JP2001234240A - 複相組織鋼の組織制御方法 - Google Patents
複相組織鋼の組織制御方法Info
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 複相組織鋼の組織制御を短時間かつ低コスト
で行う。 【解決手段】 Ｃ：0.05〜0.80mass％を含有する組成に
なる鋼材について、α相温度域またはγ相温度域におい
て真歪が 0.1以上となる加工を施した後、α相とγ相の
２相域となる温度範囲において 0.1〜20Ｔの磁場を印加
する処理を施す。
で行う。 【解決手段】 Ｃ：0.05〜0.80mass％を含有する組成に
なる鋼材について、α相温度域またはγ相温度域におい
て真歪が 0.1以上となる加工を施した後、α相とγ相の
２相域となる温度範囲において 0.1〜20Ｔの磁場を印加
する処理を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、複相組織鋼の組
織制御方法に関し、特に複相組織鋼の製造過程において
磁場印加処理を有効に活用することにより、鋼材組織の
有利な改善を、効率良くかつ低コストで行おうとするも
のである。
織制御方法に関し、特に複相組織鋼の製造過程において
磁場印加処理を有効に活用することにより、鋼材組織の
有利な改善を、効率良くかつ低コストで行おうとするも
のである。
【０００２】
【従来の技術】鋼材の望ましい特性として、高強度でか
つ高靱性であることが要求されているが、一般に鋼材の
強度を上げると靱性が低下し、これら２つの特性を両立
させることは極めて難しい。従来、これら２つの特性を
両立させる手段として、鋼材組織を複相化とすることお
よび結晶粒を微細化することが提案されている。
つ高靱性であることが要求されているが、一般に鋼材の
強度を上げると靱性が低下し、これら２つの特性を両立
させることは極めて難しい。従来、これら２つの特性を
両立させる手段として、鋼材組織を複相化とすることお
よび結晶粒を微細化することが提案されている。
【０００３】ところで、複相組織鋼において、所望の特
性を得るには、その組織が極めて重要であることから、
これまでにも種々の組織制御法が提案されている。しか
しながら、従来の方法では、必ずしも満足いくほどの特
性が得られないことから、新たな組織制御法が求められ
ている。また、従来、微細化を図る手段として、強圧下
を行う方法が用いられているが、圧延方法の工夫による
特性改善はすでに限界にきており、特に板材の場合には
圧延方向に偏平な形の結晶粒が増大したり、結晶粒の方
位がある方位に揃う集合組織が発達するため、衝撃エネ
ルギーの吸収能が低下したり、鋼板の表面性状が劣化す
る等の問題が生じ易いという問題があった。このために
も、組織を制御する新たな方法が要望されている。
性を得るには、その組織が極めて重要であることから、
これまでにも種々の組織制御法が提案されている。しか
しながら、従来の方法では、必ずしも満足いくほどの特
性が得られないことから、新たな組織制御法が求められ
ている。また、従来、微細化を図る手段として、強圧下
を行う方法が用いられているが、圧延方法の工夫による
特性改善はすでに限界にきており、特に板材の場合には
圧延方向に偏平な形の結晶粒が増大したり、結晶粒の方
位がある方位に揃う集合組織が発達するため、衝撃エネ
ルギーの吸収能が低下したり、鋼板の表面性状が劣化す
る等の問題が生じ易いという問題があった。このために
も、組織を制御する新たな方法が要望されている。
【０００４】かような組織制御法の一つとして、磁場を
利用する方法が考えられる。例えば、Palmai Zoltan (G
epgyartastechnologia. 22巻(1982) P.463) は、磁場の
鋼に対する効果を示した研究として、Fe−0.60Ｃ−0.30
Si−0.72Mn組成の鋼をマルテンサイト組織からオーステ
ナイト組織に逆変態させる熱処理で、 0.57Ｔ（Ｔは磁場
の強さを表す単位：テスラ）の磁場を印加するとフェラ
イト相が安定化されて残留フェライト量が増加すること
を報告している。しかしながら、上記のような先導的な
研究では、印加磁場が小さく、磁場の効果が明確に認め
られないこともあって、工業的に応用するまでには至っ
ていない。また、これまでのところ、磁場を利用した鋼
材の組織制御に関する研究や発明はなされていない。
利用する方法が考えられる。例えば、Palmai Zoltan (G
epgyartastechnologia. 22巻(1982) P.463) は、磁場の
鋼に対する効果を示した研究として、Fe−0.60Ｃ−0.30
Si−0.72Mn組成の鋼をマルテンサイト組織からオーステ
ナイト組織に逆変態させる熱処理で、 0.57Ｔ（Ｔは磁場
の強さを表す単位：テスラ）の磁場を印加するとフェラ
イト相が安定化されて残留フェライト量が増加すること
を報告している。しかしながら、上記のような先導的な
研究では、印加磁場が小さく、磁場の効果が明確に認め
られないこともあって、工業的に応用するまでには至っ
ていない。また、これまでのところ、磁場を利用した鋼
材の組織制御に関する研究や発明はなされていない。
【０００５】ところで、近年、強磁場を印加できる超伝
導磁石が開発されたこともあって、発明者らは磁場を利
用した鋼材の組織制御に取り組んだ。その結果、磁場中
において加熱逆変態させることによって、逆変態オース
テナイト相が磁場印加方向に延びた形状の複相組織鋼材
の組織制御を行う方法を開発し、特開平11−315321号公
報および日本金属学会報 vol.38, 5(1999), P.380 にお
いて開示した。
導磁石が開発されたこともあって、発明者らは磁場を利
用した鋼材の組織制御に取り組んだ。その結果、磁場中
において加熱逆変態させることによって、逆変態オース
テナイト相が磁場印加方向に延びた形状の複相組織鋼材
の組織制御を行う方法を開発し、特開平11−315321号公
報および日本金属学会報 vol.38, 5(1999), P.380 にお
いて開示した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の技
術をさらに改良したもので、複相組織材の組織制御を行
うに当たり、磁場印加処理を活用ことによって、極めて
短時間のうちに複相組織の形態制御を可能ならしめ、通
常の熱処理により形態制御を行う場合に比べて、加熱時
間短縮による生産性の向上や、加熱燃料コストの低減に
よる低コスト化を実現できる、複相組織鋼の組織制御方
法を提案することを目的とする。
術をさらに改良したもので、複相組織材の組織制御を行
うに当たり、磁場印加処理を活用ことによって、極めて
短時間のうちに複相組織の形態制御を可能ならしめ、通
常の熱処理により形態制御を行う場合に比べて、加熱時
間短縮による生産性の向上や、加熱燃料コストの低減に
よる低コスト化を実現できる、複相組織鋼の組織制御方
法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、 上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、（α＋γ）
２相域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲での
熱処理に先立ち、鋼材に対し真歪が 0.1以上となる加工
を施すと共に、該２相域での熱処理の際に磁場を印加す
ることにより、極めて短時間のうちに組織が磁場印加方
向に伸びた形状を呈する複相構造の組織となること、そ
してこの配向方向は、それまでの鋳造や圧延の方向等に
関係なく、磁場を印加した方向のみで決定されることの
知見を得た。この発明は上記の知見に立脚するものであ
る。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、（α＋γ）
２相域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲での
熱処理に先立ち、鋼材に対し真歪が 0.1以上となる加工
を施すと共に、該２相域での熱処理の際に磁場を印加す
ることにより、極めて短時間のうちに組織が磁場印加方
向に伸びた形状を呈する複相構造の組織となること、そ
してこの配向方向は、それまでの鋳造や圧延の方向等に
関係なく、磁場を印加した方向のみで決定されることの
知見を得た。この発明は上記の知見に立脚するものであ
る。
【０００８】すなわち，この発明は、Ｃ：0.05〜0.80ma
ss％を含有する組成になる鋼材に、α相温度域またはγ
