JP2000096137A - 微細結晶粒組織鋼の製造方法 - Google Patents
微細結晶粒組織鋼の製造方法Info
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Abstract
性を良好に保ちつつ高強度を達成することのできる新規
な微細結晶粒組織鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 C:0.01〜0.3%(質量%の意
味、以下同じ),Si:0.01〜2%,Mn:0.1
〜2%を含有する鋼を熱間加工して鋼材を製造する方法
において、一連の熱間加工の終段において、フェライト
相の占有率が面積率で5〜70%であるフェライト・オ
ーステナイト2相状態の鋼を、歪み速度:0.05〜2
0/秒、総歪み量:0.8〜3.0の条件で1パス加工
するか;若しくは、2パス以上加工する場合は、各パス
における歪み速度:0.05〜20/秒、総歪み量:
1.0〜3.0、パス間時間:5秒以内の条件で加工し
た後、少なくとも550℃までの温度範囲を5℃/秒以
上の冷却速度で冷却する方法である。
Description
含まない高強度鋼の製造方法に関し、詳細には、微細結
晶粒組織を有する鋼を効率よく製造する方法に関するも
のである。
化に対するニーズが急増するに伴い、従来よりも強度の
高められた高強度鋼の提供が切望されており、同時に、
省資源、省エネルギーの観点から材料のリサイクル性も
望まれている。
考慮されていないが従来より知られている鋼材の強化方
法として、固溶強化法、マルテンサイトやベイナイトの
様な硬い組織による強化法、析出強化法、加工硬化等に
よる転位強化法、結晶粒の微細化による強化法などが挙
げられる。上記方法の中でも結晶粒の微細化による強化
法は、強度のみならず靭性を高め、強度−延性のバラン
スを良好ならしめる方法として最適であると考えられ
る。また、結晶粒の微細化は加工熱処理を適正にするこ
とにより行われ、合金元素等の添加を抑えることができ
る点で、鋼材のリサイクル性にも優れた強化方法と言う
ことができ、前述の要求特性に応え得る方法である。
されているが、いずれの方法も微細化が充分行われてい
るとは言い難い。例えば微細化方法としては下記(1)
〜(3)の方法が挙げられる。
微細化 オーステナイト−フェライト変態では変態時の核生成が
主にオーステナイトの粒界上で起こる為、オーステナイ
トの粒径を小さくし、粒界面積を大きくすることにより
変態の核生成頻度を高める方法は、変態後のフェライト
粒を微細化するのに有効である。ここで、オーステナイ
ト粒を微細化するには、オーステナイトの加工による再
結晶法やフェライト−オーステナイトの逆変態を利用す
る方法等が効果的である。
積 オーステナイトを未再結晶温度域で加工すると、加工歪
の一部が蓄積される結果、これがフェライト変態時の核
生成場所となって変態の核生成頻度が増加するので変態
後のフェライト粒を微細化するのに有効である。
速度を速くし、過冷度を高くすることにより変態核の生
成数が多くなるので、変態後のフェライト粒を微細化す
るのに有効である。
化法には限界があり、実操業レベルにおいて3μm以下
のフェライト粒を得るのは極めて困難である。
的高温でフェライト粒が微細化する為、その後の結晶粒
成長により微細化の程度には限界がある。また、(3)
の方法は比較的低温で変態させる為、フェライト粒の成
長は或る程度抑制できるものの、あまり過冷し過ぎると
マルテンサイト等の過冷組織が生成するため、やはり微
細化の程度には限界がある。
オーステナイトとフェライトの2相混合状態で圧下する
方法がある(特公昭62−5212号、特公昭62−7
247号)。これは、所定の鋼を熱間圧延するに際し、
該熱間圧延の終段において、極めて短時間に所定の加工
を行った後、該熱間加工終了後短時間内に冷却するとい
う方法であり、オーステナイト領域は未再結晶温度域に
あり、これに加工が加わるので前述の(2)の方法に相
当し、フェライト領域は加工により再結晶を起こし、微
細化するというものである。ところが、一般にフェライ
ト相は再結晶を起こし難く、上記方法により所望の微細
化組織を得る為には際めて短時間内に強加工することを
余儀なくされ、更に結晶粒の成長を抑制する為に、加工
直後に急冷する工程が不可欠であった。具体的には、熱
間加工の終段において1〜2秒以内に50〜90%の圧
下加工を行うと同時に、その後20℃/s以上の速度で
冷却する工程が必要となり、実操業レベル上、極めて難
しい製造条件となっている。
着目してなされたものであり、その目的は、従来よりも
簡便な製造条件によって結晶粒径を3μm以下に微細化
することができ、靭性を良好に保ちつつ高強度を達成す
