JP2002097521A

JP2002097521A - 微細フェライト組織を有する鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2002097521A
Application number: JP2000286313A
Authority: JP
Inventors: Yoshitaka Adachi; 吉隆足立; Toshiro Tomita; 俊郎富田; Shigeharu Hinotani; 重晴日野谷; Masaaki Fujioka; 政昭藤岡; Tomoyuki Yokota; 智之横田; Akihiro Matsuzaki; 昭博松崎; Narikazu Matsukura; 功和枩倉
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Nippon Steel Corp; Sumitomo Metal Industries Ltd; Kawasaki Steel Corp; NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Steel Corp; Kobe Steel Ltd; JFE Engineering Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-09-21
Filing date: 2000-09-21
Publication date: 2002-04-02
Anticipated expiration: 2020-09-21
Also published as: JP3844645B2

Abstract

(57)【要約】【課題】低炭素鋼または低炭素合金鋼による、平均結晶
径が極めて微細であるフェライト組織鋼材の製造方法の
提供。【解決手段】質量％にて、Ｃ：0.05〜0.3％およびＭ
ｎ：0.5〜3％で、さらには必要に応じＳｉ：0.01〜0.3
％、Ｎｂ：0.005〜0.3％、Ｔｉ：0.005〜0.3％、Ｖ：0.
01〜0.5％、Ｃｒ：0.05〜3％、Ｍｏ：0.05〜3％、Ｃ
ｕ：0.05〜3％、Ｎｉ：0.05〜5％およびＢ：0.0001〜0.
003％のいずれか一種以上を含み、残部が実質的にＦｅ
からなる鋼を、Ａc₃点以上の温度から1℃／s以上100℃
／s未満の冷却速度にて冷却し、650℃以下低温変態相が
析出を開始する温度までの温度範囲にて、加工開始時に
対する加工終了時の断面積減少率が60％以上の加工を、
１パスまたは１パス当たり30％以上の多パスにて施し、
次いで650℃以上900℃以下の温度範囲に5℃／s以上の昇
温速度で加熱した後、その温度に保持してから冷却する
か、直ちに3℃／s以下の冷却速度にて冷却する微細粒フ
ェライト組織を有する鋼材の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、多量の合金元素を
含まないフェライト組織を主とする高靱性高強度鋼の製
造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】鋼の強化方法としては、従来、特定元素
を固溶させる方法、冷間にて加工し加工歪みを与える方
法、熱処理により強度の高い組織に変態させる方法、Ａ
ｌＮ（窒化アルミニウム）やＴｉＣ（炭化チタン）など
の微細な粒子を析出させる方法、または結晶粒を細かく
する方法などが知られている。これらの強化方法は、そ
れぞれ利点と欠点とを併せ持ち、実用鋼ではこれらの強
化方法を組み合わせて必要とする鋼の性能を得ている。

【０００３】固溶による強化は、鋼の場合通常は多量の
合金元素、例えばＳｉなどを含有させることにより得ら
れる。この場合、十分に強度を得ようとすれば表面性状
の変化や耐食性の劣化など、強度以外の面に添加元素の
影響が強く現れるなどの難点があり、また、添加する合
金元素は鋼より高価なものが多く、この効果により強度
を上昇させようとすれば鋼は必然的に高価になって、安
くて強度があるという鋼本来の特質が失われてしまう。

【０００４】加工歪みを与える方法は、冷間加工などに
より歪みを加えることにより硬くなる効果を利用するも
のであるが、強度上昇とともに延性が急激に低下し、靱
性も大きく劣化して、材料が脆くなる難点があり、その
上形状が限定される。

【０００５】変態を利用する方法としては、一般にはＣ
が0.3％以上の鋼が用いられ、焼入れ−焼戻し処理がお
こなわれる。焼入れは900℃前後の高温から水冷や油冷
などにより急冷し、マルテンサイト相やベーナイト相な
どの準安定相を形成させる。これらの極めて硬度の高い
相とするには、被処理鋼のサイズに基づき、その化学組
成を十分に選定する必要があり、このような焼入れ−焼
戻しの調質によってすぐれた性質の鋼を得ることができ
る。しかし、この熱処理のための余分の工程が必要であ
り、加熱炉や急冷装置が必要となる。そこで、近年は、
熱間加工直後にその高温の状態のまま焼入れをおこなう
など、工程を短縮する手段が種々講じられている。