相温度域において、真歪が 0.1以上となる加工を施した
後、α相とγ相の２相域となる温度範囲において 0.1〜
20Ｔの磁場を印加することを特徴とする複相組織鋼の組
織制御方法である。
ss％を含有する組成になる鋼材に、α相温度域またはγ
相温度域において、真歪が 0.1以上となる加工を施した
後、α相とγ相の２相域となる温度範囲において 0.1〜
20Ｔの磁場を印加することを特徴とする複相組織鋼の組
織制御方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、この発明の基礎となった実
験結果について述べる。Ｃ：0.6 mass％、Si：0.2 mass
％およびMn：0.4 mass％を含み、残部は実質的にFeの組
成になる鋼材（Ａc1：725 ℃、Ａc3：785 ℃）を、熱間
圧延し、ついで冷間圧延を施すことにより、厚さ：1.5
mmの鋼板とした。ついで、この鋼板を、870 ℃に加熱
し、その温度で真歪：0.2 相当の圧延加工を施したの
ち、８Ｔの磁場を圧延方向に平行に印加しつつ、この鋼
の（α＋γ）２相域温度である 745℃で１分間の熱処理
を施し、しかるのち焼入れて室温まで冷却した。また、
一部の試料については、磁場を板面に垂直な方向に印加
しつつ上記と同様の熱処理を行った。
験結果について述べる。Ｃ：0.6 mass％、Si：0.2 mass
％およびMn：0.4 mass％を含み、残部は実質的にFeの組
成になる鋼材（Ａc1：725 ℃、Ａc3：785 ℃）を、熱間
圧延し、ついで冷間圧延を施すことにより、厚さ：1.5
mmの鋼板とした。ついで、この鋼板を、870 ℃に加熱
し、その温度で真歪：0.2 相当の圧延加工を施したの
ち、８Ｔの磁場を圧延方向に平行に印加しつつ、この鋼
の（α＋γ）２相域温度である 745℃で１分間の熱処理
を施し、しかるのち焼入れて室温まで冷却した。また、
一部の試料については、磁場を板面に垂直な方向に印加
しつつ上記と同様の熱処理を行った。
【００１０】得られた試料の板厚断面を研磨して３ vol
％硝酸アルコール溶液で腐食したのち、顕微鏡観察を行
った。その結果、磁場を印加した方向に平行な断面を観
察すると、残留したオーステナイト相（焼入れ後のため
マルテンサイトとして観察される）と、変態によって生
成したフェライト相が、熱間圧延の方向とは無関係に磁
場印加方向に配向していた。 また、磁場印加方向に垂直
な断面ではセル状組織を形成することが判明した。
％硝酸アルコール溶液で腐食したのち、顕微鏡観察を行
った。その結果、磁場を印加した方向に平行な断面を観
察すると、残留したオーステナイト相（焼入れ後のため
マルテンサイトとして観察される）と、変態によって生
成したフェライト相が、熱間圧延の方向とは無関係に磁
場印加方向に配向していた。 また、磁場印加方向に垂直
な断面ではセル状組織を形成することが判明した。
【００１１】以上の結果から、鋼材に歪を加えた後に磁
場中熱処理を行うことにより、圧延等の履歴に関わら
ず、極めて短時間の変態によって組織の制御が可能であ
ることが確認された。
場中熱処理を行うことにより、圧延等の履歴に関わら
ず、極めて短時間の変態によって組織の制御が可能であ
ることが確認された。
【００１２】この発明に従い、α相温度域またはγ相温
度域において鋼材に歪を加えた後、α相とγ相の２相域
での温度範囲で磁場印加処理を施すことによって、鋼材
の組織が磁場印加方向に伸びた形状をとる現象のメカニ
ズムとしては、以下のように考えられる。図１(a),
(b), (c) に、正変態の時の磁場中配向組織の時間経過
モデルを、変態の進行度に応じてそれぞれ示す。各図は
いずれも、磁場印加方向に平行なＬ断面と磁場印加方向
に垂直なＣ断面の２方向で示してある。
度域において鋼材に歪を加えた後、α相とγ相の２相域
での温度範囲で磁場印加処理を施すことによって、鋼材
の組織が磁場印加方向に伸びた形状をとる現象のメカニ
ズムとしては、以下のように考えられる。図１(a),
(b), (c) に、正変態の時の磁場中配向組織の時間経過
モデルを、変態の進行度に応じてそれぞれ示す。各図は
いずれも、磁場印加方向に平行なＬ断面と磁場印加方向
に垂直なＣ断面の２方向で示してある。
【００１３】磁場中で変態させた場合、常磁性であるオ
ーステナイト相の内部で、強磁性のフェライト相が核発
生するが、その場合、全体の静磁エネルギーの増加が最
小となるような形状をとる。そのような形状として考え
られるのは、磁場方向に伸びた回転楕円体である。この
状態を示したのが、図１(a) に示す、変態進行度：小の
場合である。そして、変態進行度が中になると、フェラ
イト相の核が多数発生して成長、合体しながら変態が進
行し、チェイン状構造を示す（同図(b) ）。最終的な変
態進行度：大の場合は、Ｌ断面では磁場印加方向に伸び
た組織で、しかもＣ断面ではセル状の形状を示すハニカ
ム構造を形成する（同図(c) ）。
ーステナイト相の内部で、強磁性のフェライト相が核発
生するが、その場合、全体の静磁エネルギーの増加が最
小となるような形状をとる。そのような形状として考え
られるのは、磁場方向に伸びた回転楕円体である。この
状態を示したのが、図１(a) に示す、変態進行度：小の
場合である。そして、変態進行度が中になると、フェラ
イト相の核が多数発生して成長、合体しながら変態が進
行し、チェイン状構造を示す（同図(b) ）。最終的な変
態進行度：大の場合は、Ｌ断面では磁場印加方向に伸び
た組織で、しかもＣ断面ではセル状の形状を示すハニカ
ム構造を形成する（同図(c) ）。
【００１４】上記したような正変態の場合、γ温度域で
加工を施しておくと、加工によって鋼材内部に歪エネル
ギーが蓄積され、変態核の発生点が増加する。 また、転
位や空孔が多数導入され、原子の移動の程度が非常に大
きくなる。その結果、変態が極めて速く進行する。
加工を施しておくと、加工によって鋼材内部に歪エネル
ギーが蓄積され、変態核の発生点が増加する。 また、転
位や空孔が多数導入され、原子の移動の程度が非常に大
きくなる。その結果、変態が極めて速く進行する。
【００１５】また、図２(a), (b), (c) にそれぞれ、逆
変態させる場合の時間経過モデルを、変態の進行度に応
じて示す。この場合には、強磁性であるフェライト相の
内部で常磁性であるオーステナイト相が核発生するが、
この場合でも全体の静磁エネルギーを最小とするように
核発生するのは、正変態の場合と同じである（図２(a)
）。その後、変態進行度：中に見られるようにオース
テナイト相の成長、合体が進行して、チェイン状構造を
示す（同図(b) ）。 そして、最終的に変態進行度：大の
段階でハニカム構造を形成する（同図(c) ）。
変態させる場合の時間経過モデルを、変態の進行度に応
じて示す。この場合には、強磁性であるフェライト相の
内部で常磁性であるオーステナイト相が核発生するが、
この場合でも全体の静磁エネルギーを最小とするように
核発生するのは、正変態の場合と同じである（図２(a)
）。その後、変態進行度：中に見られるようにオース
テナイト相の成長、合体が進行して、チェイン状構造を
示す（同図(b) ）。 そして、最終的に変態進行度：大の
段階でハニカム構造を形成する（同図(c) ）。
【００１６】上記した逆変態の場合も、正変態の場合と
同様、室温または温間で加工を施すことによって、鋼材
内部に歪エネルギーが蓄積され、変態核の発生点が増加
する。 また、転位や空孔が多数導入され、原子の移動の
程度が非常に大きくなる。その結果、変態が極めて速く
進行するわけである。つまり、この発明は、常磁性相と
強磁性相とからなる複相鋼であれば、いずれの実用鋼に
も適合し、また正変態、逆変態を問わずに本プロセスを
適用することができる。
同様、室温または温間で加工を施すことによって、鋼材
内部に歪エネルギーが蓄積され、変態核の発生点が増加
する。 また、転位や空孔が多数導入され、原子の移動の
程度が非常に大きくなる。その結果、変態が極めて速く
進行するわけである。つまり、この発明は、常磁性相と
強磁性相とからなる複相鋼であれば、いずれの実用鋼に
も適合し、また正変態、逆変態を問わずに本プロセスを
適用することができる。
【００１７】上記したプロセスの一例を図３および図４
に示す。図３は、γ相温度域である高温域で加工を施し
た後に２相域で正変態させる場合の例、一方図４は、α
相温度域である温間または冷間で加工した後に２相域に
加熱して逆変態させる場合の例を示したものである。ど
ちらの場合でも、熱処理が極めて短時間で済むので、工
