JP2000309822A - 超微細組織鋼の製造方法 - Google Patents
超微細組織鋼の製造方法Info
- Publication number
- JP2000309822A JP2000309822A JP11246698A JP24669899A JP2000309822A JP 2000309822 A JP2000309822 A JP 2000309822A JP 11246698 A JP11246698 A JP 11246698A JP 24669899 A JP24669899 A JP 24669899A JP 2000309822 A JP2000309822 A JP 2000309822A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ferrite
- steel
- less
- temperature
- cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 より低い変形抵抗下、より少ない圧下量と特
に遅い冷却速度で、平均粒径３ミクロン以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法を提供する。 【解決手段】 原料溶製後にＡｃ３点以上の温度に加熱
してオーステナイト化し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３点
−１５０℃、または５５０℃以上の温度で、圧下率５０
％以上の圧縮加工を加え、その後冷却して平均粒径３μ
ｍ以下のフェライトを母相とする超微細組織鋼の製造方
法において、圧縮加工時の歪み速度を０．００１〜１０
／Ｓの範囲のものとする。
に遅い冷却速度で、平均粒径３ミクロン以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法を提供する。 【解決手段】 原料溶製後にＡｃ３点以上の温度に加熱
してオーステナイト化し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３点
−１５０℃、または５５０℃以上の温度で、圧下率５０
％以上の圧縮加工を加え、その後冷却して平均粒径３μ
ｍ以下のフェライトを母相とする超微細組織鋼の製造方
法において、圧縮加工時の歪み速度を０．００１〜１０
／Ｓの範囲のものとする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、超微細組
織鋼の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、
この発明は、高強度の溶接用鋼等として有用な超微細組
織鋼の高い生産性での製造方法に関するものである。
織鋼の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、
この発明は、高強度の溶接用鋼等として有用な超微細組
織鋼の高い生産性での製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】従来、制御圧延−加速冷却技
術は低合金鋼において、微細なフェライトを得るための
有効な方法であった。すなわち、オーステナイト未再結
晶域における累積圧下率とその後の冷却速度を制御によ
って、微細な組織が得られている。しかし、得られるフ
ェライト粒径はせいぜいＳｉ−Ｍｎ鋼で１０μｍ、Ｎｂ
鋼で５μｍが限界であった。さらに、特公昭６２−３９
２２８、特公昭６２−７２４７に述べられているよう
に、２相域も含めたＡｒ１〜Ａｒ３＋１００℃の温度域
で合計減面率が７５％以上の圧下を加え、その後２０Ｋ
／ｓ以上で冷却することによって、３−４μｍ程度のフ
ェライト粒が得られることが報告されている。しかしな
がら、たとえば特公平５−６５５６４に述べられている
ように、３μｍ未満となってくると、極めて大きな圧下
量と冷却速度（４０Ｋ／ｓ以上）が必要である。２０Ｋ
／ｓ以上の急冷は、板厚が薄い場合にのみ成り立ち得る
手段であり、実際的に広く一般溶接構造用鋼の製造方法
としては成立しがたい。また、強加工そのものについて
も、ロール圧延では、オーステナイト低温域での５０％
を越える大圧下を行うことは、その変形抵抗の大きさや
ロールのかみこみ制限から、一般的にむずかしい。ま
た、未再結晶域での累積圧下には一般的には７０％以上
必要であり、鋼板の温度低下によりそれも難しい。
術は低合金鋼において、微細なフェライトを得るための
有効な方法であった。すなわち、オーステナイト未再結
晶域における累積圧下率とその後の冷却速度を制御によ
って、微細な組織が得られている。しかし、得られるフ
ェライト粒径はせいぜいＳｉ−Ｍｎ鋼で１０μｍ、Ｎｂ
鋼で５μｍが限界であった。さらに、特公昭６２−３９
２２８、特公昭６２−７２４７に述べられているよう
に、２相域も含めたＡｒ１〜Ａｒ３＋１００℃の温度域
で合計減面率が７５％以上の圧下を加え、その後２０Ｋ
／ｓ以上で冷却することによって、３−４μｍ程度のフ
ェライト粒が得られることが報告されている。しかしな
がら、たとえば特公平５−６５５６４に述べられている
ように、３μｍ未満となってくると、極めて大きな圧下
量と冷却速度（４０Ｋ／ｓ以上）が必要である。２０Ｋ
／ｓ以上の急冷は、板厚が薄い場合にのみ成り立ち得る
手段であり、実際的に広く一般溶接構造用鋼の製造方法
としては成立しがたい。また、強加工そのものについて
も、ロール圧延では、オーステナイト低温域での５０％
を越える大圧下を行うことは、その変形抵抗の大きさや
ロールのかみこみ制限から、一般的にむずかしい。ま
た、未再結晶域での累積圧下には一般的には７０％以上
必要であり、鋼板の温度低下によりそれも難しい。
【０００３】制御圧延鋼の変態フェライト相は、一般に
集合組織を形成することが知られており、強圧下の結果
得られたフェライト相は小傾角粒界を有するようにな
る。すなわち、単純な強加工では、集合組織が形成さ
れ、大角粒界からなるフェライト粒を得ることはできな
いのである。したがって、特公昭６２−３９２２８、特
公昭６２−７２４７に示された以上の強加工を行って
も、大傾角粒界からなるより微細なフェライト組織を得
ることは困難である。
集合組織を形成することが知られており、強圧下の結果
得られたフェライト相は小傾角粒界を有するようにな
る。すなわち、単純な強加工では、集合組織が形成さ
れ、大角粒界からなるフェライト粒を得ることはできな
いのである。したがって、特公昭６２−３９２２８、特
公昭６２−７２４７に示された以上の強加工を行って
も、大傾角粒界からなるより微細なフェライト組織を得
ることは困難である。
【０００４】このような状況において、この出願の発明
者らは、Ａｃ３点以上に加熱しオーステナイト化した
後、Ａｒ３以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工
を加え、ついで冷却することにより、平均粒径３μｍ以
下のフェライトを母相とする超微細組織鋼を得る方法を
開発した（特願平９−２５６６８２、特願平９−２５６
８０２、特願平１０−５２５４５）。この新しい製造方
法によって、平均粒径が３μｍ以下で、方位差角１５°
以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とする超微
細組織鋼が提供可能となった。
者らは、Ａｃ３点以上に加熱しオーステナイト化した