【０００６】微細粒子の析出による硬化は、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖなど炭化物や窒化物を形成する元素を少量添加
し、これらの元素が固溶状態になっている熱間で加工し
た後、冷却過程にて微細に析出させるものである。少量
の添加元素で大きな硬化が得られる利点があるが、靱性
が劣化する傾向があり、添加量を厳密に調整する必要が
ある。また、上記のような合金元素の添加が必要なこと
から、鋼材の価格も高くなる。

【０００７】結晶粒を細かくすれば、一般に延性を低下
させることなく強度、とくに降伏点が向上し、さらに靭
性も向上する。通常の鋼の場合、強度を高くすると靭性
が低下する傾向があるが、結晶粒を微細にすることによ
り、靭性の改善すなわち靭性−脆性遷移温度を低くする
ことができる。結晶粒を微細にすることは、プレス成形
に用いる薄鋼板のように常温での加工性を強く要求され
る場合とか、高温でのクリープ強度が重要である場合を
除き、通常は鋼の性能向上に好ましい結果をもたらす。
このため、上記の各種の鋼の強化方法には、いずれも結
晶粒の微細化が組み合わされて適用される。

【０００８】通常の低炭素のフェライト相を主とする鋼
においては、結晶粒の微細化は、基本的には加工変形を
加えて素材の粗大結晶を破壊し細かくする方法、または
オーステナイト−フェライトの変態を利用し細かくする
方法によっておこなわれる。Ａｌなど非鉄金属では、溶
湯中に微細な析出核生成元素を添加し、凝固組織から細
粒化させる方法もあるが、鋼では凝固組織は通常粗大で
ある。しかし、最終製品形状に至るまでに様々な加工が
施されるので、その過程である程度の細粒化が進行す
る。

【０００９】鋼板の場合を例にとれば、連続鋳造法によ
る200mm前後の厚さの鋳片は、熱間にて圧延加工され
て、鋼の変形とともに粗大な凝固組織は破壊され圧延変
形組織になる。そして高温であるため、圧延ロールから
離れた直後から圧延変形組織の中に加工の歪みのない新
たな再結晶粒が発生し、これが成長して鋼全体が速やか
に再結晶粒の組織となる。その場合、圧延の加工度が大
きいほど数多くの再結晶粒が発生し、細粒組織になる傾
向がある。また、厚さをより薄くするためにこの圧延加
工が繰り返しされると、組織の破壊と再結晶がその都度
おこなわれ、より細粒化が進む。熱間加工は通常オース
テナイト相の領域でおこなわれ、加工後の冷却でフェラ
イト相に変態する。この変態の際にもオーステナイト相
の結晶組織の中からフェライト相の結晶粒が発生し、や
がては鋼全体がフェライト粒組織となる。しかし、この
ように単に高温のオーステナイト相から低温のフェライ
ト相に変態する場合、一般にはオーステナイト相におけ
る組織の結晶粒径とほぼ同じ結晶粒径のフェライト相組
織になる。

【００１０】上記のように、加工と再結晶の繰り返しに
より、結晶粒を細かくすることができるが、結晶が細か
くなってくると今度は結晶粒同志が合体し、成長しやす
くなってくる。これは、結晶粒内よりも粒界の持つエネ
ルギーの方が大きく、エネルギーを放出して安定化する
方向に進むため、結晶粒が細かいほどその傾向が強いか
らである。このため、単なる加工と再結晶だけでは、細
粒化に限界がある。

【００１１】これに対し、ＡｌやＴｉ、Ｎｂ、Ｖなど、
窒化物や炭窒化物形成元素を少量添加することにより微
細な析出物を形成させ、それによって結晶粒界の移動を
抑止し、結晶粒の成長を阻止して、鋼の組織を細粒化す
る方法もある。実用的な低コストの細粒化鋼はこのよう
な炭窒化物形成元素の添加によって得られている。