業的な生産ラインヘの適用が極めて容易である。
に示す。図３は、γ相温度域である高温域で加工を施し
た後に２相域で正変態させる場合の例、一方図４は、α
相温度域である温間または冷間で加工した後に２相域に
加熱して逆変態させる場合の例を示したものである。ど
ちらの場合でも、熱処理が極めて短時間で済むので、工
業的な生産ラインヘの適用が極めて容易である。
【００１８】次に、この発明において、鋼材の成分範囲
および熱処理条件を前記の範囲に限定した理由について
説明する。この発明は、常磁性相と強磁性相が共存する
状態を有するものであればどのような成分組成の鋼材に
も適合し、基本条件としてはＣを以下の範囲で含有して
いれば良い。 Ｃ：0.05〜0.8 mass％ Ｃの下限を0.05mass％としたのは、Ｃがこの値に満たな
いと２相域の温度が高くなりすぎて、歪エネルギーが有
効に蓄積できないからであり、一方、上限値を0.8 mass
％としたのは、Ｃ量が共析組成以上になると（α＋γ）
２相域での変態が起こらないためである。
および熱処理条件を前記の範囲に限定した理由について
説明する。この発明は、常磁性相と強磁性相が共存する
状態を有するものであればどのような成分組成の鋼材に
も適合し、基本条件としてはＣを以下の範囲で含有して
いれば良い。 Ｃ：0.05〜0.8 mass％ Ｃの下限を0.05mass％としたのは、Ｃがこの値に満たな
いと２相域の温度が高くなりすぎて、歪エネルギーが有
効に蓄積できないからであり、一方、上限値を0.8 mass
％としたのは、Ｃ量が共析組成以上になると（α＋γ）
２相域での変態が起こらないためである。
【００１９】次に、磁場中熱処理に先立ち、真歪：0.1
以上の加工を施すこととしたのは、加工を施すことによ
って、鋼材内部に歪エネルギーを蓄積し、変態の核発生
起点となる転位等を導入して、加熱変態を短時間に進め
るためである。 この際、歪量が 0.1より小さいと、鋼材
内部に充分な核発生起点が生成されず、短時間で変態を
進行させることができない。なお、加工の形態は、圧
延、線引き等どのようなものでも構わない。 ただし、鋼
材中に真歪：0.1 相当以上の歪エネルギーを蓄積させる
必要があるので、その後の回復再結晶等で歪エネルギー
が消失しないようにすることが重要である。
以上の加工を施すこととしたのは、加工を施すことによ
って、鋼材内部に歪エネルギーを蓄積し、変態の核発生
起点となる転位等を導入して、加熱変態を短時間に進め
るためである。 この際、歪量が 0.1より小さいと、鋼材
内部に充分な核発生起点が生成されず、短時間で変態を
進行させることができない。なお、加工の形態は、圧
延、線引き等どのようなものでも構わない。 ただし、鋼
材中に真歪：0.1 相当以上の歪エネルギーを蓄積させる
必要があるので、その後の回復再結晶等で歪エネルギー
が消失しないようにすることが重要である。
【００２０】また、上記のような加工処理を施す温度域
を、α相温度域またはγ相温度域としたのは、単相域に
おいて十分に歪を蓄積させた後に、変態を生じさせるた
めである。
を、α相温度域またはγ相温度域としたのは、単相域に
おいて十分に歪を蓄積させた後に、変態を生じさせるた
めである。
【００２１】次に、熱処理中に印加する磁場の強さを
0.1〜20Ｔとしたのは、 0.1Ｔ未満では、磁気的な効果
が小さく、前述のチェイン状構造またはハニカム構造が
有効に得られないからであり、また上限値の20Ｔという
値は、大空間に工業的に発生可能な磁場の強さを考慮し
て定めた。より好ましくは１〜20Ｔ、さらに好ましくは
４〜20Ｔの範囲である。なお、磁場の種類は、静磁場で
あっても低周波変動磁場であってもいずれでも良いが、
通常は直流静磁場の方が好適である。
0.1〜20Ｔとしたのは、 0.1Ｔ未満では、磁気的な効果
が小さく、前述のチェイン状構造またはハニカム構造が
有効に得られないからであり、また上限値の20Ｔという
値は、大空間に工業的に発生可能な磁場の強さを考慮し
て定めた。より好ましくは１〜20Ｔ、さらに好ましくは
４〜20Ｔの範囲である。なお、磁場の種類は、静磁場で
あっても低周波変動磁場であってもいずれでも良いが、
通常は直流静磁場の方が好適である。
【００２２】次に、磁場印加温度について説明すると、
変態を起こさせて複相組織を形成するには、その鋼の２
相域温度で保持することが不可欠である。従って、この
発明では、α相温度域またはγ相温度域での加工後、磁
場印加の下で施すべき熱処理温度として、（α＋γ）２
相温度域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲に
限定したのである。なお、この発明の場合は極めて短時
間で変態が完了するので、加熱時間は特に制限されるこ
とはないが、好ましくは10秒以上である。また、この発
明は、板材、線材、棒鋼および型鋼など通常の鉄鋼材料
いずれにも適用可能である。
変態を起こさせて複相組織を形成するには、その鋼の２
相域温度で保持することが不可欠である。従って、この
発明では、α相温度域またはγ相温度域での加工後、磁
場印加の下で施すべき熱処理温度として、（α＋γ）２
相温度域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲に
限定したのである。なお、この発明の場合は極めて短時
間で変態が完了するので、加熱時間は特に制限されるこ
とはないが、好ましくは10秒以上である。また、この発
明は、板材、線材、棒鋼および型鋼など通常の鉄鋼材料
いずれにも適用可能である。
【００２３】
【実施例】実施例１ Ｃ：0.61mass％、Si：0.45mass％およびMn：0.60mass％
を含有する組成になる鋼材（Ａc1：730 ℃、Ａc3：788
℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材から、長
さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの大きさに試験片を
切り出し、870℃に加熱して十分にγ化させたのち、そ
の温度に保持した状態で真歪量が0.05〜1.0 となるよう
な条件で熱間圧延を行い、その直後に、超伝導マグネッ
トの最大磁場となる位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）に
おいて、板厚方向に磁場を印加しつつ、745 ℃，１分間
保持し、正変態を行わせた。その後、水焼入れを行っ
た。
を含有する組成になる鋼材（Ａc1：730 ℃、Ａc3：788
℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材から、長
さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの大きさに試験片を
切り出し、870℃に加熱して十分にγ化させたのち、そ
の温度に保持した状態で真歪量が0.05〜1.0 となるよう
な条件で熱間圧延を行い、その直後に、超伝導マグネッ
トの最大磁場となる位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）に
おいて、板厚方向に磁場を印加しつつ、745 ℃，１分間
保持し、正変態を行わせた。その後、水焼入れを行っ
た。
【００２４】得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察した
ところ、変態によって得られたフェライト相とオーステ
ナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察
される）の２相組織となっていることが確認された。
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察した
ところ、変態によって得られたフェライト相とオーステ
ナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察
される）の２相組織となっていることが確認された。
【００２５】次に、組織中に観察されるマルテンサイト
相の磁場印加方向への配向度を以下の方法で求めた。磁
場印加方向をｚ軸とし、ｚ軸に平行な面で組織観察を行
い、各マルテンサイト相のｚ方向の長さを画像解析で測
定した。次にｚ軸に垂直な面で組織観察を行い、この面
内で観察される各マルテンサイト相の最小のさしわたし
径（マルテンサイト相の厚さ）を画像解析で測定した。
なお、この面内の組織がセル状になっている場合には、