後、Ａｒ３以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工
を加え、ついで冷却することにより、平均粒径３μｍ以
下のフェライトを母相とする超微細組織鋼を得る方法を
開発した（特願平９−２５６６８２、特願平９−２５６
８０２、特願平１０−５２５４５）。この新しい製造方
法によって、平均粒径が３μｍ以下で、方位差角１５°
以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とする超微
細組織鋼が提供可能となった。
【０００５】だが、この新たな方法については実際的に
はさらに改善が望まれてもいた。ひとつにはより微細な
組織をえることが、また、工業的見地からは、熱間加工
時の変形抵抗はできるだけ低いことが望ましいからであ
る。特に１パスで５０％以上の加工をオーステナイト低
温域で行う場合、変形抵抗が大きく、これをできるだけ
低下させることが望ましいからである。すなわち、平均
粒径で３μｍ、望ましくは２μｍ以下のフェライトを主
相とする組織をオーステナイト低温域加工と制御冷却で
得ることに関して、より低い変形抵抗下、より少ない圧
下量と特に遅い冷却速度で得る方法が求められていると
言える。
はさらに改善が望まれてもいた。ひとつにはより微細な
組織をえることが、また、工業的見地からは、熱間加工
時の変形抵抗はできるだけ低いことが望ましいからであ
る。特に１パスで５０％以上の加工をオーステナイト低
温域で行う場合、変形抵抗が大きく、これをできるだけ
低下させることが望ましいからである。すなわち、平均
粒径で３μｍ、望ましくは２μｍ以下のフェライトを主
相とする組織をオーステナイト低温域加工と制御冷却で
得ることに関して、より低い変形抵抗下、より少ない圧
下量と特に遅い冷却速度で得る方法が求められていると
言える。
【０００６】この出願の発明は、以上のとおりの事情に
鑑みてなされたものであって、より低い変形抵抗下、よ
り少ない圧下量と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ
以下、さらには２μｍ以下のフェライトを母相とする超
微細組織鋼を製造することのできる新しい方法を提供す
ることを課題としている。
鑑みてなされたものであって、より低い変形抵抗下、よ
り少ない圧下量と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ
以下、さらには２μｍ以下のフェライトを母相とする超
微細組織鋼を製造することのできる新しい方法を提供す
ることを課題としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、前記
の課題を解決するものとして、まず第１には、原料溶製
後にＡｃ３点以上の温度に加熱してオーステナイト化
し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３−１５０℃、または５５
０℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工を加
え、その後冷却して平均粒径３μｍ以下のフェライトを
母相とする超微細組織鋼の製造方法において、圧縮加工
時の歪み速度を０．００１〜１０／ｓの範囲のものとす
ることを特徴とする超微細組織鋼の製造方法を提供す
る。
の課題を解決するものとして、まず第１には、原料溶製
後にＡｃ３点以上の温度に加熱してオーステナイト化
し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３−１５０℃、または５５
０℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工を加
え、その後冷却して平均粒径３μｍ以下のフェライトを
母相とする超微細組織鋼の製造方法において、圧縮加工
時の歪み速度を０．００１〜１０／ｓの範囲のものとす
ることを特徴とする超微細組織鋼の製造方法を提供す
る。
【０００８】そして、この出願の発明は、第２には、以
上の方法により製造された平均粒径２μｍ以下のフェラ
イトを母相とする超微細組織鋼を提供し、第３には、歪
み速度を０．０１〜１／ｓの範囲のものとする前記の製
造方法を、第４には、加工後の冷却速度を１０Ｋ／ｓ以
下とする前記の製造方法をも提供する。
上の方法により製造された平均粒径２μｍ以下のフェラ
イトを母相とする超微細組織鋼を提供し、第３には、歪
み速度を０．０１〜１／ｓの範囲のものとする前記の製
造方法を、第４には、加工後の冷却速度を１０Ｋ／ｓ以
下とする前記の製造方法をも提供する。
【０００９】
【発明の実施の形態】以上のとおりのこの出願の発明
は、発明者の検討の結果、圧縮加工時における温度とひ
ずみ速度の制御が、組織の微細化と変形抵抗の低下に極
めて有効であること、より具体的には、Ａｅ３点以下の
温度における５０％を超える強加工−制御冷却によって
フェライト−パーライト組織を形成する場合、歪み速度
が１／ｓ以下でも平均粒径３μｍ以下、さらには２μｍ
以下の微細なフェライト粒径が得られることを見出し、
この知見に基づいて完成されたものである。
は、発明者の検討の結果、圧縮加工時における温度とひ
ずみ速度の制御が、組織の微細化と変形抵抗の低下に極
めて有効であること、より具体的には、Ａｅ３点以下の
温度における５０％を超える強加工−制御冷却によって
フェライト−パーライト組織を形成する場合、歪み速度
が１／ｓ以下でも平均粒径３μｍ以下、さらには２μｍ
以下の微細なフェライト粒径が得られることを見出し、
この知見に基づいて完成されたものである。
【００１０】そこで、さらに詳しくこの発明の製造方法
について説明すると、この発明の製造方法においては、 ＜Ａ＞原料の溶製によるＡｃ３点以上の温度に加熱する
オーステナイト化と、 ＜Ｂ＞Ａｅ３点以下Ａｒ３点−１５０℃、または５５０
℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工 ＜Ｃ＞その後の冷却を基本的なプロセス要件としてい
る。なお、ここで、Ａｅ３点とは、オーステナイト−フ
ェライト平衡変態点で、状態図上で（デルタフェライト
を除く）フェライトの存在できる最高温度である。ま
た、Ａｒ３点とは、無加工時におけるオーステナイト、
フェライト変態の開始温度を示している。そして、この
発明の方法では、＜Ｂ＞圧縮加工時に、歪み速度を、
０．００１〜１０／ｓの範囲としている。
について説明すると、この発明の製造方法においては、 ＜Ａ＞原料の溶製によるＡｃ３点以上の温度に加熱する
オーステナイト化と、 ＜Ｂ＞Ａｅ３点以下Ａｒ３点−１５０℃、または５５０
℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工 ＜Ｃ＞その後の冷却を基本的なプロセス要件としてい
る。なお、ここで、Ａｅ３点とは、オーステナイト−フ
ェライト平衡変態点で、状態図上で（デルタフェライト
を除く）フェライトの存在できる最高温度である。ま
た、Ａｒ３点とは、無加工時におけるオーステナイト、
フェライト変態の開始温度を示している。そして、この
発明の方法では、＜Ｂ＞圧縮加工時に、歪み速度を、
０．００１〜１０／ｓの範囲としている。
【００１１】たとえば図１に例示した上下に動くアンビ
ルによる平面圧縮加工について示したように、圧縮加工
による素材の厚みが、ｔ秒の時間によってｌ0 からｌに
変形したとすると、ひずみ（ε）は、 ε＝ｌn （ｌ0 ／ｌ） で表わされることから、歪み速度は、ε／ｔ、すなわち ｌn ＝（ｌ0 ／ｌ）／ｔ として表わされる。