ることのできる新規な微細結晶粒組織鋼の製造方法を提
供することにある。
発明の製造方法とは、C:0.01〜0.3%(質量%
の意味、以下同じ),Si:0.01〜2%,Mn:
0.1〜2%を含有する鋼を熱間加工して鋼材を製造す
る方法において、一連の熱間加工の終段において、フェ
ライト相の占有率が面積率で5〜70%であるフェライ
ト・オーステナイト2相状態の鋼を、歪み速度:0.0
5〜20/秒、総歪み量:0.8〜3.0の条件で1パ
ス加工するか;若しくは、2パス以上加工する場合は、
各パスにおける歪み速度:0.05〜20/秒、総歪み
量:1.0〜3.0、パス間時間:5秒以内の条件で加
工した後、少なくとも550℃までの温度範囲を5℃/
秒以上の冷却速度で冷却するところに要旨を有するもの
である。
以下(0%を含まない),Ti:0.1%以下(0%を
含まない),およびV:0.1%以下(0%を含まな
い)よりなる群から選択される少なくとも1種を含有す
るものは本発明の好ましい態様である。
化すれば靱性を良好に保ちながら強加工を向上させるこ
とは知られているが、従来提案されている結晶粒微細化
法では、結晶粒径を3μm以下に微細化することは困難
であり、たとえ所望の粒径に微細化し得たとしても、そ
の為に加工条件や冷却条件を厳密に制御しなければなら
ず、実用性に欠けるものであった。
からなる微細結晶粒組織鋼を従来よりも簡便且つ容易な
方法で効率よく得ることのできる新規な製造方法を提供
すべく鋭意検討した結果、上記構成要件を採用すること
により所望の目的が達成されることを見出し、本発明を
完成したのである。
ーステナイト相の2相状態で強加工することにより結晶
粒を微細化する方法を採用するものである。前述の特公
昭62−5212号や特公昭62−7247号に記載の
方法も、この方法を採用したものであるが、極めて短時
間内に強加工と急冷を行わなければならず、実操業上の
製造管理が極めて困難であるという不具合を抱えてい
た。これに対し、本発明法はフェライト・オーステナイ
ト2相状態におけるオーステナイト相の未再結晶温度域
加工における微細化およびフェライト相の再結晶による
微細化を両立せしめ、且つフェライト−オーステナイト
相界面の粒界移動抑制効果により粒成長が抑制される最
適なフェライト相の占有率を突き止めたところに最重要
ポイントを有するものであり、この様なフェライト占有
率からなるフェライト−オーステナイト2相状態の鋼を
用いれば、従来よりも緩やかで且つ簡便な加工・冷却条
件を施したとしても、3μm以下の結晶粒径からなる微
細結晶粒組織鋼が容易に得られるところに技術的意義が
存在するものである。
冷却条件、加工時における組織の限定理由について説明
する。まず、本発明法に用いられる鋼の成分組成につい
て説明する。
度が低すぎると強度が低くなる為、Cの下限値を0.0
1%とする。一方、Cが0.3%を超えると変形抵抗が
増大し、強加工が困難になる為、その上限値を0.3%
とした。
有効であるが、0.01%未満ではその効果が得られな
い。また、SiはA3 点を高くし、フェライトの再結晶
が起こり易い高温域まで2相域を広げることができるの
で有用であるが、2%を超えると靭性や延性が劣化して
しまう。従って、Siの上限値を2%以下とする。
ではその作用を発揮させることができない。一方、2%
を超えると靭性や延性が劣化してしまうので、その上限
を2%とする。
鋼を使用するものであり、残部:鉄および不可避的不純
物からなるものであるが、より優れた作用を発揮させる
ことを目的として、下記元素を1種または2種以上積極
的に添加しても構わない。
下,およびV:0.1%以下(いずれも0%を含まな
い)よりなる群から選択される少なくとも1種を含有 上記元素は、いずれも結晶粒成長の抑制による結晶粒微
細化作用および析出強化作用を有するが、0.005%
未満では所望の作用が充分得られない。一方、過剰に添
加すると靭性が劣化するので、上限値をNb:0.05
%,Ti:0.1%,V:0.1%とする。
工に至るまでの温度履歴については特に限定されず、例
えばA3 点以上のオーステナイト単相温度域から冷却す
る途中で加工しても良いし、或いは、最初から2相温度
域に加熱しから加工を開始しても構わない。本発明法で
は、オーステナイト相の再結晶や逆変態による微細化作
用等は期待しておらず、本発明法で特定する構成要件の
みによって所望の微細効果が充分得られるからである。
加工条件、そのときの組織分率、及びその後の冷却条件
を以下の様に特定したところに最重要ポイントがある。
とオーステナイトの2相域で行うことが必要であり、該
2相域におけるフェライト相の占有率は面積率で5〜7
0%でなければならない。このときのフェライト量が上