セルを構成する相の厚さを測定した。そして、この２つ
の寸法の比（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に垂直面内での最小
さしわたし径）を求め、これを組織写真全体にわたって
測定してその平均値を算出し、これを配向度とした。こ
の方法では、配向度が大きいほど磁場による組織配向が
進んでいることになり、この発明の場合は、配向度が
1.5以上で磁場による組織制御効果があるものとした。
測定結果を表１にまとめて示す。
相の磁場印加方向への配向度を以下の方法で求めた。磁
場印加方向をｚ軸とし、ｚ軸に平行な面で組織観察を行
い、各マルテンサイト相のｚ方向の長さを画像解析で測
定した。次にｚ軸に垂直な面で組織観察を行い、この面
内で観察される各マルテンサイト相の最小のさしわたし
径（マルテンサイト相の厚さ）を画像解析で測定した。
なお、この面内の組織がセル状になっている場合には、
セルを構成する相の厚さを測定した。そして、この２つ
の寸法の比（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に垂直面内での最小
さしわたし径）を求め、これを組織写真全体にわたって
測定してその平均値を算出し、これを配向度とした。こ
の方法では、配向度が大きいほど磁場による組織配向が
進んでいることになり、この発明の場合は、配向度が
1.5以上で磁場による組織制御効果があるものとした。
測定結果を表１にまとめて示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】同表に示したとおり、この発明に従う発明
例１〜４はいずれも、１分間の加熱保持で配向度が十分
に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られており、
これは、前掲図１(c) に示すモデル図の変態進行度：大
の場合に相当する。これに対し、比較材１は、真歪量が
少ないため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなさ
れておらず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であっ
た。また、この真歪量の場合には、45分間の加熱保持を
行った比較例２の場合で配向度がやっと1.6 となった
が、その構造はチェイン状構造を示すに止まっていた。
例１〜４はいずれも、１分間の加熱保持で配向度が十分
に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られており、
これは、前掲図１(c) に示すモデル図の変態進行度：大
の場合に相当する。これに対し、比較材１は、真歪量が
少ないため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなさ
れておらず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であっ
た。また、この真歪量の場合には、45分間の加熱保持を
行った比較例２の場合で配向度がやっと1.6 となった
が、その構造はチェイン状構造を示すに止まっていた。
【００２８】実施例２ Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およ
びTi：0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：71
5 ℃、Ａc3：875 ℃）を、真空溶製によって準備した。
この鋼材から、長さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの
大きさに試験片を切り出し、誘導加熱により1000℃でγ
化させたのち、真歪量が0.05〜1.0 となるような条件で
熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁場
となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を印
加しつつ、（α＋γ）２相域である 800℃で0.5 分間保
持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
びTi：0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：71
5 ℃、Ａc3：875 ℃）を、真空溶製によって準備した。
この鋼材から、長さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの
大きさに試験片を切り出し、誘導加熱により1000℃でγ
化させたのち、真歪量が0.05〜1.0 となるような条件で
熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁場
となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を印
加しつつ、（α＋γ）２相域である 800℃で0.5 分間保
持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
【００２９】得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察した
ところ、変態によって得られたフェライト相とオーステ
ナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察
される）の２相組織となっていることが確認された。
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察した
ところ、変態によって得られたフェライト相とオーステ
ナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察
される）の２相組織となっていることが確認された。
【００３０】次に、組織中に観察されるマルテンサイト
相の磁場印加方向への配向度を前述した方法で求めた。
また、得られた板材から、平行部長さ：40mm、幅：５m
m、全長：70mmの引張試験片を圧延方向と長さ方向が一
致するように切り出し、引張強さ（引張速度：10mm/s）
および全伸びを測定した。さらに、長さ：50mm、幅：10
mmの板材を切り出し、Ｕノッチを付与したのち、室温で
衝撃試験を行って吸収エネルギーを求め、靱性を評価し
た。測定結果を表２にまとめて示す。
相の磁場印加方向への配向度を前述した方法で求めた。
また、得られた板材から、平行部長さ：40mm、幅：５m
m、全長：70mmの引張試験片を圧延方向と長さ方向が一
致するように切り出し、引張強さ（引張速度：10mm/s）
および全伸びを測定した。さらに、長さ：50mm、幅：10
mmの板材を切り出し、Ｕノッチを付与したのち、室温で
衝撃試験を行って吸収エネルギーを求め、靱性を評価し
た。測定結果を表２にまとめて示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】同表に示したとおり、この発明に従う発明
例５〜８はいずれも、0.5 分間の加熱保持で配向度が十
分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られてい
る。図５(a) に、発明例５に相当する鋼材について、磁
場印加方向に平行な面内での組織写真を示す。これは、
前掲図１(c) に示したモデル図の変態進行度：大の場合
に相当する。これに対し、比較例３は、真歪量が少ない
ため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなされてお
らず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であった。こ
の場合の組織写真を図５(b) に示す。また、この真歪量
の場合には、45分間の加熱保持を行った比較例４の場合
で配向度がやっと 1.6となったが、またその構造はチェ
イン状構造を示す程度に止まっていた。さらに、配向度
が高く、ハニカム構造の複相組織が得られた発明例は、
機械的特性も優れていて、比較例に比べて、強度、伸び
および靱性とも良好な特性を示している。
例５〜８はいずれも、0.5 分間の加熱保持で配向度が十
分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られてい
る。図５(a) に、発明例５に相当する鋼材について、磁