【００１２】しかしながら、鋼の性能に対する要求がま
すます厳しくなって、より強度が高くより靭性のすぐれ
たものが要望されるようになり、その上製造プロセスの
合理化の目的もあって、加工熱処理または制御圧延、あ
るいはＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process)
といわれる手法が開発され、実用化されてきた。これは
鋼組成を規制し、圧延など熱間加工の過程で加工温度や
加工度を制御して、より高靭性の高強度鋼にしようとす
るものである。

【００１３】この場合鋼の組成としては、通常、従来の
焼入れ−焼戻しを適用する場合よりも低炭素とし、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖなどが添加される。ことにＮｂの添加はオ
ーステナイト域での再結晶を遅らせる効果があり、より
低温での圧延と繰り返し圧延による加工歪みの蓄積増大
が可能となるので、好んで用いられる。そして、熱間加
工をオーステナイト域だけでなく、オーステナイト＋フ
ェライトの二相域にまでも拡大して、加工変形を温度変
化とともに生じる再結晶、析出、変態等の進行に組み合
わせる。それによって、変態強化および析出強化に細粒
化が加わり、強度が向上し、靭性がより一層改善され
る。

【００１４】このように加工熱処理法では、とくに結晶
粒の微細化による強度上昇と靭性改善の効果が大きい。
結晶粒の微細化は、上記の再結晶を遅らせ微細析出物を
形成する元素の添加により、加工後再結晶前の歪みエネ
ルギーが増加し、そのエネルギー解放に基づく再結晶核
の生成頻度が増して細粒化するとともに、微細析出物の
結晶粒界移動阻止により粒成長が抑止されることによ
る。これは加工温度が通常より低めに設定されることに
より一層助長される。さらに、オーステナイト＋フェラ
イトの二相域においても加工を施すことにより、変態の
エネルギーも核生成頻度を高め、相界面の粒界移動阻止
による粒成長抑止効果も加わってくると考えられる。

【００１５】加工熱処理は、素材の加熱後の熱間加工の
過程にて、温度低下にともなう金属組織的変化に、加工
を組み合わせたものであるが、その加工の途中で急冷や
再加熱がおこなわれることもある。また、冷却して得ら
れた変態組織を冷間または温間にて加工し、昇温して変
態（逆変態）させ、結晶粒を微細化する方法も高合金鋼
で実施されている。これは、現在のところ最も結晶粒が
微細化された例であるが、高合金鋼の準安定オーステナ
イト鋼にて、室温で加工し加工誘起変態させてマルテン
サイト相とし、これを加熱してオーステナイト相に変態
させるもので、超微細粒組織が得られている。

【００１６】上記のように、鋼の強度向上とその性能向
上のため、結晶粒微細化が種々検討され、実用的にもそ
の改善効果が認められてきた。しかし、超微細粒の鋼に
ついては、高合金鋼においてある程度実現されているも
のの、低炭素鋼ないしは低合金鋼においては、まだ十分
なものは得られていない。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】前述のように、低炭素
鋼または低炭素低合金鋼においても、結晶粒をさらに微
細にすれば、より性能のすぐれた低コストの鋼が得られ
ることが期待される。本発明の目的は、低炭素鋼または
低炭素低合金鋼であって、平均結晶粒径が極めて小さ
く、強度と靱性および延性がすぐれた微細粒フェライト
組織を有する鋼の製造方法を提供することにある。

【００１８】

【課題を解決するための手段】結晶粒を微細にすれば、
鋼の強度を上昇させるばかりでなく、靱性や延性を同時
に向上させることができる。すなわち他の強化方法のよ
うに、強度の上昇にともなって靱性が劣化したり、加工
性が悪くなるという問題点がなく、鋼の強化方法として
は理想的なものと考えられる。

【００１９】低炭素鋼ないしは低炭素低合金鋼の結晶粒
微細化方法として、加工熱処理方法は種々検討され、微
細結晶組織の鋼が得られてきた。この方法は、主として
前述のように加工により素地組織ないしは結晶粒を破砕
細分化し、その加工組織から発生した再結晶粒の成長を
できるだけ抑止し細粒鋼を得る。これらはその手法によ
る限界に近いところまで微細粒化が実現されていて、そ
れ以上の細粒化は望めないところまでになっているよう
に思われる。すなわち工のままの組織では歪みが多す
ぎ、靱性も延性も極めて劣った状態にあり、これらを回
復するには必ず歪みを解放しなければならず、歪みの解
放の過程で、再結晶と粒成長が進むためである。

