JP2001073035A - 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
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Abstract
スとして実現可能であって、しかも従来よりもはるかに
微細組織化することが可能な、新しい超微細組織鋼の製
造方法を提供する。 【解決手段】 平均粒径が10μm以下のフェライトと
オーステナイト、パーライト、セメンタイト、マルテン
サイトの少なくとも1種以上からなる組織を有する鋼を
加工温度400℃からAe1点+50℃の温度範囲でひ
ずみ0.7以上の加工を行うことで、平均粒径1.5μ
m以下の微細組織を有し、引張り強度650MPa以上
の鋼とする。
Description
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、高価な合金元素を必要とせず、平均
粒径が1.5μm以下の超微細組織鋼の製造を可能とす
る新しい製造方法に関するものである。
な合金元素の添加を必要とせず、また、延性脆性遷移温
度も低下させることができるため、従来より、理想的な
高強度か手法であると考えられてきている。しかしなが
ら、実際には、最も広く用いられている制御圧延・制御
冷却法では5μmがフェライト粒微細化の限界であっ
た。
上の2相域で50%以上の圧下を行うことにより、2−
3μmのフェライト粒組織を得る方法が提案されている
(特開平8−60239)。しかし、この方法では、
0.1−0.15%CのSi−Mn鋼の引張強度は、フ
ェライト粒径が2.6μmの場合で520MPa程度
で、微細化による高強度化が期待されたほどではない。
粒子を0.02−0.5個/μm2の密度で分散させた
鋼をオーステナイト域で累積圧下率10−70%の圧延
を行い冷却後、フェライトの割合が50−90%の状態
から累積圧下率30−90%の圧延を行うことによって
フェライト粒径が1.4−2.2μmの微細組織を得る
方法が提案されている(特開平9−202919)。し
かし、この方法では、0.02−0.5個/μm2 とい
う多くの酸化物を分散させる必要がある。さらに、0.
13C−0.28Si−1.36Mn鋼(Al酸化物分
散数0.06個/μm2 )で、平均フェライト粒径を
1.9μmとなった場合でも、引張強度は448MPa
であった。
度で50%以上の圧縮加工を加えることにより、平均粒
径が3μm以下で方位差角15°以上の大角粒界に囲ま
れた超微細組織鋼の製造方法を発明した(特開平11−
92861)。だが、この方法の場合には、1パス加工
が検討されているため、より工業的に広く展開してゆく
には、多パス化してゆく方法が求められてきた。
イト組織鋼をフェライト域に再加熱し、温間加工再結晶
させて、フェライト平均粒径2.5μm以下の超微細フ
ェライト主体鋼を発明した(特開平11−9286
0)。しかし、この方法は出発組織をマルテンサイトと
することや、再加熱工程が必要であることから、より平
易な製造方法が求められている。
の経緯を踏まえ、より工業的に実際化しやすく、平易な
プロセスとして実現可能であって、しかも従来よりもは
るかに微細組織化することが可能な、新しい超微細組織
鋼の製造方法を提供することを課題としている。
の課題を解決するものとして、第1には、平均粒径が1
0μm以下のフェライトとオーステナイト、パーライ
ト、セメンタイト、マルテンサイトの少なくとも1種以
上からなる組織を有する鋼を加工温度400℃からAe
1点+50℃の温度範囲でひずみ0.7以上の加工を行
うことを特徴とする超微細組織鋼の製造方法を提供る。
Ac3点以上に加熱してオーステナイト化した後、加工
熱処理により平均粒径で10μm以下のフェライト粒と
残部がオーステナイト、パーライト、セメンタイト、マ
ルテンサイトの少なくとも1種以上からなる状態を形成
し、連続して加工温度400℃からAe1点+50℃の
温度範囲でひずみ0.7以上の加工を行うことを特徴と
する超微細組織鋼の製造方法を提供する。
記第1の発明の方法において、鋼をAc3点以上に加熱
してオーステナイト化した後、Ae3点以下の準安定オ
ーステナイト域で加工を与え、平均粒径で10μm以下
のフェライト粒と残部がオーステナイト、パーライトお
よびセメンタイト、マルテンサイトの少なくとも1種か
らなる状態を形成せしめることを特徴とする超微細組織
鋼の製造方法を、第4には、平均粒径で10μm以下の