場印加方向に平行な面内での組織写真を示す。これは、
前掲図１(c) に示したモデル図の変態進行度：大の場合
に相当する。これに対し、比較例３は、真歪量が少ない
ため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなされてお
らず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であった。こ
の場合の組織写真を図５(b) に示す。また、この真歪量
の場合には、45分間の加熱保持を行った比較例４の場合
で配向度がやっと 1.6となったが、またその構造はチェ
イン状構造を示す程度に止まっていた。さらに、配向度
が高く、ハニカム構造の複相組織が得られた発明例は、
機械的特性も優れていて、比較例に比べて、強度、伸び
および靱性とも良好な特性を示している。
【００３３】実施例３ この例は、逆変態の場合ついての実験である。 Ｃ：0.61mass％、Si：0.20mass％およびMn：0.45mass％
を含有する組成になる鋼材（Ａc1：724 ℃、Ａc3：782
℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材を、熱間
圧延後、酸洗したのち、冷間圧延を行った。その際、鋼
材に与える真歪量を0.04〜1.1 の範囲で変化させた。こ
れらの鋼板を用いて、超伝導マグネットの最大磁場とな
る位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）において、板厚方向
に磁場を印加しつつ、745 ℃，1.0 分間保持し、逆変態
を行わせた。その後、水焼入れを行った。得られた鋼板
について、実施例１と同様にして、組織を評価した。な
お、フェライト相について、（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に
垂直な面での最小さしわたし径）を求め、これを組織写
真全体にわたって測定し、その平均値を配向度とした。
得られた結果を表３にまとめて示す。
を含有する組成になる鋼材（Ａc1：724 ℃、Ａc3：782
℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材を、熱間
圧延後、酸洗したのち、冷間圧延を行った。その際、鋼
材に与える真歪量を0.04〜1.1 の範囲で変化させた。こ
れらの鋼板を用いて、超伝導マグネットの最大磁場とな
る位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）において、板厚方向
に磁場を印加しつつ、745 ℃，1.0 分間保持し、逆変態
を行わせた。その後、水焼入れを行った。得られた鋼板
について、実施例１と同様にして、組織を評価した。な
お、フェライト相について、（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に
垂直な面での最小さしわたし径）を求め、これを組織写
真全体にわたって測定し、その平均値を配向度とした。
得られた結果を表３にまとめて示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】同表に示したとおり、この発明に従う発明
例９〜12はいずれも、1.0 分間の加熱保持で配向度が十
分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られてお
り、これは、前掲図２(c) に示すモデル図の変態進行
度：大の場合に相当する。これに対し、真歪量が0.04と
低い比較例５は、1.0 分間程度の保持では配向度が低
く、複相組織制御が充分ではなく、変態進行度は小で、
混粒組織であった。また、このように真歪量が低い場合
に45分間の加熱保持を行った比較例６の場合で、配向度
はやっと1.6 程度であり、またその構造はチェイン状構
造を示す程度にすぎなかった。
例９〜12はいずれも、1.0 分間の加熱保持で配向度が十
分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られてお
り、これは、前掲図２(c) に示すモデル図の変態進行
度：大の場合に相当する。これに対し、真歪量が0.04と
低い比較例５は、1.0 分間程度の保持では配向度が低
く、複相組織制御が充分ではなく、変態進行度は小で、
混粒組織であった。また、このように真歪量が低い場合
に45分間の加熱保持を行った比較例６の場合で、配向度
はやっと1.6 程度であり、またその構造はチェイン状構
造を示す程度にすぎなかった。
【００３６】実施例４ この例は、組成の影響について調べたものである。表４
に示すようにＣ量を種々に変化させた鋼材および一般的
な組成の構造用鋼を、真空溶製によって準備した。これ
らの鋼材から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの
大きさの試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により
1000℃でγ化させた後、真歪量が 0.3となるような条件
で熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁
場となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を
印加しつつ、表４に示す（α＋γ）２相域温度で 0.5分
間保持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
得られた鋼板について、実施例１と同じ要領で組織の評
価を行った。得られた結果を表４に併記する。
に示すようにＣ量を種々に変化させた鋼材および一般的
な組成の構造用鋼を、真空溶製によって準備した。これ
らの鋼材から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの
大きさの試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により
1000℃でγ化させた後、真歪量が 0.3となるような条件
で熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁
場となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を
印加しつつ、表４に示す（α＋γ）２相域温度で 0.5分
間保持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
得られた鋼板について、実施例１と同じ要領で組織の評
価を行った。得られた結果を表４に併記する。
【００３７】
【表４】
【００３８】同表に示したとおり、Ｃ量が適正範囲を満
足する発明例13〜16はいずれも、適正な複相組織制御が
行われている。これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外で
ある比較例７，８では、適正な複相組織制御がなされて
いなかった。また発明例17〜19に示すように、一般的な
構造用鋼の組成でも十分に配向した複相組織制御が達成
されている。
足する発明例13〜16はいずれも、適正な複相組織制御が
行われている。これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外で
ある比較例７，８では、適正な複相組織制御がなされて
いなかった。また発明例17〜19に示すように、一般的な
構造用鋼の組成でも十分に配向した複相組織制御が達成
されている。
【００３９】実施例５ この例は、逆変態を行わせる場合のＣ量の影響について
調べたものである。表５に示すようにＣ量を種々に変化
させた鋼材（その他の成分は、Si：0.20mass％，Mn：0.
45mass％）を、真空溶製によって準備した。これらの鋼
材を熱間圧延、冷間圧延（真歪：0.2 相当）して板厚：
1.5 mmとした後、酸洗して供試材とした。超伝導マグネ
ットの最大磁場となる位置に炉を設置し、この設備を用
いて磁場中熱処理を行った。すなわち、板厚方向に10Ｔ
の磁場を印加しつつ、750 ℃，１分間の熱処理を行い、
逆変態を行わせた。得られた鋼板について、実施例３と
同じ要領で組織の評価を行った。得られた結果を表５に
併記する。
調べたものである。表５に示すようにＣ量を種々に変化
させた鋼材（その他の成分は、Si：0.20mass％，Mn：0.
