと接触
している材料に対する摺動摩擦で消失される工ネルギー
はしばしば変形で消失されるエネルギーと等しい。注記
した如く、変形と摺動摩擦が消失されるエネルギーはこ
の変形の結果生する付加的な弾性エネルギーとして構造
内に蓄えられるこのエネルギーの成る量を除き熱に変換
される。適当なロール寸法、ロール速度及び材料厚さに
よりエネルギーは材料全体の横断面積にわたり充分早い
速度にてス１−リップに与えられ、その全体の横断面積
にわたる材料温度を抑制されたＡｃ３変態温度以−にに
増加させる。Ａｃ３温度はストリップの極めて高い加熱
割合に起因して抑制される。これは逆にス１ヘリツブを
完全に変態させる。その結果、柔らかくて強度の低い等
軸化粒子が材料の全体の横断面を占める。変態の生しる
時間が短いので、この粒子は焼鈍により発生される粒子
より丸くなることがなく、これらの粒子は言う迄もなく
焼鈍に関連ある降伏強さと延性の値を有する。
ここで、本発明の特徴によれば、材料の降伏強さと延性
は材料が変態される深さを調整することで成る範囲内に
設定出来る。これにより良好な加工特性を有する一方、
冷間圧延構造の利点の一部を維持しているス１−リップ
が提供される。特に、等軸化粒子に変態された表面材料
は焼鈍構造の場合と同様、極めて延性が生じ一方、変態
されなかったコアは冷間圧延構造と関連した高い降伏強
さを保持する。
は材料が変態される深さを調整することで成る範囲内に
設定出来る。これにより良好な加工特性を有する一方、
冷間圧延構造の利点の一部を維持しているス１−リップ
が提供される。特に、等軸化粒子に変態された表面材料
は焼鈍構造の場合と同様、極めて延性が生じ一方、変態
されなかったコアは冷間圧延構造と関連した高い降伏強
さを保持する。
降伏強さと延性に対する範囲は完全に等軸化された粒子
を含むストリップ及び完全にバンド化された粒子を含む
ストリップに対し対応する値の間に広がっている。変態
深さは変態の少ない又は全く生じない表面から材料全体
が等軸化粒子構造に変態される材料の中間面迄にいたる
箇所にセラ１−出来る。変態されないコアは変態された
表面より冷間加工構造と組合っている高い降伏強さと低
い延性を有しているので材料の変態された深さは結果的
に生じる材料の結果的に生ずる降伏強さと延性を示すこ
とになる。
を含むストリップ及び完全にバンド化された粒子を含む
ストリップに対し対応する値の間に広がっている。変態
深さは変態の少ない又は全く生じない表面から材料全体
が等軸化粒子構造に変態される材料の中間面迄にいたる
箇所にセラ１−出来る。変態されないコアは変態された
表面より冷間加工構造と組合っている高い降伏強さと低
い延性を有しているので材料の変態された深さは結果的
に生じる材料の結果的に生ずる降伏強さと延性を示すこ
とになる。
特に、ロールとスＩ〜リップの伝熱率は比較的低いので
、摩擦熱は両者の表面に集中される。そのため摺動摩擦
に起因するスｌ−リップの表面加熱はス１−リップのバ
ルク加熱より高くなり、変形により発生されるバルク加
熱に加えられる。その結果、ス１〜リップの各表面に位
置付けられた材料はストリップの内部部分（コア）が高
い温度に到達してコアより早めに変態する前に抑制され
たＡｃ３温度の如き高い温度に達する。その結果、材料
は他の点では冷間圧延ストリップで生ずる表面破壊を伴
わずに機械的に加工出来る。材料のコアは変態せず、相
当変形された状態になるのでコアの強度な 間圧延材料
の強度と等しい。従って、結果的に生しるストリップは
高い強度と高い成形性も有する。
、摩擦熱は両者の表面に集中される。そのため摺動摩擦
に起因するスｌ−リップの表面加熱はス１−リップのバ
ルク加熱より高くなり、変形により発生されるバルク加
熱に加えられる。その結果、ス１〜リップの各表面に位
置付けられた材料はストリップの内部部分（コア）が高
い温度に到達してコアより早めに変態する前に抑制され
たＡｃ３温度の如き高い温度に達する。その結果、材料
は他の点では冷間圧延ストリップで生ずる表面破壊を伴
わずに機械的に加工出来る。材料のコアは変態せず、相
当変形された状態になるのでコアの強度な 間圧延材料
の強度と等しい。従って、結果的に生しるストリップは
高い強度と高い成形性も有する。
ここで、変態により達成された深さはストリップに与え
られるエネルギーの割合と量を制御することにより調整
出来る。この制御はストリップが各ロールと接触する際
の距離、ロール速度及びス１−リップ内に誘因される歪
の量に基づいている。
られるエネルギーの割合と量を制御することにより調整
出来る。この制御はストリップが各ロールと接触する際
の距離、ロール速度及びス１−リップ内に誘因される歪
の量に基づいている。
制御は又、材料内に存在する従前の冷間圧延歪の量にも
依存している。従ってロール直径の値、従前の冷間加工
歪の量、誘因された歪の量、材料の厚さとロール速度を
適当に選択することにより、変態で達成される深さは予
め定めることか出来、そのためス１へリップの降伏強さ
と延性をセラ１〜出来る。
依存している。従ってロール直径の値、従前の冷間加工
歪の量、誘因された歪の量、材料の厚さとロール速度を
適当に選択することにより、変態で達成される深さは予
め定めることか出来、そのためス１へリップの降伏強さ
と延性をセラ１〜出来る。
本発明の他の特徴によれば、部分的に変態された（部分
的に精製された）材料を含むストリップが得られる。こ
の場合、変形割合、材料の温度」−昇及び変形量は一部
の材料の温 か抑制されたＡｃ１（低い変態）温度以上
に上昇するが、抑制されたＡｃ５（１方変態）温度を越
えないよう調整出来る。この場合、平坦な低）Ａ素鋼に
対し各表面の予め選択された深さの間に存在する利才斗
は部分的に等軸化構造内に変態する２相領域に入る。
的に精製された）材料を含むストリップが得られる。こ
の場合、変形割合、材料の温度」−昇及び変形量は一部
の材料の温 か抑制されたＡｃ１（低い変態）温度以上
に上昇するが、抑制されたＡｃ５（１方変態）温度を越
えないよう調整出来る。この場合、平坦な低）Ａ素鋼に
対し各表面の予め選択された深さの間に存在する利才斗
は部分的に等軸化構造内に変態する２相領域に入る。
しかしながら、この深さの下方に存在しスＩ〜リップの
中間面に向かって内方に走る材料は変態しない。この材
料の表面はコアが冷間圧延構造の比較的高い降伏強さ特
性も保持している間に（等軸化構造とパン１〜構造に対
する値の間の）降伏強さと延性の中間値を有している。
中間面に向かって内方に走る材料は変態しない。この材
料の表面はコアが冷間圧延構造の比較的高い降伏強さ特
性も保持している間に（等軸化構造とパン１〜構造に対
する値の間の）降伏強さと延性の中間値を有している。
従って、こうした利料は冷間加工材料より柔らかくなる
が、完全に等軸化された構造程柔らかくはない。
が、完全に等軸化された構造程柔らかくはない。
好適な実施例の説明
本発明の開示内容については添付図面に関連した以下の
詳細な説明を考察することにより容易に理解される。な
お、理解を容易にする目的から図面に共通している同じ
要素を表わすのに同じ参照番号が使用されている。
詳細な説明を考察することにより容易に理解される。な
お、理解を容易にする目的から図面に共通している同じ
要素を表わすのに同じ参照番号が使用されている。
本発明の開示内容は急速加熱時に弱まる適当なソリッド
・ステート同素性変態を呈する全ての材料に適用可能で
ある。これらの材料には例示的にチタン、スズ、鉄合金
（鋼）、マンガン合金、各種銅合金、各種アルミニウム
合金及び各種ニッケル合金が含まれる。低炭素鋼合金は
これらの材料の極めて重要な種類をなすので、明瞭化の
目的と簡潔性のため本明細書の残りの部分では本発明に
ついてこれらの合金の文脈内で説明する。以下の説明を
読めば当接術の熟知者は他の鋼合金と適当な同素性変態
を受ける他の材料に関連して本発明の開示内容を採用す
る方法について容易に理解されよう。
・ステート同素性変態を呈する全ての材料に適用可能で
ある。これらの材料には例示的にチタン、スズ、鉄合金
（鋼）、マンガン合金、各種銅合金、各種アルミニウム
合金及び各種ニッケル合金が含まれる。低炭素鋼合金は
これらの材料の極めて重要な種類をなすので、明瞭化の
目的と簡潔性のため本明細書の残りの部分では本発明に
ついてこれらの合金の文脈内で説明する。以下の説明を
読めば当接術の熟知者は他の鋼合金と適当な同素性変態
を受ける他の材料に関連して本発明の開示内容を採用す
る方法について容易に理解されよう。
ここで注記された如く、当接術では加熱時に低炭素鋼の
Ａｃｌ変態温度とＡｃ３変態温度は一般に加熱割合の増
加に伴ってその下方平衡値Ａｅｌ及び上方平衡値Ａｅ３
から増加することか数年にわたり開示されて来ている。
Ａｃｌ変態温度とＡｃ３変態温度は一般に加熱割合の増
加に伴ってその下方平衡値Ａｅｌ及び上方平衡値Ａｅ３
から増加することか数年にわたり開示されて来ている。
従って、これは時間が暫減的に短くなる状態で変態を得
るには温度を暫増的に高く適用しなければならないこと
を示している。これは典型的な低炭素−普通炭素鋼の合
金、ここでは型式１０１８鋼に対し当接術で知られてい
る如く連続加熱変態（ＣＲＴ）図を表わす第１図に示さ
れた図からこうした増加が明らかである。加熱割合の増
加から生じる変態温度のこの増加が典型的な拡散制御方
法である。
るには温度を暫増的に高く適用しなければならないこと
を示している。これは典型的な低炭素−普通炭素鋼の合
金、ここでは型式１０１８鋼に対し当接術で知られてい
る如く連続加熱変態（ＣＲＴ）図を表わす第１図に示さ
れた図からこうした増加が明らかである。加熱割合の増
加から生じる変態温度のこの増加が典型的な拡散制御方
法である。
本明細書に示され且つ説明された他の全てのＣＲＴ図と
同様、このＣＲ２図はニューヨーク・１−ロイにあるダ
ッファーズ・サイエンティフック社（登録商標Ｇ Ｌ
Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅの所有者でもある）が製造した適切
に改善されたＧ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅ １５００炭
素ライン周波数電気抵抗加熱式熱／機械的測定システム
を通じて得られた。ＣＲＴテータを作成する際本出願人
が使用した全ての試料は中間点のいずれか一方の側で５
ｍｍの距離にわたり中間点において直径が５ｍｍに減径
された直径１２．７ｍｍの適当な鋼合金の棒で構成され
た。当該各試料の両端部が銅製くさび型ジョーで保持さ
れ当該ジョーは逆に適当なジヤツキを使って測定システ
ムに適切に設置された。各試料は長さが大略７０ｍｍで
あった。ＣＨＴデータを得るため各試料は単相６０＆の
電流を使って電気的に加熱され、熱は試料を通る電流の
量と試料の抵抗の関数として発生された。試料の温度を
制御する目的で使用されたシステムはライン周波数の各
半サイクル毎に温度平均化測定を行なうようシステム内
で使用された温度リニアライザー・モジュール（モジュ
ール番号１５３２）を適当に変えることにより改変され
た標準的な市販されているＧ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅ
１５００システムであった。各測定は単相正弦波加熱
電流の値が０であった時に生じるようタイミングがなさ
れた。第１図ないし第３図に示された加熱割合は試料の
中間スパンに位置付けられた表面設置型熱電対で測定さ
れたバルク割合である。電流と熱の流れは試料内で軸方
向に流れたので、試料を通り試料の軸線と直角に向けら
れた面の加熱割合とは無関係に実質上等温であった。そ
のため、表面設置型熱電対は熱電対が設置された等温前
記に位置付けられた任意の箇所の温度を良好に測定した
。変態に起因する試料の構造的寸法の変化は温度の測定
と制御のための熱電対を含む等温前記で測定された。Ｇ
ＬＥＥＢＬ’Ｅ１５００システムで採用された単相交流
（ＡＣ）加熱システムのため加熱電流の特定の半サイク
ル中に生じる実際の瞬間的な加熱割合は相当高く、一般
に測定されたバルク加熱割合より大略２〜２．５倍高い
値であった。これらの図に示された加熱割合は℃／秒の
値にて点線で表わされている。
同様、このＣＲ２図はニューヨーク・１−ロイにあるダ
ッファーズ・サイエンティフック社（登録商標Ｇ Ｌ
Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅの所有者でもある）が製造した適切
に改善されたＧ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅ １５００炭
素ライン周波数電気抵抗加熱式熱／機械的測定システム
を通じて得られた。ＣＲＴテータを作成する際本出願人
が使用した全ての試料は中間点のいずれか一方の側で５
ｍｍの距離にわたり中間点において直径が５ｍｍに減径
された直径１２．７ｍｍの適当な鋼合金の棒で構成され
た。当該各試料の両端部が銅製くさび型ジョーで保持さ
れ当該ジョーは逆に適当なジヤツキを使って測定システ
ムに適切に設置された。各試料は長さが大略７０ｍｍで
あった。ＣＨＴデータを得るため各試料は単相６０＆の
電流を使って電気的に加熱され、熱は試料を通る電流の
量と試料の抵抗の関数として発生された。試料の温度を
制御する目的で使用されたシステムはライン周波数の各
半サイクル毎に温度平均化測定を行なうようシステム内
で使用された温度リニアライザー・モジュール（モジュ
ール番号１５３２）を適当に変えることにより改変され
た標準的な市販されているＧ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ Ｌ Ｅ
１５００システムであった。各測定は単相正弦波加熱
電流の値が０であった時に生じるようタイミングがなさ
れた。第１図ないし第３図に示された加熱割合は試料の
中間スパンに位置付けられた表面設置型熱電対で測定さ
れたバルク割合である。電流と熱の流れは試料内で軸方
向に流れたので、試料を通り試料の軸線と直角に向けら
れた面の加熱割合とは無関係に実質上等温であった。そ
のため、表面設置型熱電対は熱電対が設置された等温前
記に位置付けられた任意の箇所の温度を良好に測定した
。変態に起因する試料の構造的寸法の変化は温度の測定
と制御のための熱電対を含む等温前記で測定された。Ｇ
ＬＥＥＢＬ’Ｅ１５００システムで採用された単相交流
（ＡＣ）加熱システムのため加熱電流の特定の半サイク
ル中に生じる実際の瞬間的な加熱割合は相当高く、一般
に測定されたバルク加熱割合より大略２〜２．５倍高い
値であった。これらの図に示された加熱割合は℃／秒の
値にて点線で表わされている。
これらの各図のＸ軸に沿って示された時間は変態を誘因
するのに必要な加熱インターバルの最低長さである。各
試料は室温（大略２０°Ｃ）から加熱された。急速加熱
による変態温度は試料に加えられるエネルギー量と割合
に依存している。
するのに必要な加熱インターバルの最低長さである。各
試料は室温（大略２０°Ｃ）から加熱された。急速加熱
による変態温度は試料に加えられるエネルギー量と割合
に依存している。
１０１８鋼の試料でＣＲＴデータを得る１升にその試利
は９５０ ”Ｃに加熱され、次に、この温度にて２０秒
間保持された。しかる後、その試料は次に１７℃／秒の
線形冷却割合（ＣＲ）にて冷却された。
は９５０ ”Ｃに加熱され、次に、この温度にて２０秒
間保持された。しかる後、その試料は次に１７℃／秒の
線形冷却割合（ＣＲ）にて冷却された。
ここで第１図に示される如く、室温にて依存している１
０１８鋼の構造は領域１．０４内に存在し、フエライ１
へとパーライトから構成されよう。平衡変態温度Ａ、ｅ
ｌ及びＡｃ３のラベルが付けである。曲線１０２は変態
の開始を示し、従って、加熱におけるＡｃｌ （下方変
態）温度を表わす。曲線１０１は変態の終ｒを示し、従
って加熱時におけるＡｃ３ （上方変態）温度を表わす
。鋼が曲線１０１以上の温度に加熱されて領域１００内
に入ると、鋼はオーステティ１〜構造を呈する。しかし
ながら、鋼が曲線１０１と１０２の間に位置付けられた
中間温度迄加熱されると、この構造は２相になり、その
一部分のみかオーステナイトに変態されよう。大略１０
０’Ｃ／秒以丁の比較的低い加熱割合（ＨＲ）に対して
はＡ、ｃｌ及びＡｃ３変態温度が一般に第１図に示され
る如く上昇することが当技術で充分に文書化されている
。従って、加熱による変態は変態温度が加熱割合の増加
に伴って増加し続ける拡散方法で制御されることが当技
術で広範に信しられている。
０１８鋼の構造は領域１．０４内に存在し、フエライ１
へとパーライトから構成されよう。平衡変態温度Ａ、ｅ
ｌ及びＡｃ３のラベルが付けである。曲線１０２は変態
の開始を示し、従って、加熱におけるＡｃｌ （下方変
態）温度を表わす。曲線１０１は変態の終ｒを示し、従
って加熱時におけるＡｃ３ （上方変態）温度を表わす
。鋼が曲線１０１以上の温度に加熱されて領域１００内
に入ると、鋼はオーステティ１〜構造を呈する。しかし
ながら、鋼が曲線１０１と１０２の間に位置付けられた
中間温度迄加熱されると、この構造は２相になり、その
一部分のみかオーステナイトに変態されよう。大略１０
０’Ｃ／秒以丁の比較的低い加熱割合（ＨＲ）に対して
はＡ、ｃｌ及びＡｃ３変態温度が一般に第１図に示され
る如く上昇することが当技術で充分に文書化されている
。従って、加熱による変態は変態温度が加熱割合の増加
に伴って増加し続ける拡散方法で制御されることが当技
術で広範に信しられている。
特に、例えば、Ｙ・ラフ−チンの物理ヤ金技術（ｃ、］
９６５：ゴードン・アンＩく・ブリッジ・ニューヨーク
）を参照されたい。この木の１６１頁に以下の如く述へ
である。
９６５：ゴードン・アンＩく・ブリッジ・ニューヨーク
）を参照されたい。この木の１６１頁に以下の如く述へ
である。
「各種割合にて連続加熱を行なうと・・・バーライ１−
はオーステナイ１〜に変態され・・ 一定温度ではなく
、成る温度インターバルにて・・・・・。加熱割合が高
くなればなる程、変態温度は高くなる。
はオーステナイ１〜に変態され・・ 一定温度ではなく
、成る温度インターバルにて・・・・・。加熱割合が高
くなればなる程、変態温度は高くなる。
同様の開示内容がＥ−Ｊ・ティカート、鋼の金属組織写
真及び熱処理（鉄ヤ金−第３巻、に記載しである。（ｃ
、 １９４４ ：マグローヒル出版社：ニューヨーク
）この本の１３７頁に以下の如く記載しである。
真及び熱処理（鉄ヤ金−第３巻、に記載しである。（ｃ
、 １９４４ ：マグローヒル出版社：ニューヨーク
）この本の１３７頁に以下の如く記載しである。
〔構成〕図は極めて遅い加熱又は冷却条件下での臨界点
の位置を示すが、他の割合が採用された場合の位置は示
していない。図の状態下で特定された割合とは異なる割
合が採用された場合臨界点は加熱又は冷却において同じ
温度では生じないことが判明している。この平衡状態の
達成における差はヒステリシスと称し、これはこの変態