【００２０】また、高合金鋼におけるような逆変態は、
低炭素低合金鋼の場合、結晶粒微細化には活用できな
い。これは、冷間での加工度を如何に大きくしても、低
炭素低合金鋼ではフェライト相以外のものにはならず、
これを加熱するとフェライト相の温度域で加工歪みが解
放され、再結晶核生成、粒成長が進んでしまい、逆変態
する時にはすでにかなり成長した粒になっているからで
ある。

【００２１】本発明者らは、低炭素鋼または低炭素低合
金鋼の微細粒化を、これまでより一層促進させる手段と
して、加工による破砕と粒成長抑止の手法を改良して、
さらにに変態を組み合わせる方法を検討した。

【００２２】Ａc₃点以上に加熱されオーステナイト相に
なった鋼を急冷すると、通常、Ａr₃点以下に過冷された
状態のオーステナイト相となり、その温度に保持する
か、またはさらに冷却を続ければ変態して、鋼組成やそ
の際の冷却条件によって、フェライト相、マルテンサイ
ト相あるいはベイナイト相などの低温変態相となる。こ
のような変態直前の過冷状態にて加工を加えると、フェ
ライトを主体とする組織に急速に変化する。これは加工
によりフェライト相への変態が誘起され促進されるため
と考えられる。その際に、加工温度および加工率を選定
することにより、歪みが解放されたフェライト相で、し
かも極めて結晶粒径の小さい組織が得られることを見出
し、特開平11-323481号公報の発明を出願した。

【００２３】しかしながら、鋼の組成によっては過冷状
態にて加工をおこなってもすぐにはフェライト組織にな
らず、その加工後の冷却速度を変えても十分な微細フェ
ライト組織が得られないと言う難点のあることがわかっ
てきた。すなわち、過冷された状態のオーステナイト相
を得るために、オーステナイト相を安定させる元素を多
く添加すると、フェライト組織が生じ難くなると言う問
題が生じてくる。

【００２４】このような加工後のオーステナイト相か
ら、歪みの少ないフェライト相に確実に変態させるとす
るための手段を検討した結果、加工後変態温度以下の範
囲に再加熱し徐冷するか、あるいはその温度にしばらく
保持してから冷却するのが有効であることが見出され
た。これは温度を上げることにより、拡散や加工によっ
て蓄積された歪みの解放などが容易になり、フェライト
組織への変化が促進されるためと考えられた。

【００２５】過冷状態のオーステナイト相にて、十分な
加工変形を加えようとすれば、オーステナイト相がある
程度安定して保持される必要がある。そのためにはオー
ステナイト相の安定化元素をより多く添加しなければな
らない。しかし、このような元素の添加は、他方におい
て目的とするフェライト相への変態を阻害する。これに
対し、上述のように加工直後に加熱し徐冷する処理を施
せば、フェライト相への変態が容易になり、しかも微細
化された組織となるのである。このような手段をとるこ
とにより、安定して微細粒フェライト組織を有する鋼を
製造することができる。