フェライト粒の体積率が70%以上で残部がオーステナ
イト、パーライトおよびセメンタイト、マルテンサイト
の少なくとも1種からなる状態を形成せしめることを特
徴とする超微細組織鋼の製造方法を提供し、第5には、
化学組成が重量%でC:0.01−0.2%,Si:
0.02−1.0%,Mn:0.2−2.0%、Al:
0.001−0.1%,N:0.001−0.01%,
P<0.2%,S<0.01%を含むことを特徴とする
前記第1ないし4のいずれかの発明の超微細組織鋼の製
造方法を提供する。
第1ないし第5のいずれかの発明の製造方法により得ら
れた超微細組織鋼であって、フェライトの平均粒径が
1.5μm以下で、第2相としてセメンタイト、パーラ
イト、マルテンサイト、オーステナイトの少なくとも1
種以上を含むことを特徴とするフェライト粒主体鋼を提
供する。
らによる次のような検討と知見に基づいている。すなわ
ちまず、発明者らは、添付の図1に示すように、強度と
フェライト粒径の関係を見出している(CAMP-ISIJ, Vol.
12(1999) 365) 。SM490鋼の場合、フェライト粒径
3.0μmではビッカース硬さで190であり、2.0
μmでは195であった。フェライト粒径1.5μmで
は210であるが、1.5μm以下になると硬さは大き
く上昇し、フェライト粒径1.0μmでは、230とな
る。したがって、微細化によって効果的に高強度(ビッ
カース硬さで210以上、650MPaの引張強度に相
当)を得るには、フェライト粒径は1.5μm以下とす
べきことがわかった。
さの3.0−3.3倍である。発明者らの先の提案(特
開平11−92861)は相変態により、微細フェライ
トを形成せしめる方法であり、また、別の提案(特開平
11−92860)は再結晶により微細フェライトを形
成せしめる方法であることを特徴としている。これら提
案のさらなる検討で、発明者らは、相変態においても、
再結晶においても、生成するフェライト粒径は、加工前
の粒径に大きく影響され、単純には式で表することが
できることを明らかにした。
ナイト粒径またはフェライト粒径で、Dは加工後の相変
態または再結晶して得られるフェライトの粒径で、εは
ひずみであり、符号は正である。加工前の粒径をできる
限り微細にすることが、最終的に微細なフェライト粒組
織を得るためには重要であり、また、加工量の軽減につ
ながるのである。
ェライト粒径を微細にする方法として、オーステナイト
の加工+変態を用い、微細なフェライト粒をさらに微細
化する方法として、フェライトの加工+再結晶を利用
し、両者を組み合わせるという方法を特徴としたこの出
願の上記のとおりの発明を完成した。
の特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
と、代表的には、「オーステナイト→(加工+変態)→
微細フェライト粒<10μm+オーステナイトorパー
ライト→(加工+再結晶)→微細フェライト粒<1.5
μm+パーライトorセメンタイト」のプロセスとな
る。ここで、重要な点は変態生成するフェライト粒の大
きさで、10μm以下、望ましくは5μm以下とするこ
とである。10μm以下のフェライト粒径を変態生成さ
せるためには、20μm程度の小さなオーステナイト粒
を加速冷却することによっても得られるが、先の発明者
らの提案(特開平11−92861でも示したように、
準安定(過冷)オーステナイトを強加工することがより
微細なフェライト粒径を得るために優れた方法であり、
5μm以下のフェライト粒径を得ることができる。残部
はオーステナイトでも、パーライト、セメンタイト、マ
ルテンサイトのいずれか1種または2種以上でもよい。
このような微細フェライト粒を再結晶温度域で加工する
ことによって微細なフェライトが得られる。ここで再結
晶温度域とは、400℃からAe1点+50℃の間をさ
す。加工温度が400℃以下となると、すべてのフェラ
イト粒が再結晶せず、伸長粒が見られるようになる。さ
らに、Ae1点+50℃以上では、微細なフェライト粒
は得られず、望ましくはAe1点以下がよい。加工量と
しては、フェライトを再結晶により微細化するために
は、加工温度に依存するが、ひずみεが0.7以上は必
要である。また、加工は多パスで与えてもよい。
メンタイトの存在する上限温度のことである。この出願
の発明の製造方法では、対象とする鋼の化学組成は特に
限定されるものではないが、化学組成成分としては、重
量%でC:0.01−0.2%,Si:0.02−1.