ルによる平面圧縮加工について示したように、圧縮加工
による素材の厚みが、ｔ秒の時間によってｌ0 からｌに
変形したとすると、ひずみ（ε）は、 ε＝ｌn （ｌ0 ／ｌ） で表わされることから、歪み速度は、ε／ｔ、すなわち ｌn ＝（ｌ0 ／ｌ）／ｔ として表わされる。
【００１２】この発明においては、以上のとおりの歪み
速度は、前記のとおり０．００１〜１０／ｓであってよ
り適当には０．０１〜１／ｓである。歪み速度が１０／
ｓより大きい場合には、変形抵抗が大きく、また、フェ
ライトの微細化効果が少ない。また、歪み速度が０．０
０１／ｓより小さい場合には、加工に極めて時間がかか
ることになり、工業的にはいずれの場合にも不利であ
る。
速度は、前記のとおり０．００１〜１０／ｓであってよ
り適当には０．０１〜１／ｓである。歪み速度が１０／
ｓより大きい場合には、変形抵抗が大きく、また、フェ
ライトの微細化効果が少ない。また、歪み速度が０．０
０１／ｓより小さい場合には、加工に極めて時間がかか
ることになり、工業的にはいずれの場合にも不利であ
る。
【００１３】圧縮加工は、この発明においては、より適
当には、図１に例示したアンビル加工の方法が採用され
る。たとえばこのアンビル圧縮加工の場合には、減面率
で１パス９０％を超える強加工も可能な方法であって、
素材(sample)の上下に位置するアンビルの駆動速度を制
御することにより、圧縮加工時における歪み速度の制御
が可能になる。
当には、図１に例示したアンビル加工の方法が採用され
る。たとえばこのアンビル圧縮加工の場合には、減面率
で１パス９０％を超える強加工も可能な方法であって、
素材(sample)の上下に位置するアンビルの駆動速度を制
御することにより、圧縮加工時における歪み速度の制御
が可能になる。
【００１４】また、この発明の製造方法においては、＜
Ｃ＞冷却の工程において、冷却速度が１０Ｋ／ｓ以下と
することが有効でもある。この発明の製造方法によっ
て、平均粒径が３μｍ以下、さらには２．５μｍ以下の
フェライト、そして方位差角１５°以上の大角粒界に囲
まれたフェライトを母相とする超微細組織鋼が製造可能
とされる。フェライト−フェライト粒界における大角粒
界の割合は８０％以上である。溶接可能な高強度の鋼が
経済的に得られることになる。この鋼の化学組成につい
ては、特に限定されることはないが、好ましくは、０．
３重量％以下のＣ（炭素）と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ
および不可避的不純物を含有するＦｅにより構成するこ
とができる。より好ましくは、重量％で、Ｓｉが２％以
下、Ｍｎが３％以下、Ｐが０．１％以下、Ｓが、０．０
２％以下、Ｎが０．００５％以下とすることが考慮され
る。
Ｃ＞冷却の工程において、冷却速度が１０Ｋ／ｓ以下と
することが有効でもある。この発明の製造方法によっ
て、平均粒径が３μｍ以下、さらには２．５μｍ以下の
フェライト、そして方位差角１５°以上の大角粒界に囲
まれたフェライトを母相とする超微細組織鋼が製造可能
とされる。フェライト−フェライト粒界における大角粒
界の割合は８０％以上である。溶接可能な高強度の鋼が
経済的に得られることになる。この鋼の化学組成につい
ては、特に限定されることはないが、好ましくは、０．
３重量％以下のＣ（炭素）と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ
および不可避的不純物を含有するＦｅにより構成するこ
とができる。より好ましくは、重量％で、Ｓｉが２％以
下、Ｍｎが３％以下、Ｐが０．１％以下、Ｓが、０．０
２％以下、Ｎが０．００５％以下とすることが考慮され
る。
【００１５】一方、重量％で３％以下のＣｒ，Ｎｉ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，また、Ｔｉ：０．００３−０．１％，Ｎｂ：
０．００３−０．０５％，Ｖ：０．００５−０．２％が
含まれていてもよい。しかし、高価な元素であるＮｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ等を用いることなく、超微細組織が得
られ、高強度鋼が安価に製造できる。溶製のための原料
は、以上の化学組成に応じて各元素の添加割合が定めら
れることになる。
ｏ，Ｃｕ，また、Ｔｉ：０．００３−０．１％，Ｎｂ：
０．００３−０．０５％，Ｖ：０．００５−０．２％が
含まれていてもよい。しかし、高価な元素であるＮｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ等を用いることなく、超微細組織が得
られ、高強度鋼が安価に製造できる。溶製のための原料
は、以上の化学組成に応じて各元素の添加割合が定めら
れることになる。
【００１６】そこで以下、実施例を示し、さらに詳しく
この発明について説明する。
この発明について説明する。
【００１７】
【実施例】（実施例１〜５） （比較例１）表１の組成の鋼（１）を９００℃に加熱
し、完全にオーステナイト化した後に表２の加工温度に
冷却し、直ちに圧下率７５％で、図１に例示した平面歪
み圧縮加工を行った。Ａｅ３点は８１７℃である。フォ
ーマスターで測定したＡｒ３点は６７０℃であった。歪
み速度と、圧縮加工後の冷却速度を表２に示す条件で行
った。得られた組織についてのフェライトの平均粒径、
第２相の種類、その体積率、大角粒界（方位差角≧１５
°）の割合、加工時の平均変形抵抗を表２に示した。フ
ェライト粒の方位差角は電子線後方散乱（ＥＢＳＤ）方
で測定した。平均粒径の測定は、直線切断法によって行
った。第２相は主としてパーライトおよび炭化物であっ
た。
し、完全にオーステナイト化した後に表２の加工温度に
冷却し、直ちに圧下率７５％で、図１に例示した平面歪
み圧縮加工を行った。Ａｅ３点は８１７℃である。フォ
ーマスターで測定したＡｒ３点は６７０℃であった。歪
み速度と、圧縮加工後の冷却速度を表２に示す条件で行
った。得られた組織についてのフェライトの平均粒径、
第２相の種類、その体積率、大角粒界（方位差角≧１５
°）の割合、加工時の平均変形抵抗を表２に示した。フ
ェライト粒の方位差角は電子線後方散乱（ＥＢＳＤ）方
で測定した。平均粒径の測定は、直線切断法によって行
った。第２相は主としてパーライトおよび炭化物であっ
た。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】以上の実施例１〜５および比較例１との対
比より明らかなように、歪み速度が０．０１〜１／ｓで
最も微細なフェライト粒が得られ、また変形抵抗に関し
ては、歪み速度を小さくすると顕著な低下が確認され
る。また、実施例２および５からは、冷却速度が速い場
合にフェライト粒径の微細化が進むこともわかる。 （実施例６〜１８）実施例１〜５と同様にして表３の条
件において圧縮加工を行い冷却した。
比より明らかなように、歪み速度が０．０１〜１／ｓで
最も微細なフェライト粒が得られ、また変形抵抗に関し
ては、歪み速度を小さくすると顕著な低下が確認され
る。また、実施例２および５からは、冷却速度が速い場
合にフェライト粒径の微細化が進むこともわかる。 （実施例６〜１８）実施例１〜５と同様にして表３の条
件において圧縮加工を行い冷却した。
【００２１】その結果を表３に示したが、歪み速度０．
００１〜１０／ｓにおいて、微細なフェライト粒が得ら
れることがわかる。また、加工温度の低下が組織の微細