【００２６】そこで、上記の方法における鋼の化学組
成、冷却条件、加工の温度範囲、加工度、加工後の加熱
冷却処理などの限界条件を明確にし、本発明を完成させ
た。本発明の要旨は次のとおりである。 (1) 質量％にて、Ｃ：0.05〜0.3％およびＭｎ：0.5〜3
％である鋼を、Ａc₃点以上の温度から1℃／s以上100℃
／s未満の冷却速度にて冷却し、650℃以下低温変態相が
析出を開始する温度までの温度範囲にて、加工開始時に
対する加工終了時の断面積減少率が60％以上の加工を、
１パスまたは１パス当たり30％以上の多パスにて施し、
次いで650℃以上900℃以下の温度範囲に5℃／s以上の昇
温速度で加熱した後、3℃／s以下の冷却速度にて冷却す
ることを特徴とする微細粒フェライト組織を有する鋼材
の製造方法。 (2) 質量％にて、Ｃ：0.05〜0.3％およびＭｎ：0.5〜3
％で、さらにＳｉ：0.01〜0.3％、Ｎｂ：0.005〜0.3
％、Ｔｉ：0.005〜0.3％、Ｖ：0.01〜0.5％、Ｃｒ：0.0
5〜3％、Ｍｏ：0.05〜3％、Ｃｕ：0.05〜1％、Ｎｉ：0.
05〜5％およびＢ：0.0003〜0.003％のいずれか一種以上
を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼を、Ａc₃点以上
の温度から1℃／s以上100℃／s未満の冷却速度にて冷却
し、650℃以下低温変態相が析出を開始する温度までの
温度範囲にて、加工開始時に対する加工終了時の断面積
減少率が60％以上の加工を、１パスまたは１パス当たり
30％以上の多パスにて施し、次いで650℃以上900℃以下
の温度範囲に5℃／s以上の昇温速度で加熱した後、3℃
／s以下の冷却速度にて冷却することを特徴とする微細
粒フェライト組織を有する鋼材の製造方法。 (3)加工を施してから、650℃以上900℃以下の温度範囲
に5℃／s以上の昇温速度で加熱した後、その温度に10〜
1000秒間保持し、その後冷却することを特徴とする請求
項１または２に記載の微細粒フェライト組織を有する鋼
材の製造方法。

【００２７】なお、ここでフェライト組織というのは、
結晶粒が微細であるため通常の光学顕微鏡観察では観察
が困難であるが、鋼から採取した薄膜試料により、透過
型電子顕微鏡で直接観察して見出すことのできる歪みの
少ない結晶粒からなるフェライト組織のことである。上
記(1)、(2)または(3)の本発明の方法による鋼は、この
組織が断面観察の面積率で80％以上を占めるものであ
る。

【００２８】

【発明の実施の形態】本発明の方法において、鋼の化学
組成を限定した理由は次のとおりである。以下、成分元
素の含有量はすべて質量％である。

【００２９】Ｃの含有範囲は0.05〜0.3％とする。その
含有量が0.05％より少なければ、Ａc ₃点以上のオーステ
ナイト相とした後に急冷しても、高温で変態を開始して
しまうので、低温の過冷された状態のオーステナイト相
での強加工が不可能となり、微細粒の鋼が得られなくな
る。一方、Ｃが0.3％を超えると、変形抵抗が増大し、
低温での強加工が困難となってくるとともに、パーライ
ト組織が主相となり、フェライト主相の組織とはならな
い。したがってＣの含有量は0.05〜0.3％の範囲とす
る。

【００３０】Ｍｎは、Ａc₃点以上のオーステナイト相か
ら急冷する際、フェライト相、ベイナイト相、またはマ
ルテンサイト相等の低温相が析出を開始する温度を十分
低下させるために必要である。すなわち、Ｍｎは、低温
の過冷された状態のオーステナイト相を安定して実現さ
せるために重要である。その量が少ない場合は過冷状態
のオーステナイト相の安定化が困難になるので、0.5％
以上の含有が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が3％
を超えると、変形抵抗が増大して強加工が困難となる。
その上、オーステナイトの安定化効果すなわち変態の抑
止効果が過度になりすぎ、強加工やその後の加熱によっ
てもフェライト変態を生じなくなって、ベイナイトやマ
ルテンサイトのような低温変態相となり、フェライトを
主相とする組織が得られなくなる。したがって、Ｍｎの
含有量は0.5〜3％に限定する。

【００３１】本発明の方法においては、ＣおよびＭｎの
外に微細粒フェライト組織を安定して得ることに寄与す
るＳｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉおよ
びＢの各元素を一種以上、以下に示す範囲で含有させる
ことが好ましい。

【００３２】Ｓｉは含有させるとＣ量が比較的少ない場
合でも安定して微細粒を得ることができる。その効果は
0.01％以下では、ほとんど認められないので、添加する
場合はその含有量を0.01％以上とするのがよい。一方、
Ｓｉの含有量が3％を超えると、熱間加工における表面
性状が劣化してくるので、添加する場合その含有の上限
は3％までとする。