0%,Mn:0.2−2.0%、Al:0.001−
0.1%,N:0.001−0.01%,P<0.2
%,S<0.01%を含む鋼のフェライト粒微細化にこ
の発明の方法は有効であり、さらに、重量%でCr:
0.01−0.5%,Ni:0.01−3.0%,M
o:0.01−0.5%,Cu:0.01−1.5%,
Ti:0.003−0.1%,Nb:0.003−0.
05%,V:0.005−0.2%を含まれている鋼に
も有効である。
μm以下の微細組織鋼が製造可能であり、たとえば、引
張り強度で650MPa以上の鋼が得られることにな
る。
らに詳しく実施の形態について説明する。
直線切断法によって測定した。ビカース硬さの測定加重
は4.9Nであった。 実施例1 表1の鋼種1の成分を有する(板厚12mm)を900
℃に60s加熱を行い完全にオーステナイト化した。オ
ーステナイト粒径は17μmであった。650℃まで1
0K/sで冷却し平均粒径8μmのフェライト+オース
テナイト+パーライト組織にした。フェライトの体積率
は70%であった。直ちに、試験片中心部に圧縮ひずみ
ε=2.3、ひずみ速度10/sの加工を与え、直ちに
10K/sで冷却を行った。得られた組織はフェライト
+セメンタイト組織であり、試験片中心部の平均フェラ
イト粒径は0.8μmであった(図2)。ビッカース硬
さは241であった。 実施例2 表1の鋼種1の成分を有する(板厚12mm)を900
℃に60s加熱を行い完全にオーステナイト化した。オ
ーステナイト粒径は17μmであった。600℃まで1
0K/sで冷却し平均粒径8μmのフェライト+パーラ
イト組織にした。フェライトの体積率は75%であっ
た。直ちに、試験片中心部に圧縮ひずみε=2.3の加
工を与え、直ちに10K/sで冷却を行った。得られた
組織はフェライト+セメンタイト組織であり、試験片中
心部の平均フェライト粒径は0.5μmであった(図
3)。ビッカース硬さは287であった。 実施例3 表1の鋼種1の成分を有する棒鋼(φ115×L600
mm)を900℃で完全にオーステナイト化した。オー
ステナイト粒径は30μmであった。この棒鋼を750
℃まで冷却し、穴型圧延によりφ79mm(減面率53
%)まで加工を与えた。この過程でオーステナイトの一
部はフェライトに変態し、得られた平均フェライト粒径
は10μmであり、残部はオーステナイトであった。こ
の鋼を600℃まで冷却し組織をフェライト+パーライ
ト+オーステナイトとした。フェライトの体積率は75
%であった。直ちに、穴型圧延により24mm角(減面
率91%,圧縮ひずみε=2.4)まで多パス加工を行
った。直ちに水冷した。仕上がり温度は600℃であっ
た。得られた組織はフェライト+セメンタイト組織であ
り、平均フェライト粒径は1.0μmであった(図
4)。ビッカース硬さは232であった。 実施例4 表1の鋼種1の成分を有する板(T60×L60×W3
0mm)を900℃で完全にオーステナイト化した。オ
ーステナイト粒径は25μmであった。この板を750
℃まで冷却し、鍛造によりT60→30mmとなるよう
に圧縮加工を加えた。この結果、幅W=約60mmとな
ったが、幅方向を圧縮加工としてふたたび、30mmと
なるように圧縮加工した。この過程でオーステナイトの
一部はフェライトに変態し、このときの平均フェライト
粒径は3.5μmであり、残部はオーステナイト(体積
率50%)であった。この鋼を700℃まで冷却し、直
ちに、T10mm(減面率65%,圧縮ひずみε=1.