化に有効であることがわかった。
００１〜１０／ｓにおいて、微細なフェライト粒が得ら
れることがわかる。また、加工温度の低下が組織の微細
化に有効であることがわかった。
【００２２】
【表３】
【００２３】（実施例１９） （比較例２〜６）前記実施例において、オーステナイト
粒径が１７μｍの材料に対し、加工温度７５０℃、圧下
率７５％で、歪み速度を０．１／ｓ、冷却速度を１０Ｋ
／ｓとしたときの断面ＳＥＭ像を観察した。図２はこれ
を示した写真である。
粒径が１７μｍの材料に対し、加工温度７５０℃、圧下
率７５％で、歪み速度を０．１／ｓ、冷却速度を１０Ｋ
／ｓとしたときの断面ＳＥＭ像を観察した。図２はこれ
を示した写真である。
【００２４】また、図３は、歪み速度を１０／ｓとした
場合のものである。歪み速度を小さくすることで、フェ
ライト粒の微細化が図られていることがわかる。また、
図４は、同様にして製造した微細組織鋼のフェライト組
織について、フェライト粒径ｄとビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）との関係を示したものであるホールペッチ型の直線
関係が認められる。図中の温度は加工温度を示す。
場合のものである。歪み速度を小さくすることで、フェ
ライト粒の微細化が図られていることがわかる。また、
図４は、同様にして製造した微細組織鋼のフェライト組
織について、フェライト粒径ｄとビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）との関係を示したものであるホールペッチ型の直線
関係が認められる。図中の温度は加工温度を示す。
【００２５】平均粒径２．３μｍのフェライト粒径のも
ののビッカース硬さは２０３であり、ＴＳ＝３．４３５
Ｈｖの関係式によると、引張強さでは約７００ＭＰａに
相当する。参考のために、微小な引張試験片（平行部長
さ３．５ｍｍ×幅２ｍｍ×厚さ０．５ｍｍ）を作製し、
クロスヘッド速度０．１３ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行
ったところ、引張強さ６７５ＭＰａが得られた。
ののビッカース硬さは２０３であり、ＴＳ＝３．４３５
Ｈｖの関係式によると、引張強さでは約７００ＭＰａに
相当する。参考のために、微小な引張試験片（平行部長
さ３．５ｍｍ×幅２ｍｍ×厚さ０．５ｍｍ）を作製し、
クロスヘッド速度０．１３ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行
ったところ、引張強さ６７５ＭＰａが得られた。
【００２６】表４には、加工温度をＡｅ３点（８１７
℃）を超える８５０℃とした場合の比較例を示してい
る。フェライト粒径はいずれの場合も５μｍを超えてい
ることがわかる。
℃）を超える８５０℃とした場合の比較例を示してい
る。フェライト粒径はいずれの場合も５μｍを超えてい
ることがわかる。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明によって、より低い変形抵抗下、より少ない圧下量
と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法が提供される。
発明によって、より低い変形抵抗下、より少ない圧下量
と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法が提供される。
【図１】アンビル圧縮加工と歪みについて示した要部断
面図である。
面図である。
【図２】この発明の鋼の断面を示した図面に代わるＳＥ
Ｍ写真である。
Ｍ写真である。
【図３】比較例としての図面に代わるＳＥＭ写真であ
る。
る。
【図４】フェライト粒径とビッカース硬さとの関係を示
した図である。
した図である。
【手続補正書】
【提出日】平成１２年８月１４日（２０００．８．１
４）
４）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 超微細組織鋼の製造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、超微細組
織鋼の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、
この出願の発明は、高強度の溶接用鋼等として有用な超
微細組織鋼を高い生産性で製造することのできる新しい
方法に関するものである。
織鋼の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、
この出願の発明は、高強度の溶接用鋼等として有用な超
微細組織鋼を高い生産性で製造することのできる新しい
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】従来、制御圧延−加速冷却技
術は、低合金鋼において、微細なフェライトを得るため
の有効な方法であった。すなわち、オーステナイト未再
結晶域における累積圧下率とその後の冷却速度を制御す
ることによって、微細な組織が得られている。しかし、
得られるフェライト粒径はせいぜいＳｉ−Ｍｎ鋼で１０
μｍ、Ｎｂ鋼で５μｍが限界であった。さらに、特公昭
６２−３９２２８、特公昭６２−７２４７に述べられて
いるように、２相域も含めたＡｒ１〜Ａｒ３＋１００℃
の温度域で合計減面率が７５％以上の圧下を加え、その
後２０Ｋ／ｓ以上で冷却することによって、３−４μｍ
程度のフェライト粒が得られることが報告されている。
しかしながら、たとえば特公平５−６５５６４に述べら
れているように、３μｍ未満となってくると、極めて大
きな圧下量と冷却速度（４０Ｋ／ｓ以上）が必要であ
る。２０Ｋ／ｓ以上の急冷は、板厚が薄い場合にのみ成
り立ち得る手段であり、実際的に広く一般溶接構造用鋼
の製造方法としては成立しがたい。また、強加工そのも
のについても、ロール圧延では、オーステナイト低温域
での５０％を越える大圧下を行うことは、その変形抵抗
の大きさやロールのかみこみ制限から、一般的にはむず
かしい。また、未再結晶域での累積圧下には一般的には
７０％以上必要であり、鋼板の温度低下によりそれも難
しい。
術は、低合金鋼において、微細なフェライトを得るため
の有効な方法であった。すなわち、オーステナイト未再
結晶域における累積圧下率とその後の冷却速度を制御す
ることによって、微細な組織が得られている。しかし、
得られるフェライト粒径はせいぜいＳｉ−Ｍｎ鋼で１０
μｍ、Ｎｂ鋼で５μｍが限界であった。さらに、特公昭
６２−３９２２８、特公昭６２−７２４７に述べられて
いるように、２相域も含めたＡｒ１〜Ａｒ３＋１００℃
の温度域で合計減面率が７５％以上の圧下を加え、その
後２０Ｋ／ｓ以上で冷却することによって、３−４μｍ
程度のフェライト粒が得られることが報告されている。
しかしながら、たとえば特公平５−６５５６４に述べら
れているように、３μｍ未満となってくると、極めて大
きな圧下量と冷却速度（４０Ｋ／ｓ以上）が必要であ
る。２０Ｋ／ｓ以上の急冷は、板厚が薄い場合にのみ成
り立ち得る手段であり、実際的に広く一般溶接構造用鋼
の製造方法としては成立しがたい。また、強加工そのも
のについても、ロール圧延では、オーステナイト低温域
での５０％を越える大圧下を行うことは、その変形抵抗
の大きさやロールのかみこみ制限から、一般的にはむず
かしい。また、未再結晶域での累積圧下には一般的には
７０％以上必要であり、鋼板の温度低下によりそれも難
しい。
【０００３】制御圧延鋼の変態フェライト相は、一般に