【００３３】ＮｂまたはＴｉを含有させると、低温相が
析出を開始する温度から多少離れた高めの温度で加工を
加えた場合、あるいは加工後の加熱徐冷処理の温度が高
めの場合でも、十分安定して微細組織にすることができ
る。これは微細な炭窒化物の析出により変態後の結晶粒
の成長が抑止されるためと考えられる。この効果を十分
得るためには、Ｎｂでは0.005％以上、Ｔｉでは0.005％
以上含有させることが望ましい。ただし、これらの元素
が過剰になると靱性が低下してくるので、Ｎｂでは0.3
％以下、Ｔｉも0.3％以下とすべきである。すなわち含
有させる場合、Ｎｂは0.005〜0.3％、Ｔｉは0.005〜0.3
％の範囲とするのがよい。

【００３４】Ｖ、Ｃｒ、またはＭｏを含有させることに
より、微細粒組織を安定して得ることができるようにな
る。これらの元素は炭化物を形成し、その析出物は、Ｎ
ｂまたはＴｉの場合と同様結晶粒の成長を抑止する作用
があるが、その効果は大きくない。それよりは変態を遅
らせる作用が強く、低温相の発生時期を遅くし、過冷状
態の低温でのオーステナイト相となる範囲を拡大するの
で、加工度を大きくとることができ、微細粒組織の生成
を容易にする効果がある。このような効果を得るために
は、それぞれＶでは0.008％以上、Ｃｒでは0.05％以
上、Ｍｏでは0.05％以上含有していることが望ましい。
しかし、これらの元素は、Ｍｎと同じく大加工による変
態を遅らせる傾向があり、必要以上に含有量を多くする
とフェライトを主体とする組織が得にくくなる。したが
って、Ｖでは0.5％以下、ＣｒとＭｏではそれぞれ3％以
下とするのがよい。すなわち含有させる場合の含有量
は、Ｖでは0.008〜0.5％、Ｃｒでは0.05〜3％、Ｍｏで
は0.05〜3％とするのが望ましい。

【００３５】Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、いずれも低温相に
変態する温度を低下させ、それによって変態を遅らせ
て、過冷状態の低温でのオーステナイト相となる範囲を
拡大できる。このような効果を発現させるためには、Ｃ
ｕでは0.05％以上、Ｎｉでは0.05％以上、Ｂでは0.0003
％以上含有していることが好ましい。しかし、多く添加
し過ぎれば、Ｃｕでは熱間脆性、Ｎｉではコスト増加、
Ｂでは効果が飽和するばかりでなく脆化を来すので、Ｃ
ｕは1％以下、Ｎｉは5％以下、Ｂは0.003％以下とする
のがよい。すなわち含有させる場合の含有量は、Ｃｕで
は0.05〜1％、Ｎｉでは0.05〜5％、Ｂでは0.0003〜0.00
3％とするのが望ましい。なおＣｕの場合、0.2％を超え
る添加では熱間脆性を抑止するため、ほぼ等量のＮｉを
含有させる必要がある。

【００３６】鋼の製造上、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎなど不純物の
混入は避けがたいが、これらは鋼の特性を劣化するの
で、できるだけ少ないことが望ましい。また、Ａｌ（ア
ルミニウム）の含有は、本発明の細粒組織鋼を得る目的
にはとくには必要ないが、鋳造の際、欠陥のない健全な
鋳片を得るための溶鋼の脱酸に必須の元素である。した
がって十分な溶鋼脱酸をおこなうために添加した、Ａｌ
の残留分（0.01％以上が望ましい）が含まれていてもよ
い。ただし、Ａｌの多量の含有は効果が飽和するため無
意味であり、鋼の価格を上げることになるので、多くて
も0.1％以下に止めておくのがよい。

【００３７】上記の鋼を用い、Ａc₃点以上の温度から1
℃／s以上100℃／s以下の冷却速度にて冷却して、650℃
以下のフェライト相、ベイナイト相、またはマルテンサ
イト相のような低温相が析出を開始する温度までの温度
範囲で、加工開始に対する加工終了の断面積減少率が60
％以上の加工を、１パスまたは１パス当たり30％以上の
多パスにて施し、次いで650℃以上900℃以下の温度範囲
に5℃／s以上の昇温速度で加熱した後、3℃／s以下の冷
却速度にて冷却する。