45mass％）を、真空溶製によって準備した。これらの鋼
材を熱間圧延、冷間圧延（真歪：0.2 相当）して板厚：
1.5 mmとした後、酸洗して供試材とした。超伝導マグネ
ットの最大磁場となる位置に炉を設置し、この設備を用
いて磁場中熱処理を行った。すなわち、板厚方向に10Ｔ
の磁場を印加しつつ、750 ℃，１分間の熱処理を行い、
逆変態を行わせた。得られた鋼板について、実施例３と
同じ要領で組織の評価を行った。得られた結果を表５に
併記する。
【００４０】
【表５】
【００４１】同表に示したとおり、Ｃ量が適正範囲を満
足する発明例20〜23はいずれも、適正な複相組織制御が
行われている。これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外で
ある比較例９，10では、適正な複相組織制御がなされて
いなかった。
足する発明例20〜23はいずれも、適正な複相組織制御が
行われている。これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外で
ある比較例９，10では、適正な複相組織制御がなされて
いなかった。
【００４２】実施例６ この例は、磁場強度および熱処理温度の効果を調べたも
のである。実施例２と同じ、Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2
mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：0.1 mass％を含有す
る組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、Ａc3：875 ℃）を準
備し、熱間圧延ついで冷間圧延を施して板厚：1.5 mmと
した後、酸洗して供試材とした。なお、上記の冷間圧延
の際の真歪量は 0.2とした。ついで、磁場強度および熱
処理温度を種々に変更した条件下で、0.5 分間の磁場中
熱処理を行った。得られた鋼板について、実施例３と同
じ要領で組織の評価を行った。得られた結果を表６にま
とめて示す。
のである。実施例２と同じ、Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2
mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：0.1 mass％を含有す
る組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、Ａc3：875 ℃）を準
備し、熱間圧延ついで冷間圧延を施して板厚：1.5 mmと
した後、酸洗して供試材とした。なお、上記の冷間圧延
の際の真歪量は 0.2とした。ついで、磁場強度および熱
処理温度を種々に変更した条件下で、0.5 分間の磁場中
熱処理を行った。得られた鋼板について、実施例３と同
じ要領で組織の評価を行った。得られた結果を表６にま
とめて示す。
【００４３】
【表６】
【００４４】同表に示したとおり、この発明の要件を満
足する発明例24, 25, 26はいずれも、適正な複相組織化
が図られていた。これに対し、比較例11の場合は、磁場
強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比
較例12の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至
らず、さらに比較例13では、熱処理温度が高すぎて、複
相組織の制御を行うことができなかった。
足する発明例24, 25, 26はいずれも、適正な複相組織化
が図られていた。これに対し、比較例11の場合は、磁場
強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比
較例12の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至
らず、さらに比較例13では、熱処理温度が高すぎて、複
相組織の制御を行うことができなかった。
【００４５】実施例７ この例も、磁場強度および熱処理温度の効果を調べたも
のである。実施例１と同じ、Ｃ：0.61mass％、Si：0.45
mass％およびMn：0.60mass％を含有する組成の鋼（Ａ
c1：730 ℃、Ａc3：788 ℃）を準備し、熱間圧延と冷間
圧延を施して板厚：1.5 mmとした後、酸洗して供試材と
した。なお、上記の冷間圧延の際の真歪量は 0.2とし
た。ついで、磁場強度および熱処理温度を種々に変更し
た条件下で、１分間の磁場中熱処理を行った。得られた
鋼板について、実施例３と同じ要領で組織の評価を行っ
た。得られた結果を表７にまとめて示す。
のである。実施例１と同じ、Ｃ：0.61mass％、Si：0.45
mass％およびMn：0.60mass％を含有する組成の鋼（Ａ
c1：730 ℃、Ａc3：788 ℃）を準備し、熱間圧延と冷間
圧延を施して板厚：1.5 mmとした後、酸洗して供試材と
した。なお、上記の冷間圧延の際の真歪量は 0.2とし
た。ついで、磁場強度および熱処理温度を種々に変更し
た条件下で、１分間の磁場中熱処理を行った。得られた
鋼板について、実施例３と同じ要領で組織の評価を行っ
た。得られた結果を表７にまとめて示す。
【００４６】
【表７】
【００４７】同表に示したとおり、この発明の要件を満
足する発明例27, 28, 29はいずれも、適正な複相組織化
が図られていた。これに対し、比較例14の場合は、磁場
強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比
較例15の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至
らず、さらに比較例16では、熱処理温度が高すぎて、複
相組織の制御を行うことができなかった。
足する発明例27, 28, 29はいずれも、適正な複相組織化
が図られていた。これに対し、比較例14の場合は、磁場
強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比
較例15の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至
らず、さらに比較例16では、熱処理温度が高すぎて、複
相組織の制御を行うことができなかった。
【００４８】実施例８ この例は、得られた配向組織を利用した加工再結晶処理
材について調べたものである。実施例２と同じ、Ｃ：0.
2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：
0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、
Ａc3：875 ℃）を真空溶製によって準備した。この鋼材
から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの大きさの
試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により1000℃で
γ化させた後、真歪量が 0.3となるような条件で熱間圧
延を行い、引き続き10Ｔの磁場を印加しつつ、（α＋
γ）２相域温度である 800℃で 0.5分間保持し、正変態
を行わせた。その際、磁場は板厚方向に印加した。その
後、急速冷却した。ここまでの処理で板厚方向に配向し
た組織が得られていて、その配向度は 4.0であった。
材について調べたものである。実施例２と同じ、Ｃ：0.