集合組織を形成することが知られており、強圧下の結果
得られたフェライト相は小傾角粒界を有するようにな
る。すなわち、単純な強加工では、集合組織が形成さ
れ、大角粒界からなるフェライト粒を得ることはできな
いのである。したがって、特公昭６２−３９２２８、特
公昭６２−７２４７に示された以上の強加工を行って
も、大傾角粒界からなるより微細なフェライト組織を得
ることは困難である。
集合組織を形成することが知られており、強圧下の結果
得られたフェライト相は小傾角粒界を有するようにな
る。すなわち、単純な強加工では、集合組織が形成さ
れ、大角粒界からなるフェライト粒を得ることはできな
いのである。したがって、特公昭６２−３９２２８、特
公昭６２−７２４７に示された以上の強加工を行って
も、大傾角粒界からなるより微細なフェライト組織を得
ることは困難である。
【０００４】このような状況において、この出願の発明
者らは、Ａｃ３点以上に加熱しオーステナイト化した
後，Ａｒ３以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工
を加え、ついで冷却することにより、平均粒径３μｍ以
下のフェライトを母相とする超微細組織鋼を得る方法を
開発した（特願平９−２５６６８２、特願平９−２５６
８０２、特願平１０−５２５４５）。この新しい製造方
法によって、平均粒径が３μｍ以下で、方位差角１５°
以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とする超微
細組織鋼が提供可能となった。
者らは、Ａｃ３点以上に加熱しオーステナイト化した
後，Ａｒ３以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工
を加え、ついで冷却することにより、平均粒径３μｍ以
下のフェライトを母相とする超微細組織鋼を得る方法を
開発した（特願平９−２５６６８２、特願平９−２５６
８０２、特願平１０−５２５４５）。この新しい製造方
法によって、平均粒径が３μｍ以下で、方位差角１５°
以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とする超微
細組織鋼が提供可能となった。
【０００５】だが、この新たな方法については実際的に
はさらに改善が望まれてもいた。ひとつにはより微細な
組織をえることが、また、工業的見地からは、熱間加工
時の変形抵抗はできるだけ低いことが望ましいからであ
る。特に１パスで５０％以上の加工をオーステナイト低
温域で行う場合、変形抵抗が大きく、これをできるだけ
低下させることが望ましいからである。すなわち、平均
粒径で３μｍ、望ましくは２μｍ以下のフェライトを主
相とする組織をオーステナイト低温域加工と制御冷却で
得ることに関して、より低い変形抵抗下、より少ない圧
下量と特に遅い冷却速度で得る方法が求められていると
言える。
はさらに改善が望まれてもいた。ひとつにはより微細な
組織をえることが、また、工業的見地からは、熱間加工
時の変形抵抗はできるだけ低いことが望ましいからであ
る。特に１パスで５０％以上の加工をオーステナイト低
温域で行う場合、変形抵抗が大きく、これをできるだけ
低下させることが望ましいからである。すなわち、平均
粒径で３μｍ、望ましくは２μｍ以下のフェライトを主
相とする組織をオーステナイト低温域加工と制御冷却で
得ることに関して、より低い変形抵抗下、より少ない圧
下量と特に遅い冷却速度で得る方法が求められていると
言える。
【０００６】この出願の発明は、以上のとおりの事情に
鑑みてなされたものであって、より低い変形抵抗下、よ
り少ない圧下量と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ
以下、さらには２μｍ以下のフェライトを母相とする超
微細組織鋼を製造することのできる新しい方法を提供す
ることを課題としている。
鑑みてなされたものであって、より低い変形抵抗下、よ
り少ない圧下量と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ
以下、さらには２μｍ以下のフェライトを母相とする超
微細組織鋼を製造することのできる新しい方法を提供す
ることを課題としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、前記
の課題を解決するものとして、まず第１には、原料溶製
後にＡｃ３点以上の温度に加熱してオーステナイト化
し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３−１５０℃、または５５
０℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工を加
え、その後冷却して平均粒径３μｍ以下で方位差角１５
°以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とし、フ
ェライト−フェライト粒界における前記大角粒界の割合
が８０％以上の超微細組織鋼の製造方法であって、圧縮
加工時の歪み速度を０．００１〜０．１／ｓの範囲のも
のとすることを特徴とする超微細組織鋼の製造方法を提
供する。
の課題を解決するものとして、まず第１には、原料溶製
後にＡｃ３点以上の温度に加熱してオーステナイト化
し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３−１５０℃、または５５
０℃以上の温度で、圧下率５０％以上の圧縮加工を加
え、その後冷却して平均粒径３μｍ以下で方位差角１５
°以上の大角粒界に囲まれたフェライトを母相とし、フ
ェライト−フェライト粒界における前記大角粒界の割合
が８０％以上の超微細組織鋼の製造方法であって、圧縮
加工時の歪み速度を０．００１〜０．１／ｓの範囲のも
のとすることを特徴とする超微細組織鋼の製造方法を提
供する。
【０００８】そして、この出願の発明は、第２には、Ａ
ｒ３−１００℃以上の温度で圧縮加工を加える超微細組
織鋼の製造方法を提供し、第３には、加工後の冷却速度
を１０Ｋ／ｓ以下とする前記の製造方法をも提供する。
ｒ３−１００℃以上の温度で圧縮加工を加える超微細組
織鋼の製造方法を提供し、第３には、加工後の冷却速度
を１０Ｋ／ｓ以下とする前記の製造方法をも提供する。
【０００９】
【発明の実施の形態】以上のとおりのこの出願の発明
は、発明者の検討の結果、圧縮加工時における温度とひ
ずみ速度の制御が、組織の微細化と変形抵抗の低下に極
めて有効であること、より具体的には、Ａｅ３点以下の
温度における５０％を超える強加工−制御冷却によって
フェライト−パーライト組織を形成する場合、歪み速度
が１／ｓ以下でも平均粒径３μｍ以下、さらには２μｍ
以下の微細なフェライト粒径が得られることを見出し、
この知見に基づいて完成されたものである。
は、発明者の検討の結果、圧縮加工時における温度とひ
ずみ速度の制御が、組織の微細化と変形抵抗の低下に極
めて有効であること、より具体的には、Ａｅ３点以下の
温度における５０％を超える強加工−制御冷却によって
フェライト−パーライト組織を形成する場合、歪み速度
が１／ｓ以下でも平均粒径３μｍ以下、さらには２μｍ
以下の微細なフェライト粒径が得られることを見出し、
この知見に基づいて完成されたものである。
【００１０】そこで、さらに詳しくこの発明の製造方法
について説明すると、この発明の製造方法においては、 ＜Ａ＞原料の溶製によるＡｃ３点以上の温度に加熱する