が正しい場合に成る変態を受ける一部の元素に対する抵
抗を意味している。従って、Ａｃ点は予期される温度よ
り幾分高い温度で生じる。同様に、Ａｒ点は幾分低い。
の位置を示すが、他の割合が採用された場合の位置は示
していない。図の状態下で特定された割合とは異なる割
合が採用された場合臨界点は加熱又は冷却において同じ
温度では生じないことが判明している。この平衡状態の
達成における差はヒステリシスと称し、これはこの変態
が正しい場合に成る変態を受ける一部の元素に対する抵
抗を意味している。従って、Ａｃ点は予期される温度よ
り幾分高い温度で生じる。同様に、Ａｒ点は幾分低い。
臨界加熱点と臨界冷却点との差は加熱割合又は冷却割合
と共に変化する。換言すれば、加熱が早くなればなる程
Ａｃ点は高くなり、冷却が早くなればなる程Ａｒ点は低
くなる。」その他、同様の開示内容は又、金属便覧（ｃ
。
と共に変化する。換言すれば、加熱が早くなればなる程
Ａｃ点は高くなり、冷却が早くなればなる程Ａｒ点は低
くなる。」その他、同様の開示内容は又、金属便覧（ｃ
。
１９８５、アメリカ金属協会；メタルスパーク、オハイ
オ州）の卓上版第２８．２頁、Ｃ・テイーサー基礎ヤ金
技術−理論、原理及び応用（ｃ、１９５９ニブレンチイ
ス・ホール社；イングルウソトクリフス、ニューシャー
シー州）の１８９頁及びＬ・ギレッ１〜等の金属組織写
真と微細組織写真の研究入門（Ｑ、１９２２：マツクロ
ヒル・ブック社；ニューヨーク）の８０−８１頁に出て
いる。ここで実際的な観点から当技術におけるこの考え
方は時間の暫滅において変態を得る目的から鋼は暫増す
る温度に加熱しなければならないことを意味している。
オ州）の卓上版第２８．２頁、Ｃ・テイーサー基礎ヤ金
技術−理論、原理及び応用（ｃ、１９５９ニブレンチイ
ス・ホール社；イングルウソトクリフス、ニューシャー
シー州）の１８９頁及びＬ・ギレッ１〜等の金属組織写
真と微細組織写真の研究入門（Ｑ、１９２２：マツクロ
ヒル・ブック社；ニューヨーク）の８０−８１頁に出て
いる。ここで実際的な観点から当技術におけるこの考え
方は時間の暫滅において変態を得る目的から鋼は暫増す
る温度に加熱しなければならないことを意味している。
本出願人は当技術において広範に信しられ受入れられて
いる知識とは異なり先に考慮した如くＡｃｌ及びＡ、ｃ
３変変態度が増加せす、代わりに加熱割合が２５０’Ｃ
／秒以上に増加する際実質的に減少することを発見した
。
いる知識とは異なり先に考慮した如くＡｃｌ及びＡ、ｃ
３変変態度が増加せす、代わりに加熱割合が２５０’Ｃ
／秒以上に増加する際実質的に減少することを発見した
。
この発見については第２図に明瞭に示しである。
この図は先に説明した様式にて本出願人により得られた
型式１０１８鋼のＣＨＴ図を示す。部分的に第１図に表
わされている当技術で公知のこの図の部分は実線で示し
である。本出願人が発見した図の高い加熱割合部分は一
点鎖線、即ち変態温度Ａ ｃ３及びＡｃｌに対し各々線
１０１′及び１ｏｚ′で示しである。この図から上方変
態温度と下方変態温度は値が２５０℃／秒の加熱割合に
て減少し始めることが明瞭に理解出来る。この減少は加
熱割合の−に昇に伴って激しくなる。
型式１０１８鋼のＣＨＴ図を示す。部分的に第１図に表
わされている当技術で公知のこの図の部分は実線で示し
である。本出願人が発見した図の高い加熱割合部分は一
点鎖線、即ち変態温度Ａ ｃ３及びＡｃｌに対し各々線
１０１′及び１ｏｚ′で示しである。この図から上方変
態温度と下方変態温度は値が２５０℃／秒の加熱割合に
て減少し始めることが明瞭に理解出来る。この減少は加
熱割合の−に昇に伴って激しくなる。
図示の如く、試料が１００００℃／秒の割合で加熱され
れば、Ａｃｌ温度は４００°Ｃを下廻り、Ａ（，３温度
は大略５００℃となる。これは２５０”Ｃ／秒及び］
０００℃／秒の個々の加熱割合を使用して大略８２５℃
及び８００℃の変態温度を比較する。従って、試料か１
００００℃／秒にて５５０℃の温度に加熱されると、試
料は領域１００内に存在し完全にオーステナイト化され
る（ ｆ ｃｃ）。試料を５５０℃に保つか又は試料を
最適の割合にて冷却すると作動特性が優れた柔らかい延
性構造が作り出される。加熱が１００００℃／秒の割合
にて続行し、材料が４００℃の温度に達した際加熱が停
止すれば結果的に生じる材料は２相領域１０３内に存在
することになる。その結果、低温度製品の部分のみがオ
ーステナイトに変態されることになる。ここで、１５０
００℃／秒の加熱割合が代わりに使用されれば、試料は
４００℃の温度においてのみ完全にオーステナイト化さ
れよう。この温度において数秒間空気中に保持されてい
る炭素鋼は表面スケールが極めて薄い層を作り出す。
れば、Ａｃｌ温度は４００°Ｃを下廻り、Ａ（，３温度
は大略５００℃となる。これは２５０”Ｃ／秒及び］
０００℃／秒の個々の加熱割合を使用して大略８２５℃
及び８００℃の変態温度を比較する。従って、試料か１
００００℃／秒にて５５０℃の温度に加熱されると、試
料は領域１００内に存在し完全にオーステナイト化され
る（ ｆ ｃｃ）。試料を５５０℃に保つか又は試料を
最適の割合にて冷却すると作動特性が優れた柔らかい延
性構造が作り出される。加熱が１００００℃／秒の割合
にて続行し、材料が４００℃の温度に達した際加熱が停
止すれば結果的に生じる材料は２相領域１０３内に存在
することになる。その結果、低温度製品の部分のみがオ
ーステナイトに変態されることになる。ここで、１５０
００℃／秒の加熱割合が代わりに使用されれば、試料は
４００℃の温度においてのみ完全にオーステナイト化さ
れよう。この温度において数秒間空気中に保持されてい
る炭素鋼は表面スケールが極めて薄い層を作り出す。
従って大部分の目的に対しては僅かではあるが表面の清
浄化は要求されないことになろう。
浄化は要求されないことになろう。
代替的に、第２図の図が示す如く、１５０００℃／秒以
上の加熱割合が使用されれば、最大変態温度はおそら＜
２５０〜３００℃に低減化出来よう。これらの比較的低
い温度においては、炭素鋼は表面スケールを発生せず、
従って、表面の清浄化は必要とはされないであろう。
上の加熱割合が使用されれば、最大変態温度はおそら＜
２５０〜３００℃に低減化出来よう。これらの比較的低
い温度においては、炭素鋼は表面スケールを発生せず、
従って、表面の清浄化は必要とはされないであろう。
第３図は異なる鋼、ここでは中程度の低炭素合金鋼であ
るＳ Ａ Ｅ ４１４０の試料に対し前述した様式で得
られたＣＨＴ図を示す。当技術で知られているこの図の
部分は実線で示され、ライン・セグメント３０１及び３
０２は個々の上方変態温度Ａｃ３及び下方変態温度Ａｃ
ｌを示し、本出願人により発見された図の該当部分は一
点鎖線で示され、ライン・セグメンｈ３０１’及び３０
２′は個々の変態温度Ａｃ３及びＡｃｌを示す。領域３
００はオーステナイト領域であり、領域３０３は２相領
域であり、領域３０４は室温で安定した低温度製品（ｂ
ｅｅ構造）を表わす。正確な低温度製品は試料の温度も
オーステナイト領域３００から低減化する目的に使用さ
れる先行技術の熱処理、特に、冷却方法に依存している
。第２図及び第３図に示された曲線に表わされたＡｃｌ
変態温度とＡｃ３変態温度における傾向は２５０℃／秒
を不帰る加熱割合に対しては異なっている。特に、第２
図において、１０１８鋼に対するＡｃｌ温度とＡｃ３温
度は２５０℃／秒迄の加熱割合における増加と共に増加
する。４１４０鋼に対する第３図に示されたＣＨＴ曲線
ではこうした増加は見られない。２５０℃を不帰る加熱
割合に対して存在するこの結果は現在受容されている理
論から予期される結果と一致している。しかしながら、
第２図に示された曲線の場合の如く高い加熱割合に対す
る結果は先に説明した如く、現在光技術において確信さ
れ広範に使用されているものは直接異なるものである。
るＳ Ａ Ｅ ４１４０の試料に対し前述した様式で得
られたＣＨＴ図を示す。当技術で知られているこの図の
部分は実線で示され、ライン・セグメント３０１及び３
０２は個々の上方変態温度Ａｃ３及び下方変態温度Ａｃ
ｌを示し、本出願人により発見された図の該当部分は一
点鎖線で示され、ライン・セグメンｈ３０１’及び３０
２′は個々の変態温度Ａｃ３及びＡｃｌを示す。領域３
００はオーステナイト領域であり、領域３０３は２相領
域であり、領域３０４は室温で安定した低温度製品（ｂ
ｅｅ構造）を表わす。正確な低温度製品は試料の温度も
オーステナイト領域３００から低減化する目的に使用さ
れる先行技術の熱処理、特に、冷却方法に依存している
。第２図及び第３図に示された曲線に表わされたＡｃｌ
変態温度とＡｃ３変態温度における傾向は２５０℃／秒
を不帰る加熱割合に対しては異なっている。特に、第２
図において、１０１８鋼に対するＡｃｌ温度とＡｃ３温
度は２５０℃／秒迄の加熱割合における増加と共に増加
する。４１４０鋼に対する第３図に示されたＣＨＴ曲線
ではこうした増加は見られない。２５０℃を不帰る加熱
割合に対して存在するこの結果は現在受容されている理
論から予期される結果と一致している。しかしながら、
第２図に示された曲線の場合の如く高い加熱割合に対す
る結果は先に説明した如く、現在光技術において確信さ
れ広範に使用されているものは直接異なるものである。
これらの結果は全てＧＬＥＥＢＬＥシステムにより作成
された試料の伸び測定により確認されている。特に、こ
れらの測定では試料がｂｃｃからｆｅｅへ及びｂ’ｃｃ
構造に戻って変態する際試料内の等温部分で生ずる直径
の変化を測定することが要求された。
された試料の伸び測定により確認されている。特に、こ
れらの測定では試料がｂｃｃからｆｅｅへ及びｂ’ｃｃ
構造に戻って変態する際試料内の等温部分で生ずる直径
の変化を測定することが要求された。
この発見の結果、本出願人は変態が高い加熱割合及び比
較的低い温度にて誘因可能であり、かくして全体ではな
いが、相当表面スケールの進展をなくすと共に慣用的な
焼戻しとスケール除去の必要をなくし得ることに気付い
た。本質的には変態は適当量のエネルギー量の高割合に
て材料に加えることにより一部の同素性材料内の低（抑
制）温度にて生じるよう誘因される。
較的低い温度にて誘因可能であり、かくして全体ではな
いが、相当表面スケールの進展をなくすと共に慣用的な
焼戻しとスケール除去の必要をなくし得ることに気付い
た。本質的には変態は適当量のエネルギー量の高割合に
て材料に加えることにより一部の同素性材料内の低（抑
制）温度にて生じるよう誘因される。
高加熱割合、例えば、圧延方法、押出し方法又は鍛造方
法を使用して材料を急速に変形させることにより発生出
来る。特に、鋼ストリップの厚さを低減化するにはスト
リップはストリップをロールに通す機械的エネルギーを
消費することによりその弾性限界を越えて変形される。
法を使用して材料を急速に変形させることにより発生出
来る。特に、鋼ストリップの厚さを低減化するにはスト
リップはストリップをロールに通す機械的エネルギーを
消費することによりその弾性限界を越えて変形される。
鋼に与えられる機械的エネルギーの一部は実際に材料を
変形する即ち結晶構造の固有と結合エネルギーに克ち勝
つのに使用される。エネルギーの他の部分は変形されて
いる鋼とロールの間の摩擦に克ち勝つ目的に使用される
。この大量のエネルギーが熱に変えられる。工具がスト
リップの表面に対し位置付けられる圧延方法又は押出し
方法においては、摺動摩擦で消費される熱は部分的にロ
ールに伝えられ、残りの熱がストリップに伝えられる。
変形する即ち結晶構造の固有と結合エネルギーに克ち勝
つのに使用される。エネルギーの他の部分は変形されて
いる鋼とロールの間の摩擦に克ち勝つ目的に使用される
。この大量のエネルギーが熱に変えられる。工具がスト
リップの表面に対し位置付けられる圧延方法又は押出し
方法においては、摺動摩擦で消費される熱は部分的にロ
ールに伝えられ、残りの熱がストリップに伝えられる。
当技術ではロール温度と鋼ス１へリップ温度かス１−リ
ップがロールにイ」着する温度迄相当」１昇するのを防
止する目的から水、水溶性油と水、又は油と水の混合物
がロール及びスｌ〜リップの表面に向えられる流れ潤滑
によりしばしばこの熱を除去しなければならないこと及
びス１−リップがヤ金的に変化するか又はス１〜リップ
が酸化することを開示している。
ップがロールにイ」着する温度迄相当」１昇するのを防
止する目的から水、水溶性油と水、又は油と水の混合物
がロール及びスｌ〜リップの表面に向えられる流れ潤滑
によりしばしばこの熱を除去しなければならないこと及
びス１−リップがヤ金的に変化するか又はス１〜リップ
が酸化することを開示している。
ここで本出願人の発明の開示内容によれば工具温度は上
昇温度に維持されるので、変形過程により発生された限
定された量の熱のみが材料が工具を通過する際材料（例
えば、ストリップ、シート又はワイヤ）から除去される
。冷間圧延が使用されていれば、当技術で受容され 方
法とは逆にロール温度は入って来るス１〜リップより相
当高温になることが許容され、ロールを所望の上昇温度
に維持するには充分な冷却のみかなされる。冷間圧延方
法の開始にあたり熱は冷間圧延開始前にロールを所望の
上昇温度にする目的から外部供給源により熱がロールに
供給可能とされる。圧延加工されているストリップがロ
ールに付着するのを防止する目的から充分な潤滑剤のみ
がロールに供給されるが、ロールを所望の温度以下に冷
却するのに充分な潤滑剤は使用されない。その結果ロー
ルによってス１〜リップに加えられる変形及び各ロール
とス１へリップの間の摩擦は入って来るスＩ〜リップの
温度をそのスＩ〜リップがロールを通過するのに伴い極
めて急速に上昇させる。以下に詳細に説明する如く、削
減量、ロール速度、ロール寸法、ロルに適用される潤滑
剤の量、ロール温度及び入って来るストリップの温度と
いった圧延機のパラメータは全て鋼ス１−リップを急速
に変形して極めて高い加熱割合をストリップに与える目
的でその使用されている特定の圧延機に適した様式にて
適当に調整される。この極めて高い加熱割合は逆に鋼の
変態温度を抑制する。
昇温度に維持されるので、変形過程により発生された限
定された量の熱のみが材料が工具を通過する際材料（例
えば、ストリップ、シート又はワイヤ）から除去される
。冷間圧延が使用されていれば、当技術で受容され 方
法とは逆にロール温度は入って来るス１〜リップより相
当高温になることが許容され、ロールを所望の上昇温度
に維持するには充分な冷却のみかなされる。冷間圧延方
法の開始にあたり熱は冷間圧延開始前にロールを所望の
上昇温度にする目的から外部供給源により熱がロールに
供給可能とされる。圧延加工されているストリップがロ
ールに付着するのを防止する目的から充分な潤滑剤のみ
がロールに供給されるが、ロールを所望の温度以下に冷
却するのに充分な潤滑剤は使用されない。その結果ロー
ルによってス１〜リップに加えられる変形及び各ロール
とス１へリップの間の摩擦は入って来るスＩ〜リップの
温度をそのスＩ〜リップがロールを通過するのに伴い極
めて急速に上昇させる。以下に詳細に説明する如く、削
減量、ロール速度、ロール寸法、ロルに適用される潤滑
剤の量、ロール温度及び入って来るストリップの温度と
いった圧延機のパラメータは全て鋼ス１−リップを急速
に変形して極めて高い加熱割合をストリップに与える目
的でその使用されている特定の圧延機に適した様式にて
適当に調整される。この極めて高い加熱割合は逆に鋼の
変態温度を抑制する。
第４図は本出願人の発明の材料を生産するのに使用され
た２個の高いロールから成る単一スタンｌり４００の簡
略化された側面図を表わす。矢印４０９はストリップ４
０１がロール・スタン１くを通過する方向を示す。ロー
ル４０３及び４０３′ が回転する方向は矢印４０８及
び４０８′で示されている。このストリップはロールを
通過する際大略４０％低減化される。
た２個の高いロールから成る単一スタンｌり４００の簡
略化された側面図を表わす。矢印４０９はストリップ４
０１がロール・スタン１くを通過する方向を示す。ロー
ル４０３及び４０３′ が回転する方向は矢印４０８及
び４０８′で示されている。このストリップはロールを
通過する際大略４０％低減化される。
ス１ヘリツブ４叫がロール４０３及び４０３′ に入る
際ス１〜リップは横断面積が低減化され、しかる後、ス
１ヘリツブ４０４としてロール・スタンド４００から出
る。
際ス１〜リップは横断面積が低減化され、しかる後、ス
１ヘリツブ４０４としてロール・スタンド４００から出
る。
図示の如く、ストリップ４０１は１個以上の冷間圧延ス
タンドを通ることによりロールに入る前に冷間圧延され
る。事前冷間加工はストリップ４０１全体にわたり存在
する相当変形され伸張した（パン１〜）粒子により明ら
かにされる。（ロール及びスｌ−リップを横切るライン
である）点４０５及び４０５′は中立点である。中立点
において、ストリップ速度と各ロールの表面速度と同じ
である。領域４０６及び４０６′ においてストリップ
の表面速度は各々ロール４０３及び４０３′ の表面速
度より遅い。領域４０７及び４０７′ においてス１−
リップ表面速度はいずれか一方のロールの表面速度より
早い。従って、領域４０６及び４０６′ においてはロ
ールとス１へリップ表面の相当の摺動があり、領域４０
７及び４０７′ においても存在する。高い圧力がロー
ルによってストリップ上に加えられた状態でこの摺動は
これらの表面の間の摺動摩擦が原因で相当量の熱に発生
する。先に説明した如く、ロール表面とロール・スタン
ドに入るストリップ」二に潤滑剤を噴射することにより
この摩擦を低減化することが当技術では一般に行なわれ
ている。しかしながら、ここでは摺動摩擦はストリップ
内に高い加熱割合を発生するのに有利である。従って、
スＩ〜リップがいずれか一方のロールに付着するのを防
止する場合を除きこの摩擦を最低にする目的で潤滑剤は
使用されず、この場合最低量の潤滑剤のみが使用される
。
タンドを通ることによりロールに入る前に冷間圧延され
る。事前冷間加工はストリップ４０１全体にわたり存在
する相当変形され伸張した（パン１〜）粒子により明ら
かにされる。（ロール及びスｌ−リップを横切るライン
である）点４０５及び４０５′は中立点である。中立点
において、ストリップ速度と各ロールの表面速度と同じ
である。領域４０６及び４０６′ においてストリップ
の表面速度は各々ロール４０３及び４０３′ の表面速
度より遅い。領域４０７及び４０７′ においてス１−
リップ表面速度はいずれか一方のロールの表面速度より
早い。従って、領域４０６及び４０６′ においてはロ
ールとス１へリップ表面の相当の摺動があり、領域４０
７及び４０７′ においても存在する。高い圧力がロー
ルによってストリップ上に加えられた状態でこの摺動は
これらの表面の間の摺動摩擦が原因で相当量の熱に発生
する。先に説明した如く、ロール表面とロール・スタン
ドに入るストリップ」二に潤滑剤を噴射することにより