2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：
0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、
Ａc3：875 ℃）を真空溶製によって準備した。この鋼材
から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの大きさの
試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により1000℃で
γ化させた後、真歪量が 0.3となるような条件で熱間圧
延を行い、引き続き10Ｔの磁場を印加しつつ、（α＋
γ）２相域温度である 800℃で 0.5分間保持し、正変態
を行わせた。その際、磁場は板厚方向に印加した。その
後、急速冷却した。ここまでの処理で板厚方向に配向し
た組織が得られていて、その配向度は 4.0であった。
【００４９】次に、この鋼板を、圧下率：30〜75％で冷
間圧延した後、600 ℃で30分間保持して再結晶を行わせ
た。また、比較材として、磁場なしで同じ熱処理を施し
た鋼板についても冷間圧延と再結晶焼鈍を行った（以
後、ゼロ磁場材と称する）。得られた鋼板の圧延面を研
磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕
微鏡で観察し、再結晶粒について、平均粒径を画像解析
で測定した。また、偏平粒の割合を定量化するためにア
スペクト比（圧延方向の寸法／圧延方向に垂直な方向で
の最短さしわたし径）も画像解析で求めた。
間圧延した後、600 ℃で30分間保持して再結晶を行わせ
た。また、比較材として、磁場なしで同じ熱処理を施し
た鋼板についても冷間圧延と再結晶焼鈍を行った（以
後、ゼロ磁場材と称する）。得られた鋼板の圧延面を研
磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕
微鏡で観察し、再結晶粒について、平均粒径を画像解析
で測定した。また、偏平粒の割合を定量化するためにア
スペクト比（圧延方向の寸法／圧延方向に垂直な方向で
の最短さしわたし径）も画像解析で求めた。
【００５０】図６に、冷間圧延の圧下率が再結晶粒の粒
径変化に及ぼす影響について調べた結果を示す。同図に
示したとおり、磁場配向材では、40％の冷間圧延で再結
晶平均粒径はほぼ 2.5μm となったが、ゼロ磁場材の場
合は、75％冷間圧延したもので平均粒径はようやく 2.5
μm であった。この結果は、例えばゼロ磁場の場合に１
パス40％の圧延を行うとすると、この圧延を３回行って
得られる効果（圧下量合計：75％）が、磁場配向組織と
すれば１回で済むことを示唆している。
径変化に及ぼす影響について調べた結果を示す。同図に
示したとおり、磁場配向材では、40％の冷間圧延で再結
晶平均粒径はほぼ 2.5μm となったが、ゼロ磁場材の場
合は、75％冷間圧延したもので平均粒径はようやく 2.5
μm であった。この結果は、例えばゼロ磁場の場合に１
パス40％の圧延を行うとすると、この圧延を３回行って
得られる効果（圧下量合計：75％）が、磁場配向組織と
すれば１回で済むことを示唆している。
【００５１】図７に、50％冷間圧延材を 600℃で30分間
再結晶焼鈍させた場合のアスペクト比の測定結果を示
す。同図(a) が磁場配向材を加工したもの、同図(b) が
ゼロ磁場材を加工したものである。磁場配向材を利用し
た場合には、アスペクト比が３以下でシャープな分布を
示すようになるが、ゼロ磁場材を用いた場合には、アス
ペクト比が３以上の偏平粒が７％程度存在している。さ
らに、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffracti
on）を用いて、図７で調べたのと同じ鋼板の圧延面につ
いて 200μm 角の範囲で結晶粒の方位分布を測定した。
その結果、ゼロ磁場材では（１１１）にある程度方位の
集積が認められたが、磁場配向材では特定方位への集積
は全く見られず、結晶粒の方位はランダムであった。
再結晶焼鈍させた場合のアスペクト比の測定結果を示
す。同図(a) が磁場配向材を加工したもの、同図(b) が
ゼロ磁場材を加工したものである。磁場配向材を利用し
た場合には、アスペクト比が３以下でシャープな分布を
示すようになるが、ゼロ磁場材を用いた場合には、アス
ペクト比が３以上の偏平粒が７％程度存在している。さ
らに、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffracti
on）を用いて、図７で調べたのと同じ鋼板の圧延面につ
いて 200μm 角の範囲で結晶粒の方位分布を測定した。
その結果、ゼロ磁場材では（１１１）にある程度方位の
集積が認められたが、磁場配向材では特定方位への集積
は全く見られず、結晶粒の方位はランダムであった。
【００５２】上記の実験結果から、工業化にとって重要
な結果が導き出せる。すなわち、0.5 分程度の極めて短
い時間で磁場配向組織が得られ、それを加工再結晶する
ことにより、圧延負荷を大幅に低減しつつ等軸でランダ
ムの方位を有する微細粒組織が得られるということであ
る。
な結果が導き出せる。すなわち、0.5 分程度の極めて短
い時間で磁場配向組織が得られ、それを加工再結晶する
ことにより、圧延負荷を大幅に低減しつつ等軸でランダ
ムの方位を有する微細粒組織が得られるということであ
る。
【００５３】実施例９ 次に、工業化プロセスを想定して、実験プラントを建設
した。図８に示すように、処理設備は加熱炉−圧延機−
超伝導マグネット−圧延機−焼鈍炉で構成し、γ域加熱
−熱間圧延−磁場中変態−加工−再結晶焼鈍が連続的に
行われるようにした。試験材は、実施例２と同様の組成
を真空溶解し、長さ：300 mm、幅：50mm、厚み：15mmの
寸法とした。また、実験は以下の条件で行った。試験材
を1000℃まで加熱してγ化する。ついで、真歪量：0.3
の熱間圧延を施す。引き続き、超伝導マグネット内を通
過する間に磁場：10Ｔ、 800℃で20秒間の熱処理を施
し、（α＋γ）２相域で正変態を50％程度進めた。その
後、 700℃で圧下率：40％の圧延を行ったのち、 600℃
の焼鈍炉を通過させて再結晶を行った。この際の通板速
度は４m/min とした。
した。図８に示すように、処理設備は加熱炉−圧延機−
超伝導マグネット−圧延機−焼鈍炉で構成し、γ域加熱
−熱間圧延−磁場中変態−加工−再結晶焼鈍が連続的に
行われるようにした。試験材は、実施例２と同様の組成
を真空溶解し、長さ：300 mm、幅：50mm、厚み：15mmの
寸法とした。また、実験は以下の条件で行った。試験材
を1000℃まで加熱してγ化する。ついで、真歪量：0.3
の熱間圧延を施す。引き続き、超伝導マグネット内を通
過する間に磁場：10Ｔ、 800℃で20秒間の熱処理を施
し、（α＋γ）２相域で正変態を50％程度進めた。その
後、 700℃で圧下率：40％の圧延を行ったのち、 600℃
の焼鈍炉を通過させて再結晶を行った。この際の通板速
度は４m/min とした。
【００５４】得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察し、
再結晶粒について実施例８と同じ要領で粒度分布を測定
した。また、一部の試験材については、磁場中変態を行
わせた後に急速冷却を行って磁場配向組織の配向度を測
定した。その結果、磁場中変態後の配向度は 3.8であっ
た。また再結晶粒の平均粒径は2.1 μm で、大傾角粒界
が大部分を占める等軸な微細粒組織が得られていた。
％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察し、
再結晶粒について実施例８と同じ要領で粒度分布を測定
した。また、一部の試験材については、磁場中変態を行
わせた後に急速冷却を行って磁場配向組織の配向度を測
定した。その結果、磁場中変態後の配向度は 3.8であっ
た。また再結晶粒の平均粒径は2.1 μm で、大傾角粒界
が大部分を占める等軸な微細粒組織が得られていた。
【００５５】また、板の長さ方向からJIS 13号Ｂ引張試
験片を切り出して、引張強さ（引張速度：10mm/s）およ
び全伸びを測定し、さらにサブサイズのシャルピー衝撃
試験片（長さ：50mm、幅：10mm、厚み：５mm）を切り出
し、Ｕノッチを付けて室温で衝撃試験を行った。その結
果、引張強さは 750 MPa、全伸びは30％、吸収エネルギ
ーは 150Ｊであった。
験片を切り出して、引張強さ（引張速度：10mm/s）およ
び全伸びを測定し、さらにサブサイズのシャルピー衝撃
試験片（長さ：50mm、幅：10mm、厚み：５mm）を切り出
し、Ｕノッチを付けて室温で衝撃試験を行った。その結
果、引張強さは 750 MPa、全伸びは30％、吸収エネルギ
ーは 150Ｊであった。
【００５６】比較のため、同様の組成で、磁場なしで同
じ熱処理をした試験材についても衝撃試験を行った。こ
の場合、平均粒径は10μm で、引張強さは 450 MPa、全
伸びは35％、吸収エネルギーは 160Ｊであった。換言す
れば、この発明に従い磁場を利用することで、靱性を損
なうことなしに微細粒化が達成され、良好な機械的特性
が得られたことになり、この発明は、圧延−再結晶によ
り微細化を図り、高強度、高靱性化を図る際の素材を製
造する上で極めて有効であることが判る。
じ熱処理をした試験材についても衝撃試験を行った。こ
の場合、平均粒径は10μm で、引張強さは 450 MPa、全
伸びは35％、吸収エネルギーは 160Ｊであった。換言す
れば、この発明に従い磁場を利用することで、靱性を損
なうことなしに微細粒化が達成され、良好な機械的特性
が得られたことになり、この発明は、圧延−再結晶によ
り微細化を図り、高強度、高靱性化を図る際の素材を製
造する上で極めて有効であることが判る。
【００５７】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、複相組織
鋼の組織制御を短時間かつ低コストで行うことができ、
産業上極めて有益である。
鋼の組織制御を短時間かつ低コストで行うことができ、
産業上極めて有益である。
【図１】 正変態の場合の磁場中配向組織の時間経過モ
デルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b)
は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合
である。
デルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b)
は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合
である。
【図２】 逆変態の場合の磁場中配向組織の時間経過モ
デルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b)
は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合
である。
デルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b)
は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合
である。
【図３】 高温域で加工を施した後に２相域で正変態さ
せる場合の熱処理パターンを示した図である。
せる場合の熱処理パターンを示した図である。
【図４】 温間または冷間で加工した後に２相域に加熱
して逆変態させる場合の熱処理パターンを示した図であ
る。
して逆変態させる場合の熱処理パターンを示した図であ
る。
【図５】 磁場中で正変態させた鋼材の組織写真で、
(a) は発明例５の組織写真、(b) は比較例３の組織写真
である。
(a) は発明例５の組織写真、(b) は比較例３の組織写真
である。
【図６】 冷間圧延の圧下率が再結晶粒の粒径変化に及
ぼす影響を示した図である。
ぼす影響を示した図である。
【図７】 磁場中熱処理後に加工再結晶させた鋼材の再
結晶粒のアスペクト比を示した図で、(a) は磁場配向材
を加工再結晶させた場合、(b) はゼロ磁場材を加工再結
晶させた場合である。
結晶粒のアスペクト比を示した図で、(a) は磁場配向材
を加工再結晶させた場合、(b) はゼロ磁場材を加工再結
晶させた場合である。
【図８】 強磁場利用実験設備の概要を示した図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000002118 住友金属工業株式会社 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 (71)出願人 000001199 株式会社神戸製鋼所 兵庫県神戸市中央区脇浜町１丁目３番18号 (72)発明者 丸田 慶一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 下斗米 道夫 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 米花 康典 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 阿部 義男 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社研究所内 (72)発明者 横田 智之 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社技術開発本部内 (72)発明者 足立 吉隆 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 枩倉 功和 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所総合技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA04 AA05 AA06 AA16 AA31 BA01 BA02 CB01 CC02 CC03 CG01 CG02 CH04
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.80mass％を含有する組成に
なる鋼材に、α相温度域またはγ相温度域において、真
歪が 0.1以上となる加工を施した後、α相とγ相の２相
域となる温度範囲において 0.1〜20Ｔの磁場を印加する
ことを特徴とする複相組織鋼の組織制御方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000335431A JP4691240B2 (ja) | 1999-12-17 | 2000-11-02 | 複相組織鋼の組織制御方法 |
| US09/731,532 US6375760B2 (en) | 1999-12-17 | 2000-12-08 | Method for controlling structure of two-phase steel |
| FR0016385A FR2806099B1 (fr) | 1999-12-17 | 2000-12-15 | Procede de commande de la structure d'un acier biphase |
| CNB001373420A CN1134547C (zh) | 1999-12-17 | 2000-12-16 | 控制双相钢组织的方法 |
| KR1020000077438A KR100665443B1 (ko) | 1999-12-17 | 2000-12-16 | 복상 조직강의 조직제어방법 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35853299 | 1999-12-17 | ||
| JP1999358532 | 1999-12-17 | ||
| JP11-358532 | 1999-12-17 | ||
| JP2000335431A JP4691240B2 (ja) | 1999-12-17 | 2000-11-02 | 複相組織鋼の組織制御方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001234240A true JP2001234240A (ja) | 2001-08-28 |
| JP4691240B2 JP4691240B2 (ja) | 2011-06-01 |
Family
ID=26580798
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000335431A Expired - Fee Related JP4691240B2 (ja) | 1999-12-17 | 2000-11-02 | 複相組織鋼の組織制御方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6375760B2 (ja) |
| JP (1) | JP4691240B2 (ja) |
| KR (1) | KR100665443B1 (ja) |
| CN (1) | CN1134547C (ja) |
| FR (1) | FR2806099B1 (ja) |
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| JP2008105098A (ja) * | 2002-06-18 | 2008-05-08 | Jfe Steel Kk | 鋼材の熱処理方法及び製造方法並びに製造設備 |
| JP2008105099A (ja) * | 2002-06-18 | 2008-05-08 | Jfe Steel Kk | 鋼材の熱処理方法及び製造方法並びに製造設備 |
| JP2012255220A (ja) * | 2012-09-18 | 2012-12-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 鋼材の材質制御方法 |
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| WO2017047262A1 (ja) * | 2015-09-15 | 2017-03-23 | 株式会社日立製作所 | 二相ステンレス鋼製造物およびその製造方法 |
| US10240225B2 (en) | 2014-09-19 | 2019-03-26 | Hitachi, Ltd. | Steel material, material processing method, and material processing apparatus |
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| BE1015018A3 (fr) * | 2002-07-02 | 2004-08-03 | Ct Rech Metallurgiques Asbl | Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue. |
| US6773513B2 (en) * | 2002-08-13 | 2004-08-10 | Ut-Battelle Llc | Method for residual stress relief and retained austenite destabilization |
| US7161124B2 (en) * | 2005-04-19 | 2007-01-09 | Ut-Battelle, Llc | Thermal and high magnetic field treatment of materials and associated apparatus |
| US7686895B2 (en) * | 2007-01-31 | 2010-03-30 | Caterpillar Inc. | Method of improving mechanical properties of gray iron |
| WO2010001223A1 (en) | 2008-06-30 | 2010-01-07 | Eaton Corporation | Continuous production system for magnetic processing of metals and alloys to tailor next generation materials |
| FR2948688B1 (fr) | 2009-07-31 | 2012-02-03 | Centre Nat Rech Scient | Procede et dispositif de traitement d'un materiau sous l'effet d'un champ magnetique |
| CN106086355B (zh) * | 2016-06-17 | 2018-06-08 | 武汉理工大学 | 一种模具型面复合强化装置及方法 |
| CN109161797B (zh) * | 2018-09-06 | 2020-11-03 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种轻量化耐疲劳热轧双相车轮钢及其生产方法 |
| CN110373534B (zh) * | 2019-07-25 | 2021-06-08 | 赵京晨 | 一种减缓固体部件裂纹产生和扩展的方法 |
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