オーステナイト化と、 ＜Ｂ＞Ａｅ３点以下でＡｒ３点−１５０℃または５５０
℃以上の温度、さらにはＡｒ３点−１００℃以上の温度
で、圧下率５０％以上の圧縮加工 ＜Ｃ＞その後の冷却を基本的なプロセス要件としてい
る。なお、ここで、Ａｅ３点とは、オーステナイト、フ
ェライト平衡変態点で、状態図上で（デルタフェライト
を除く）フェライトの存在できる最高温度である。ま
た、Ａｒ３点とは、無加工時におけるオーステナイト、
フェライト変態の開始温度を示している。
について説明すると、この発明の製造方法においては、 ＜Ａ＞原料の溶製によるＡｃ３点以上の温度に加熱する
オーステナイト化と、 ＜Ｂ＞Ａｅ３点以下でＡｒ３点−１５０℃または５５０
℃以上の温度、さらにはＡｒ３点−１００℃以上の温度
で、圧下率５０％以上の圧縮加工 ＜Ｃ＞その後の冷却を基本的なプロセス要件としてい
る。なお、ここで、Ａｅ３点とは、オーステナイト、フ
ェライト平衡変態点で、状態図上で（デルタフェライト
を除く）フェライトの存在できる最高温度である。ま
た、Ａｒ３点とは、無加工時におけるオーステナイト、
フェライト変態の開始温度を示している。
【００１１】そして、この発明の方法では、前記＜Ｂ＞
圧縮加工時に、歪み速度を、０．００１〜０．１／ｓの
範囲としている。
圧縮加工時に、歪み速度を、０．００１〜０．１／ｓの
範囲としている。
【００１２】たとえば図１に例示した上下に動くアンビ
ルによる平面圧縮加工について示したように、圧縮加工
による素材の厚みが、ｔ秒の時間によってＩ0 からＩ
に変形したとすると、ひずみ（ε）は、 ε＝ｌn（ｌ0 ／ｌ） で表わされることから、歪み速度は、ε／ｔ、すなわち ε／ｔ ＝〔ｌn（ｌ0 ／ｌ）〕／ｔ として表わされる。
ルによる平面圧縮加工について示したように、圧縮加工
による素材の厚みが、ｔ秒の時間によってＩ0 からＩ
に変形したとすると、ひずみ（ε）は、 ε＝ｌn（ｌ0 ／ｌ） で表わされることから、歪み速度は、ε／ｔ、すなわち ε／ｔ ＝〔ｌn（ｌ0 ／ｌ）〕／ｔ として表わされる。
【００１３】この発明においては、以上のとおりの歪み
速度は、前記のとおり０．００１〜０．１／ｓであって
より適当には０．０１〜０．１／ｓである。
速度は、前記のとおり０．００１〜０．１／ｓであって
より適当には０．０１〜０．１／ｓである。
【００１４】歪み速度が０．１／ｓより大きい場合に
は、変形抵抗が大きく、また、フェライトの微細化効果
が少ない。また、歪み速度が０．００１／ｓより小さい
場合には、加工に極めて時間がかかることになり、工業
的にはいずれの場合にも不利である。
は、変形抵抗が大きく、また、フェライトの微細化効果
が少ない。また、歪み速度が０．００１／ｓより小さい
場合には、加工に極めて時間がかかることになり、工業
的にはいずれの場合にも不利である。
【００１５】圧縮加工は、この発明においては、より適
当には、図１に例示したアンビル加工の方法が採用され
る。
当には、図１に例示したアンビル加工の方法が採用され
る。
【００１６】たとえばこのアンビル圧縮加工の場合に
は、減面率で１パス９０％を超える強加工も可能な方法
であって、素材(sample)の上下に位置するアンビルの駆
動速度を制御することにより、圧縮加工時における歪み
速度の制御が可能になる。
は、減面率で１パス９０％を超える強加工も可能な方法
であって、素材(sample)の上下に位置するアンビルの駆
動速度を制御することにより、圧縮加工時における歪み
速度の制御が可能になる。
【００１７】また、この発明の製造方法においては、＜
Ｃ＞冷却の工程において、冷却速度が１０Ｋ／ｓ以下と
することが有効でもある。
Ｃ＞冷却の工程において、冷却速度が１０Ｋ／ｓ以下と
することが有効でもある。
【００１８】この発明の製造方法によって、平均粒径が
３μｍ以下、さらには２．５μｍ以下のフェライト、そ
して方位差角１５°以上の大角粒界に囲まれたフェライ
トを母相とする超微細組織鋼が製造可能とされる。フェ
ライト−フェライト粒界における大角粒界の割合は８０
％以上である。溶接可能な高強度の鋼が経済的に得られ
ることになる。この鋼の化学組成については、特に限定
されることはないが、好ましくは、０．３重量％以下の
Ｃ（炭素）と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎおよび不可避的
不純物を含有するＦｅにより構成することができる。よ
り好ましくは、重量％で、Ｓｉが２％以下、Ｍｎが３％
以下、Ｐが０．１％以下、Ｓが、．０２％以下、Ｎが
０．００５％以下とすることが考慮される。
３μｍ以下、さらには２．５μｍ以下のフェライト、そ
して方位差角１５°以上の大角粒界に囲まれたフェライ
トを母相とする超微細組織鋼が製造可能とされる。フェ
ライト−フェライト粒界における大角粒界の割合は８０
％以上である。溶接可能な高強度の鋼が経済的に得られ
ることになる。この鋼の化学組成については、特に限定
されることはないが、好ましくは、０．３重量％以下の
Ｃ（炭素）と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎおよび不可避的
不純物を含有するＦｅにより構成することができる。よ
り好ましくは、重量％で、Ｓｉが２％以下、Ｍｎが３％
以下、Ｐが０．１％以下、Ｓが、．０２％以下、Ｎが
０．００５％以下とすることが考慮される。
【００１９】一方、重量％で３％以下のＣｒ，Ｎｉ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ａｌ，また、Ｔｉ：０．００３−０．１％，
Ｎｂ：０．００３−０．０５％，Ｖ：０．００５−０．
２％が含まれていてもよい。しかし、高価な元素である
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ等を用いることなく、超微細組
織が得られ、高強度鋼が安価に製造できる。
ｏ，Ｃｕ，Ａｌ，また、Ｔｉ：０．００３−０．１％，
Ｎｂ：０．００３−０．０５％，Ｖ：０．００５−０．
２％が含まれていてもよい。しかし、高価な元素である
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ等を用いることなく、超微細組
織が得られ、高強度鋼が安価に製造できる。
【００２０】溶製のための原料は、以上の化学組成に応
じて各元素の添加割合が定められることになる。
じて各元素の添加割合が定められることになる。
【００２１】そこで以下、実施例を示し、さらに詳しく
この発明について説明する。
この発明について説明する。
【００２２】
【実施例】（実施例１〜４） （比較例１）表１の組成の鋼（１）を９００℃に加熱
し、完全にオーステナイト化した後に表２の加工温度に
冷却し、直ちに圧下率７５％で、図１に例示した平面歪
み圧縮加工を行った。Ａｅ３点は８１７℃である。フォ
ーマスターで測定したＡｒ３点は６７０℃であった。歪
み速度と、圧縮加工後の冷却速度を表２に示す条件で行
った。得られた組織についてのフェライトの平均粒径、
第２相の種類、その体積率、大角粒界（方位差角≧１５
°）の割合、加工時の平均変形抵抗を表２に示した。フ
ェライト粒の方位差角は電子線後方散乱（ＥＢＳＤ）方
で測定した。平均粒径の測定は、直線切断法によって行
った。第２相は主としてパーライトおよび炭化物であっ
た。
し、完全にオーステナイト化した後に表２の加工温度に
冷却し、直ちに圧下率７５％で、図１に例示した平面歪
み圧縮加工を行った。Ａｅ３点は８１７℃である。フォ