この摩擦を低減化することが当技術では一般に行なわれ
ている。しかしながら、ここでは摺動摩擦はストリップ
内に高い加熱割合を発生するのに有利である。従って、
スＩ〜リップがいずれか一方のロールに付着するのを防
止する場合を除きこの摩擦を最低にする目的で潤滑剤は
使用されず、この場合最低量の潤滑剤のみが使用される
。
ここで、ロール４０３及び４０３′ がス１〜リップ４
０１を圧延している間に両方のロールの温度はストリッ
プ速度が変形されている際ストリップ速度から発生され
る熱及び摺動摩擦による発生熱に起因して増加する。当
技術においてはロールはその表面温度が上昇するのを防
止する目的から典型的には水又は潤滑剤の噴射により冷
却すべきであることが開示しである。本発明の開示内容
と対比的に本発明の開示内容によれば、ロールは−・般
に数１００°である所望の最終圧延温度に又はこの温度
以上に予め加熱されるか又は許容される。正確な最終圧
延温度が使用される特定の加熱割合に依存し、これは逆
にストリップ４０１がロールにより変形される割合で調
整される。一般に、本発明の開示内容によればロール速
度は他の圧延機パラメーターの所定の値に対し毎秒あた
り数１０００分の１０℃の変形と摺動摩擦に起因してス
トリップ内に熱的加熱割合を生み出すよう適当に調整さ
れる。
０１を圧延している間に両方のロールの温度はストリッ
プ速度が変形されている際ストリップ速度から発生され
る熱及び摺動摩擦による発生熱に起因して増加する。当
技術においてはロールはその表面温度が上昇するのを防
止する目的から典型的には水又は潤滑剤の噴射により冷
却すべきであることが開示しである。本発明の開示内容
と対比的に本発明の開示内容によれば、ロールは−・般
に数１００°である所望の最終圧延温度に又はこの温度
以上に予め加熱されるか又は許容される。正確な最終圧
延温度が使用される特定の加熱割合に依存し、これは逆
にストリップ４０１がロールにより変形される割合で調
整される。一般に、本発明の開示内容によればロール速
度は他の圧延機パラメーターの所定の値に対し毎秒あた
り数１０００分の１０℃の変形と摺動摩擦に起因してス
トリップ内に熱的加熱割合を生み出すよう適当に調整さ
れる。
特に、ロール４０３及び４０３′ と速度は所望と瞬間
的加熱割合、従って、変態深さを提供すべく容易に調整
出来る。この点は本出願人により実際に行なわれた各種
試験で明らかである。これらの試験を行なうにあたり、
本出願人は直径が５０．８ｃｍ （大略２０インチ）で
あるロールを使用した２個の高いサンプル・ロール圧延
機を作成した。この圧延機により、慣用的な冷間圧延作
動を使用して低炭素鋼（炭素、０８％）ストリップの試
料が最初、 ０３ｃｍ（大略、０１２０インチ）の厚さ
から、１５ｃｍ （大略、０６インチ）へ５０％低減化
された。しかる後、この圧延機のロールがガス輻射式ヒ
ータを使用して大略３００℃の表面温度迄加熱された。
的加熱割合、従って、変態深さを提供すべく容易に調整
出来る。この点は本出願人により実際に行なわれた各種
試験で明らかである。これらの試験を行なうにあたり、
本出願人は直径が５０．８ｃｍ （大略２０インチ）で
あるロールを使用した２個の高いサンプル・ロール圧延
機を作成した。この圧延機により、慣用的な冷間圧延作
動を使用して低炭素鋼（炭素、０８％）ストリップの試
料が最初、 ０３ｃｍ（大略、０１２０インチ）の厚さ
から、１５ｃｍ （大略、０６インチ）へ５０％低減化
された。しかる後、この圧延機のロールがガス輻射式ヒ
ータを使用して大略３００℃の表面温度迄加熱された。
ロール速度は９１４ｍ−分（大略３０００フイート／分
）の表面速度を発生するよう調整された。ロール・キャ
ップはストリップの厚さを、１５ｃｍ （，０６インチ
）から、０６７ｃｍ（大略、０３インチ）へ低減化する
ようセットされた。これらの設定値により各ロールと試
料の対応する表面の間の接触距離は１ 、８ｃｎｒ （
大略、０フインチ）であった。試料の厚さの低減化は大
略５０％であったので、ロールを出る試料の速度、］］
’４３ｍ／分（大略３７５０フイート／分）が予定通り
大略その入口速度より２５％早かった。これらの表面速
度は現代の冷間圧延機で使用される典型的な値である。
）の表面速度を発生するよう調整された。ロール・キャ
ップはストリップの厚さを、１５ｃｍ （，０６インチ
）から、０６７ｃｍ（大略、０３インチ）へ低減化する
ようセットされた。これらの設定値により各ロールと試
料の対応する表面の間の接触距離は１ 、８ｃｎｒ （
大略、０フインチ）であった。試料の厚さの低減化は大
略５０％であったので、ロールを出る試料の速度、］］
’４３ｍ／分（大略３７５０フイート／分）が予定通り
大略その入口速度より２５％早かった。これらの表面速
度は現代の冷間圧延機で使用される典型的な値である。
実際、現代の一部の冷間圧延機は現在大略１８２９ｍ／
分（大略６０００フイート／分）の出１コ速度を使用し
ている。いずれにせよ、９１４ｍ／分（大略３０００フ
イート／分）の表面速度は試料の各表面と対応するロー
ルの間の接触を、０００６５６秒／ｃｍ（大略、００１
６６６７秒／インチ）提供した。そのため接触時間は、
００１１６秒であった。サンプル圧延の作動パラメータ
ーがこれら所望の値に一旦到達すると、０．１５ｃｍ
（０，０６０インチ）の厚さに冷間圧延された試料が圧
延機内に入れられる。続いて起こる試験圧延作動中に、
試料の表面領域内に位置付けられた材料の温度が２００
℃に上昇すると、これは大略１８００００℃／秒の加熱
割合に対応しよう。こうした加熱割合によれば試料の表
面領域における結果的に生じる温度はこの表面領域内に
位置付けられた材料の変態が生じるような抑制されたＡ
ｃ３温度以上に増加することが期待されよう。第１２図
及び第１３図に明瞭に示される如く、表面領域のこうし
た変態が実際に生した。
分（大略６０００フイート／分）の出１コ速度を使用し
ている。いずれにせよ、９１４ｍ／分（大略３０００フ
イート／分）の表面速度は試料の各表面と対応するロー
ルの間の接触を、０００６５６秒／ｃｍ（大略、００１
６６６７秒／インチ）提供した。そのため接触時間は、
００１１６秒であった。サンプル圧延の作動パラメータ
ーがこれら所望の値に一旦到達すると、０．１５ｃｍ
（０，０６０インチ）の厚さに冷間圧延された試料が圧
延機内に入れられる。続いて起こる試験圧延作動中に、
試料の表面領域内に位置付けられた材料の温度が２００
℃に上昇すると、これは大略１８００００℃／秒の加熱
割合に対応しよう。こうした加熱割合によれば試料の表
面領域における結果的に生じる温度はこの表面領域内に
位置付けられた材料の変態が生じるような抑制されたＡ
ｃ３温度以上に増加することが期待されよう。第１２図
及び第１３図に明瞭に示される如く、表面領域のこうし
た変態が実際に生した。
第１２図は試験圧延作動発生後の変態表面領域と非変態
コアを備えた試料の横断面の一部の顕微鏡写真を示す。
コアを備えた試料の横断面の一部の顕微鏡写真を示す。
この顕微鏡写真は試料の粒子を表わすのを高める目的で
２％の硝酸食刻液を使って１２５倍の拡大率で撮られた
。この顕微鏡写真から理解される如く、上面の粗さは一
部の表面付着が試料表面とロールの一方のロールの間で
生じたことを示している。ストリップ内のこうした厚さ
はストリップがコイル状にされる前に極めて軽いスキン
・パスをストリップに与える後続のロール・スタンドに
この粗くされたス１−リップを通すことにより容易に無
くすことが出来る。
２％の硝酸食刻液を使って１２５倍の拡大率で撮られた
。この顕微鏡写真から理解される如く、上面の粗さは一
部の表面付着が試料表面とロールの一方のロールの間で
生じたことを示している。ストリップ内のこうした厚さ
はストリップがコイル状にされる前に極めて軽いスキン
・パスをストリップに与える後続のロール・スタンドに
この粗くされたス１−リップを通すことにより容易に無
くすことが出来る。
第１２図に示された試料の変態表面領域を第１３図に明
瞭に示す。この図はこの試料の変態表面領域を５００倍
の拡大率で撮った顕微鏡写真を示す。変態領域の厚さは
、００２５−．００５１ｃｍ （，００１−，００２イ
ンチ）の間である。変態表面から、００５ｃｍ （，０
０２インチ）以上の深さにおいて試料内に存在する利料
の温度はロールの従前の冷間加工により試料に与えられ
た限定された量の変形に起因してＡｃ３又はＡｃｌ温度
に達しなかった。そのため、変態は変態表面から、００
５ｃｍ （，００２インチ）を越える深さ迄到達しなか
った。試料内の変態材料と非変態利料の硬さは荷重５０
ｇにてダイアセン１−刻印機を使用して試料にくぼみを
付けることでマイクロバ−１ヘネス試験機で測定された
。測定の結果変態表面から、０３８ｃ＋ｎ （大略、０
１５インチ）にて生じる即ち試料の中心（コア）にて生
じる材料の硬さは１７８ＨＶ５０てあった。表面から、
００１３ｃｍ （大略、０００５インチ）の深さにおけ
る材料の硬さは６６ＨＶ５０て測定された。これらの測
定値はビッカース硬度（ＨＶ）であり、この最初の数字
は測定された硬度値（即ち、１７８又は６６）を示し、
第２の数字（即ち５０）は測定で使用されたグラム数で
表わす荷重を示す。そのため試料のコアは変態表面領域
より２．５倍以上の硬さであった。変態による試料の深
い刺入は変形を通して材料にエネルギー増分を与えて摺
動摩擦におけるエネルギー量も少なくする変形割合増加
を通して達成可能である。変形割合の増加はサンプル圧
延機−Ｉ−で実際に使用された直径より小さい直径を有
するロール即ち直径か５０ｃｍ （２０インチ）以下の
ロールを使用して作り出せる。１．２．７ｃｍ （大略
５インチ）の直径を有するロールを使用すべき場合には
ストリップの表面速度を増加させずに変形割合は４の因
子だけ増加しよう。本出願人は変形割合の瞬間的な加熱
割合の様式と類似した様式で作用することを観察した。
瞭に示す。この図はこの試料の変態表面領域を５００倍
の拡大率で撮った顕微鏡写真を示す。変態領域の厚さは
、００２５−．００５１ｃｍ （，００１−，００２イ
ンチ）の間である。変態表面から、００５ｃｍ （，０
０２インチ）以上の深さにおいて試料内に存在する利料
の温度はロールの従前の冷間加工により試料に与えられ
た限定された量の変形に起因してＡｃ３又はＡｃｌ温度
に達しなかった。そのため、変態は変態表面から、００
５ｃｍ （，００２インチ）を越える深さ迄到達しなか
った。試料内の変態材料と非変態利料の硬さは荷重５０
ｇにてダイアセン１−刻印機を使用して試料にくぼみを
付けることでマイクロバ−１ヘネス試験機で測定された
。測定の結果変態表面から、０３８ｃ＋ｎ （大略、０
１５インチ）にて生じる即ち試料の中心（コア）にて生
じる材料の硬さは１７８ＨＶ５０てあった。表面から、
００１３ｃｍ （大略、０００５インチ）の深さにおけ
る材料の硬さは６６ＨＶ５０て測定された。これらの測
定値はビッカース硬度（ＨＶ）であり、この最初の数字
は測定された硬度値（即ち、１７８又は６６）を示し、
第２の数字（即ち５０）は測定で使用されたグラム数で
表わす荷重を示す。そのため試料のコアは変態表面領域
より２．５倍以上の硬さであった。変態による試料の深
い刺入は変形を通して材料にエネルギー増分を与えて摺
動摩擦におけるエネルギー量も少なくする変形割合増加
を通して達成可能である。変形割合の増加はサンプル圧
延機−Ｉ−で実際に使用された直径より小さい直径を有
するロール即ち直径か５０ｃｍ （２０インチ）以下の
ロールを使用して作り出せる。１．２．７ｃｍ （大略
５インチ）の直径を有するロールを使用すべき場合には
ストリップの表面速度を増加させずに変形割合は４の因
子だけ増加しよう。本出願人は変形割合の瞬間的な加熱
割合の様式と類似した様式で作用することを観察した。
従って、変形割合は生産されている材料のＣＨＴ曲線で
特定化されるバルク又は平均値の加熱割合の２（ｉ″１
又は２．５倍以上の瞬間的加熱割合を発生するようセッ
トされなければならない。その上、ロールどス１〜リッ
プの間の接触時間が極めて短いことからロール温度を上
昇させるとスｌ−リップの表面温度が少量たけ増加する
。
特定化されるバルク又は平均値の加熱割合の２（ｉ″１
又は２．５倍以上の瞬間的加熱割合を発生するようセッ
トされなければならない。その上、ロールどス１〜リッ
プの間の接触時間が極めて短いことからロール温度を上
昇させるとスｌ−リップの表面温度が少量たけ増加する
。
注記した如く、試料の表面領域のみか試験圧延作動の結
果として変態した。これは試料の厚さ（横断面）を横切
って表われた不均一な温度分布に起因していた。表面に
おける又は表面付近の温度は試料とコア内の温度より高
かった。この場合、コア内の材料はオーステナイトに変
態しなかった。
果として変態した。これは試料の厚さ（横断面）を横切
って表われた不均一な温度分布に起因していた。表面に
おける又は表面付近の温度は試料とコア内の温度より高
かった。この場合、コア内の材料はオーステナイトに変
態しなかった。
この作動を第５図に模式的に示す。ここて、スＩ・リッ
プ５０１はストリップ５０４を生産すへくロール４０３
及び４０３′ により圧延された。このストリッフは個
々と表面５１２及び５１２′ の下方に延在して各々粒
子５１５及び５１５′の如き等軸化粒子を含有する領域
５１０及び５１０′ を有している。このス１ヘリツブ
は又、典型的には粒子５１８の延在して粒子を含有する
冷間圧延コア５１］を備えている。このス１へリップを
生産するため、変形割合とストリップの出口温度はス１
〜リップの表面材料が完全に変態する、即ち、Ａｃ３温
度以」二になり、コア内の材料が変態せず即ちＡｃｌ温
度以下にとどまるよう調整される。
プ５０１はストリップ５０４を生産すへくロール４０３
及び４０３′ により圧延された。このストリッフは個
々と表面５１２及び５１２′ の下方に延在して各々粒
子５１５及び５１５′の如き等軸化粒子を含有する領域
５１０及び５１０′ を有している。このス１ヘリツブ
は又、典型的には粒子５１８の延在して粒子を含有する
冷間圧延コア５１］を備えている。このス１へリップを
生産するため、変形割合とストリップの出口温度はス１
〜リップの表面材料が完全に変態する、即ち、Ａｃ３温
度以」二になり、コア内の材料が変態せず即ちＡｃｌ温
度以下にとどまるよう調整される。
第１図に示された材料５０１は変形された結晶性構造、
特に、冷間加工された（ハント）構造を有するものとし
て示しであるが材料５０１もバントされたコアと等軸化
された表面を提供するよう本発明の方法により変形可能
な等軸化構造に出来る。
特に、冷間加工された（ハント）構造を有するものとし
て示しであるが材料５０１もバントされたコアと等軸化
された表面を提供するよう本発明の方法により変形可能
な等軸化構造に出来る。
代替的に材料５０１はマルテンサイト又はベーナイＩ・
の如き比較的内部エネルギーの高い構造に出来る。本発
明の開示内容に従ってこうした材料が変形される場合、
ス１〜リップ５０４はコア内に元のマルテンサイト又は
ベーナイト材料を保持している間にその表面付近に等軸
化構造を含有出来る。
の如き比較的内部エネルギーの高い構造に出来る。本発
明の開示内容に従ってこうした材料が変形される場合、
ス１〜リップ５０４はコア内に元のマルテンサイト又は
ベーナイト材料を保持している間にその表面付近に等軸
化構造を含有出来る。
ロールとストリップの熱伝達率は比較的低いので、加熱
はエネルギーが消費される箇所で生じる。
はエネルギーが消費される箇所で生じる。
従って、ストリップの横断面を横切って変形がほぼ均一
になされると、変形エネルギーはス１〜リップの横断面
全体にだねり実質上均一に分布される。
になされると、変形エネルギーはス１〜リップの横断面
全体にだねり実質上均一に分布される。
しかしなからストリップとロールの間の摩擦に克ち勝つ
よう分散されたエネルギーはス１−リップの表面領域内
に集中されよう。その結果、変形により発生されるバル
ク加熱に加えられた際の摩擦エネルギーはスｌ〜リップ
の表面温度をコアの温度より一層迅速に上昇させよう。
よう分散されたエネルギーはス１−リップの表面領域内
に集中されよう。その結果、変形により発生されるバル
ク加熱に加えられた際の摩擦エネルギーはスｌ〜リップ
の表面温度をコアの温度より一層迅速に上昇させよう。
その結果、スＩ−リップ５０４の表面領域５１０及び５
１０′内に位置付けられた材料はコア５１１が達する前
にＡｃ３温度の如き高い温度に達しよう。従って、これ
らの表面領域はコアより早めに変態しよう。しかしなか
ら、例えば、直径の小さいロールを使用して摺動摩擦を
低減化し且つ変形の量と割合を増加させろことにより、
急速加熱は材料を表面領域から深さか暫増する深さ迄刺
入させ、こうしてストリップの暫増的に深くなる部分を
Ａｃ３温度に到達させ、引続き変態させる。ストリップ
全体の温度かＡｃ３温度以上に増加すれば、第４図に示
される如く横断面全体が等軸化粒子に変態されよう。し
かしながら、加熱が従前に終了すると成る深さに即ち第
６図に示される如く各表面の下側で距離ｄ及びｄ′に及
ぶストリップの部分がおそら＜Ａｃ３温度に達して変態
するがコアはＡｃｌ温度に達しない。その結果、材料の
表面領域は等軸化粒子に変態し、比較的延性を生じ、一
方、コアは比較的高い降伏強さも有するバンド粒子を保
持することになる。
１０′内に位置付けられた材料はコア５１１が達する前
にＡｃ３温度の如き高い温度に達しよう。従って、これ
らの表面領域はコアより早めに変態しよう。しかしなか
ら、例えば、直径の小さいロールを使用して摺動摩擦を
低減化し且つ変形の量と割合を増加させろことにより、
急速加熱は材料を表面領域から深さか暫増する深さ迄刺
入させ、こうしてストリップの暫増的に深くなる部分を
Ａｃ３温度に到達させ、引続き変態させる。ストリップ
全体の温度かＡｃ３温度以上に増加すれば、第４図に示
される如く横断面全体が等軸化粒子に変態されよう。し
かしながら、加熱が従前に終了すると成る深さに即ち第
６図に示される如く各表面の下側で距離ｄ及びｄ′に及
ぶストリップの部分がおそら＜Ａｃ３温度に達して変態
するがコアはＡｃｌ温度に達しない。その結果、材料の
表面領域は等軸化粒子に変態し、比較的延性を生じ、一
方、コアは比較的高い降伏強さも有するバンド粒子を保
持することになる。
本発明の開示内容によれば材料の降伏強さと延性は変態
により達成される深さ（距離ｄ及びｄ’）を調整するこ
とにより成る範囲内で設定出来ることが有利である。変
態深さは変態が少ないか又は全く生じない場合の表面と
全体の材料が等軸化粒子構造に変態される場合の材料の
中間面の間で任意の値にセット出来る。非変態コアは変
態面より冷間加工構造と関連ある高い降伏強さと低い延
性を有し、材料が変態された深さは結果的に生ずる材料
の結果的に生じる降伏強さと延性も表わす。
により達成される深さ（距離ｄ及びｄ’）を調整するこ