1)までロール圧延を行った。このときの仕上がり温度
は600℃であった。得られた組織はフェライト+パー
ライト組織であり、平均フェライト粒径は1.3μmで
あった(図5)であった。ビッカース硬さは220、引
張強さは、680MPaであった。 実施例5 表1の鋼種2の成分を有する板(T50×L300×W
60mm)を900℃に加熱し行い完全にオーステナイ
ト化した。オーステナイト粒径は17μmであった。こ
の板をAr3点(745℃)直上の750℃まで冷却
し、1パスで35mmまで圧延した。このときの平均フ
ェライト粒径は5μmであり、残部はオーステナイトで
あった。連続して700℃まで冷却後、板厚10mmま
で3パスで圧延を行った(圧縮ひずみ=1.3)。この
際の1パス圧下率は30−45%であり、圧延終了時の
温度は650℃であった。圧延後、直ちに水冷した。得
られた鋼の平均フェライト粒径は1.2μmであり、残
部はパーライトとマルテンサイトであった(図6)。本
鋼のビッカース硬さは256、引張強さは、825MP
aであった。 比較例1 表1の成分を有する板を1050℃で完全にオーステナ
イト化した。この板を830℃で圧延終了するように減
面率50%の粗圧延をおこなった。その後ただちに、
0.4K/sで冷却し、フェライト平均粒径20μmの
フェライト+オーステナイト組織とした。板を引き続き
730から700℃で73%の仕上げ圧延を行った。得
られたフェライト粒径は2.7μmであった。ビッカー
ス硬さは156、引張強度は514MPaであった。 比較例2 表1の成分を有する板を1050℃で完全にオーステナ
イト化した。この板を830℃で圧延終了するように減
面率73%の粗圧延をおこなった。その後ただちに、
0.7K/sで冷却し、フェライト平均粒径18μmの
フェライト+オーステナイト組織とした。板を引き続き
710から685℃で50%の仕上げ圧延を行った。得
られたフェライト粒径は2.6μmであった。ビッカー
ス硬さは160、引張強度は530MPaであった。
発明によって、より工業的に実際化しやすく、平易なプ
ロセスとして実現可能であって、しかも従来よりはるか
に微細組織化することが可能な、新しい超微細組織鋼の
製造方法が提供される。
造可能であり、たとえば、引張り強度で650MPa以
下の鋼が得られる。
た図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 平均粒径が10μm以下のフェライトと
オーステナイト、パーライト、セメンタイト、マルテン
サイトの少なくとも1種以上からなる組織を有する鋼を
加工温度400℃からAe1点+50℃の温度範囲でひ
ずみ0.7以上の加工を行うことを特徴とする超微細組
織鋼の製造方法。 - 【請求項2】 鋼をAc3点以上に加熱してオーステナ
イト化した後、加工熱処理により平均粒径で10μm以
下のフェライト粒と残部がオーステナイト、パーライ
ト、セメンタイト、マルテンサイトの少なくとも1種以
上からなる状態を形成し、連続して加工温度400℃か
らAe1点+50℃の温度範囲でひずみ0.7以上の加
工を行うことを特徴とする超微細組織鋼の製造方法。 - 【請求項3】 請求項1の方法において、鋼をAc3点
以上に加熱してオーステナイト化した後、Ae3点以下
の準安定オーステナイト域で加工を与え、平均粒径で1
0μm以下のフェライト粒と残部がオーステナイト、パ
ーライトおよびセメンタイト、マルテンサイトの少なく
とも1種からなる状態を形成せしめる超微細組織鋼の製
造方法。 - 【請求項4】 請求項1の方法において、平均粒径で1
0μm以下のフェライト粒の体積率が70%以上で残部
がオーステナイト、パーライトおよびセメンタイト、マ
ルテンサイトの少なくとも1種からなる状態を形成せし
めることを特徴とする超微細組織鋼の製造方法。 - 【請求項5】 化学組成が重量%でC:0.01−0.