【００３８】この冷却開始以前の素材は、常温から加熱
炉にてＡc₃点以上の温度に加熱されたものでもよいが、
粗鍛造、粗圧延など所要形状にＡc₃点以上の温度にて加
工された状態のものであってもよく、その前歴は問わな
い。

【００３９】Ａc₃点以上の温度から650℃以下までの冷
却速度を1〜100℃／ｓとするのは、1℃／ｓを下回る冷
却速度の場合、過冷のオーステナイト状態を650℃以下
にまで持ち来すことが困難であり、加工をおこなうまで
にフェライトに変態してしまい、結晶粒が粗大化してし
まうことがあるからである。そして、100℃／ｓを超え
る急激な冷却速度とすると、被冷却材の温度分布が悪く
なり、場所による不均一を招くことに加え、低温相が析
出する温度以下にまで低下してしまうおそれがある。

【００４０】650℃以下にまで冷却するのは、650℃を上
回る温度域にて加工を加えると、加工変形直後の再結晶
により十分な微細組織が得られなくなるからである。ま
た、変態が始まり低温相が現れてしまってから加工がお
こなわれると、均質な微細組織が得られなくなり、加工
歪みが残存してしまうばかりでなく、変形抵抗が増加す
るので強加工を加えることが困難になる。したがって加
工は、650℃以下でかつ低温相が析出するまでの温度範
囲すなわち過冷状態のオーステナイト相において、おこ
なわなければならない。

【００４１】この場合の加工は、断面積の減少率にて60
％以上であることが必要である。60％を下回る変形量で
は、変形が不十分で十分な微細粒組織とはならず、しか
も、変態による加工歪みの放出が不十分になる傾向があ
る。板圧延の場合は幅方向の変形がほとんどないので、
断面積の減少率は板厚減少率と実質的に同じである。こ
の加工は、断面積減少率で60％以上であれば、いくら大
きくても同様な効果が得られるが、変形に要するエネル
ギーの増大や温度降下のため、通常90％程度までが限度
である。

【００４２】60％以上の加工を施す際、１パスにて加工
してもよいが、多数回に分けておこなってもよい。ただ
し多数回に分ける場合、１回の加工は30％以上でなけれ
ばならない。これは30％に満たない加工が施されると、
かえって結晶粒成長が促進され、微細粒組織が得られな
くなることがあるからである。また、パスとパスの間隔
は、前述の加工温度範囲に保持される限りとくに短時間
である必要はなく、要すれば保温してもよい。

【００４３】過冷オーステナイト相における上記加工の
直後、その温度から加熱徐冷処理をおこなう。この場合
5℃／s以上の昇温速度で650℃以上900℃以下の温度範囲
に加熱し、3℃／s以下の冷却速度で冷却する。これは強
加工されたオーステナイト相の歪みの回復およびフェラ
イト相への変態を促進させるためである。

【００４４】昇温速度を5℃／s以上できるだけ速くして
650℃以上とするのは、オーステナイト相の状態を維持
するためであり、その後の3℃／s以下のゆっくりした冷
却過程でベイナイト相やマルテンサイト相の発生を抑止
し、十分にフェライト相に変態させる。加熱温度を900
℃以下とするのは、この温度を超えると再度オーステナ
イト化し、微細粒フェライト組織が得られなくなるから
である。冷却速度は遅いほど望ましいが、生産性を阻害
しない程度にとどめる。。

【００４５】昇温後直ちに冷却を開始する場合は、上述
のように冷却速度を遅くする必要があるが、昇温した温
度に一定時間保持後は、放冷など冷却速度を速くして冷
却してもよい。保持する時間は、10秒以上が望ましく、
長くても1000秒以下とするのがよい。10秒未満では他
の相に変態してフェライト相の体積率が減少するおそれ
がある。しかし保持時間が長くなり1000秒を超えるよう
になると、粒成長し始めることがある。