とにより成る範囲内で設定出来ることが有利である。変
態深さは変態が少ないか又は全く生じない場合の表面と
全体の材料が等軸化粒子構造に変態される場合の材料の
中間面の間で任意の値にセット出来る。非変態コアは変
態面より冷間加工構造と関連ある高い降伏強さと低い延
性を有し、材料が変態された深さは結果的に生ずる材料
の結果的に生じる降伏強さと延性も表わす。
特に、変態が浅い深さに達したに過ぎない場合は結果的
に生ずる材料は典型的には冷間圧延ストリップと関連あ
る延性と類似した延性を高強度材料に与える延在した変
形粒子が有利に構成される。
に生ずる材料は典型的には冷間圧延ストリップと関連あ
る延性と類似した延性を高強度材料に与える延在した変
形粒子が有利に構成される。
しかしながら、変態深さがコアに向かって増加するのに
伴い材料の多くが等軸化され、かくして完全な冷間圧延
加工構造の材料に対しその延性を増加させる。同時に、
コアの横断面積が減少するのに伴い強度はそれに応じて
完全な冷間加工構造の強度から減少する。言う迄もなく
、任意の横断面積の変形した（バンド）コアの存在は完
全に等軸化された（完全に焼戻された）構造より高い強
度を有する材料を生産することになる。この強度増加は
典型的には変態された等軸化表面領域に対するコアの相
対 幅に依存して１０％ないし３５％の範囲になろう。
伴い材料の多くが等軸化され、かくして完全な冷間圧延
加工構造の材料に対しその延性を増加させる。同時に、
コアの横断面積が減少するのに伴い強度はそれに応じて
完全な冷間加工構造の強度から減少する。言う迄もなく
、任意の横断面積の変形した（バンド）コアの存在は完
全に等軸化された（完全に焼戻された）構造より高い強
度を有する材料を生産することになる。この強度増加は
典型的には変態された等軸化表面領域に対するコアの相
対 幅に依存して１０％ないし３５％の範囲になろう。
ここで注記した如く、変態深さはス１−リップが加熱さ
れている時間を制御することにより調整出来る。この加
熱時間はロール接触距離で調整される変形量とロール速
度の関数である。これらのパラメーターの中、増加する
変形割合は他の圧延機パラメーターの調節により直径の
小さいロールを使用することで一層容易に得られる。現
時点ではＳ ｅｎｄｚｉｍｉｒ圧延機の如き一部の特殊
冷間圧延機に極めて直径の小さい加工ロールがしばしば
採用されている。現代の圧延機でしばしば高強度材料の
冷間圧延時にこうした直径の小さいロールをしばしば使
用している。制御パラメーター（ロール直径、ロール温
度、ロール速度及び材料厚さ）の値を適当に選択するこ
とにより変態深さを予め定めることが出来る。そのため
、ストリップの降伏強さと延性は完全に等軸化された粒
子と関連ある値及び完全にバンド化された粒子と関連あ
る値の間にわたる所望の値にセット出来る。実際、変態
深さは第８図に示される如く合金化学とストリップ内の
他の特性における局部化された変化に起因してストリッ
プ全体にわたり予め定められた値の近くで幾分変化する
。
れている時間を制御することにより調整出来る。この加
熱時間はロール接触距離で調整される変形量とロール速
度の関数である。これらのパラメーターの中、増加する
変形割合は他の圧延機パラメーターの調節により直径の
小さいロールを使用することで一層容易に得られる。現
時点ではＳ ｅｎｄｚｉｍｉｒ圧延機の如き一部の特殊
冷間圧延機に極めて直径の小さい加工ロールがしばしば
採用されている。現代の圧延機でしばしば高強度材料の
冷間圧延時にこうした直径の小さいロールをしばしば使
用している。制御パラメーター（ロール直径、ロール温
度、ロール速度及び材料厚さ）の値を適当に選択するこ
とにより変態深さを予め定めることが出来る。そのため
、ストリップの降伏強さと延性は完全に等軸化された粒
子と関連ある値及び完全にバンド化された粒子と関連あ
る値の間にわたる所望の値にセット出来る。実際、変態
深さは第８図に示される如く合金化学とストリップ内の
他の特性における局部化された変化に起因してストリッ
プ全体にわたり予め定められた値の近くで幾分変化する
。
ロール４０３及び４０３′ の直径を変える影響は相当
なものである。ストリップ５０１の所定の低減化に対し
、いずれか一方のロールの直径が増加するとロールの広
い表面積がストリップの表面と接触するようになる。従
って、ロールがストリップと接触する距離即ちロールの
接触距離はそれに応じて増加する。これはス１へリップ
距離と摩擦加熱を増加させる。しかしながら、直径の大
きいロールと直径の小さいロールが同じ表面速度で走行
すれば、変形割合及び直径の大きいロールにより達成さ
れるバルク加熱割合は同じ低減化に対しロールの小さい
もので達成された割合以下になる。
なものである。ストリップ５０１の所定の低減化に対し
、いずれか一方のロールの直径が増加するとロールの広
い表面積がストリップの表面と接触するようになる。従
って、ロールがストリップと接触する距離即ちロールの
接触距離はそれに応じて増加する。これはス１へリップ
距離と摩擦加熱を増加させる。しかしながら、直径の大
きいロールと直径の小さいロールが同じ表面速度で走行
すれば、変形割合及び直径の大きいロールにより達成さ
れるバルク加熱割合は同じ低減化に対しロールの小さい
もので達成された割合以下になる。
ストリップの圧延に小さいロールを使用する技術は充分
開発されている。ロールの直径が減少するのに伴い、そ
れに応してロールのたわみが増加する。たわみの制御は
適当なバックアップ・ロールを使用することで達成され
る。ここでは１個以上のバックアップ・ロールが例示的
にはＳ ｅｎｄｚｉｍｉｒ型圧延機の如きシートと実際
に接触しているロール（「加工ロール」）に対して回転
し、こうして加工ロールの堅固性を高める。
開発されている。ロールの直径が減少するのに伴い、そ
れに応してロールのたわみが増加する。たわみの制御は
適当なバックアップ・ロールを使用することで達成され
る。ここでは１個以上のバックアップ・ロールが例示的
にはＳ ｅｎｄｚｉｍｉｒ型圧延機の如きシートと実際
に接触しているロール（「加工ロール」）に対して回転
し、こうして加工ロールの堅固性を高める。
ロール４０３及び４０３′の表面速度が維持されている
間にこれらのロールの直径は減少するので、実質上変形
割合が増加する。ロールの直径を低減化する限界はロー
ルのたわみ制御とバイ１へ角度即ちス１〜リップ４０１
（又は５０１）がロールと接触する角度にある。この角
度か太き過ぎるとスＩ〜リップはロール内に適当に給送
されない。しかしながら、シー１〜がロールと接触する
時間が一定に保たれるが、ス１−リップと接触する表面
４０６及び４ｏ７（例示的にはロール４０３）の長さが
１／２だけ減少すると平均変形割合が２の因子だけ増加
する。変形割合はバルク加熱割合を決定するので小さい
ロールの直径は大きいロールが行なうより所定のスＩ・
リップ速度に対し高いバルク加熱割合をもたらす。
間にこれらのロールの直径は減少するので、実質上変形
割合が増加する。ロールの直径を低減化する限界はロー
ルのたわみ制御とバイ１へ角度即ちス１〜リップ４０１
（又は５０１）がロールと接触する角度にある。この角
度か太き過ぎるとスＩ〜リップはロール内に適当に給送
されない。しかしながら、シー１〜がロールと接触する
時間が一定に保たれるが、ス１−リップと接触する表面
４０６及び４ｏ７（例示的にはロール４０３）の長さが
１／２だけ減少すると平均変形割合が２の因子だけ増加
する。変形割合はバルク加熱割合を決定するので小さい
ロールの直径は大きいロールが行なうより所定のスＩ・
リップ速度に対し高いバルク加熱割合をもたらす。
しかしながらロールの直径が減少するのに伴い摺動摩擦
が生じる領域は減少し、そこで表面摩擦を通して得られ
る加熱量も減少する。
が生じる領域は減少し、そこで表面摩擦を通して得られ
る加熱量も減少する。
その結果、一方では、スＩ〜リップの全体の断面積を通
しての変態も得る目的から直径の小さいロールは大きい
ロールより高い加熱割合と同様、バルク加熱及び少ない
表面加熱を提供する。これはストリップの全体の横断面
積を通して一層均一な温度を促進すると共に全体の横断
面積に応して存在する材料を変態させる。他方、大きい
ロールを使用すると接触表面積か広くなり、従って、摩
擦の量が大きくなる。これはストリップの各表面付近に
おける高い加熱割合と高い温度を促進し、かくして表面
及び周わりの領域の変態製容易にし一方、以後詳細に説
明する如く第８−口こ示された試料内で生じた状態の如
き非変態状態内にコア内の材料を維持する。
しての変態も得る目的から直径の小さいロールは大きい
ロールより高い加熱割合と同様、バルク加熱及び少ない
表面加熱を提供する。これはストリップの全体の横断面
積を通して一層均一な温度を促進すると共に全体の横断
面積に応して存在する材料を変態させる。他方、大きい
ロールを使用すると接触表面積か広くなり、従って、摩
擦の量が大きくなる。これはストリップの各表面付近に
おける高い加熱割合と高い温度を促進し、かくして表面
及び周わりの領域の変態製容易にし一方、以後詳細に説
明する如く第８−口こ示された試料内で生じた状態の如
き非変態状態内にコア内の材料を維持する。
この点適は説明は変形エネルギーがＦｆ、擦熱と変形熱
の間で大略等しく分配されたことを示して来ている。実
質的に多くの表面加熱と少ない変形加熱が望ましい場合
は、点４０５及び４０５′ の間で変態する中立線はロ
ール・スタンｌ＜４００の出口点に向かって移動出来、
中立線が最早材料と接触しない箇所迄移動出来る。この
場合、ロール４０３及び４０３′ と表面速度は利料５
０４の速度以−Ｌである。これは材料５０１がロール・
スタン１〜４００を通過する際当該材料の速度を制御す
るようロール４０３及び４０３′ の前方に位置付けら
れた１個以」二のロールを必要としよう。これｌらの条
件下においては実質的な表面加熱か可能であり、一方、
極めて夕景の変形が材料４０］に与えられる。
の間で大略等しく分配されたことを示して来ている。実
質的に多くの表面加熱と少ない変形加熱が望ましい場合
は、点４０５及び４０５′ の間で変態する中立線はロ
ール・スタンｌ＜４００の出口点に向かって移動出来、
中立線が最早材料と接触しない箇所迄移動出来る。この
場合、ロール４０３及び４０３′ と表面速度は利料５
０４の速度以−Ｌである。これは材料５０１がロール・
スタン１〜４００を通過する際当該材料の速度を制御す
るようロール４０３及び４０３′ の前方に位置付けら
れた１個以」二のロールを必要としよう。これｌらの条
件下においては実質的な表面加熱か可能であり、一方、
極めて夕景の変形が材料４０］に与えられる。
ここで、ス１−リップ表面の急速加熱は各ロールの初期
表面温度を大略ストリップの所望終了温度に維持するこ
とにより促進可能である。実際上、ロール温度の正確な
制御は達成が困難であるので、ロールはス１〜リップの
所望最終温度より高い及び低い予め定められた両方の温
度の間に延在するバント例えば、所望の最終温度を下廻
る５０°Ｃからこの５０℃を上根る１００℃の範囲のハ
ント内に存在する任意の温度に維持可能である。各ロー
ルをこうした」１昇初期温度に維持するとストリップが
変形されている間のストリップから各ロールへの熱損失
の量を最低にする。ここで代替的にいずれか一方のロー
ルがストリップより更に低い温度にあれば、ストリップ
はロールにより冷却される。ス１−リップとロールの間
の伝熱時間が極めて短くてもこの時間中にロール内に伝
えられる熱はス１−リップの変形により発生される熱を
低減化し逆にス１−リップの加熱割合を低減化する。し
かしながら、ロール上昇初期温度、特に、ストリップの
所望の最終温度付近に維持されれば、熱は後続の変形中
にストリップからロールに伝えられることはない、。
表面温度を大略ストリップの所望終了温度に維持するこ
とにより促進可能である。実際上、ロール温度の正確な
制御は達成が困難であるので、ロールはス１〜リップの
所望最終温度より高い及び低い予め定められた両方の温
度の間に延在するバント例えば、所望の最終温度を下廻
る５０°Ｃからこの５０℃を上根る１００℃の範囲のハ
ント内に存在する任意の温度に維持可能である。各ロー
ルをこうした」１昇初期温度に維持するとストリップが
変形されている間のストリップから各ロールへの熱損失
の量を最低にする。ここで代替的にいずれか一方のロー
ルがストリップより更に低い温度にあれば、ストリップ
はロールにより冷却される。ス１−リップとロールの間
の伝熱時間が極めて短くてもこの時間中にロール内に伝
えられる熱はス１−リップの変形により発生される熱を
低減化し逆にス１−リップの加熱割合を低減化する。し
かしながら、ロール上昇初期温度、特に、ストリップの
所望の最終温度付近に維持されれば、熱は後続の変形中
にストリップからロールに伝えられることはない、。
その結果、変形により発生される熱は全てストリップを
加熱する。その結果、ロール内へと伝熱損失をなくすこ
とによりストリップの加熱割合力四二昇する。
加熱する。その結果、ロール内へと伝熱損失をなくすこ
とによりストリップの加熱割合力四二昇する。
ロール温度は任意の材料を変形する前に例示的には誘電
加熱又は輻射加熱を使用することでロールを適当な初期
温度に 初加熱することにより容易に制御可能である。
加熱又は輻射加熱を使用することでロールを適当な初期
温度に 初加熱することにより容易に制御可能である。
こｔ＋、は有利にはロールかその所望温度に達する前に
ロールを通し１次にスクレーパー処理されねばならない
材料の量を最低にする。生産作動中に、圧延中に発生さ
れた熱は通常ロールを所望の温度に維持する。しかしな
がらロールが過熱する傾向があれば、油噴霧又は水噴射
の如き成る形式の冷却を提供し、第１０図に示され以下
に説明される如くロールを所望の温度に維持しなければ
ならない。ここで代替的にロールかセラミックの如き伝
熱性の弱い材料で作成されれば、ロール表面は予備加熱
といった必要性を伴わすに迅速に所望温度に到達出来る
。冷却はそれでもロールが過熱し始める場合にのみ必要
とされよう。更に、ロール体は鋼であるのが有利である
が、表面における及び表面の真下における材料はタング
ステン・カーダイト、シリコン・カーバイド及びアルミ
ナの極めて高い硬度と伝熱率の劣る１種類以上のカーバ
イト又は他の材料で作成可能である。これらの材料で製
造されたロール表面は又は、予備加熱の必要性を伴わず
に極めて迅速に作動温度に到達する。ロールの予備加熱
とロール組成に関する前掲の説明は又１本発明の方法に
よる急速変形を作成する圧延の代わりにいずれか一方の
技術が使用される場合に押出し及び鍛造に使用される工
具（即ちダイス）に適用する。
ロールを通し１次にスクレーパー処理されねばならない
材料の量を最低にする。生産作動中に、圧延中に発生さ
れた熱は通常ロールを所望の温度に維持する。しかしな
がらロールが過熱する傾向があれば、油噴霧又は水噴射
の如き成る形式の冷却を提供し、第１０図に示され以下
に説明される如くロールを所望の温度に維持しなければ
ならない。ここで代替的にロールかセラミックの如き伝
熱性の弱い材料で作成されれば、ロール表面は予備加熱
といった必要性を伴わすに迅速に所望温度に到達出来る
。冷却はそれでもロールが過熱し始める場合にのみ必要
とされよう。更に、ロール体は鋼であるのが有利である
が、表面における及び表面の真下における材料はタング
ステン・カーダイト、シリコン・カーバイド及びアルミ
ナの極めて高い硬度と伝熱率の劣る１種類以上のカーバ
イト又は他の材料で作成可能である。これらの材料で製
造されたロール表面は又は、予備加熱の必要性を伴わず
に極めて迅速に作動温度に到達する。ロールの予備加熱
とロール組成に関する前掲の説明は又１本発明の方法に
よる急速変形を作成する圧延の代わりにいずれか一方の
技術が使用される場合に押出し及び鍛造に使用される工
具（即ちダイス）に適用する。
ロール又はダイスであれ、こうした工具は使用中にその
表面硬度と他の機械的諸特性を維持する材料で作成され
なければならない。工具は先に説明した如く上昇温度に
達し、その上昇温度にて作動するので、材料は上昇温度
にて連続作動中に機械的特性を失わない工具と少なくと
もその表面内に使用するよう選択されなければならない
。注記した如く、この目的のため充分に使用可能な高温
材料が多数市販されている。
表面硬度と他の機械的諸特性を維持する材料で作成され
なければならない。工具は先に説明した如く上昇温度に
達し、その上昇温度にて作動するので、材料は上昇温度
にて連続作動中に機械的特性を失わない工具と少なくと
もその表面内に使用するよう選択されなければならない
。注記した如く、この目的のため充分に使用可能な高温
材料が多数市販されている。
ロールにより発生された摩擦は適当な機械加工を通じて
各ロールと表面を粗加工することにより増加出来る。平
滑でない即ち粗面になっているロール表面はロールとそ
の圧延加工されているス１〜リップの間に多くの摩擦加
熱を生み出す。その結果、こうしたロールの使用は圧延
されているス１へリップ内の表面加熱のレベル、従って
、ス１−リップのコア内におけるよりストリップの各表
面付近において一層高い加熱割合を増加させた。粗面加
工されたロールの使用の結果生ずるス１−リップ以内に
表われる表面の不均一性は最終的な圧延スタンド内で研
磨表面を有するロールを使用して軽い「スキン」パスに
ストリップを走らせることにより容易に除去出来る。
各ロールと表面を粗加工することにより増加出来る。平
滑でない即ち粗面になっているロール表面はロールとそ
の圧延加工されているス１〜リップの間に多くの摩擦加
熱を生み出す。その結果、こうしたロールの使用は圧延
されているス１へリップ内の表面加熱のレベル、従って
、ス１−リップのコア内におけるよりストリップの各表
面付近において一層高い加熱割合を増加させた。粗面加
工されたロールの使用の結果生ずるス１−リップ以内に
表われる表面の不均一性は最終的な圧延スタンド内で研
磨表面を有するロールを使用して軽い「スキン」パスに
ストリップを走らせることにより容易に除去出来る。
ここで、前掲の内容も念頭に本出願人は本出願人の発明
を支援する目的で本出願人がなした付加的な観察内容を
提供し、これについて説明する。
を支援する目的で本出願人がなした付加的な観察内容を
提供し、これについて説明する。
第６図は冷間加工前に存在するここでは１０１８ｆｌ１
である変形されていない基礎金属構造の試料の横断面の
顕微鏡写真である。この顕微鏡写真は５００倍の拡大率
で撮られた。粒子の表出を促進するために２％の硝酸食
刻液が使用された。図示の如く、構造全体に等軸化粒子
が含まれている。この試料の機械的特性は実質的に方向
性がない。
である変形されていない基礎金属構造の試料の横断面の
顕微鏡写真である。この顕微鏡写真は５００倍の拡大率
で撮られた。粒子の表出を促進するために２％の硝酸食
刻液が使用された。図示の如く、構造全体に等軸化粒子