2%,Si:0.02−1.0%,Mn:0.2−2.
0%、Al:0.001−0.1%,N:0.001−
0.1%,P<0.2%,S<0.001%を含むこと
を特徴とする請求項1ないし4のいずれかの超微細組織
鋼の製造方法。 - 【請求項6】 請求項1ないし5のいずれかの製造方法
により得られた超微細組織鋼でフェライトの平均粒径が
1.5μm以下で、第2相としてセメンタイト、パーラ
イト、マルテンサイト、オーステナイトの少なくとも1
種以上を含むことを特徴とするフェライト粒主体鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24681999A JP4164589B2 (ja) | 1999-08-31 | 1999-08-31 | 超微細組織鋼の製造方法 |
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JP24681999A JP4164589B2 (ja) | 1999-08-31 | 1999-08-31 | 超微細組織鋼の製造方法 |
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Family
ID=17154175
Family Applications (1)
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Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2004035850A1 (ja) * | 2002-10-17 | 2004-04-29 | National Institute For Materials Science | 窒化層を有する超微細粒鋼 |
EP1559804A1 (en) * | 2002-10-17 | 2005-08-03 | National Institute for Materials Science | Formed product and method for production thereof |
WO2007132607A1 (ja) * | 2006-05-17 | 2007-11-22 | National Institute For Materials Science | 鋼板、鋼板コイル及びその製造方法 |
JP2007332463A (ja) * | 2007-07-23 | 2007-12-27 | National Institute For Materials Science | S含有高強度微細粒鋼前駆鋼 |
CN114289523A (zh) * | 2021-12-28 | 2022-04-08 | 华北理工大学 | 一种细化碳钢奥氏体的方法 |
US11519059B2 (en) * | 2016-06-23 | 2022-12-06 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-strength high-elongation tinned primary plate and double cold reduction method therefor |
-
1999
- 1999-08-31 JP JP24681999A patent/JP4164589B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2004035850A1 (ja) * | 2002-10-17 | 2004-04-29 | National Institute For Materials Science | 窒化層を有する超微細粒鋼 |
EP1559804A1 (en) * | 2002-10-17 | 2005-08-03 | National Institute for Materials Science | Formed product and method for production thereof |
EP1559804A4 (en) * | 2002-10-17 | 2006-01-25 | Nat Inst For Materials Science | SHAPED PRODUCT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
CN100359033C (zh) * | 2002-10-17 | 2008-01-02 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | 具有氮化层的超微细晶粒钢 |
WO2007132607A1 (ja) * | 2006-05-17 | 2007-11-22 | National Institute For Materials Science | 鋼板、鋼板コイル及びその製造方法 |
JP5360544B2 (ja) * | 2006-05-17 | 2013-12-04 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 鋼板及び鋼板コイル |
JP2007332463A (ja) * | 2007-07-23 | 2007-12-27 | National Institute For Materials Science | S含有高強度微細粒鋼前駆鋼 |
JP4604251B2 (ja) * | 2007-07-23 | 2011-01-05 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | S含有高強度微細粒鋼前駆鋼 |
US11519059B2 (en) * | 2016-06-23 | 2022-12-06 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-strength high-elongation tinned primary plate and double cold reduction method therefor |
CN114289523A (zh) * | 2021-12-28 | 2022-04-08 | 华北理工大学 | 一种细化碳钢奥氏体的方法 |
CN114289523B (zh) * | 2021-12-28 | 2023-09-22 | 华北理工大学 | 一种细化碳钢奥氏体的方法 |
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