【００４６】

【実施例】表１に示す組成の鋼を、50kgの高周波真空溶
解炉にて溶解し、鋳塊を鍛造して幅150mm、厚さ50mmの
スラブとし、1200℃に加熱して圧延し、厚さ20mmの素板
とした。この素板を1000℃に加熱してオーステナイト化
させた後、噴霧冷却により冷却速度を変えて冷却し、目
的とする温度にまで達してから低温相が析出し始める温
度、すなわち変態を開始する温度の直上の温度までに圧
延をおこない、その圧延加工後、加熱して所定温度に達
してから、等温保持して冷却するかまたは直ちに冷却速
度を制御して冷却した。いずれの場合も300℃にななる
まで冷却速度を管理しその後は放冷とした。

【００４７】これらの鋼に対するオーステナイト化後
の、加工開始までの冷却速度、低温相発生温度、加工開
始温度、加工条件すなわちパス回数、１回当たりの加工
率および全加工率、その後の加熱徐冷処理条件等をまと
めて表２に示す。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】このようにして得た圧延加工材から、任意
の位置にて採取した10ヶ所の板厚中心部の薄膜試験片に
て、透過型電子顕微鏡を用いて7000倍の写真を撮りフェ
ライト粒径を測定し、2000倍の写真にてフェライト組織
の比率を求めた。

【００５１】フェライトの平均結晶粒径、フェライト組
織の占有率、強度および靱性の試験結果をまとめて表２
に示す。この結果から明らかなように、本発明の製造方
法によれば、低温生成フェライトが全体の80％以上を占
め、かつその平均結晶粒径が3μm以下の鋼が得られる。

【００５２】

【発明の効果】本発明の製造方法によれば、極めて微細
なフェライト相組織を有する鋼が得られる。この方法に
よれば合金組成の含有量を少なくして、高強度でしかも
靱性が極めてすぐれた鋼とすることができる。

フロントページの続き (71)出願人 000001258 川崎製鉄株式会社兵庫県神戸市中央区北本町通１丁目１番28 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)発明者富田俊郎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)発明者日野谷重晴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)発明者藤岡政昭千葉県富津市新富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)発明者松崎昭博千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社内 (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 AA16 AA17 CB02 CC01 CC02 CF02 CF03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％にて、Ｃ：0.05〜0.3％およびＭ
ｎ：0.5〜3％である鋼を、Ａc₃点以上の温度から1℃／s
以上100℃／s未満の冷却速度にて冷却し、650℃以下低
温変態相が析出を開始する温度までの温度範囲にて、加
工開始時に対する加工終了時の断面積減少率が60％以上
の加工を、１パスまたは１パス当たり30％以上の多パス
にて施し、次いで650℃以上900℃以下の温度範囲に5℃
／s以上の昇温速度で加熱した後、3℃／s以下の冷却速
度にて冷却することを特徴とする微細粒フェライト組織
を有する鋼材の製造方法。
【請求項２】質量％にて、Ｃ：0.05〜0.3％およびＭ
ｎ：0.5〜3％で、さらにＳｉ：0.01〜3％、Ｎｂ：0.005
〜0.3％、Ｔｉ：0.005〜0.3％、Ｖ：0.01〜0.5％、Ｃ
ｒ：0.05〜3％、Ｍｏ：0.05〜3％、Ｃｕ：0.05〜1％、
Ｎｉ：0.05〜5％およびＢ：0.0003〜0.003％のいずれか
一種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼を、Ａ
c₃点以上の温度から1℃／s以上100℃／s未満の冷却速度
にて冷却し、650℃以下低温変態相が析出を開始する温
度までの温度範囲にて、加工開始時に対する加工終了時
の断面積減少率が60％以上の加工を、１パスまたは１パ
ス当たり30％以上の多パスにて施し、次いで650℃以上9
00℃以下の温度範囲に5℃／s以上の昇温速度で加熱した
後、3℃／s以下の冷却速度にて冷却することを特徴とす
る微細粒フェライト組織を有する鋼材の製造方法。
【請求項３】加工を施してから、650℃以上900℃以下の
温度範囲に5℃／s以上の昇温速度で加熱した後、その温
度に10〜1000秒間保持し、その後冷却することを特徴と
する請求項１または２に記載の微細粒フェライト組織を
有する鋼材の製造方法。