が含まれている。この試料の機械的特性は実質的に方向
性がない。
第７図はこの試料が冷間圧延により厚さが大略８０％低
減化された後の状態で撮られた点が異なる第６図に表わ
されている同じ基礎金属の横断面の顕微鏡写真を示す。
減化された後の状態で撮られた点が異なる第６図に表わ
されている同じ基礎金属の横断面の顕微鏡写真を示す。
この場合のこの顕微鏡写真は粒子の表出を促進する目的
で２％の硝酸食刻液が使用されて５００倍の拡大率で撮
影された。冷間圧延により与えられる変形から生じた延
在している粒子（バンド化された構造）の機械的特性は
極めて方向性がある。実質的に、この変形された構造内
では再結晶化又は変態はそこでも生じていない。
で２％の硝酸食刻液が使用されて５００倍の拡大率で撮
影された。冷間圧延により与えられる変形から生じた延
在している粒子（バンド化された構造）の機械的特性は
極めて方向性がある。実質的に、この変形された構造内
では再結晶化又は変態はそこでも生じていない。
この変形された構造は第６図に示された等軸化基礎金属
の硬さの２倍以上の硬度を有している。
の硬さの２倍以上の硬度を有している。
第８図はこの試料が本発明の開示内容に従い且つ特に試
料の関連ある鍛造面に対し矢印８０４及び８０４′で示
された方向にてＧＬＥＥＢＬＥ］、５００システムで提
供される高速鍛造を通じて変形された後の状態が異なる
第６図に示されたものと同し基礎金属の試料８００の横
断面の顕微鏡写真を示す。
料の関連ある鍛造面に対し矢印８０４及び８０４′で示
された方向にてＧＬＥＥＢＬＥ］、５００システムで提
供される高速鍛造を通じて変形された後の状態が異なる
第６図に示されたものと同し基礎金属の試料８００の横
断面の顕微鏡写真を示す。
この顕微鏡写真は粒子表出を促進する目的で２％の硝酸
食刻液が横断面に適用された後１００倍の拡大率で撮ら
れた。特に、個々の表面８１２及び旧２′を含み、これ
らの表面の下方でコア８１１に向かって延在する表面領
域８１０及び８１０′内に試料の完全な変態を作成すべ
く変形割合、摺動摩擦及び温度上昇は充分高く且つ迅速
になされた。この構造は表面領域８１０及び８１０′内
の柔らかい等軸化された粒子から変形により発生された
相当延在している（バンド化された）構造に変化する。
食刻液が横断面に適用された後１００倍の拡大率で撮ら
れた。特に、個々の表面８１２及び旧２′を含み、これ
らの表面の下方でコア８１１に向かって延在する表面領
域８１０及び８１０′内に試料の完全な変態を作成すべ
く変形割合、摺動摩擦及び温度上昇は充分高く且つ迅速
になされた。この構造は表面領域８１０及び８１０′内
の柔らかい等軸化された粒子から変形により発生された
相当延在している（バンド化された）構造に変化する。
各表面に存在する摺動摩擦は充分に迅速な加熱を生ぜし
めてその箇所にある材料をＡｃ３変態温度以上にし、こ
うして完全に変態させることが出来た。逆に、コア８１
１内に位置付けられた材料に加えられる加熱割合はコア
温度をＡｃｌ変態温度以上に上昇させるのに不充分であ
った。その結果コア８］１内に存在する材料は変態しな
かった。しかしながら、領域８】３及び８１３′ 内に
存在する加熱割合はこれらの領域内の材料の温度をＡｃ
３温度は通過せずにＡｃ１温度を通過して上昇させるの
に充分であった。その結果、領域８１；）及び８１３′
は２相領域であり、そのためここに位置付けられた材料
は各構造即ち等軸化粒子及び延在した粒子の中間の量を
含む。試料を作成するため本出願人は先に説明した様式
で本出願人が改変した如く先に説明しＧＬＥＥ Ｂ Ｌ
Ｅ１５００システムを使ってＳ Ａ Ｅ １０１８ｍ
の試料で冷間圧延スタンドの作動をシミュレートした。
めてその箇所にある材料をＡｃ３変態温度以上にし、こ
うして完全に変態させることが出来た。逆に、コア８１
１内に位置付けられた材料に加えられる加熱割合はコア
温度をＡｃｌ変態温度以上に上昇させるのに不充分であ
った。その結果コア８］１内に存在する材料は変態しな
かった。しかしながら、領域８】３及び８１３′ 内に
存在する加熱割合はこれらの領域内の材料の温度をＡｃ
３温度は通過せずにＡｃ１温度を通過して上昇させるの
に充分であった。その結果、領域８１；）及び８１３′
は２相領域であり、そのためここに位置付けられた材料
は各構造即ち等軸化粒子及び延在した粒子の中間の量を
含む。試料を作成するため本出願人は先に説明した様式
で本出願人が改変した如く先に説明しＧＬＥＥ Ｂ Ｌ
Ｅ１５００システムを使ってＳ Ａ Ｅ １０１８ｍ
の試料で冷間圧延スタンドの作動をシミュレートした。
この試料は厚さが：３ 、２ ｍ ｍ、幅が５ｍｍ、高
さが７ｍｍで、３ 、２ｍｍ方向に圧縮された。特に、
試料はＴＮＣＯＮＥＬ７１８円筒型アンヒル（ＩＮＣＯ
ＮＥ Ｌはインターナショナル・ニッケル・コーポレー
ションの商標である）を使って保持され、試料は高速鍛
造による高速変形が行なわれるよう位置付けられた。変
形直前にアンヒルは４００℃に予備加熱され、試料は両
アンビルの間で自由懸架された。充分に迅速な変形を提
供すべく Ｇ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ ＬＥ １５００システ
ムで提供されたストロータ割合は１２００ｍｍ／秒でプ
ログラムされた。これは逆にＯｒ−。
さが７ｍｍで、３ 、２ｍｍ方向に圧縮された。特に、
試料はＴＮＣＯＮＥＬ７１８円筒型アンヒル（ＩＮＣＯ
ＮＥ Ｌはインターナショナル・ニッケル・コーポレー
ションの商標である）を使って保持され、試料は高速鍛
造による高速変形が行なわれるよう位置付けられた。変
形直前にアンヒルは４００℃に予備加熱され、試料は両
アンビルの間で自由懸架された。充分に迅速な変形を提
供すべく Ｇ Ｌ Ｅ Ｅ Ｂ ＬＥ １５００システ
ムで提供されたストロータ割合は１２００ｍｍ／秒でプ
ログラムされた。これは逆にＯｒ−。
ＥＥＢＬＥシステムにより試料の表面にて測定された２
４０００’Ｃ／秒のバルク加熱割合を生み出した。
４０００’Ｃ／秒のバルク加熱割合を生み出した。
試料８００を形成する金属には基本的に異なる形状の粒
子２種類が含まれているので、この試料には異なるエネ
ルギー・レベルにて存在する材料か含まれる。最初に、
ｂｃｃ格子構造内に存在する固有の結晶化結合エネルギ
ーに克ち勝ち、即ち、完全に焼戻された構造の特性に克
ち勝ち、次に結晶を可塑的に変形させるため材料にエネ
ルギーが加えられたので、延在し変形した粒子は相当の
エネルギーを保有している。この変形は柔らかい完全に
焼戻された材料内に存在する密度以」二にその変形済み
構造内に存在する転位密度を増加させ、こうして変形構
造内の内部歪を相当増加させる。等軸化粒子は変形され
ないので、これらの粒子は比較的応力がなく、変形済み
粒子より少ないエネルギーを保有している。従って、第
８図に示された構造から、コア領域８１１を形成する粒
子内のエネルギー・レベルは表面領域８１０又は８１０
′ を形成する粒子内のエネルギー・レベルを相当越え
る。２相領域８１３及び８１３′ 内のエネルギー・レ
ベルはコアに対するレベルと表面領域に対するレベルの
中間に存在する。このエネルギー差はコア内に高強度を
提供し、表面領域内に延性と良好な成形性を提供する。
子２種類が含まれているので、この試料には異なるエネ
ルギー・レベルにて存在する材料か含まれる。最初に、
ｂｃｃ格子構造内に存在する固有の結晶化結合エネルギ
ーに克ち勝ち、即ち、完全に焼戻された構造の特性に克
ち勝ち、次に結晶を可塑的に変形させるため材料にエネ
ルギーが加えられたので、延在し変形した粒子は相当の
エネルギーを保有している。この変形は柔らかい完全に
焼戻された材料内に存在する密度以」二にその変形済み
構造内に存在する転位密度を増加させ、こうして変形構
造内の内部歪を相当増加させる。等軸化粒子は変形され
ないので、これらの粒子は比較的応力がなく、変形済み
粒子より少ないエネルギーを保有している。従って、第
８図に示された構造から、コア領域８１１を形成する粒
子内のエネルギー・レベルは表面領域８１０又は８１０
′ を形成する粒子内のエネルギー・レベルを相当越え
る。２相領域８１３及び８１３′ 内のエネルギー・レ
ベルはコアに対するレベルと表面領域に対するレベルの
中間に存在する。このエネルギー差はコア内に高強度を
提供し、表面領域内に延性と良好な成形性を提供する。
当技術では本出願人が開始された様式で多重エネルギー
・レベル構造を簡単に作成することが出来ない。この結
果は応力のない低エネルギー（等軸化）粒子を作成する
当技術で今日迄知られている主な方法か焼戻しによると
いう理由で生した。ストリップの焼戻しは一般に本出願
人の発明の方法で行なわれる如く局部化された変態を提
供するようには投射されていない。特に、バッチ式又は
連続式の焼戻しはス］−リップ全体にわたり完全に変態
された構造を発生する目的からストリップの横断面全体
にわたりＡ ｃ ３温度を上根るス１−リップのバルク
温度を」１昇させることに依存している。その結果、焼
戻されている全体のス１〜リップは等軸化構造であるそ
の最低自由エネルギ８゜ −状態に変態する。完全に焼戻された材料内には変形さ
れた粒子は存在しない。本出願人が開示した如く、ス１
−リップをその各表面下側の所定深さ迄選択的に変態化
することは当技術における現在の知識を使って得ること
が極めて困難である。特に、高い誘因歪を受ける焼戻さ
れた材料は破壊するという不運な傾向を有している。焼
戻された材料が破壊する場合、その破壊は表面における
亀裂として始まり、コアに向かって内方に進み、このコ
アが逆に破壊する。しかしながら、こうした破壊は本出
願人の発明による材料では発生しにくい、。
・レベル構造を簡単に作成することが出来ない。この結
果は応力のない低エネルギー（等軸化）粒子を作成する
当技術で今日迄知られている主な方法か焼戻しによると
いう理由で生した。ストリップの焼戻しは一般に本出願
人の発明の方法で行なわれる如く局部化された変態を提
供するようには投射されていない。特に、バッチ式又は
連続式の焼戻しはス］−リップ全体にわたり完全に変態
された構造を発生する目的からストリップの横断面全体
にわたりＡ ｃ ３温度を上根るス１−リップのバルク
温度を」１昇させることに依存している。その結果、焼
戻されている全体のス１〜リップは等軸化構造であるそ
の最低自由エネルギ８゜ −状態に変態する。完全に焼戻された材料内には変形さ
れた粒子は存在しない。本出願人が開示した如く、ス１
−リップをその各表面下側の所定深さ迄選択的に変態化
することは当技術における現在の知識を使って得ること
が極めて困難である。特に、高い誘因歪を受ける焼戻さ
れた材料は破壊するという不運な傾向を有している。焼
戻された材料が破壊する場合、その破壊は表面における
亀裂として始まり、コアに向かって内方に進み、このコ
アが逆に破壊する。しかしながら、こうした破壊は本出
願人の発明による材料では発生しにくい、。
特に、コア内の材料は表面領域内の材料より相当応力を
受ける。従って、冷却中にコア内に発生される結果的に
生じる歪はこれらの表面領域を圧縮状態にする。これは
逆に大きい歪が内部に誘因される場合はいっでも他の点
で完全に焼戻された材料の特性になり得る低い降伏強さ
にて表面が破壊するのを防止する。更に、内部エネルギ
ーか高く、材料表面に位置付けられる変形した結晶構造
は腐食し易い。本出願人の発明の材料の変態面内に固有
の低い内部エネルギーがこの材料の腐食抵抗を改善する
ことが有利である。
受ける。従って、冷却中にコア内に発生される結果的に
生じる歪はこれらの表面領域を圧縮状態にする。これは
逆に大きい歪が内部に誘因される場合はいっでも他の点
で完全に焼戻された材料の特性になり得る低い降伏強さ
にて表面が破壊するのを防止する。更に、内部エネルギ
ーか高く、材料表面に位置付けられる変形した結晶構造
は腐食し易い。本出願人の発明の材料の変態面内に固有
の低い内部エネルギーがこの材料の腐食抵抗を改善する
ことが有利である。
第９図は試料を横切る距離の関数としてプロットされた
第８図に示されたマイクロハードネス横断線８１６−８
１６’ における試料８００のマイクロハードネス値の
形状である。試料８００の表面８１２及び８１２′は図
示の如くこの形状の上縁部と底縁部に対応する。この形
状に示された硬度値は荷重１００ｇのクヌープ・マイク
ロハードネス試験値を使用してこの試料を試験すること
で得られた。明らかに、試料８００を形成する材料の硬
度はいずれか一方の表面８１２又は８１２′ 付近で一
層低い。コア８１１内に位置付けられた材料の硬度は冷
間加工により大略９０％低減化された・Ｓ Ａ Ｅ １
０１ｇ普通炭素鋼の硬度と大略等しい。しかしながら、
いずれか一方の表面付近の材料の硬度は完全に焼戻され
た５ＡＥ１０１８普通炭素鋼と関連ある硬度より幾分高
い。この鋼の強度はその硬度に比例しているので、試料
８００のいずれか一方の表面付近に位置付けられた材料
の強度はコア内の鋼の強度より小さい。ここで、見方を
変えると、鋼の延性は硬度値が低いと高くなり、硬度値
が高いと低くなる。その結果、試料８００のいずれか一
方の表面８１２又は８１２′付近に位置付けられた材料
の延性はコア８１１内に存在する材料の延性より高い。
第８図に示されたマイクロハードネス横断線８１６−８
１６’ における試料８００のマイクロハードネス値の
形状である。試料８００の表面８１２及び８１２′は図
示の如くこの形状の上縁部と底縁部に対応する。この形
状に示された硬度値は荷重１００ｇのクヌープ・マイク
ロハードネス試験値を使用してこの試料を試験すること
で得られた。明らかに、試料８００を形成する材料の硬
度はいずれか一方の表面８１２又は８１２′ 付近で一
層低い。コア８１１内に位置付けられた材料の硬度は冷
間加工により大略９０％低減化された・Ｓ Ａ Ｅ １
０１ｇ普通炭素鋼の硬度と大略等しい。しかしながら、
いずれか一方の表面付近の材料の硬度は完全に焼戻され
た５ＡＥ１０１８普通炭素鋼と関連ある硬度より幾分高
い。この鋼の強度はその硬度に比例しているので、試料
８００のいずれか一方の表面付近に位置付けられた材料
の強度はコア内の鋼の強度より小さい。ここで、見方を
変えると、鋼の延性は硬度値が低いと高くなり、硬度値
が高いと低くなる。その結果、試料８００のいずれか一
方の表面８１２又は８１２′付近に位置付けられた材料
の延性はコア８１１内に存在する材料の延性より高い。
２相領域８１３及び８１３′ないに存在する材料の延性
と硬度はコア８１１及び表面領域８１０及び８１０′
と関連ある値の中間値である。そのため、第８図に示さ
れたこの材料は良好な表面延性と高い強度のコアを提供
するのが有利である。これは良好な成形性と高強度を有
する材料を可能にする。
と硬度はコア８１１及び表面領域８１０及び８１０′
と関連ある値の中間値である。そのため、第８図に示さ
れたこの材料は良好な表面延性と高い強度のコアを提供
するのが有利である。これは良好な成形性と高強度を有
する材料を可能にする。
本出願人の発明に従って強化された低炭素鋼ストリップ
はマルチスタンド冷間圧延機又は単一スタンド圧延機内
の１つのスタンドにより製造出来る。例えば、５台のス
タンドの圧延機における第４スタンドはストリップがそ
のスタンドを通過する間にストリップの表面領域内に所
望の変態を作成するよう適度に調節出来よう。本発明の
合金がこの様式で製造される場合には、この合金は圧延
機から出る際容易に使用されよう。焼戻しの如き熱処理
は必要とされない。更に、変態は数１００℃の温度にお
いてのみ生じるので、変態ストリップ上にはあっても最
低の表面スケールが表われよう。
はマルチスタンド冷間圧延機又は単一スタンド圧延機内
の１つのスタンドにより製造出来る。例えば、５台のス
タンドの圧延機における第４スタンドはストリップがそ
のスタンドを通過する間にストリップの表面領域内に所
望の変態を作成するよう適度に調節出来よう。本発明の
合金がこの様式で製造される場合には、この合金は圧延
機から出る際容易に使用されよう。焼戻しの如き熱処理
は必要とされない。更に、変態は数１００℃の温度にお
いてのみ生じるので、変態ストリップ上にはあっても最
低の表面スケールが表われよう。
表われたとしてもこうしたスケールは慣用的なライト・
ピックリング方法を使用して最低の機器により極めて容
易に除去される。代替的に、以下に詳細に述べる如く、
表面スケールを防止する目的でガス・シールドを使用可
能である。
ピックリング方法を使用して最低の機器により極めて容
易に除去される。代替的に、以下に詳細に述べる如く、
表面スケールを防止する目的でガス・シールドを使用可
能である。
前掲の装置を使用して表面スケールが無い及び／又は表
面脱色が生じ得ることは周縁シールド機器を有する２個
の高いロールを有する単一スタンドの簡略化された側面
図を示す第１０図に表わされた本発明の装置を使用する
ことによりその発生が効果的に防止出来よう。ここで、
ストリップ１００１は各々矢印１００８及び１００８’
で示された方向に回転しているロール１００３及び１０
０３’ を含むロール・スタンド１０００に入る。スト
リップ１００１は従前のロール・スタンドにより従前に
冷間圧延されていたに違いない。ストリップ１００１が
特にロール１００３と１００３’の間のロール・スタン
ド１０００を通過する際ストリップ１００１に与えられ
る低減化は通常４０％程度である。ロール１００３と１
００３’の速度及び直径は両者共先に説明した如くその
変形中にストリップ１００１内の所望の高い加熱割合を
発生するよう選択されている。低減化されたス１〜リッ
プはストリップ１００４として矢印１００９で示されて
いる方向にてロール・スタンド１０００から出る。スト
リップ１００１がロール・スタンド１０００に入る前に
適当な低温度になっていることを確実にするため冷却ノ
ズル１０１Ｏ及び１０１０’ がストリップの幅にわた
り且つ適当な冷却剤をストリップに利用する目的で使用
される、５冷却剤は適当なガス、液体又はこの両者に出
来る。
面脱色が生じ得ることは周縁シールド機器を有する２個
の高いロールを有する単一スタンドの簡略化された側面
図を示す第１０図に表わされた本発明の装置を使用する
ことによりその発生が効果的に防止出来よう。ここで、
ストリップ１００１は各々矢印１００８及び１００８’
で示された方向に回転しているロール１００３及び１０
０３’ を含むロール・スタンド１０００に入る。スト
リップ１００１は従前のロール・スタンドにより従前に
冷間圧延されていたに違いない。ストリップ１００１が
特にロール１００３と１００３’の間のロール・スタン
ド１０００を通過する際ストリップ１００１に与えられ
る低減化は通常４０％程度である。ロール１００３と１
００３’の速度及び直径は両者共先に説明した如くその
変形中にストリップ１００１内の所望の高い加熱割合を
発生するよう選択されている。低減化されたス１〜リッ
プはストリップ１００４として矢印１００９で示されて
いる方向にてロール・スタンド１０００から出る。スト
リップ１００１がロール・スタンド１０００に入る前に
適当な低温度になっていることを確実にするため冷却ノ
ズル１０１Ｏ及び１０１０’ がストリップの幅にわた
り且つ適当な冷却剤をストリップに利用する目的で使用
される、５冷却剤は適当なガス、液体又はこの両者に出
来る。
ここで致命的なスケール及び／又は表面脱色はストリッ
プが最早酸化せず即ちスケール又は表面脱色を生じない
温度に冷却される迄ロール・スタンド１０００から出る
際の加熱されたス１−リップを非酸化雰囲気内に封入す
ることにより実質上防止出来る。これを提供するためマ
ニホルＩ＜１０１１及び１０１１’ はストリップ１０
０４がロール１００３と１００３’ の間から出る際ス
トリップ１００４を包囲する。これらのマニホルＩ・は
接続部１０１２及び１０１２’ を介して窒素又は不活
性ガスの如き適当なシールド・カスが各々充填される。
プが最早酸化せず即ちスケール又は表面脱色を生じない
温度に冷却される迄ロール・スタンド１０００から出る
際の加熱されたス１−リップを非酸化雰囲気内に封入す
ることにより実質上防止出来る。これを提供するためマ
ニホルＩ＜１０１１及び１０１１’ はストリップ１０
０４がロール１００３と１００３’ の間から出る際ス
トリップ１００４を包囲する。これらのマニホルＩ・は
接続部１０１２及び１０１２’ を介して窒素又は不活
性ガスの如き適当なシールド・カスが各々充填される。
カスは個々のマニホルｌ；１０１＋と１０１１’内に含
まれる−に方領域１０１３と下方領域１０１３’ に満
たされかくしてスｌヘリツブがマニホル１くの間を移動
する際ストリップ１００４の−に面と底面の両方をブラ
ンケット化する。その結果、このガスは高温のストリッ
プがマニホルドから出る迄効果的にその酸化を防止し、
マニホル１−の箇所迄にこのスＩ−リップは致命的スケ
ール又は表面の脱色が生しる温度以下の温度に冷却され
ていよう。ス１−リップ１００４に適用される且つは又
、ストリップを幾分冷却出来る。シールドの代わりに冷
却を提供する目的で非シールド・ガスを使用すべき場合
には前者のカスは先に説明した様式にてマニホル１＜１
０１３と１０１３’ を使用してストリップに向けるこ
とも出来る。
まれる−に方領域１０１３と下方領域１０１３’ に満
たされかくしてスｌヘリツブがマニホル１くの間を移動
する際ストリップ１００４の−に面と底面の両方をブラ
ンケット化する。その結果、このガスは高温のストリッ
プがマニホルドから出る迄効果的にその酸化を防止し、
マニホル１−の箇所迄にこのスＩ−リップは致命的スケ
ール又は表面の脱色が生しる温度以下の温度に冷却され
ていよう。ス１−リップ１００４に適用される且つは又
、ストリップを幾分冷却出来る。シールドの代わりに冷
却を提供する目的で非シールド・ガスを使用すべき場合
には前者のカスは先に説明した様式にてマニホル１＜１
０１３と１０１３’ を使用してストリップに向けるこ
とも出来る。
ロール］００３と１００３’ の初期温度は個々の誘導
コイル１０１４と１０１４’ を使用してロールの表
面を加熱することにより変形開始前に所望の作動レベル
に増加出来る。各誘導コイルはその関連あるロールの表
面に平行に走り（ロール１００３に対しコイル１０１４
）、ロールの全体の長さにわたり延在する。
コイル１０１４と１０１４’ を使用してロールの表
面を加熱することにより変形開始前に所望の作動レベル
に増加出来る。各誘導コイルはその関連あるロールの表
面に平行に走り（ロール１００３に対しコイル１０１４
）、ロールの全体の長さにわたり延在する。
このようにして各誘導コイルは励磁された際その関連あ
るロールの表面に均一な温度を発生し、方、そのロール
は変形開始前にターンされている。
るロールの表面に均一な温度を発生し、方、そのロール
は変形開始前にターンされている。
代替的に、誘導ヒーターの代わりにラジアンｈ・ガス又
は電子式ヒーターを使用可能である。これらの各ロール
のコアはロール支持軸受が変形中に過熱するのを防止す
る目的で水冷可能である。これらの軸受はこの形式の圧
延作動において存在する高速度と高い荷重に耐えること
が出来なけれはならない。軸受アッセンブリーとその関
連ある軸受マウントは圧延機産業において現在使用され
ている多くの適当な形式の任意のものに出来る。ロール
１００３と１．００３’の温度が極めて高いレベルに１
−昇する場合は、油又は水噴射の如き適当な冷却剤を各
々パイプ１０１５と１０１５’ によりロール表面に向
けることが出来る。各パイプはその関連あるロールの全
長に大略平行に走り、その全長迄延びている。各ロール
の表面を所望の温度、好適にはストリップ１００４がロ
ールを離れる際のその出口温度以上の温度に保つｌ」的
から冷却剤はロールに適用されるに過ぎないであろう。
は電子式ヒーターを使用可能である。これらの各ロール
のコアはロール支持軸受が変形中に過熱するのを防止す
る目的で水冷可能である。これらの軸受はこの形式の圧
延作動において存在する高速度と高い荷重に耐えること
が出来なけれはならない。軸受アッセンブリーとその関
連ある軸受マウントは圧延機産業において現在使用され
ている多くの適当な形式の任意のものに出来る。ロール
１００３と１．００３’の温度が極めて高いレベルに１
−昇する場合は、油又は水噴射の如き適当な冷却剤を各
々パイプ１０１５と１０１５’ によりロール表面に向
けることが出来る。各パイプはその関連あるロールの全
長に大略平行に走り、その全長迄延びている。各ロール
の表面を所望の温度、好適にはストリップ１００４がロ
ールを離れる際のその出口温度以上の温度に保つｌ」的
から冷却剤はロールに適用されるに過ぎないであろう。
ここで、材料をそのＡｃｌ温度とＡｃ３温度以上に圧延
することか熱間圧延と考えられ、材料をその再結晶化温
度を下廻る温度にて圧延することが冷間圧延と考えられ
る場合は、本発明の方法はロールに入る材料の温度を低
い温度、好適には室温又は室温付近の温度にしなければ
ならないことを条件に中間温度にて圧延するものと考え
ることが出来る。最終的な圧延温度は材料の通常の再結
晶化温度範囲を下廻る。
することか熱間圧延と考えられ、材料をその再結晶化温
度を下廻る温度にて圧延することが冷間圧延と考えられ
る場合は、本発明の方法はロールに入る材料の温度を低
い温度、好適には室温又は室温付近の温度にしなければ
ならないことを条件に中間温度にて圧延するものと考え
ることが出来る。最終的な圧延温度は材料の通常の再結
晶化温度範囲を下廻る。
ここで理解される如く、低炭素鋼の如く、同素性変態を
受けて急速加熱時に抑制された変態温度を呈する材料は
本発明の開示内容に従って３５％以上の値に強化出来、
形成すべき最適の延性を依然保有出来る。先に注記した
如く、チタン、スズ、マンガン、各種アルミニウム合金
、各種銅合金及び各種ニッケル合金がこうした同素性変
態を受ける他の材料である。チタン合金は極めて高価で
あるが、高強度と軽量化の主たる設計上の目標である特
に航空機用被覆体といった多くの適用例に広範に使用さ
れている。本明細書で開示された本出願人の開示内容を
通じてこれらの材料は依然延性は保持したまま硬化出来
る。例えば、チタン・シーｌ−（ストリップ）の所定の
厚さは、その各表面から始まり、予め設定された深さ迄
その下方にて延在する領域内で強制的に変態可能であり
、コアが硬化変形された冷間加工構造を保持する間にこ
れらの領域内に延性等軸化粒子構造を発生する。
受けて急速加熱時に抑制された変態温度を呈する材料は
本発明の開示内容に従って３５％以上の値に強化出来、
形成すべき最適の延性を依然保有出来る。先に注記した
如く、チタン、スズ、マンガン、各種アルミニウム合金
、各種銅合金及び各種ニッケル合金がこうした同素性変
態を受ける他の材料である。チタン合金は極めて高価で
あるが、高強度と軽量化の主たる設計上の目標である特
に航空機用被覆体といった多くの適用例に広範に使用さ
れている。本明細書で開示された本出願人の開示内容を
通じてこれらの材料は依然延性は保持したまま硬化出来
る。例えば、チタン・シーｌ−（ストリップ）の所定の
厚さは、その各表面から始まり、予め設定された深さ迄
その下方にて延在する領域内で強制的に変態可能であり
、コアが硬化変形された冷間加工構造を保持する間にこ
れらの領域内に延性等軸化粒子構造を発生する。
こうしたシートは完全に焼戻されたシー１−より強力で
あり、しかも殆ど延性がある。強化されたシー ｌ−と
同じ強度を得るため、完全に焼戻されたシー１−は強化
されたシートより厚く作成される必要があろう。これは
逆に多くの材料を消費し、最終シー１−のコストを増加
させる。しかしながら、本明細書で記載された本発明の
様式にて強化されたチタン製シートを使用することによ
り薄いシー１へ・ス１ヘツクを使用出来、結果的に今日
迄採用可能であったものより材料のコストの減化と重量
の低減化を伴う。チタン合金は極めて高価であり、航空
機の作成といった１つの適用例で相当量がしばしば使用
されるので材料における結果的に生ずるコスト節約が適
用においては極めて重要になり得る。更に、本明細書で
述べた如く、典型的には３５％程度強化された普通の低
炭素鋼は他のコストの高い鋼合金と置換可能である。代
替的に、自動車及び設備本体の部品の如き多くの適用例
は薄い強化された鋼材料を使用出来、かくして完全に焼
戻された低炭素鋼の厚材の使用以上に著しく重量低減化
と材料の節約が有利にされる。
あり、しかも殆ど延性がある。強化されたシー ｌ−と
同じ強度を得るため、完全に焼戻されたシー１−は強化
されたシートより厚く作成される必要があろう。これは
逆に多くの材料を消費し、最終シー１−のコストを増加
させる。しかしながら、本明細書で記載された本発明の
様式にて強化されたチタン製シートを使用することによ
り薄いシー１へ・ス１ヘツクを使用出来、結果的に今日
迄採用可能であったものより材料のコストの減化と重量
の低減化を伴う。チタン合金は極めて高価であり、航空
機の作成といった１つの適用例で相当量がしばしば使用
されるので材料における結果的に生ずるコスト節約が適
用においては極めて重要になり得る。更に、本明細書で
述べた如く、典型的には３５％程度強化された普通の低
炭素鋼は他のコストの高い鋼合金と置換可能である。代
替的に、自動車及び設備本体の部品の如き多くの適用例
は薄い強化された鋼材料を使用出来、かくして完全に焼
戻された低炭素鋼の厚材の使用以上に著しく重量低減化
と材料の節約が有利にされる。
本出願人の発明による強化された材料は高強度と最適の
成形性を提供する慣用的な市販されている合金より多く
の顕著な主たる利点ももたらす。
成形性を提供する慣用的な市販されている合金より多く
の顕著な主たる利点ももたらす。
主たる第１利点はコストである。本発明に従って製造さ
れた強化材料と同じ強度と延性を提供する慣用的に生産
された合金は広範囲に適用可能であるが、強化された材
料より高価である。これは多くの理由から生じている。
れた強化材料と同じ強度と延性を提供する慣用的に生産
された合金は広範囲に適用可能であるが、強化された材
料より高価である。これは多くの理由から生じている。
第１に、高強度と良好な成形性をもたらす慣用的に生産
される合金はコロンヂウム及びバナジウムの如き特異な
高価な合金素子を要する。しかしながら、本発明の強化
された材料は慣用的に生産される合金と同し強度、成形
性を提供するのに低減化された量の各合金元素を要する
か又は全く要しないのが有利であろう。
される合金はコロンヂウム及びバナジウムの如き特異な
高価な合金素子を要する。しかしながら、本発明の強化
された材料は慣用的に生産される合金と同し強度、成形
性を提供するのに低減化された量の各合金元素を要する
か又は全く要しないのが有利であろう。
第２にこれらの慣用的に生産された合金は増強された強
度、良好な成形性を提供すべく複雑な／熱的処理を受け
る必要がある。特に、慣用的に生産される合金は冷間圧
延機を起動すると熱処理を受ける。これは逆に連続焼鈍
又はバッチ焼鈍を行なう機器を必要とする。焼鈍炉及び
トラック、車、トラクター、クレーン並びに雰囲気準備
機器の如き関連ある付帯機器は極めて高価であるが、連
続焼鈍機器は更に高価である。更に、最終構造に延性を
与える極めて短時間内に完全な等軸化粒子を製造する慣
用的な焼鈍に対してはこの焼鈍はＡｅ３温度以上で生じ
る必要があろう。これらの温度において、焼鈍が保護雰
囲気内で行なわれなければ相当量のスケールがス１〜リ
ップの表面全体に発＝９１ 生する。大量のスケールを除去するよう設計された機器
は高価であり、一般に入手と配設がコスト高の危険性が
あり、腐食性のある試剤を利用している。代替的に、保
護雰囲気内での焼鈍は窒素又は分解アンモニアの如き相
当量の適当なガスを必要とし、分解アンモニアは入手上
高価である。そおため、焼鈍機器は初期コストが高く、
稼働コストが高い。これは逆に、この機器を使用して生
産される結果的に生じるストリップのコスト高になる。
度、良好な成形性を提供すべく複雑な／熱的処理を受け
る必要がある。特に、慣用的に生産される合金は冷間圧
延機を起動すると熱処理を受ける。これは逆に連続焼鈍
又はバッチ焼鈍を行なう機器を必要とする。焼鈍炉及び
トラック、車、トラクター、クレーン並びに雰囲気準備
機器の如き関連ある付帯機器は極めて高価であるが、連
続焼鈍機器は更に高価である。更に、最終構造に延性を
与える極めて短時間内に完全な等軸化粒子を製造する慣
用的な焼鈍に対してはこの焼鈍はＡｅ３温度以上で生じ
る必要があろう。これらの温度において、焼鈍が保護雰
囲気内で行なわれなければ相当量のスケールがス１〜リ
ップの表面全体に発＝９１ 生する。大量のスケールを除去するよう設計された機器
は高価であり、一般に入手と配設がコスト高の危険性が
あり、腐食性のある試剤を利用している。代替的に、保
護雰囲気内での焼鈍は窒素又は分解アンモニアの如き相
当量の適当なガスを必要とし、分解アンモニアは入手上
高価である。そおため、焼鈍機器は初期コストが高く、
稼働コストが高い。これは逆に、この機器を使用して生
産される結果的に生じるストリップのコスト高になる。
本発明の強化された材料は有利なことにこれらのコスト
を何んら生しない。本出願人の発明による材料は比較的
低い温度、即ち数１００℃にて変態を受けるので、これ
らの材料上に形成される表面スケールは前述の如く最低
になり、簡単で廉価な経過酸洗作動により除去出来、
はシールド・ガスを使って防止出来る。表面スケールが
生じない場合は、酸洗作動は必要であり、こうして結果
的に処理コストの節約が付加的に図れる。更に、慣用的
に生産される金属はその硬度も高める目的から焼鈍後に
しばしば冷間圧延される。慣用的な焼鈍の必要性をなく
すことにより、本出願人の強化された材料は特に強化の
目的上冷間圧延機を通じて走行させる必要がない。これ
は逆に典型的には慣用的に焼鈍される金属の製造」１生
ずる１個以上の圧延段階、関連ある作業スタンドと圧延
スタンドの必要性をなくす。結局、これは慣用的に生産
される金属に対し更にコスト節約となる。
を何んら生しない。本出願人の発明による材料は比較的
低い温度、即ち数１００℃にて変態を受けるので、これ
らの材料上に形成される表面スケールは前述の如く最低
になり、簡単で廉価な経過酸洗作動により除去出来、
はシールド・ガスを使って防止出来る。表面スケールが
生じない場合は、酸洗作動は必要であり、こうして結果
的に処理コストの節約が付加的に図れる。更に、慣用的
に生産される金属はその硬度も高める目的から焼鈍後に
しばしば冷間圧延される。慣用的な焼鈍の必要性をなく
すことにより、本出願人の強化された材料は特に強化の
目的上冷間圧延機を通じて走行させる必要がない。これ
は逆に典型的には慣用的に焼鈍される金属の製造」１生
ずる１個以上の圧延段階、関連ある作業スタンドと圧延
スタンドの必要性をなくす。結局、これは慣用的に生産
される金属に対し更にコスト節約となる。
更に、普通炭素鋼はＨ８ＬＡ又は合金鋼より抵抗溶接と
形成に対し一層容易である。従って、強度と延性の同様
の値を提供する慣用的に生産されたＨ８ＬＡ又は合金鋼
の代わりに前掲した様式にて強化された普通炭素鋼合金
を使用することにより簡単で比較的廉価な溶接方法を使
用して結果的に更にコスト節約を図ることが出来る。
形成に対し一層容易である。従って、強度と延性の同様
の値を提供する慣用的に生産されたＨ８ＬＡ又は合金鋼
の代わりに前掲した様式にて強化された普通炭素鋼合金
を使用することにより簡単で比較的廉価な溶接方法を使
用して結果的に更にコスト節約を図ることが出来る。
これらのロス１〜節約の結果１本出願人の発明による強
化された材料の使用は等量の強度と延性を提供する更に
コスト高の合金の使用を充分有利になくすことが出来る
。特に、他の点で適当な強度を提供したい低コストの延
性低炭素鋼合金は前述した本発明の様式にて強化出来、
更にその延性を保持出来る。従って、慣用的な熱処理を
使って生産された高強度鋼合金か過去において要求され
たとすれば良好な加工性しこ対し冷間加 コアにより強
化され等軸化表面領域を含む低強度の普通炭素鋼で作成
される本発明の低炭素鋼合金かその代わりに使用された
であろう。本発明の方法は低炭素鋼に限定されず、又、
合金材料に適用可能である。
化された材料の使用は等量の強度と延性を提供する更に
コスト高の合金の使用を充分有利になくすことが出来る
。特に、他の点で適当な強度を提供したい低コストの延
性低炭素鋼合金は前述した本発明の様式にて強化出来、
更にその延性を保持出来る。従って、慣用的な熱処理を
使って生産された高強度鋼合金か過去において要求され
たとすれば良好な加工性しこ対し冷間加 コアにより強
化され等軸化表面領域を含む低強度の普通炭素鋼で作成
される本発明の低炭素鋼合金かその代わりに使用された
であろう。本発明の方法は低炭素鋼に限定されず、又、
合金材料に適用可能である。
例えば低合金材料は本発明の方法により、連続的に生産
される高い合金材料と強度と延性の対比出来る降伏強さ
と延性を有する材料を提供し、強化された材料を生産す
るのに必要とされる合金元素の足とこの材料のコストの
両方も有利に低減化するよう強化出来よう。
される高い合金材料と強度と延性の対比出来る降伏強さ
と延性を有する材料を提供し、強化された材料を生産す
るのに必要とされる合金元素の足とこの材料のコストの
両方も有利に低減化するよう強化出来よう。
高強度と良好な成形性を提供する慣用的に生産された合
金に優る本出願人の強化された材料に固有の第２の主た
る利点は方向性特性の低減化にあり、前述の如く、改善
された腐食抵抗にある。慣用的に生産された材料は焼鈍
に引続き行なわれる冷間加工で硬化される。結果的に生
しる構造には方向性曲げ特性を呈する変形粒子をその表
面に含有している。従って、表面の亀裂がしばしば最初
に横方向に向けられた応力に応答して冷間圧延材料内し
こ表われる。これらの亀裂は次に、内方に進展し、最後
には材料の横断面全体に破壊する。逆に、本出願人の発
明の材料の表面内に存在する等軸化粒子は比較的 い内
部エネルギーを有し、任意の方向にて極めて延性がある
。従って、本出願人の発明しこよる材料は 買上方向性
がなく、従って、慣用的に生産される合金より表面亀裂
と腐食が受けにくい。
金に優る本出願人の強化された材料に固有の第２の主た
る利点は方向性特性の低減化にあり、前述の如く、改善
された腐食抵抗にある。慣用的に生産された材料は焼鈍
に引続き行なわれる冷間加工で硬化される。結果的に生
しる構造には方向性曲げ特性を呈する変形粒子をその表
面に含有している。従って、表面の亀裂がしばしば最初
に横方向に向けられた応力に応答して冷間圧延材料内し
こ表われる。これらの亀裂は次に、内方に進展し、最後
には材料の横断面全体に破壊する。逆に、本出願人の発
明の材料の表面内に存在する等軸化粒子は比較的 い内
部エネルギーを有し、任意の方向にて極めて延性がある
。従って、本出願人の発明しこよる材料は 買上方向性
がなく、従って、慣用的に生産される合金より表面亀裂
と腐食が受けにくい。
当技術の熟知者は第４図及び第５図に示されたロールが
多数の異なる良く知られた構成の任意の構成しこ出来る
ことが明瞭に認識されよう。更に、ストリップ内にこれ
らの変態を連続的に発生する圧延スタンドも１個以上設
けることか出来る。この場合、各圧延スタンドはスＩ−
リップに与えられる高速度の変形の結果変態を誘因させ
よう。各連続する変態は連続する粒子細粒化即ち連続す
る全体的な又は部分的変態を経験した領域内に更に細か
い粒子を発生しよう。局処化された変態はこれら圧延ス
タンドの各スタンドにて生じるので、これは別々の圧延
パスの間で別々の熱処理を行なう必要性をなくす能力を
有利に提供するものである。
多数の異なる良く知られた構成の任意の構成しこ出来る
ことが明瞭に認識されよう。更に、ストリップ内にこれ
らの変態を連続的に発生する圧延スタンドも１個以上設
けることか出来る。この場合、各圧延スタンドはスＩ−
リップに与えられる高速度の変形の結果変態を誘因させ
よう。各連続する変態は連続する粒子細粒化即ち連続す
る全体的な又は部分的変態を経験した領域内に更に細か
い粒子を発生しよう。局処化された変態はこれら圧延ス
タンドの各スタンドにて生じるので、これは別々の圧延
パスの間で別々の熱処理を行なう必要性をなくす能力を
有利に提供するものである。
ここでストリップ内に連続した局部的な変態を生じさせ
る目的でスＩ−リップが１個以上の連続する圧延パスを
受けるか否かは少なくとも部分的には各パスにより提供
される所望の低減化とストリップの最終的な所望の厚さ
により制御されよう。
る目的でスＩ−リップが１個以上の連続する圧延パスを
受けるか否かは少なくとも部分的には各パスにより提供
される所望の低減化とストリップの最終的な所望の厚さ
により制御されよう。
特に、第１４図は特に２個の加工ロール１４１０と１４
１０’及び２個のバック・アップ・ロール１４０３と１
４０３’ を使用する４個の高いロールから成る単一ス
タンｌ＜１４００である本出願人の発明による装置と他
の実施態様の簡略化された側面図を示す。加工ロールは
入カス１〜リップ１４０１がロールの間に入る際入カス
トリップ１４０１と接触している。圧延される材料１４
０４はそれが加工ロールの間のロール・ギャップから出
る際矢印１４０９で示された方向に移動する。加工ロー
ル１４１０と１４１０’ は各々矢目月４０８と１４０
８’で与えられた方向に回転し、一方、バック・アップ
・ロール１４０３と１４０３’ は各々矢印１４０４と
１４０４’で与えられた方向に回転する。加工ロールは
直径が比較的小さいので、これらのロールが大きい直径
を有している場合に必要とされる場合より小さい力が入
カス１−リップ１４０１の圧延に必要である。加工ロー
ルは典型的には直径が１２．７−２５．４ａｍ （大略
５−１１インチ）に出来、一方、ハック・アップ・ロー
ルは典型的には直径が２５．４−１．Ｏｌ、［’ｉｃｍ
（大略１０−４０インチ）の間に出来る。更に、これ
らのロール全てに対する（良く知られており図示されて
いない）支持軸受は実質的な量に耐えなければならない
。先に説明した如く、本発明の方法は上昇温度にて作動
しなければならない加］二ロールを使用している。加工
ロール支持軸受が低温度で作動するようにするため加工
ロール軸端部と全ての加工ロール支持軸受は冷却する必
要があろう。代替的に、こうした冷却の必要性はなくさ
れなければ加工ロールの表前記の材料が極めて低い伝熱
率を有していれば低減化出来る。こうした材料の使用は
各加工表面の表面を最適の温度に上昇出来る一方、ロー
ルのコアと軸端部も室温に又は室温付近に維持する。従
って、各加工ロールの表面は適当なセラミック又は高温
材料の比較的厚いコーティングを形成出来る。例えば、
図示の如く、加工ロール１４１０と１４１０’は各々軸
、又はコア）１４１２と１４１２’ に付着されたシリ
コン・カーバイドのｉｌき適当な材料のコーティング１
４１１と１４１１’ を有することが出来る。こうした
セラミック材料は伝熱率が低く、比熱が低いのでロール
表面は極めて僅かの熱を加えることで温度を」１昇させ
ることが出来る。更に、この材料の伝熱率が低いので他
の点で軸１４１２と１４１．’２’へロール表面から流
れる熱の量が制限され、従って無くされない場合には加
工ロール支持軸受を冷却する必要性を低減化する。
１０’及び２個のバック・アップ・ロール１４０３と１
４０３’ を使用する４個の高いロールから成る単一ス
タンｌ＜１４００である本出願人の発明による装置と他
の実施態様の簡略化された側面図を示す。加工ロールは
入カス１〜リップ１４０１がロールの間に入る際入カス
トリップ１４０１と接触している。圧延される材料１４
０４はそれが加工ロールの間のロール・ギャップから出
る際矢印１４０９で示された方向に移動する。加工ロー
ル１４１０と１４１０’ は各々矢目月４０８と１４０
８’で与えられた方向に回転し、一方、バック・アップ
・ロール１４０３と１４０３’ は各々矢印１４０４と
１４０４’で与えられた方向に回転する。加工ロールは
直径が比較的小さいので、これらのロールが大きい直径
を有している場合に必要とされる場合より小さい力が入
カス１−リップ１４０１の圧延に必要である。加工ロー
ルは典型的には直径が１２．７−２５．４ａｍ （大略
５−１１インチ）に出来、一方、ハック・アップ・ロー
ルは典型的には直径が２５．４−１．Ｏｌ、［’ｉｃｍ
（大略１０−４０インチ）の間に出来る。更に、これ
らのロール全てに対する（良く知られており図示されて
いない）支持軸受は実質的な量に耐えなければならない
。先に説明した如く、本発明の方法は上昇温度にて作動
しなければならない加］二ロールを使用している。加工
ロール支持軸受が低温度で作動するようにするため加工
ロール軸端部と全ての加工ロール支持軸受は冷却する必
要があろう。代替的に、こうした冷却の必要性はなくさ
れなければ加工ロールの表前記の材料が極めて低い伝熱
率を有していれば低減化出来る。こうした材料の使用は
各加工表面の表面を最適の温度に上昇出来る一方、ロー
ルのコアと軸端部も室温に又は室温付近に維持する。従
って、各加工ロールの表面は適当なセラミック又は高温
材料の比較的厚いコーティングを形成出来る。例えば、
図示の如く、加工ロール１４１０と１４１０’は各々軸
、又はコア）１４１２と１４１２’ に付着されたシリ
コン・カーバイドのｉｌき適当な材料のコーティング１
４１１と１４１１’ を有することが出来る。こうした
セラミック材料は伝熱率が低く、比熱が低いのでロール
表面は極めて僅かの熱を加えることで温度を」１昇させ
ることが出来る。更に、この材料の伝熱率が低いので他
の点で軸１４１２と１４１．’２’へロール表面から流
れる熱の量が制限され、従って無くされない場合には加
工ロール支持軸受を冷却する必要性を低減化する。
更に、加工ロールが多数のロールにより抑制されている
Ｓ６１ｄｚｉｍｉｒ圧延機の場合、加工ロール支′持軸
受は必要ではない。明らかに、セラミック又は高温材料
が被覆された材料は鋳鉄又は鋼の如き金属で全体的に作
成されたロールより更に低い熱を提供する。そのため、
加工ロール軸１４１２と１４１２’に対する低減化され
た熱の流れに加えて、加工ロール上のセラミック又は高
温コーティング１４１２と１４１、２ ’ の使用によ
り加工ロールによってバック・アップ・ロール１４０３
と１４０３’に伝えられる熱の量も極めて少量になる。
Ｓ６１ｄｚｉｍｉｒ圧延機の場合、加工ロール支′持軸
受は必要ではない。明らかに、セラミック又は高温材料
が被覆された材料は鋳鉄又は鋼の如き金属で全体的に作
成されたロールより更に低い熱を提供する。そのため、
加工ロール軸１４１２と１４１２’に対する低減化され
た熱の流れに加えて、加工ロール上のセラミック又は高
温コーティング１４１２と１４１、２ ’ の使用によ
り加工ロールによってバック・アップ・ロール１４０３
と１４０３’に伝えられる熱の量も極めて少量になる。
各加工ロールの表面の温度はロールが材料１４０１と接
触している間に所望の温度に維持されるのが有利である
。加工ロール１４１２と１４１２’は各々水又は適当な
水と油の混合物をこれらのロール上に噴射する各スプレ
ー・クーラー１４１３と１４１．３ ’ によりその出
口側に冷却される。ロール１４１２と１４１２’も始動
中及び圧延作動全体にわたり必要とされる場合の任意の
時点に各々これらのロールの入力（入口）側に位置付け
である各適当なヒーター１４１５と１４１５’ により
加熱される。これらのヒーターはラジアント・ヒーター
に出来る。ストリップがロール・ギャップの間に入る際
ストリップの温度が室温であるか又は室温付近にあるこ
とを確実にするため入力ストリップ１４０１は噴射クー
ラー１４１４と１４１４’ により冷却される。従前の
冷間加工からス１、リップ１４０１内で発生された熱の
量はそのス１−リツブがロール１４１０と１４１０’
に入る前に除去されなければならない。このストリップ
が従前の時間に冷間圧延され、室温に又は室温付近に冷
却する充分な時間を有している場合はストリップの冷却
は不必要であろう。この冷却と加熱方法は加工ロールと
入力側を所望の温度に加熱する必要性があることから通
常冷間加工にて遭遇するものとは異なっている。
触している間に所望の温度に維持されるのが有利である
。加工ロール１４１２と１４１２’は各々水又は適当な
水と油の混合物をこれらのロール上に噴射する各スプレ
ー・クーラー１４１３と１４１．３ ’ によりその出
口側に冷却される。ロール１４１２と１４１２’も始動
中及び圧延作動全体にわたり必要とされる場合の任意の
時点に各々これらのロールの入力（入口）側に位置付け
である各適当なヒーター１４１５と１４１５’ により
加熱される。これらのヒーターはラジアント・ヒーター
に出来る。ストリップがロール・ギャップの間に入る際
ストリップの温度が室温であるか又は室温付近にあるこ
とを確実にするため入力ストリップ１４０１は噴射クー
ラー１４１４と１４１４’ により冷却される。従前の
冷間加工からス１、リップ１４０１内で発生された熱の
量はそのス１−リツブがロール１４１０と１４１０’
に入る前に除去されなければならない。このストリップ
が従前の時間に冷間圧延され、室温に又は室温付近に冷
却する充分な時間を有している場合はストリップの冷却
は不必要であろう。この冷却と加熱方法は加工ロールと
入力側を所望の温度に加熱する必要性があることから通
常冷間加工にて遭遇するものとは異なっている。
バック・アップ・□ロール１４０３と１４０３’は典型
的にはバック・アップ・ロール作業で使用される鋳鉄又
は適当な鋼で作成可能である。加工ロール１４１０と１
４１０’ に対する軸線は好適には高強度合金鋼である
適当な鋼であるのが有利である。加工ロールの一部の曲
げは圧延作動で生じるので、加工ロールに使用されるコ
ア材料は圧延作動に存在し得る連続した及び断続的側部
荷重に耐えることが出来なければならない。加工ロール
が重い側部荷重に遭遇すると期待される場合は付加的な
側部支持ロール 必要であろう。加工ロールの表面に使
用される材料は極めて硬くなければならず、高い圧縮荷
重に耐えることが出来なければならず、処理されている
ストリップ上に充分な圧延面を提供する表 仕上げに適
していなければならず且つ本発明の方法で遭遇する上昇
温度にて安定になっていなければならない。加工ロール
が耐えなければならない最高温度は大略５００℃であろ
う。大略１２００℃迄安定状態にとどまるセラミックス
（又は他の適当な高温材料）は容易に入手可能であるの
で、加工ロールとして使用されるよう特に開発されたこ
うしたセラミックス、又は他の適当な高温材料）製の同
心的且つ同軸 に向けられたカバーを有する軸を有利に
使用可能である。代替的に、各加工ロールは断熱材を保
護する（重い壁管の如き）同心的且つ同軸的に向けられ
た管状カバーに続くセラミックス製の適当な断熱材によ
り同心状及び同軸状にてカバーされた鋼軸と共に作成可
能である。
的にはバック・アップ・ロール作業で使用される鋳鉄又
は適当な鋼で作成可能である。加工ロール１４１０と１
４１０’ に対する軸線は好適には高強度合金鋼である
適当な鋼であるのが有利である。加工ロールの一部の曲
げは圧延作動で生じるので、加工ロールに使用されるコ
ア材料は圧延作動に存在し得る連続した及び断続的側部
荷重に耐えることが出来なければならない。加工ロール
が重い側部荷重に遭遇すると期待される場合は付加的な
側部支持ロール 必要であろう。加工ロールの表面に使
用される材料は極めて硬くなければならず、高い圧縮荷
重に耐えることが出来なければならず、処理されている
ストリップ上に充分な圧延面を提供する表 仕上げに適
していなければならず且つ本発明の方法で遭遇する上昇
温度にて安定になっていなければならない。加工ロール
が耐えなければならない最高温度は大略５００℃であろ
う。大略１２００℃迄安定状態にとどまるセラミックス
（又は他の適当な高温材料）は容易に入手可能であるの
で、加工ロールとして使用されるよう特に開発されたこ
うしたセラミックス、又は他の適当な高温材料）製の同
心的且つ同軸 に向けられたカバーを有する軸を有利に
使用可能である。代替的に、各加工ロールは断熱材を保
護する（重い壁管の如き）同心的且つ同軸的に向けられ
た管状カバーに続くセラミックス製の適当な断熱材によ
り同心状及び同軸状にてカバーされた鋼軸と共に作成可
能である。
本発明の開示内容に従って作成された等軸化表面構造と
バンド化コアを有する材料はコア材料内でのみ方向性の
機械的特性を有しよう。コア材料に起因する残りの方向
性は実質上交差圧延方法を使用することにより実質的に
低減化出来るか又は木質的に無くすことが出来る。ここ
で、ストリップはクロス圧延機内に挿入される前に適当
な長さに剪断され、かくして極めて高価な連続クロス圧
延機の使用と必要性をなくす。
バンド化コアを有する材料はコア材料内でのみ方向性の
機械的特性を有しよう。コア材料に起因する残りの方向
性は実質上交差圧延方法を使用することにより実質的に
低減化出来るか又は木質的に無くすことが出来る。ここ
で、ストリップはクロス圧延機内に挿入される前に適当
な長さに剪断され、かくして極めて高価な連続クロス圧
延機の使用と必要性をなくす。
更に、先に注記した如く、圧延以外の他の処理を使用し
て高速度変形を発生することが出来る。
て高速度変形を発生することが出来る。
これらのプロセスには例示的に鍛造と押出しく線引き）
が含まれる。従って、等軸化粒子の表面と延在粒子のコ
アから成る材料は圧延を使用するシート（スＩ〜リップ
）、押出しを使用するワイヤ、又 爆発鍛造に限定され
ないがその鍛造を含む高速鍛造を使用する特に薄い断面
による他の形状にて容易に形成可能である。押出しが使
用される場合は、押出しダイは温度が−Ｉ−昇可能にさ
れなければならす、好適には潤滑剤は皆無か又は最低の
量を使用しなければならない。明らかに、材料がダイに
通される割合と結果的に生ずる減少量は変形される材料
内の所望の変形量と結果的に生じる高い加熱割合を提供
するよう適当に調節される。潤滑剤を使用すべき場合に
は材料がダイに付着するのを防止するのに充分な潤滑剤
が使用されるが、ダイの冷却には充分な量は使用されな
い。タイが伝熱により材料を冷却するのを防止するため
ダイは又、材料の所望の最終温度を僅かに越える温度に
維持出来る。圧延に関連して先に説明した如く、これら
の伝熱性加熱損失を無くすことにより材料の加熱割合は
有効に増加し、これが更に変態温度を抑制する。
が含まれる。従って、等軸化粒子の表面と延在粒子のコ
アから成る材料は圧延を使用するシート（スＩ〜リップ
）、押出しを使用するワイヤ、又 爆発鍛造に限定され
ないがその鍛造を含む高速鍛造を使用する特に薄い断面
による他の形状にて容易に形成可能である。押出しが使
用される場合は、押出しダイは温度が−Ｉ−昇可能にさ
れなければならす、好適には潤滑剤は皆無か又は最低の
量を使用しなければならない。明らかに、材料がダイに
通される割合と結果的に生ずる減少量は変形される材料
内の所望の変形量と結果的に生じる高い加熱割合を提供
するよう適当に調節される。潤滑剤を使用すべき場合に
は材料がダイに付着するのを防止するのに充分な潤滑剤
が使用されるが、ダイの冷却には充分な量は使用されな
い。タイが伝熱により材料を冷却するのを防止するため
ダイは又、材料の所望の最終温度を僅かに越える温度に
維持出来る。圧延に関連して先に説明した如く、これら
の伝熱性加熱損失を無くすことにより材料の加熱割合は
有効に増加し、これが更に変態温度を抑制する。
本発明の開示内容に従って作成された結果的に生じるワ
イヤの一実施態様の一部破断斜視横断面図は典型的には
第１１図に示されたものと類似している。ここではワイ
ヤ１１．００は２相領域］１２０と表面領域１１３０に
同軸的に整合している高強度をもたらす変形した延在粒
子を含有するコア月ＯＯて構成されている。表面領域は
表面１１４０から半径方向内方に延在し延性をワイヤに
与える変態された等軸化粒子で構成される。このワイヤ
は横断面が円形のものとして示されているが、このワイ
ヤはダイの形状を単に変えることにより例えば四角形、
矩形卵形又は三角形等地の横断面形状にて容易に作成可
能であろう。
イヤの一実施態様の一部破断斜視横断面図は典型的には
第１１図に示されたものと類似している。ここではワイ
ヤ１１．００は２相領域］１２０と表面領域１１３０に
同軸的に整合している高強度をもたらす変形した延在粒
子を含有するコア月ＯＯて構成されている。表面領域は
表面１１４０から半径方向内方に延在し延性をワイヤに
与える変態された等軸化粒子で構成される。このワイヤ
は横断面が円形のものとして示されているが、このワイ
ヤはダイの形状を単に変えることにより例えば四角形、
矩形卵形又は三角形等地の横断面形状にて容易に作成可
能であろう。
本出願人の発明の材料を生産する本発明の装置と付随す
る各種本発明の方法の各種実施態様について本明細書で
示し且つ説明して来たが、当技術における熟知者はこれ
迄に本装置の他の多くの改変形態と他の付随する方法が
言う迄もなく本発明の開示内容を導入して作成可能であ
ることが容易に理解されよう。
る各種本発明の方法の各種実施態様について本明細書で
示し且つ説明して来たが、当技術における熟知者はこれ
迄に本装置の他の多くの改変形態と他の付随する方法が
言う迄もなく本発明の開示内容を導入して作成可能であ
ることが容易に理解されよう。
第１図は典型的な低炭素−普通炭素鋼で例示的には型式
１０１８鋼に対して当技術で知られている連続加熱変態
（ＣＵＴ）の図 第２図は当技術において知られており第１図に表わされ
た図の部分が実線で示され、一方、本出願人が発見した
図の高加熱割合部分が一点鎖線で示されている型式１０
］８鋼のＣＨＴ図を示す。 第３図は第１図に示されたものとは異なる合金、ここで
は型式５ＡＥ３］、４０鋼の中炭素低合金に対するＣ
ＨＴ図で、当技術で知られている図の該当部分は実線で
示され、本出願人が発見した図の該当部分は一点鎖線で
示されている。 第４図は材料全体を通じて完全に等軸化粒子を含有する
本出願人の発明による材料を製造する際の本出願人の発
明による装置、特に２個の高いロールから成る単一スタ
ンドの一実施態様の簡略化された側面図。 第５図は第４図に示された本出願人の発明による装置、
即ち材料の各表面の下方の予め定められた深さ迄延在す
る等軸化粒子と材料のコア内にある延在した（バンド）
粒子を含有する本出願人の発明による材料を製造する際
の２個の高いロールから成る単一スタン１への簡略化さ
れた側面図。 第６図は冷間圧延前に存在する変形されていない基礎金
属構造の試料の横断面の顕微鏡写真。 第７図は第６図に示された基礎金属が冷間圧延により大
略８０％厚さが低減化された後の状態が異なる第６図の
同じ基礎金属の試料の横断面の顕微鏡写真。 第８図は等軸化粒子構造が各表面から内方へ予め定めら
れた深さに延在し、相当冷間加工されたバンド構造がコ
ア内に存在する本発明の開示内容に従ってこの試料が変
形された後の状態が異なる第６図に示されたものと同じ
基礎金属の試料の断面の顕微鏡写真。 第９図は試料を横切る距離の関数としてプロットされた
クヌープ（Ｋ ｎｏｏｐ ）マイクロハードネス試験器
を使って第８図に示された試料を試験することで得られ
たマイクロハードネス値の形状を示す。 第１０図は本出願人の発明による装置、特に、周縁シー
ルド機器を備えた２個の高いロールを有する単一スタン
ドの他の実施態様の簡略化された側面図。 第１１図はワイヤ形態になった本出願人の発明の材料の
実施態様の斜視図による一部破断横断面図を示す。 第１２図は本出願人の発明による方法に従って行なわれ
た実際の圧延作動により製造された変態表面と非変態コ
アを有する試料部片の横断面の一部分を１２５％の拡大
率で示す顕微鏡写真。 第１３図は第１２図に示された同じ試料の変態領域を５
００％の拡大率で示す顕微鏡写真。 第１４図は特に２個の作動ロールと２個のバックアップ
・ロールを使用する４個の高いロールから成る単一スタ
ンドである本出願人の発明による装置の他の実施態様の
簡略化された側面図。 １０１．１０２：変態温度曲線 ４０１．５０１ニスト
リツプ４０３．４０３’ ：ロール ４０６．４０６’
４０７，４０７’ ：領域５１２．５１２’：表面
５１０，５１０’ ：領域５１５、５１５’：等軸粒
子 ５１８：変形した粒子５１１： コア ４００：ロ
ールスタンドイヘ理人弁理土中村純之助 手 続 補 正 書 Ｃカ式） １、事件の表示 平成 １年特許願第６７７７７号 ２゜ 発明の名称 急速変形を通じて可変強度材料を作成する装置及び方法 ３、補正をする者 事件との関係
１０１８鋼に対して当技術で知られている連続加熱変態
（ＣＵＴ）の図 第２図は当技術において知られており第１図に表わされ
た図の部分が実線で示され、一方、本出願人が発見した
図の高加熱割合部分が一点鎖線で示されている型式１０
］８鋼のＣＨＴ図を示す。 第３図は第１図に示されたものとは異なる合金、ここで
は型式５ＡＥ３］、４０鋼の中炭素低合金に対するＣ
ＨＴ図で、当技術で知られている図の該当部分は実線で
示され、本出願人が発見した図の該当部分は一点鎖線で
示されている。 第４図は材料全体を通じて完全に等軸化粒子を含有する
本出願人の発明による材料を製造する際の本出願人の発
明による装置、特に２個の高いロールから成る単一スタ
ンドの一実施態様の簡略化された側面図。 第５図は第４図に示された本出願人の発明による装置、
即ち材料の各表面の下方の予め定められた深さ迄延在す
る等軸化粒子と材料のコア内にある延在した（バンド）
粒子を含有する本出願人の発明による材料を製造する際
の２個の高いロールから成る単一スタン１への簡略化さ
れた側面図。 第６図は冷間圧延前に存在する変形されていない基礎金
属構造の試料の横断面の顕微鏡写真。 第７図は第６図に示された基礎金属が冷間圧延により大
略８０％厚さが低減化された後の状態が異なる第６図の
同じ基礎金属の試料の横断面の顕微鏡写真。 第８図は等軸化粒子構造が各表面から内方へ予め定めら
れた深さに延在し、相当冷間加工されたバンド構造がコ
ア内に存在する本発明の開示内容に従ってこの試料が変
形された後の状態が異なる第６図に示されたものと同じ
基礎金属の試料の断面の顕微鏡写真。 第９図は試料を横切る距離の関数としてプロットされた
クヌープ（Ｋ ｎｏｏｐ ）マイクロハードネス試験器
を使って第８図に示された試料を試験することで得られ
たマイクロハードネス値の形状を示す。 第１０図は本出願人の発明による装置、特に、周縁シー
ルド機器を備えた２個の高いロールを有する単一スタン
ドの他の実施態様の簡略化された側面図。 第１１図はワイヤ形態になった本出願人の発明の材料の
実施態様の斜視図による一部破断横断面図を示す。 第１２図は本出願人の発明による方法に従って行なわれ
た実際の圧延作動により製造された変態表面と非変態コ
アを有する試料部片の横断面の一部分を１２５％の拡大
率で示す顕微鏡写真。 第１３図は第１２図に示された同じ試料の変態領域を５
００％の拡大率で示す顕微鏡写真。 第１４図は特に２個の作動ロールと２個のバックアップ
・ロールを使用する４個の高いロールから成る単一スタ
ンドである本出願人の発明による装置の他の実施態様の
簡略化された側面図。 １０１．１０２：変態温度曲線 ４０１．５０１ニスト
リツプ４０３．４０３’ ：ロール ４０６．４０６’
４０７，４０７’ ：領域５１２．５１２’：表面
５１０，５１０’ ：領域５１５、５１５’：等軸粒
子 ５１８：変形した粒子５１１： コア ４００：ロ
ールスタンドイヘ理人弁理土中村純之助 手 続 補 正 書 Ｃカ式） １、事件の表示 平成 １年特許願第６７７７７号 ２゜ 発明の名称 急速変形を通じて可変強度材料を作成する装置及び方法 ３、補正をする者 事件との関係
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、基礎金属が同素性変態を行なうことが出来る構造を
有し適当量のエネルギーが充分な変化割合にて基礎金属
に与えられる場合はいっでも抑制する連続加熱上方及び
下方変態温度を有する基礎金属から材料を生産する方法
であって、基礎金属部片をその変形前に比較的低い温度
に維持する段階； 前記基礎金属部片と温度から上昇された所望と温度に工
具を維持する段階；及び 前記部片の少なくとも予め定められた表面領域を前記領
域内に位置付けられた基礎金属構造が実質上同軸化粒子
に変態するべく抑制された上方変態温度以上の温度に到
達させるべく適当量のエネルギーを実質的な変化割合に
て前記基礎金属内に与えて上方変態温度と下方変態温度
を抑制する目的から基礎金属部片を前記工具により予め
定められた量だけ急速に変形する段階から成る方法。 ２、前記領域の前記部片の表面から大略その予め定めら
れた深さ迄前記部片内に延在するよう前記部片に予め定
められた速度の変形を適用する段階を前記変形段階が含
むことを特徴とする請求項１に記載の方法。 ３、更に、実質上等軸化された構造、比較的高い内部エ
ネルギー又は実質上変形された結晶構造を有する金属を
前記基礎金属として利用する段階から成る請求項２に記
載の方法。４、前記急速変形段階が圧延、押出し又は 鍛造により前記部片を変形する段階を含む請求項３に記
載の方法。 ５、工具温度維持段階が更に前記工具の表面を変形発生
後に所望の温度に冷却する段階を含む請求項４に記載の
方法。 ６、前記急速変形段階の少なくとも２個と高いロールの
圧延機の２個の作動ロールの間に前記部片を通す段階を
含み、予め定められた量の変形を前記部片に与える目的
から加工ロールが所定の量だけ隔置されている請求項５
に記載の方法。 ７、前記変形中に、 （ａ）前記部片の前記表面領域内に位置付けられた基礎
金属構造が抑制された上方変態温度以上の温度に到達し
、前記部片のコア内に位置付けられた基礎金属が下方の
抑制された変態温度以下の温度に達して比較的延性のあ
る等軸化粒子が前記表面部分内に作成され、比較的高い
強度の延在粒子が前記部片とコア内に残り、 （ｂ）実質上前記部片全体に位置付けられた基礎金属構
造が抑制された上方変態温度以上と温度に達して比較的
延性のある等軸化粒子が実質上前記部片全体にわたり作
成されるような値に各加工ロールの適当な回転速度をセ
ットする段階を含む請求項６に記載の方法。８、変形中
に部片が工具に付着するのを防止するのに最低限要求さ
れる量以下又は量と等しい量と潤滑剤を前記工具に適用
するか又は代替的に潤滑剤を前記工具に適用しない段階
を前記変形段階が含む請求項７に記載の方法。 ９、基礎金属温度維持段階が実質上下方抑制変態温度を
下廻る温度にて前記部片を維持する段階を含む請求項８
に記載の方法。 １０、更に、加工ロール表面の温度を前記所望の温度に
上昇させるよう前記変形発生前に前記各加工ロールの表
面の入口側に熱を供給する段階と； 前記変形を前記部片に与える目的から前記部片を前記加
熱された加工ロールと間に通す段階と；余分な熱を除去
する目的で前記変形発生後に前記加工ロールの表面の出
口側を冷却する段階とを含む、請求項８に記載の方法。 １１、更に、前記部片の増加した変形割合を発生して部
片のバルク加熱を高めるよう前記各加工ロールに対する
比較的小さい直径のロールを採用する段階を含む、請求
項８に記載の方法。 １２、更に、部片と各加工ロールの間で生じる摺動摩擦
を増加させて部片の表面加熱を増加させるよう前記各加
工ロールに対して比較的直径の大きいロールを採用する
段階を含む、請求項８に記載の方法。 １３、急速変形段階が更に、１つの加工ロールと部片の
間に生じる摺動摩擦の量を増加させるよう予め定められ
た表面たわみを有する少なくとも１個の加工ロールを使
用する段階を含む請求項８に記載の方法。 １４、変形段階が更にセラミック又は伝熱率の低い材料
で作成された表面を有する加工ロールを採用する段階を
含む請求項８に記載の方法。 １５、更に、酸化に起因する致命的スケール又は表面脱
色が通常発生する温度以下の温度に部片の各表面が冷却
する迄部片が加工ロールから出る際の当該部片を適当な
非酸化雰囲気内に維持する段階を含む請求項８に記載の
方法。 １６、更に、１００００℃／秒を越える前記領域内での
バルク加熱割合を作成するよう前記部片が変形される割
合を確立する段階を含む請求項８に記載の方法。 １７、更に、完全な又は部分的な変態も経験した前記領
域内に存在する粒子を精密化するよう変形段階を少なく
とも１回連続的に繰返す段階を含む、請求項８に記載の
方法。 １８、更に、前記変形が起きている間に前記両方の加工
ロールがたわむのを防止する２個のバック・アップ・ロ
ールを採用し、各バック・アップ・ロールが前記両方の
加工ロールの間に形成されたロール・ギャップから対向
して位置付けられた対応する加工ロールの側に当接する
よう加工ロールの対応する加工ロールと当接する回転接
触状態に各バック・アップ・ロールが位置付けられる段
階を含む、請求項８に記載の方法。 １９、更に、前記部片の増加した変形割合を作成して部
片のバルク加熱を増加させるよう前記各加工ロールに対
して比較的小さい直径のロールを採用する段階を含む、
請求項１８に記載の方法。 ２０、セラミック又は伝熱率の低い材料が作成された表
面を有する加工ロールを採用する段階を変形段階が含む
、請求項１８に記載の方法。 ２１、更に、前記各加工ロールに対し断熱層で同心的に
包囲された金属製軸を含む適当な直径のロールを利用し
、当該断熱層が逆に所望の圧延面を提供する適当な材料
により同心的に包囲されている、請求項２０に記載の方
法。 ２２、基礎金属が同素性変態を行なうことが出来る構造
を有し充分な変化割合にて適当量のエネルギーが基礎金
属に与えられる場合はいつでも抑制する連続した加熱上
方変態温度と下方変態温度を有する基礎金属から材料を
生産する方法であって、 基礎金属部片の変形前に比較的低い温度にて当該部片を
維持する段階； 前記基礎金属部片の温度から上昇された所望の温度に工
具を維持する段階；及び 実質的な変化割合にて適当量のエネルギーを前記基礎金
属内に与えて上方変態温度と下方変態温度を抑制し前記
部片の少なくとも予め定められた表面領域を抑制下方変
態の温度も越える温度に到達させて前記領域内に位置付
けられた基礎金属構造の少なくとも一部分が部分的に変
態するよう前記工具により予め定められた量だけ基礎金
属部片を迅速に変形する段階から成ることを特徴とする
方法。 ２３、前記領域がその表面から大略予め定められた深さ
迄前記部片内に延在するよう前記変形段階が予め定めら
れた量の変形も前記部片に迅速に与える段階を含む、請
求項２２に記載の方法。 ２４、更に、実質上等軸化された構造、比較的高い内部
エネルギー又は実質上変形された結晶化構造を有する金
属を前記基礎金属として利用する段階を含む、請求項２
３に記載の方法。 ２５、前記急速変形段階が圧延、押出し又は他の鍛造に
より前記部片を変形する段階を含む請求項２４記載の方
法。 ２６、工具温度維持段階が更に前記工具の表面の変形発
生後に所望の温度に冷却する段階を含む、請求項２５に
記載の方法。 ２７、基礎金属温度維持段階が実質上低い抑制された変
態温度を下廻る温度にて前記部片を維持する段階を含む
、請求項２６に記載の方法。 ２８、前記急速変形段階が少なくとも２個の高い圧延機
の２個の加工ロールの間に前記部片を通す段階を含み、
予め定められた量の変形も前記部片に与える目的から加
工ロールの予め定められた量だけ隔置されている請求項
２６に記載の方法。 ２９、更に、加工ロール表面の温度を前記所望の温度に
上昇させるよう前記変形発生前に前記各加工ロールの表
面の入口側に熱を供給する段階と； 前記変形を前記部片に与える目的で前記加熱加工ロール
の間に前記部片を通す段階と； 余分の熱を除去するため前記変形発生後に前記加工ロー
ルの表面と出口側を冷却する段階とを含む、請求項２８
に記載の方法。 ３０、基礎金属が同素性変態を行なうことが出来る構造
を有し、充分な変化割合にて適当な量のエネルギーが基
礎金属に与えられた場合はいつでも連続加熱の上方変態
温度と下方変態温度を有する基礎金属から材料を生産す
る装置であって、基礎金属部片の変形前に当該部片を比
較的低い温度に維持する手段と； 前記基礎金属部片と温度から上昇された所望の温度に工
具を維持する手段と； 相当量の変化割合にて適当な量のエネルギーを前記基礎
金属内に与えて上方変態温度と下方変態温度を抑制し、
前記部片の少なくとも予め定められた表面領域を抑制さ
れた上方変態温度を越える温度に到達させ、前記領域内
に位置付けられた基礎金属構造が実質上等軸化粒子に変
態するよう前記工具により予め定められた量だけ前記基
礎金属部片を急速に変形する手段とを含むことを特徴と
する装置。 ３１、前記急速変形手段が前記部片を圧延、押出し又は
鍛造により変形させる手段を含む請求項３０に記載の装
置。 ３２、前記急速変形手段が少なくとも２個の高い圧延機
の２個の加工ロールを含み、予め定められた変形量を前
記部片に与えるべく加工ロールが予め定められた量だけ
隔置してある、請求項３１に記載の装置。 ３３、基礎金属温度を維持する手段が実質上下方の抑制
された変態温度を下廻る値にて前記部片の温度を維持す
る、請求項３２に記載の装置。 ３４、更に、前記加工ロールの表面の出口側を前記変形
発生後に前記所望の温度に冷却する手段を含む、請求項
３２に記載の装置。 ３５、前記部片の変形割合を増加させて基礎金属のバル
ク加熱を増加させるよう前記各加工ロールが比較的直径
の小さいロールである請求項３２に記載の装置。 ３６、部片と各加工ロールの間に生じる摺動摩擦を増加
させて部片と表面加熱を増加させるよう前記各加工ロー
ルが比較的直径の大きいロールである請求項３２に記載
の装置。 ３７、急速変形手段が更に１つの加工ロールと部片の間
で生じる摺動摩擦の量を増加させるよう予め定められた
表面組織を有する少なくとも１個の加工ロールを含む請
求項３２に記載の装置。 ３８、変形段階の手段が更にセラミック又は伝熱率の低
い材料で作成された表面を有する加工ロールを含む請求
項３２に記載の装置。 ３９、更に、致命的スケール又は表面脱色が酸化に起因
して通常発生する温度を下廻る温度に部片の各表面が冷
却する迄部片が加工ロールから出る際の部片を適当な非
酸化雰囲気内で維持する手段を含む請求項３２に記載の
装置。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/171,556 | 1988-03-22 | ||
| US07/171,556 US4830683A (en) | 1987-03-27 | 1988-03-22 | Apparatus for forming variable strength materials through rapid deformation and methods for use therein |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0215119A true JPH0215119A (ja) | 1990-01-18 |
Family
ID=22624192
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6777789A Pending JPH0215119A (ja) | 1988-03-22 | 1989-03-22 | 急速変形を通じて可変強度材料を作成する装置及び方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0215119A (ja) |
-
1989
- 1989-03-22 JP JP6777789A patent/JPH0215119A/ja active Pending
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