記範囲を外れると相界面面積が小さくなり、粒成長抑制
効果を充分発揮させることができない。また、フェライ
ト量が多すぎると、加工後にフェライトが再結晶するの
に充分な歪を付与できないという不具合もある。これら
の理由に基づき、熱間加工終段の加工時のフェライト占
有率を5%以上、70%以下に制御した。
加工の場合は0.8〜3.0,2パス以上加工する場合
は1.0〜3.0に制御しなければならない。総歪み量
が小さ過ぎると、オーステナイト相に核発生場所を充分
供給できず、フェライト相の再結晶も起こらないので、
1パス加工の場合は、真歪で0.8以上とした。好まし
くは0.9以上である。尚、2パス以上の加工で歪を与
える場合は、パス間の時間で加えた歪の一部が解放され
るので、総歪量の下限値を真歪で1とした。好ましくは
1.5以上である。但し、パス間時間が長すぎると、加
えた歪が全て開放されてしまい、歪が蓄積されないの
で、パス間時間を5秒以内とした。好ましくは4秒以内
である。一方、真歪3以上で加工することは、実用レベ
ルでは極めて困難であるので、実用性の観点から上限値
を3とした。
に制御する必要がある。歪速度が遅すぎると、加工中に
歪が開放される為、歪が蓄積されないが、逆に速すぎる
と加工による発熱が大きくなり、加工が歪として有効に
鋼中に投入・蓄積されない。これらの理由より、歪み速
度を0.05/秒以上、20/秒以下とした。好ましく
は0.1/秒以上、10/秒以下である。
50℃までの温度範囲を5℃/秒以上で冷却することが
必要である。冷却速度は、結晶粒成長に及ぼす影響が極
めて大きく、比較的高温域での冷却が遅すぎると冷却中
に結晶粒成長が生じる為、冷却速度5℃/秒以上で、少
なくとも550℃まで冷却することにした。好ましくは
10℃/秒以上である。尚、550℃以下の温度域にお
ける冷却速度は特に限定されない。
中の炭素量を鋼強化に必要な最低限の範囲に制御しつ
つ、焼入れにより、マルテンサイト主体としベイナイト
を一部含有する金属組織となる様に合金元素量および製
造条件を制御したものであり、従来では、焼入れ後に実
施していた焼戻し処理を省略したとしても、強度および
靱性に優れた微細結晶粒組織鋼を簡便に効率良く製造で
きる点で極めて有用である。
べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものでは
なく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施する
ことは全て本発明の技術的範囲に包含される。
空溶解にて溶製し、鋳塊を鍛造した後、機械加工によ
り、80mm厚−60mm幅−160mm長さの加工熱
処理用試験片を得た。次に、この試験片を1030〜8
00℃に加熱した後、850〜750℃の温度範囲を真
歪0.7〜2.3、歪み速度0.01〜10/秒で加工
し、その後、3〜12℃/秒の冷却速度で冷却した。加
工後の試験片を光学顕微鏡で観察し、結晶粒径を測定す
ると共に、引張試験により強度及び伸びを測定した。
尚、加工時のフェライト占有率については別途、加工直
前の状態で急冷した試料におけるフェライトとマルテン
サイトの分率を測定することにより算出した。
加工時のフェライト分率を示すと共に、上記の様にして
得られた結晶粒径、強度及び伸びを併記する。
表中、No.1〜15は本発明の要件を満足する本発明例
であり、本発明の鋼組成を満たす鋼番号A〜Jを用い、
本発明で特定する製造条件に基づき、加工、熱処理、冷
却を行ったものである。この様にして得られた本発明例
の平均結晶粒径は、いずれも3μm以下で強度も高く、
延性も確保されていることが分かる。
の成分範囲を満足する鋼番号Aを用いているが、本発明
で特定する範囲外の条件で加工、熱処理、冷却を行った
ものであり、No.16,17はフェライト占有率が本発
明で特定する範囲を外れる為;No.18は加工真歪が小
さ過ぎる為、No.19は冷却速度が遅過ぎる為、No.2
0はパス間時間が長過ぎる為、いずれも結晶粒径が大き
くなり、本発明例に比べて強度が著しく低くなってい
る。また、No.21〜24は本発明で特定する成分範囲
を満足しない鋼番号H〜Lを用いて試験したものである
が、No.21は、C量の多い鋼Hを使用している為、過
冷組織が出てしまう;No.22及び23は、Si量が多
い鋼I及びMn量が多い鋼Kを夫々使用している為、結
晶粒径は小さく強度も高いものの、伸びが劣化する;N
o.24はC量の少ない鋼Lを使用している為、結晶粒径
が大きく、強度が低下する、といった不具合を夫々抱え
ている。
加工、冷却の条件を本発明の範囲内に制御することによ
って始めて、平均結晶粒径が3μm以下の微細結晶粒組
織鋼が得られ、高強度が達成されると共に延性も確保で