ーマスターで測定したＡｒ３点は６７０℃であった。歪
み速度と、圧縮加工後の冷却速度を表２に示す条件で行
った。得られた組織についてのフェライトの平均粒径、
第２相の種類、その体積率、大角粒界（方位差角≧１５
°）の割合、加工時の平均変形抵抗を表２に示した。フ
ェライト粒の方位差角は電子線後方散乱（ＥＢＳＤ）方
で測定した。平均粒径の測定は、直線切断法によって行
った。第２相は主としてパーライトおよび炭化物であっ
た。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】以上の実施例１〜４および比較例１との対
比より明らかなように、歪み速度が０．０１〜０．１／
ｓで最も微細なフェライト粒が得られ、また変形抵抗に
関しては、歪み速度を小さくすると顕著な低下が確認さ
れる。
比より明らかなように、歪み速度が０．０１〜０．１／
ｓで最も微細なフェライト粒が得られ、また変形抵抗に
関しては、歪み速度を小さくすると顕著な低下が確認さ
れる。
【００２６】また、実施例１および４からは、冷却速度
が速い場合にフェライト粒径の微細化が進むこともわか
る。 （実施例５〜１３）実施例１〜４と同様にして表３の条
件において圧縮加工を行い冷却した。
が速い場合にフェライト粒径の微細化が進むこともわか
る。 （実施例５〜１３）実施例１〜４と同様にして表３の条
件において圧縮加工を行い冷却した。
【００２７】その結果を表３に示したが、歪み速度０．
００１〜０．１／ｓにおいて、微細なフェライト粒が得
られることがわかる。また、加工温度の低下が組織の微
細化に有効であることがわかった。
００１〜０．１／ｓにおいて、微細なフェライト粒が得
られることがわかる。また、加工温度の低下が組織の微
細化に有効であることがわかった。
【００２８】
【表３】
【００２９】（実施例１４） （比較例２〜６）前記実施例において、オーステナイト
粒径が１７μｍの材料に対し、加工温度７５０℃、圧下
率７５％で、歪み速度を０．１／ｓ、冷却速度を１０Ｋ
／ｓとしたときの断面ＳＥＭ像を観察した。図２はこれ
を示した写真である。
粒径が１７μｍの材料に対し、加工温度７５０℃、圧下
率７５％で、歪み速度を０．１／ｓ、冷却速度を１０Ｋ
／ｓとしたときの断面ＳＥＭ像を観察した。図２はこれ
を示した写真である。
【００３０】また、図３は、歪み速度を１０／ｓとした
場合のものである。
場合のものである。
【００３１】歪み速度を小さくすることで、フェライト
粒の微細化が図られていることがわかる。
粒の微細化が図られていることがわかる。
【００３２】また、図４は、同様にして製造した微細組
織鋼のフェライト組織について、フェライト粒径ｄとビ
ッカース硬さ（Ｈｖ）との関係を示したものであるホー
ルペッチ型の直線関係が認められる。図中の温度は加工
温度を示す。
織鋼のフェライト組織について、フェライト粒径ｄとビ
ッカース硬さ（Ｈｖ）との関係を示したものであるホー
ルペッチ型の直線関係が認められる。図中の温度は加工
温度を示す。
【００３３】平均粒径２．３μｍのフェライト粒径のも
ののビッカース硬さは２０３であり、ＴＳ＝３．４３５
Ｈｖの関係式によると、引張強さでは約７００ＭＰａに
相当する。参考のために、微小な引張試験片（平行部長
さ３．５ｍｍ×幅２ｍｍ×厚さ０．５ｍｍ）を作製し、
クロスヘッド速度０．１３ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行
ったところ、引張強さ６７５ＭＰａが得られた。
ののビッカース硬さは２０３であり、ＴＳ＝３．４３５
Ｈｖの関係式によると、引張強さでは約７００ＭＰａに
相当する。参考のために、微小な引張試験片（平行部長
さ３．５ｍｍ×幅２ｍｍ×厚さ０．５ｍｍ）を作製し、
クロスヘッド速度０．１３ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行
ったところ、引張強さ６７５ＭＰａが得られた。
【００３４】表４には、加工温度をＡｅ３点（８１７
℃）を超える８５０℃とした場合の比較例を示してい
る。フェライト粒径はいずれの場合も５μｍを超えてい
ることがわかる。
℃）を超える８５０℃とした場合の比較例を示してい
る。フェライト粒径はいずれの場合も５μｍを超えてい
ることがわかる。
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明によって、より低い変形抵抗下、より少ない圧下量
と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法が提供される。
発明によって、より低い変形抵抗下、より少ない圧下量
と特に遅い冷却速度で、平均粒径３μｍ以下のフェライ
トを母相とする超微細組織鋼を製造することのできる新
しい方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】アンビル圧縮加工と歪みについて示した要部断
面図である。
面図である。
【図２】この発明の鋼の断面を示した図面に代わるＳＥ
Ｍ写真である。
Ｍ写真である。
【図３】比較例としての図面に代わるＳＥＭ写真であ
る。
る。
【図４】フェライト粒径とビッカース硬さとの関係を示
した図である。
した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 長井 寿 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁金属材料技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA05 AA16 AA21 AA27 AA29 AA31 CB02 CC02 CC03 CD01 CD02
Claims (3)
- 【請求項１】 原料溶製後にＡｃ３点以上の温度に加熱
してオーステナイト化し、次いでＡｅ３点以下Ａｒ３−
１５０℃または５５０℃以上の温度で、圧下率５０％以
上の圧縮加工を加え、その後冷却して平均粒径３μｍ以
下のフェライトを母相とする超微細組織鋼の製造方法に
おいて、圧縮加工時の歪み速度を０．００１〜１０／ｓ
の範囲のものとすることを特徴とする超微細組織鋼の製
造方法。 - 【請求項２】 請求項１の方法により製造された平均粒
径２μｍ以下のフェライトを母相とする超微細組織鋼。 - 【請求項３】 加工後の冷却速度を１０Ｋ／ｓ以下とす
る請求項１または２の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24669899A JP3525180B2 (ja) | 1998-08-31 | 1999-08-31 | 超微細組織鋼の製造方法 |
| TW089103117A TW477822B (en) | 1999-02-26 | 2000-02-23 | Manufacturing method for steel with ultra fine texture |
| US09/512,060 US6464807B1 (en) | 1999-02-26 | 2000-02-24 | Production method of ultra fine grain steel |
| EP00301483A EP1031632B9 (en) | 1999-02-26 | 2000-02-24 | Production method of ultra fine grain steel |