きることが分かる。このうち、平均結晶粒径が2μm以
下のNo.9は、強度が700MPaを超えており、強度
の著しく高められた高強度鋼である。
鋼の成分組成、加工時の組織、加工条件、及び冷却条件
を制御することにより、合金添加量が少ないにもかかわ
らず、高強度で延性も確保された微細結晶粒組織鋼を効
率よく製造することが可能になり、産業上極めて有用で
ある。
Claims (3)
- 【請求項1】 C:0.01〜0.3%(質量%の意
味、以下同じ),Si:0.01〜2%,Mn:0.1
〜2%を含有する鋼を熱間加工して鋼材を製造する方法
において、 一連の熱間加工の終段において、フェライト相の占有率
が面積率で5〜70%であるフェライト・オーステナイ
ト2相状態の鋼を、歪み速度:0.05〜20/秒、総
歪み量:0.8〜3.0の条件で1パス加工した後、少
なくとも550℃までの温度範囲を5℃/秒以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする微細結晶粒組織鋼の製
造方法。 - 【請求項2】 C:0.01〜0.3%,Si:0.0
1〜2%,Mn:0.1〜2%を含有する鋼を熱間加工
して鋼材を製造する方法において、 一連の熱間加工の終段において、フェライト相の占有率
が面積率で5〜70%であるフェライト・オーステナイ
ト2相状態の鋼を、各パスにおける歪み速度:0.05
〜20/秒、総歪み量:1.0〜3.0、パス間時間:
5秒以内の条件で2パス以上加工した後、少なくとも5
50℃までの温度範囲を5℃/秒以上の冷却速度で冷却
することを特徴とする微細結晶粒組織鋼の製造方法。 - 【請求項3】 前記鋼が、更に Nb:0.05%以下(0%を含まない),Ti:0.
1%以下(0%を含まない),およびV:0.1%以下
(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくと
も1種を含有するものである請求項1または2に記載の
微細結晶粒組織鋼の製造方法。
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JP27027698A JP4116708B2 (ja) | 1998-09-24 | 1998-09-24 | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 |
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JP2000096137A true JP2000096137A (ja) | 2000-04-04 |
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000309822A (ja) * | 1998-08-31 | 2000-11-07 | Natl Res Inst For Metals | 超微細組織鋼の製造方法 |
JP2002220633A (ja) * | 2001-01-25 | 2002-08-09 | Nippon Steel Corp | 低C−Mn系超微細粒鋼とその製造方法 |
CN101812636A (zh) * | 2010-04-28 | 2010-08-25 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种75mm厚Q390D-Z35低合金高强度厚板及其制造方法 |
CN104451379A (zh) * | 2014-11-06 | 2015-03-25 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金铌钒结构钢及其制备方法 |
-
1998
- 1998-09-24 JP JP27027698A patent/JP4116708B2/ja not_active Expired - Fee Related
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JP4577999B2 (ja) * | 2001-01-25 | 2010-11-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低C−Mn系超微細粒鋼とその製造方法 |
CN101812636A (zh) * | 2010-04-28 | 2010-08-25 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种75mm厚Q390D-Z35低合金高强度厚板及其制造方法 |
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