| DE60020421T DE60020421T2 (de) | 1999-02-26 | 2000-02-24 | Verfahren zum Herstellen von Stahl mit ultrafeinem Korngefüge |
| KR10-2000-0009032A KR100522418B1 (ko) | 1999-02-26 | 2000-02-24 | 초미세조직강의 제조방법 |
| CN00102662A CN1131323C (zh) | 1999-02-26 | 2000-02-25 | 超细组织钢的生产方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26089098 | 1998-08-31 | ||
| JP11-51799 | 1999-02-26 | ||
| JP5179999 | 1999-02-26 | ||
| JP10-260890 | 1999-02-26 | ||
| JP24669899A JP3525180B2 (ja) | 1998-08-31 | 1999-08-31 | 超微細組織鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000309822A true JP2000309822A (ja) | 2000-11-07 |
| JP3525180B2 JP3525180B2 (ja) | 2004-05-10 |
Family
ID=27294441
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24669899A Expired - Lifetime JP3525180B2 (ja) | 1998-08-31 | 1999-08-31 | 超微細組織鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3525180B2 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09279233A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2000096137A (ja) * | 1998-09-24 | 2000-04-04 | Kobe Steel Ltd | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 |
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
-
1999
- 1999-08-31 JP JP24669899A patent/JP3525180B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09279233A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2000096137A (ja) * | 1998-09-24 | 2000-04-04 | Kobe Steel Ltd | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 |
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3525180B2 (ja) | 2004-05-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0792379B1 (en) | Dual-phase steel and method thereof | |
| EP0742841B1 (en) | Method of making dual phase steel plate | |
| EP2647730A2 (en) | A method for manufacturing a high strength formable continuously annealed steel strip, a high strength formable continuously annealed steel strip product and a steel coil | |
| EP1805339A1 (en) | High strength cold rolled steel sheet having excellent shape freezability, and method for manufacturing the same | |
| JPH0823048B2 (ja) | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4427110B2 (ja) | 加工用薄鋼板のプレス成形方法 | |
| JP2004346415A (ja) | 超高温熱間鍛造非調質部品とその製造方法 | |
| JP3993703B2 (ja) | 加工用薄鋼板の製造方法 | |
| JP3383017B2 (ja) | 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR970009087B1 (ko) | 강인성 후강판의 제조 방법 | |
| KR100522418B1 (ko) | 초미세조직강의 제조방법 | |
| JP2003321734A (ja) | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 | |
| US10253391B2 (en) | Components made of a steel alloy and method for producing high-strength components | |
| KR20020061670A (ko) | Ｅｃａｐ법을 이용한 초미세립 탄소강의 제조방법 | |
| JP2000309822A (ja) | 超微細組織鋼の製造方法 | |
| JP2001073035A (ja) | 超微細組織鋼の製造方法 | |
| JPH07224351A (ja) | 冷間加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6220820A (ja) | 高強度高延性鋼帯の製造方法 | |
| JPH1192860A (ja) | 超微細フェライト組織鋼 | |
| CN113490756B (zh) | 钢板、构件和它们的制造方法 | |
| EP1662012B1 (en) | Strip of hot rolled micro-alloyed steel for obtaining finished pieces by cold pressing and shearing | |
| US5288346A (en) | Process for producing deformable white cast iron | |
| JP2000096137A (ja) | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 | |
| JP3543104B2 (ja) | 超微細組織鋼とその製造方法 | |
| JPH1192855A (ja) | 超微細複相組織鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3525180 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |