JP2003013137A - Method of manufacturing steel - Google Patents
Method of manufacturing steelInfo
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- JP2003013137A JP2003013137A JP2001342835A JP2001342835A JP2003013137A JP 2003013137 A JP2003013137 A JP 2003013137A JP 2001342835 A JP2001342835 A JP 2001342835A JP 2001342835 A JP2001342835 A JP 2001342835A JP 2003013137 A JP2003013137 A JP 2003013137A
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Abstract
Description
【0001】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、鋼の製造方法に係
り、熱間加工ままで微細組織が得られ、かつ、加工時の
変形抵抗が低い鋼の製造方法に関する。本発明の製造方
法で得られる鋼は、構造用材料として、鋼線材、棒鋼、
形鋼、薄鋼板、厚鋼板、鋼管および熱間鍛造により成形
される鍛造部品の各種分野で好適に用いられる。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing steel, and more particularly to a method for producing steel which has a fine structure obtained by hot working and has a low deformation resistance during working. Steel obtained by the manufacturing method of the present invention, as a structural material, a steel wire rod, a steel bar,
It is preferably used in various fields of shaped steel, thin steel plate, thick steel plate, steel pipe and forged parts formed by hot forging.
【0002】[0002]
【従来の技術】鋼の強化法としては、固溶強化法、析出
強化法、転移強化法、結晶粒微細化法等が知られてい
る。特に、結晶粒微細化法は、靭性を低下させることな
く強度を向上させることができるので、強度−靭性バラ
ンスに優れる鋼を得るためには最も有効な方法であり、
加えて、鋼中に高価な元素を多量に添加する必要がない
ため、低コストで高強度鋼の製造が可能であるとされて
いる。2. Description of the Related Art As a strengthening method for steel, a solid solution strengthening method, a precipitation strengthening method, a transformation strengthening method, a crystal grain refining method and the like are known. In particular, the crystal grain refining method can improve the strength without lowering the toughness, and is therefore the most effective method for obtaining a steel excellent in strength-toughness balance,
In addition, since it is not necessary to add a large amount of expensive element to steel, it is said that high strength steel can be manufactured at low cost.
【0003】結晶粒微細化法による上記効果を工業的に
応用した方法としては、熱間圧延条件およびその後の冷
却条件を制御する、制御圧延−制御冷却法が知られてい
る。この制御圧延−制御冷却法は、オーステナイト再
結晶域での加工(オーステナイト粒微細化によるフェラ
イト核生成サイトの増加)、オーステナイト未再結晶
域での加工(オーステナイト粒内転移導入によるフェラ
イト核生成サイトの増加)、加工後の加速冷却(駆動
力の増加による核生成速度の増加)、という複雑な工程
によって結晶粒微細化を行っている。しかし、従来の制
御圧延−制御冷却法では、例えば、Si−Mn鋼の場
合、得られるフェライト粒径を約15μm程度とするの
が限界である。As a method for industrially applying the above effect of the grain refinement method, there is known a controlled rolling-controlled cooling method in which hot rolling conditions and subsequent cooling conditions are controlled. This controlled rolling-controlled cooling method includes processing in the austenite recrystallization region (increase of ferrite nucleation sites due to austenite grain refinement), processing in austenite unrecrystallized region (ferrite nucleation site due to introduction of austenite intragranular transformation). Increase) and accelerated cooling after processing (increase in nucleation rate due to increase in driving force) to refine the crystal grains. However, in the conventional controlled rolling-controlled cooling method, for example, in the case of Si-Mn steel, the limit is that the obtained ferrite grain size is about 15 μm.
【0004】このような結晶粒微細化の限界を打破する
ために、様々な結晶粒微細化法が研究されている。中で
も、現状の施設を用いることを前提にすると、低温オー
ステナイト域で50%以上の強圧下を行う大圧下加工法
が有力である。例えば、特開平11−92855号公報
および特開平11−323481号公報においては、オ
ーステナイト未再結晶域で50%以上の大圧下を行うこ
とにより、制御圧延−制御冷却法の場合よりも微細な、
粒径2〜4μm程度の微細粒が得られる旨記載されてい
る。しかし、低温オーステナイト域(オーステナイト未
再結晶域)においては、加工時の変形抵抗が大幅に増加
するため、現状の設備能力を考慮すると、上記公報に記
載されている方法を工業的に行うことは困難を伴うもの
である。Various crystal grain refining methods have been studied in order to overcome such a limitation of crystal grain refinement. Above all, on the assumption that the current facilities are used, a large reduction working method for performing a strong reduction of 50% or more in a low temperature austenite region is effective. For example, in JP-A-11-92855 and JP-A-11-323481, by performing a large reduction of 50% or more in the austenite unrecrystallized region, finer than in the controlled rolling-controlled cooling method,
It is described that fine particles having a particle size of about 2 to 4 μm can be obtained. However, in the low temperature austenite region (austenite unrecrystallized region), the deformation resistance at the time of processing is significantly increased. Therefore, considering the current equipment capacity, it is not possible to industrially carry out the method described in the above publication. It is difficult.
【0005】また、特開2000−192139号公報
には、Cu:0.5質量%以上を含有する組成になる鋼
を、オーステナイト域の温度まで加熱した後、特定時間
保持し、その後、800℃以下の過冷オーステナイト域
で熱間加工して、動的にフェライト変態を生ぜしめる鋼
の加工熱処理方法が記載されている。この方法によれ
ば、従来の制御圧延−制御冷却法より微細なフェライト
を得ることができ、かつ、低い変形抵抗で加工すること
ができる。しかし、Cuを添加すると、他の鋼中成分元
素の含有量によっては、連続鋳造において熱間割れが起
きやすくなるため工業的に生産が難しくなる場合があ
り、また、生産できたとしても、Niの添加が必須とな
り製造コストが増加するという問題がある。Further, in Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-192139, steel having a composition containing Cu: 0.5% by mass or more is heated to a temperature in the austenite region and then held for a specific time, and then 800 ° C. The following describes a thermomechanical treatment method for steel that is hot-worked in a supercooled austenite region to dynamically cause ferrite transformation. According to this method, finer ferrite can be obtained than in the conventional controlled rolling-controlled cooling method, and processing can be performed with low deformation resistance. However, when Cu is added, depending on the content of other elemental elements in the steel, hot cracking is likely to occur in continuous casting, which may make industrial production difficult. However, there is a problem that the manufacturing cost increases due to the necessity of adding.
【0006】また、自動車部品等の機械構造用部品の多
くは、所望の機械的特性を得るために、鋼を熱間鍛造に
よって部品に成形した後、焼入れ焼戻しという調質処理
を行って製造されている。近年ではプロセス省略による
コスト削減の観点から、焼入れ焼戻しの調質処理を省略
した非調質熱間鍛造の適用も試みられている。このよう
な熱間鍛造部品の要求特性としては、鍛造時の加工性以
外に疲労強度が挙げられる。疲労強度は引張強度と関連
するため、結晶粒微細化により鋼を強化することが疲労
強度の向上にも有利となる。Further, in order to obtain desired mechanical properties, many parts for mechanical structures such as automobile parts are manufactured by forming steel into parts by hot forging and then performing tempering treatment such as quenching and tempering. ing. In recent years, from the viewpoint of cost reduction by omitting the process, application of non-heat-treated hot forging without tempering treatment of quenching and tempering has been attempted. The required properties of such hot forged parts include fatigue strength as well as workability during forging. Since the fatigue strength is related to the tensile strength, strengthening the steel by refining the crystal grains is also advantageous for improving the fatigue strength.
【0007】一方、引張強度の向上は切削性を低下させ
ることから、疲労強度と引張強度の比である耐久比の向
上が重要となる。例えば、特開平11−152542号
公報には、高耐久比を達成する熱間鍛造非調質鋼および
その製造方法が記載されている。この技術では、Vを所
定量含有する鋼を1050〜1300℃で熱間鍛造した
後、オーステナイトの温度領域をできるだけ急冷して粗
大な炭化物・炭窒化物の析出を抑制し、フェライト中に
Vの炭化物・炭窒化物を微細析出させてフェライトを強
化して、フェライト硬さ/パーライト硬さの比を大きく
して高耐久比を得ようとしている。しかしながら、上記
公報の技術では、熱間鍛造を高温域で行うために、結晶
粒微細化には限度があり、疲労強度および耐久比の向上
にも限度がある。On the other hand, since improvement in tensile strength lowers machinability, it is important to improve the durability ratio, which is the ratio of fatigue strength to tensile strength. For example, JP-A No. 11-152542 discloses a hot forged non-heat treated steel that achieves a high durability ratio and a method for manufacturing the same. In this technique, steel containing a predetermined amount of V is hot forged at 1050 to 1300 ° C., and then the austenite temperature region is rapidly cooled as much as possible to suppress the precipitation of coarse carbides and carbonitrides, and V in the ferrite. It aims to obtain a high durability ratio by increasing the ferrite hardness / pearlite hardness ratio by strengthening ferrite by finely precipitating carbides and carbonitrides. However, in the technique of the above-mentioned publication, since hot forging is performed in a high temperature range, there is a limit in refining crystal grains, and there is also a limit in improving fatigue strength and durability ratio.
【0008】[0008]
【発明が解決しようとする課題】本発明は、これら従来
技術の問題点を克服した鋼の製造方法、即ち、従来の制
御圧延−制御冷却法および従来の熱間鍛造法より微細な
フェライトを得ることができ、かつ、低い変形抵抗で加
工するため、工業的に容易に行うことができる、疲労強
度に優れる鋼の製造方法であって、Cuの添加を必須と
しない鋼の製造方法の提供を目的とする。DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention obtains a finer ferrite than that of the conventional method of producing steel, that is, the conventional controlled rolling-controlled cooling method and the conventional hot forging method, overcoming the problems of the prior art. And a method of manufacturing a steel excellent in fatigue strength, which can be carried out industrially easily because it is processed with low deformation resistance, and which does not require the addition of Cu. To aim.
【0009】[0009]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく鋭意検討を行った結果、特定の元素を含有
する鋼を、特定の加熱温度および特定の保持時間で、オ
ーステナイト域で加熱保持し、前記元素のオーステナイ
ト粒界への偏析を制御することにより、その後の冷却に
より過冷オーステナイトが生じやすくなること、この過
冷オーステナイト域での加工によりフェライト粒径が顕
著に微細化すること、および、前記加工は変形抵抗が低
いことを見出し、本発明を完成した。以下、具体的に説
明する。As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have found that a steel containing a specific element is austenite at a specific heating temperature and a specific holding time. By heating and holding at, by controlling the segregation of the above elements to the austenite grain boundaries, it becomes easier to produce supercooled austenite by subsequent cooling, and the ferrite grain size is significantly refined by processing in this supercooled austenite region. It was found that the above-mentioned processing and the above-mentioned processing have low deformation resistance, and have completed the present invention. The details will be described below.
【0010】初めに、本発明者らは、C、S、P、N
i、Cr、B、SnおよびAsからなる群から選ばれる
少なくとも1種の元素を添加した鋼を、オーステナイト
域で加熱保持することにより、その後の冷却過程におい
て、オーステナイトからフェライトへの変態点(変態開
始温度、Ts )が顕著に低下する現象を知見した。例え
ば、3.0質量%Ni添加鋼は、オーステナイト域で特
定時間以上、加熱保持した場合には、オーステナイトか
らフェライトヘの変態点が、加熱保持しない場合の80
0℃から、690℃まで大幅に低下する。First, the present inventors have found that C, S, P, N
The steel to which at least one element selected from the group consisting of i, Cr, B, Sn, and As is added is heated and held in the austenite region, so that in the subsequent cooling process, the transformation point from austenite to ferrite (transformation It was found that the starting temperature and T s ) are significantly reduced. For example, when 3.0 mass% Ni-added steel is heated and held in the austenite region for a specific time or longer, the transformation point from austenite to ferrite is 80
It significantly drops from 0 ° C to 690 ° C.
【0011】本発明者は、このような変態点の低下は、
添加元素のオーステナイト粒界への偏析が原因であると
考え、鋼をオーステナイト域に加熱保持した後、水に焼
き入れてオーステナイト粒をマルテンサイトとして凍結
し、その粒界および粒中心部でFE−TEMによる濃度
分析を行った。その結果、添加元素が、オーステナイト
粒界での平均偏析濃度(質量%)と粒内での平均濃度
(質量%)の比が1.2以上となるように粒界偏析して
いることが分かった。また、加熱温度を低くしたり保持
時間を短くしたりして、前記比が1.2未満となるよう
に調整した場合は、変態点が十分に低下しないことがあ
ることも分かった。本発明者は、これらの結果より、鋼
中の添加元素がオーステナイト域で加熱保持する間に、
オーステナイト粒界へ十分に偏析した場合には、オース
テナイト粒界の界面エネルギーを低下させ、フェライト
の最も有効な核生成サイトである粒界からのフェライト
生成が抑制され、変態点が低下するのであると考えた。The present inventor has found that such a decrease in transformation point
It is considered that the segregation of additional elements to the austenite grain boundaries is the cause, and after the steel is heated and held in the austenite region, it is quenched in water to freeze the austenite grains as martensite, and the FE- Concentration analysis by TEM was performed. As a result, it was found that the additive element segregated at the grain boundaries so that the ratio of the average segregation concentration (mass%) in the austenite grain boundaries to the average concentration (mass%) in the grains was 1.2 or more. It was It was also found that the transformation point may not be sufficiently lowered when the heating temperature is lowered or the holding time is shortened to adjust the ratio to be less than 1.2. The present inventors, from these results, while the additive element in the steel is heated and held in the austenite region,
When sufficiently segregated to the austenite grain boundaries, the interface energy of the austenite grain boundaries is reduced, ferrite generation from the grain boundaries, which is the most effective nucleation site of ferrite, is suppressed, and the transformation point is lowered. Thought.
【0012】また、このような鋼の変態点の低下で生じ
た過冷オーステナイトを加工すると、オーステナイトか
らフェライトヘの変態が誘起されるいわゆる動的変態が
生じ、その後、更に加工を継続すると、生じたフェライ
トの動的再結晶が起こり、結晶粒径が10μm以下とな
る程度まで大幅に微細化することができることを知見し
た。Further, when supercooled austenite produced by such a decrease in the transformation point of steel is processed, a so-called dynamic transformation in which transformation of austenite to ferrite is induced occurs. It was also found that dynamic recrystallization of ferrite occurs and the grain size can be significantly reduced to the extent that the crystal grain size is 10 μm or less.
【0013】更に、加工時のフェライトへの動的変態お
よびフェライトの動的再結晶の発現により、通常の低温
オーステナイト域での加工よりも大幅に変形抵抗が低く
なることを知見した。これは加工において、硬質なオー
ステナイトが大幅に加工硬化する前に、動的変態により
多量の軟質なフェライトが生じることにより歪みが開放
され、更に、動的変態したフェライトが加工を受け、動
的再結晶を起こすことで、フェライトの加工硬化による
変形応力の増加が起こらず、変形抵抗が低いまま維持さ
れるためと考えられる。このような知見は工業的にきわ
めて重要であり、鋼の強化や疲労特性の向上に必要な結
晶粒微細化を行ううえで、設備的な制約を大幅に緩和す
ることができることを意味する。Further, it has been found that the deformation resistance becomes much lower than that in the ordinary working in the low temperature austenite region due to the dynamic transformation into ferrite during the working and the dynamic recrystallization of the ferrite. This is because during processing, the strain is released due to the formation of a large amount of soft ferrite due to dynamic transformation before the hard austenite is significantly work-hardened. It is considered that by causing the crystal, the deformation stress does not increase due to work hardening of the ferrite, and the deformation resistance is kept low. Such knowledge is extremely important industrially, and it means that it is possible to greatly relax the restrictions on the equipment for grain refinement necessary for strengthening steel and improving fatigue properties.
【0014】本発明者は、上記知見を得て、本発明を完
成した。以下、成分組成は特に断らない限り、質量比で
表す。即ち、本発明は、C:0.01〜0. 65%、
S:0.01〜0.1%、P:0.01〜0. l%、N
i:0.5〜3.0%、Cr:0.5〜3.0%、B:
0.0005〜0.02%、Sn:0.01〜0. 1
%、およびAs:0.01〜0. 1%からなる群から選
ばれる少なくとも1種の元素を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼を、前記元素のうち少なく
とも1種の元素についてオーステナイト域において下記
式(1)を満足する加熱温度Tおよび保持時間tで、加
熱保持して、下記式(1)を満足する元素のオーステナ
イト粒界での平均偏析濃度(質量%)と粒内での平均濃
度(質量%)の比が1.2以上となるように粒界偏析を
制御する工程と、その後、過冷オーステナイト域まで冷
却する工程と、その後、熱間加工して、フェライトへの
動的変態およびフェライトの動的再結晶を誘起する工程
とを具備する鋼の製造方法を提供する。The present inventor has completed the present invention based on the above findings. Hereinafter, unless otherwise specified, the component composition is expressed by mass ratio. That is, the present invention is C: 0.01 to 0.65%,
S: 0.01 to 0.1%, P: 0.01 to 0.1%, N
i: 0.5 to 3.0%, Cr: 0.5 to 3.0%, B:
0.0005-0.02%, Sn: 0.01-0.1
%, And As: at least one element selected from the group consisting of 0.01 to 0.1%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, the balance being at least one of these elements. In the austenite region, the average segregation concentration (mass%) at the austenite grain boundary of the elements satisfying the following formula (1) is maintained by heating at a heating temperature T and a holding time t that satisfy the following formula (1), and Of grain boundary segregation so that the ratio of the average concentration (mass%) at 1.2 is 1.2 or more, then the step of cooling to the supercooled austenite region, and then hot working into ferrite And a step of inducing dynamic recrystallization of ferrite.
【0015】[0015]
【数2】 [Equation 2]
【0016】ただし、式(1)中、P:熱処理パラメー
ター(=加熱処理時の平均拡散距離(m))、x:前記
元素の群から選ばれる1種の元素、Dx :元素xの拡散
係数(m2 /s)、Qx :元素xの活性化エネルギー
(J/mol)、T:加熱温度(℃)、t:保持時間
(s)、R:気体定数(=8.314J/(K・mo
l))である。However, in the formula (1), P: heat treatment parameter (= average diffusion distance (m) during heat treatment), x: one element selected from the group of the above elements, D x : diffusion of element x Coefficient (m 2 / s), Q x : activation energy of element x (J / mol), T: heating temperature (° C.), t: retention time (s), R: gas constant (= 8.3314 J / ( K ・ mo
l)).
【0017】前記鋼が、更に、下記A〜F群の中から選
ばれる少なくとも1種の元素を含有するのは、本発明の
好ましい態様の一つである。
A群:Si:2.0%以下およびV:0.1%以下
B群:Mn:2.0%以下およびMo:3%以下
C群:Ti:0.1%以下およびNb:0.1%以下
D群:Al:0.10%以下
E群:Ca:0.01%以下
F群:希土類金属元素(REM):0.02%以下It is one of the preferred embodiments of the present invention that the steel further contains at least one element selected from the following groups A to F. A group: Si: 2.0% or less and V: 0.1% or less B group: Mn: 2.0% or less and Mo: 3% or less C group: Ti: 0.1% or less and Nb: 0.1 % Or less D group: Al: 0.10% or less E group: Ca: 0.01% or less F group: Rare earth metal element (REM): 0.02% or less
【0018】また、前記熱間加工における加工率が30
%以上であるのが好ましい。The working ratio in the hot working is 30.
% Or more is preferable.
【0019】更に、前記熱間加工が、熱間鍛造部品を製
造する熱間鍛造であることが特に好適である。Further, it is particularly preferable that the hot working is hot forging for producing a hot forged part.
【0020】[0020]
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明に用いられる鋼は、C:0.01〜0. 6
5%、S:0.01〜0.1%、P:0.01〜0. l
%、Ni:0.5〜3.0%、Cr:0.5〜3.0
%、B:0.0005〜0.02%、Sn:0.01〜
0. 1%、およびAs:0.01〜0. 1%からなる群
から選ばれる少なくとも1種の元素(以下「必須偏析元
素」ともいう。)を含有する。これらの必須偏析元素
は、オーステナイト粒界への偏析により変態点を低下さ
せるものであり、本発明に用いられる鋼は、これらのう
ち少なくとも1種を上記含有量で含有することを要す
る。以下、必須偏析元素の含有量の限定理由について説
明する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention will be described in detail below. The steel used in the present invention is C: 0.01 to 0.6.
5%, S: 0.01 to 0.1%, P: 0.01 to 0.1
%, Ni: 0.5 to 3.0%, Cr: 0.5 to 3.0
%, B: 0.0005 to 0.02%, Sn: 0.01 to
It contains at least one element selected from the group consisting of 0.1% and As: 0.01 to 0.1% (hereinafter also referred to as "essential segregation element"). These essential segregation elements lower the transformation point due to segregation to austenite grain boundaries, and the steel used in the present invention is required to contain at least one of them in the above content. The reasons for limiting the content of the essential segregation element will be described below.
【0021】Cは0.01%以上含有されると、オース
テナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Cは0.65%を超えて含有されると、鋼の靭性を
大幅に低下させる場合がある。したがって、Cの含有量
は、0.01〜0. 65%である。If C is contained in an amount of 0.01% or more, the transformation point is lowered due to segregation to austenite grain boundaries. Further, when C exceeds 0.65%, the toughness of steel may be significantly reduced. Therefore, the content of C is 0.01 to 0.65%.
【0022】Sは0.01%以上含有されると、オース
テナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Sは0.1%を超えて含有されると、鋼の靭性を大
幅に低下させる場合がある。したがって、Sの含有量
は、0.01〜0. 1%である。When S is contained in an amount of 0.01% or more, the transformation point is lowered due to segregation to austenite grain boundaries. Further, if S is contained in excess of 0.1%, the toughness of steel may be significantly reduced. Therefore, the content of S is 0.01 to 0.1%.
【0023】Pは0.01%以上含有されると、オース
テナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Pは0.1%を超えて含有されると、粒界脆化の原
因となる場合がある。したがって、Pの含有量は、0.
01〜0. 1%である。When P is contained by 0.01% or more, the transformation point is lowered due to segregation to the austenite grain boundaries. Further, if P is contained in excess of 0.1%, it may cause embrittlement at the grain boundary. Therefore, the content of P is 0.
It is from 01 to 0.1%.
【0024】Niは0.5%以上含有されると、オース
テナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Niは3.0%を超えて含有されると、強度と延性
とのバランスを低下させる場合がある。したがって、N
iの含有量は、0.5〜3.0%である。When Ni is contained in an amount of 0.5% or more, the transformation point is lowered due to segregation to austenite grain boundaries. Further, when Ni exceeds 3.0%, the balance between strength and ductility may be deteriorated. Therefore, N
The content of i is 0.5 to 3.0%.
【0025】Crは0.5%以上含有されると、オース
テナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Crは3.0%を超えて含有されると、マルテンサ
イト変態が生じやすくなる。したがって、Crの含有量
は、0.5〜3.0%である。When Cr is contained in an amount of 0.5% or more, the transformation point is lowered due to segregation to austenite grain boundaries. Further, if Cr is contained in excess of 3.0%, martensitic transformation is likely to occur. Therefore, the content of Cr is 0.5 to 3.0%.
【0026】Bは0.0005%以上含有されると、オ
ーステナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。
また、Bは0.02%を超えて含有されると、ホウ素化
合物を形成して靭性を低下させる場合がある。したがっ
て、Bの含有量は、0.0005〜0.02%である。When B is contained in an amount of 0.0005% or more, the transformation point is lowered due to segregation to austenite grain boundaries.
Further, when B is contained in an amount of more than 0.02%, a boron compound may be formed to reduce the toughness. Therefore, the content of B is 0.0005 to 0.02%.
【0027】Snは0.01%以上含有されると、オー
ステナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Snは0.1%を超えて含有されると、粒界脆化の
原因となる場合がある。したがって、Snの含有量は、
0.01〜0.1%である。If Sn is contained in an amount of 0.01% or more, the transformation point is lowered due to segregation to the austenite grain boundaries. Further, if Sn is contained in excess of 0.1%, it may cause grain boundary embrittlement. Therefore, the Sn content is
It is 0.01 to 0.1%.
【0028】Asは0.01%以上含有されると、オー
ステナイト粒界への偏析により変態点を低下させる。ま
た、Asは0.1%を超えて含有されると、粒界脆化の
原因となる場合がある。したがって、Asの含有量は、
0.01〜0.1%である。When As is contained by 0.01% or more, the transformation point is lowered due to segregation to the austenite grain boundaries. If As is contained in excess of 0.1%, it may cause embrittlement at the grain boundaries. Therefore, the content of As is
It is 0.01 to 0.1%.
【0029】なお、用いられる鋼が必須偏析元素を2種
以上含有する場合には、少なくとも1種の必須偏析元素
が上記含有量を満たしていればよいが、他の必須偏析元
素を上記含有量より多く含有すると、上述したそれぞれ
の問題が生じる場合があるので、すべての必須偏析元素
の含有量が上述したそれぞれの上限値以下であるのが好
ましい。When the steel used contains two or more kinds of essential segregation elements, at least one kind of essential segregation element may satisfy the above content, but other essential segregation elements may be contained in the above content. If it is contained in a larger amount, the above-mentioned problems may occur. Therefore, it is preferable that the contents of all the essential segregation elements are equal to or less than the respective upper limits described above.
【0030】本発明に用いられる鋼は、上記必須偏析元
素を上記含有量で含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなれば、他の元素については特に限定されな
い。The steel used in the present invention is not particularly limited with respect to other elements as long as it contains the above-mentioned essential segregation element in the above content and the balance is Fe and inevitable impurities.
【0031】本発明に用いられる鋼が、更に、下記A〜
F群の中から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する
のは、本発明の好ましい態様の一つである。
A群:Si:2.0%以下およびV:0.1%以下
B群:Mn:2.0%以下およびMo:3%以下
C群:Ti:0.1%以下およびNb:0.1%以下
D群:Al:0.10%以下
E群:Ca:0.01%以下
F群:希土類金属元素(REM):0.02%以下The steel used in the present invention further includes the following A to
It is one of the preferable embodiments of the present invention to contain at least one element selected from the group F. A group: Si: 2.0% or less and V: 0.1% or less B group: Mn: 2.0% or less and Mo: 3% or less C group: Ti: 0.1% or less and Nb: 0.1 % Or less D group: Al: 0.10% or less E group: Ca: 0.01% or less F group: Rare earth metal element (REM): 0.02% or less
【0032】Siは固溶強化によりフェライト相の強度
を向上させるため、鋼中に含有されていてもよいが、
2.0%を超えて含有されると、溶接性を悪化させる場
合がある。したがって、本発明により得られる鋼を溶接
が行われる用途に用いる場合には、Siの含有量は、
2.0%以下であるのが好ましい。Since Si improves the strength of the ferrite phase by solid solution strengthening, it may be contained in the steel.
If the content is more than 2.0%, the weldability may be deteriorated. Therefore, when the steel obtained by the present invention is used for the purpose of welding, the Si content is
It is preferably 2.0% or less.
【0033】Vは、V(C,N)を析出させて強度の向
上に寄与する。しかし、Vは0.1%を超えて含有され
ると、鋼の清浄性を低下させる場合がある。したがっ
て、Vの含有量は、0.1%以下であるのが好ましい。
なお、強度向上の観点からは、Vの含有量は、0.00
5%以上であるのが好ましい。V contributes to the improvement of strength by precipitating V (C, N). However, if V is contained in excess of 0.1%, the cleanliness of steel may be deteriorated. Therefore, the V content is preferably 0.1% or less.
From the viewpoint of improving strength, the V content is 0.00
It is preferably at least 5%.
【0034】Mnは、焼入性を向上させ、鋼の変態点を
低下させるため、含有されていてもよいが、2.0%を
超えて含有されると、マルテンサイト変態が発生しやす
くなる。したがって、Mnの含有量は、2.0%以下で
あるのが好ましい。Mn improves the hardenability and lowers the transformation point of steel, so it may be contained, but if it is contained in excess of 2.0%, martensitic transformation is likely to occur. . Therefore, the Mn content is preferably 2.0% or less.
【0035】Moは、変態点を低下させる効果を有す
る。この効果を得るには、0.01%以上含有されるの
が好ましい。また、Moは3%を超えて含有されると、
マルテンサイト変態が発生しやすくなる。したがって、
Moの含有量は、3%以下であるのが好ましい。Mo has the effect of lowering the transformation point. To obtain this effect, the content is preferably 0.01% or more. When Mo is contained in excess of 3%,
Martensite transformation is likely to occur. Therefore,
The Mo content is preferably 3% or less.
【0036】Tiは、Ti(C,N)を形成してオース
テナイト加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、
靭性を向上させるが、0.1%を超えて含有されると、
かえって靭性を低下させる場合がある。したがって、T
iの含有量は、0.1%以下であるのが好ましい。な
お、靭性向上の観点からは、Tiの含有量は、0.00
5%以上であるのが好ましい。Ti forms Ti (C, N) to suppress coarsening of austenite grains during austenite heating,
Improves toughness, but if it is contained in excess of 0.1%,
On the contrary, it may reduce toughness. Therefore, T
The content of i is preferably 0.1% or less. From the viewpoint of improving toughness, the Ti content is 0.00
It is preferably at least 5%.
【0037】Nbは、Nb(C,N)を形成してオース
テナイト粒成長を抑制し靭性を向上させるが、0.1%
を超えて含有されると、その効果が飽和してコストの上
昇を招く。したがって、Nbの含有量は、0.1%以下
であるのが好ましい。なお、上記効果を発揮させるため
にNbを含有させる場合は、Nbの含有量は、0.00
5%以上であるのが好ましい。Nb forms Nb (C, N) to suppress austenite grain growth and improve toughness.
If it is contained in excess of 100%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Nb content is preferably 0.1% or less. When Nb is contained in order to exert the above effects, the Nb content is 0.00
It is preferably at least 5%.
【0038】Alは、強力な脱酸作用を発揮し、鋼の清
浄性を向上させるため、含有されていてもよいが、0.
10%を超えて含有されると、鋼の清浄性をむしろ低下
させる場合がある。したがって、Alの含有量は、0.
10%以下であるのが好ましい。Al may be contained in order to exert a strong deoxidizing action and improve the cleanliness of the steel, but it may be contained in an amount of 0.
If the content exceeds 10%, the cleanliness of steel may be rather deteriorated. Therefore, the Al content is 0.
It is preferably 10% or less.
【0039】Caを含有させることにより、硫化物の析
出を制御することができる。しかし、Caは0.01%
を超えて含有されると、鋼中に非金属介在物を形成さ
せ、鋼の性質を悪化させる場合がある。したがって、C
aの含有量は、0.01%以下であるのが好ましい。な
お、硫化物析出制御のためには、Caの含有量は、0.
001%以上であるのが好ましい。By incorporating Ca, the precipitation of sulfide can be controlled. However, Ca is 0.01%
If it is contained in excess of 10%, nonmetallic inclusions may be formed in the steel and the properties of the steel may be deteriorated. Therefore, C
The content of a is preferably 0.01% or less. Note that the content of Ca is 0.
It is preferably 001% or more.
【0040】REMは、オーステナイト粒の粒成長を抑
制し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。し
かし、REMは0.02%を超えて含有されると、鋼の
清浄性を低下させる場合がある。したがって、REMの
含有量は、合計で0.02%以下であるのが好ましい。
なお、オーステナイト粒の微細化のためには、REMの
含有量は、合計で0.001%以上であるのが好まし
い。REM has the effect of suppressing grain growth of austenite grains and refining the austenite grains. However, if REM is contained in excess of 0.02%, the cleanliness of steel may be deteriorated. Therefore, the total content of REM is preferably 0.02% or less.
In order to refine the austenite grains, the total REM content is preferably 0.001% or more.
【0041】本発明の鋼の製造方法の第一の工程は、上
記組成の鋼を、必須偏析元素のうち少なくとも1種の元
素(Cuを複合添加する場合は、必須偏析元素とCuの
うち少なくとも1種の元素、好ましくは必須偏析元素の
うち少なくとも1種の元素とCuの両者)について下記
式(1)を満足する加熱温度Tおよび保持時間tで、オ
ーステナイト域で加熱保持して、下記式(1)を満足す
る元素のオーステナイト粒界での平均偏析濃度(質量
%)と粒内での平均濃度(質量%)の比が1.2以上と
なるように粒界偏析を制御する工程である。In the first step of the method for producing steel of the present invention, the steel having the above composition is added to at least one element of the essential segregation elements (when Cu is added in combination, at least the essential segregation elements and Cu are added). For one element, preferably both of at least one element of the essential segregation element and Cu), a heating temperature T and a holding time t satisfying the following expression (1) are applied to the following formula by heating and holding in the austenite region. In the process of controlling the grain boundary segregation so that the ratio of the average segregation concentration (mass%) in the austenite grain boundaries of the element satisfying (1) to the average concentration (mass%) in the grain is 1.2 or more. is there.
【0042】[0042]
【数3】 [Equation 3]
【0043】ただし、式(1)中、P:熱処理パラメー
ター(=加熱処理時の平均拡散距離(m))、x:前記
元素の群(Cuを複合添加する場合は、前記元素の群お
よびCu)から選ばれる1種の元素、Dx :元素xの拡
散係数(m2 /s)、Qx :元素xの活性化エネルギー
(J/mol)、T:加熱温度(℃)、t:保持時間
(s)、R:気体定数(=8.314J/(K・mo
l))である。ここで、加熱温度Tは、オーステナイト
域の温度である。また、Dx およびQ x の一部を第1表
に示す。However, in the formula (1), P: heat treatment parameter
(= Average diffusion distance (m) during heat treatment), x: the above
Group of elements (When Cu is added in combination,
And an element selected from Cu), Dx: Expansion of element x
Dispersion coefficient (m2/ S), Qx: Activation energy of element x
(J / mol), T: heating temperature (° C.), t: holding time
(S), R: gas constant (= 8.314J / (K · mo
l)). Here, the heating temperature T is austenite.
The temperature of the region. Also, DxAnd Q xPart of Table 1
Shown in.
【0044】[0044]
【表1】 [Table 1]
【0045】本発明者は、必須偏析元素のオーステナイ
ト粒界への偏析が促進され、変態点が低下する場合の加
熱温度と保持時間との関係を実験的に調べ、必須偏析元
素の少なくとも1種について上記式(1)を満足する加
熱温度Tおよび保持時間tで、オーステナイト域で加熱
保持すると、変態点の低下が顕著に見られることを見出
したのである。そして、変態点の低下により生じる過冷
オーステナイト域での加工によりフェライト粒径が顕著
に微細化する。一方、加熱温度が低すぎたり保持時間が
短すぎたりすると、オーステナイト域で加熱保持して
も、変態点の顕著な低下は見られない。The present inventor experimentally investigated the relationship between the heating temperature and the holding time when segregation of the essential segregation element to the austenite grain boundaries was promoted and the transformation point was lowered, and at least one of the essential segregation elements was investigated. It was found that when the heating temperature T and the holding time t satisfying the above formula (1) are held in the austenite region by heating and holding, the transformation point is remarkably lowered. Then, the ferrite grain size is remarkably refined by working in the supercooled austenite region caused by the reduction of the transformation point. On the other hand, if the heating temperature is too low or the holding time is too short, the transformation point does not decrease remarkably even when heated and held in the austenite region.
【0046】なお、上記式(1)は、加熱温度と保持時
間とを種々に変化させて熱処理パラメーター(P値)を
変化させた場合の鋼の変態点を測定し、実験的に求めた
ものである。図1は、必須偏析元素およびCuをそれぞ
れ単独で添加した場合のP値と変態点(Ts )との関係
の一例を表すグラフである。図1から明らかなように、
必須偏析元素についてのP値が上記式(1)を満たす場
合、Cuの場合と同様に、変態点の顕著な低下が生じ
る。The above formula (1) is obtained experimentally by measuring the transformation point of the steel when the heating temperature and the holding time are variously changed to change the heat treatment parameter (P value). Is. FIG. 1 is a graph showing an example of the relationship between the P value and the transformation point (T s ) when the essential segregation element and Cu are added individually. As is clear from FIG.
When the P value for the essential segregation element satisfies the above formula (1), the transformation point remarkably decreases, as in the case of Cu.
【0047】また、所定温度および所定時間で、オース
テナイト域で加熱保持して、上記式(1)を満足する元
素のオーステナイト粒界での平均偏析濃度(質量%)と
粒内での平均濃度(質量%)の比が1.2以上となるよ
うに粒界偏析を制御することは、本発明の特徴の一つで
ある。図2は、FE−TEM(ビーム径2nm)により
測定した、上記式(1)を満足する元素のオーステナイ
ト粒界での平均偏析濃度(質量%)と粒内での平均濃度
(質量%)の比と、変態点(Ts )との関係の一例を表
すグラフである。図2から明らかなように、前記比が
1.2以上であると、変態点が顕著に低下する。なお、
上記式(1)を満足する元素の粒界偏析を所定量に制御
するにあたっては、加熱保持する際の加熱温度および保
持時間が粒界偏析の濃度比に与える影響を、各元素毎に
テーブルで保持しておくのが便利である。また、加熱保
持する際の保持時間が長すぎると、一度偏析した元素
が、固溶し拡散し、変態点の十分な低下が起こらない場
合がある。よって、本発明においては、保持時間が長く
なりすぎないように、前記比が1.2以上である範囲に
粒界偏析を制御する必要がある。好ましくは、前記比を
1.5以上とする。The average segregation concentration (mass%) at the austenite grain boundaries of the elements satisfying the above formula (1) and the average concentration within the grains ( Controlling the grain boundary segregation so that the ratio of (mass%) is 1.2 or more is one of the features of the present invention. FIG. 2 shows the average segregation concentration (mass%) at the austenite grain boundaries and the average concentration (mass%) within the grain of the element satisfying the above formula (1) measured by FE-TEM (beam diameter 2 nm). the ratio is a graph showing an example of the relationship between the transformation point (T s). As is clear from FIG. 2, when the ratio is 1.2 or more, the transformation point is significantly lowered. In addition,
In controlling the grain boundary segregation of the elements satisfying the above expression (1) to a predetermined amount, the effect of the heating temperature and the holding time during heating and holding on the concentration ratio of the grain boundary segregation is shown in a table for each element. It is convenient to keep it. If the holding time during heating and holding is too long, the once segregated element may form a solid solution and diffuse, and the transformation point may not be sufficiently lowered. Therefore, in the present invention, it is necessary to control the grain boundary segregation within the range where the ratio is 1.2 or more so that the holding time does not become too long. Preferably, the ratio is 1.5 or more.
【0048】本発明の鋼の製造方法の第二の工程は、過
冷オーステナイト域まで冷却する工程である。本発明に
おいて、「過冷オーステナイト域」とは、鋼の化学組成
から熱力学的に計算される、オーステナイト相の化学的
自由エネルギーとフェライト相の化学的自由エネルギー
とが等しくなる温度T0 未満でオーステナイト状態とし
て存在する領域を意味する。冷却速度は、特に限定され
ないが、0.1〜20℃/sとするのが好ましい。The second step of the method for producing steel of the present invention is a step of cooling to a supercooled austenite region. In the present invention, the “supercooled austenite region” means a temperature T 0 below which the chemical free energy of the austenite phase and the chemical free energy of the ferrite phase, which are thermodynamically calculated from the chemical composition of the steel, become equal. It means a region existing as an austenite state. The cooling rate is not particularly limited, but it is preferably 0.1 to 20 ° C./s.
【0049】加熱保持後、過冷オーステナイト域まで冷
却するのは、後述する熱間加工工程において、過冷状態
のオーステナイトを加工する必要があるためである。過
冷状態でないオーステナイト域での熱間加工では、後述
するオーステナイトからフェライトへの動的変態(動的
γ→α変態)が生じず、また、オーステナイトが加工硬
化するために、変形抵抗が極端に高くなる。加工前にフ
ェライトが出現している場合での熱間加工では動的γ→
α変態が生じず、また、フェライトに蓄積された歪みの
ために極端な靭性の低下が生じる。The reason why the material is cooled to the supercooled austenite region after the heating and holding is that it is necessary to process the supercooled austenite in the hot working step described later. In hot working in the austenite region that is not undercooled, the dynamic transformation from austenite to ferrite (dynamic γ → α transformation) described below does not occur, and since the austenite is work hardened, the deformation resistance is extremely high. Get higher In hot working when ferrite appears before working, dynamic γ →
The α transformation does not occur, and the strain accumulated in the ferrite causes an extremely low toughness.
【0050】本発明の鋼の製造方法の第三の工程は、熱
間加工して、フェライトへの動的変態およびフェライト
の動的再結晶を誘起する工程である。過冷オーステナイ
ト域まで冷却した後、熱間加工することにより、機械的
な力が加わることで、オーステナイトからフェライトヘ
の動的変態が生じる。その後、更に加工を継続すると、
引き続き機械的な力が加わるため、生じたフェライトの
動的再結晶が起こり、結晶粒が微細化される。The third step of the steel manufacturing method of the present invention is a step of hot working to induce dynamic transformation into ferrite and dynamic recrystallization of ferrite. After being cooled to the supercooled austenite region, hot working causes a mechanical force to be applied, whereby a dynamic transformation from austenite to ferrite occurs. After that, if you continue processing,
Since mechanical force is continuously applied, dynamic recrystallization of the generated ferrite occurs and the crystal grains are refined.
【0051】得られる結晶粒の平均フェライト粒径は、
熱間加工における加工率により調整することができる。
加工率が小さい場合でも、フェライトへの動的変態およ
びフェライトの動的再結晶は生じるが、加工率を大きく
した場合、フェライトの動的再結晶がより生じやすくな
り、結晶粒がより微細なものとなる。例えば、平均フェ
ライト粒径10μm以下の微細粒鋼を得るには、積極的
にフェライトの動的再結晶を用いる必要があるため、熱
間加工における加工率を30%以上とするのが好まし
く、50%以上とするのがより好ましい。本発明におい
て、「加工率」とは、加工による被加工材の断面積の減
少率のことをいう。具体的には、板圧延加工の場合に
は、加工率は圧下率を意味し、丸棒等の加工の場合に
は、減面率を意味する。The average ferrite grain size of the obtained crystal grains is
It can be adjusted by the working rate in hot working.
Even if the processing rate is small, the dynamic transformation to ferrite and the dynamic recrystallization of ferrite occur, but if the processing rate is increased, the dynamic recrystallization of ferrite is more likely to occur and the crystal grains are finer. Becomes For example, in order to obtain a fine-grained steel having an average ferrite grain size of 10 μm or less, it is necessary to actively use dynamic recrystallization of ferrite. Therefore, the working rate in hot working is preferably 30% or more, and 50 % Or more is more preferable. In the present invention, the "working rate" refers to the rate of reduction of the cross-sectional area of the work piece due to working. Specifically, in the case of plate rolling, the working rate means a reduction rate, and in the case of working a round bar or the like, it means a surface reduction rate.
【0052】また、この発明では、熱間加工における全
加工率が同一であれば、得られる平均フェライト粒径は
ほぼ同一である。例えば、熱間加工が熱間圧延である場
合、圧延を1パスで行っても多パスで行っても、得られ
る平均フェライト粒径はほぼ同一である。Further, in the present invention, if the total working ratio in hot working is the same, the average ferrite grain sizes obtained are almost the same. For example, when the hot working is hot rolling, the obtained average ferrite grain size is almost the same whether the rolling is performed in one pass or in multiple passes.
【0053】上記熱間加工は、変形抵抗が低いという利
点を有する。これは、硬質なオーステナイトが大幅に加
工硬化する前に、動的変態により多量の軟質なフェライ
トが生じることにより歪みが開放され、更に、動的変態
したフェライトが加工を受け、動的再結晶を起こすこと
で、フェライトの加工硬化による変形応力の増加が起こ
らず、変形抵抗が低いまま維持されるためと考えられ
る。The hot working has an advantage of low deformation resistance. This is because the strain is released by the large amount of soft ferrite generated by dynamic transformation before the hard austenite is significantly work hardened, and the dynamically transformed ferrite undergoes processing to undergo dynamic recrystallization. It is considered that the deformation resistance does not increase due to the work hardening of the ferrite, and the deformation resistance is kept low.
【0054】本発明の製造方法により得られる鋼は、フ
ェライト分率が50%以上のフェライト主体であること
を好適とする。上記フェライト主体鋼は、すべてがフェ
ライト組織からなる鋼に限定されず、フェライト分率
(フェライト面積率)が50%以上であれば、パーライ
ト、マルテンサイト等の第2相が混入していてもよい。The steel obtained by the manufacturing method of the present invention is preferably composed mainly of ferrite with a ferrite fraction of 50% or more. The ferrite-based steel is not limited to a steel having a ferrite structure in its entirety, and may have a second phase such as pearlite or martensite as long as the ferrite fraction (ferrite area ratio) is 50% or more. .
【0055】また、熱間鍛造部品を製造する際に本発明
を適用すると、即ち、少なくとも1種の必須偏析元素に
ついてオーステナイト域において上記式(1)を満足す
る加熱温度Tおよび保持時間tで、加熱保持して、上記
式(1)を満足する元素のオーステナイト粒界での平均
偏析濃度と粒内での平均濃度の比が1.2以上となるよ
うに粒界偏析を制御し、その後、過冷オーステナイト域
まで冷却し、この過冷オーステナイト域において熱間鍛
造を行って熱間鍛造部品を製造すると、低変形抵抗で熱
間鍛造が可能となり、また、微細粒組織を得ることも可
能となる。なお、平均フェライト粒径10μm以下の微
細粒組織とするためには、加工率30%以上とすること
が好ましい。そして、このようにして得られる熱間鍛造
部品は、フェライト粒径が小さいため、疲労強度特性に
優れており、非調質で部品として使用することができる
という利点も有する。When the present invention is applied to the production of a hot forged part, that is, at a heating temperature T and a holding time t which satisfy the above formula (1) in the austenite region for at least one essential segregation element, By heating and holding, the grain boundary segregation is controlled so that the ratio of the average segregation concentration in the austenite grain boundary of the element satisfying the above formula (1) to the average concentration in the grain is 1.2 or more, and thereafter, By cooling to the supercooled austenite region and performing hot forging in this supercooled austenite region to produce hot forged parts, it is possible to perform hot forging with low deformation resistance, and it is also possible to obtain a fine grain structure. Become. In addition, in order to obtain a fine grain structure having an average ferrite grain size of 10 μm or less, it is preferable that the processing rate is 30% or more. The hot forged part thus obtained has an advantage that it has excellent fatigue strength characteristics because it has a small ferrite grain size, and that it can be used as a part with no heat treatment.
【0056】本発明の製造方法によって得られるフェラ
イト主体鋼は、フェライト組織が微細であるため、強度
および靭性に優れるという利点を有する。上記フェライ
ト主体鋼の用途は特に限定されないが、上記利点より、
構造用材料として、鋼線材、棒鋼、形鋼、薄鋼板、厚鋼
板、鋼管、更には、熱間鍛造により部品に成形加工され
る機械構造部品の各種分野で好適に用いられる。The ferrite-based steel obtained by the production method of the present invention has an advantage that it is excellent in strength and toughness because the ferrite structure is fine. The use of the ferritic steel is not particularly limited, but from the above advantages,
As a structural material, it is preferably used in various fields of steel wire rods, steel bars, shaped steels, thin steel plates, thick steel plates, steel pipes, and mechanical structural parts formed into parts by hot forging.
【0057】[0057]
【実施例】以下に実施例を示して本発明を具体的に説明
するが、本発明はこれらに限られるものではない。
(実施例1)第2表に示す組成の鋼1〜20を溶製し、
幅30mm×長さ60mm×厚さ100mmに圧延し、
試験材とした。鋼1は比較例に用いられる鋼であり、鋼
2〜10および鋼12〜20は発明例に用いられる鋼で
あり、鋼11は参考例に用いられる鋼である。EXAMPLES The present invention will be specifically described below with reference to examples, but the present invention is not limited thereto. (Example 1) Steels 1 to 20 having the compositions shown in Table 2 were melted,
Rolled to a width of 30 mm x length of 60 mm x thickness of 100 mm,
It was used as a test material. Steel 1 is the steel used in the comparative example, steels 2 to 10 and steels 12 to 20 are the steels used in the invention examples, and steel 11 is the steel used in the reference example.
【0058】[0058]
【表2】 [Table 2]
【0059】[0059]
【表3】 [Table 3]
【0060】この試験材を、第3表に示す加熱温度およ
び保持時間で、オーステナイト域で加熱保持し、その
後、冷却速度2℃/sで過冷オーステナイト域まで冷却
し、その後、第3表に示す加工温度および加工率で熱間
圧延した。This test material was heated and held in the austenite region at the heating temperature and holding time shown in Table 3 and then cooled to the supercooled austenite region at a cooling rate of 2 ° C./s. Hot rolling was performed at the processing temperature and processing rate shown.
【0061】第3表に、鋼1〜20のT0 、加熱保
持時のP値、偏析した元素、オーステナイト粒界に
偏析した元素のオーステナイト粒界での平均偏析濃度
(質量%)と粒内での平均濃度(質量%)の比、無加
工時の変態点、得られた鋼の平均フェライト粒径、
熱間圧延における変形抵抗を示した。In Table 3, T 0 of steels 1 to 20, P value during heating and holding, segregated elements, average segregation concentration (mass%) at austenite grain boundaries of elements segregated at austenite grain boundaries, and intragrain Ratio of average concentration (mass%) at, transformation point in the absence of processing, average ferrite grain size of the obtained steel,
Deformation resistance in hot rolling is shown.
【0062】のT0 は、組成から計算して求めた。
のP値は、第3表に示した加熱温度Tおよび保持時間
t、ならびに、第1表に示したDx およびQx を用い、
上記式(1)から求めた。およびの偏析した元素お
よびその粒界平均偏析濃度と粒内平均濃度の比は、ビー
ム径2nmのFE−TEMにより粒界および粒内で測定
した5点の濃度から算出した。の得られた鋼の平均フ
ェライト粒径は、切片法により測定した平均切片長さに
1.128を乗じて求めた。の熱間圧延における変形
抵抗は、熱間圧延時の圧延条件と圧延荷重とから、計算
により求めた。T 0 of was calculated from the composition.
For the P value of, using the heating temperature T and the holding time t shown in Table 3, and the D x and Q x shown in Table 1,
It was calculated from the above formula (1). The ratio of the segregated elements and and their average grain boundary segregation concentration to the intragranular average concentration was calculated from the concentration at five points measured at the grain boundaries and within the grains by FE-TEM with a beam diameter of 2 nm. The average ferrite grain size of the obtained steel was obtained by multiplying the average intercept length measured by the intercept method by 1.128. The deformation resistance in the hot rolling was calculated from the rolling conditions and the rolling load during the hot rolling.
【0063】なお、第3表において、発明例1〜18
は、必須偏析元素を含有する鋼を用いていること、P値
が上記式(1)を満たしていること、偏析した元素の粒
界平均偏析濃度と粒内平均濃度の比が1.2以上である
こと、過冷オーステナイトが生じて無加工時の変態点が
低下していること、および、変形抵抗が小さく、明らか
にフェライトへの動的変態およびフェライトの動的再結
晶が生じていることから、本発明の鋼の製造方法に該当
する。一方、比較例1は、必須偏析元素を実質的に含有
しない鋼を用いている。また、参考例1は、必須偏析元
素を実質的に含有せず、Cuを単独で添加した鋼を用い
ている。In Table 3, Invention Examples 1 to 18
Is a steel containing an essential segregation element, the P value satisfies the above formula (1), and the ratio of the grain boundary average segregation concentration to the intragranular average concentration of the segregated element is 1.2 or more. That the undercooling transformation point is lowered due to the occurrence of supercooled austenite, and that the deformation resistance is small, and the dynamic transformation into ferrite and the dynamic recrystallization of ferrite occur obviously. Therefore, it corresponds to the steel manufacturing method of the present invention. On the other hand, Comparative Example 1 uses steel that does not substantially contain the essential segregation element. Further, Reference Example 1 uses a steel which does not substantially contain the essential segregation element and which contains Cu alone.
【0064】また、第3表中の鋼1〜11について、得
られた鋼の加工率と平均フェライト粒径との関係を示す
グラフと、得られた鋼の加工率と熱間圧延における変形
抵抗との関係を示すグラフとを作成し、図3と図4に示
した。Further, for steels 1 to 11 in Table 3, a graph showing the relationship between the workability of the obtained steel and the average ferrite grain size, the workability of the obtained steel and the deformation resistance in hot rolling. And a graph showing the relationship with are prepared and shown in FIGS. 3 and 4.
【0065】第3表および図3から、本発明の鋼の製造
方法(発明例1〜9)によれば、フェライト粒径が小さ
いフェライト主体鋼が得られることが分かる。また、熱
間加工における加工率を30%以上とすると、組織がよ
り微細化され、フェライト粒径を10μm以下とするこ
とができ、更に、加工率を高くすると、フェライト粒径
を1μm近くすることができる。これに対し、必須偏析
元素を含有しない鋼を用いた場合(比較例1)は、フェ
ライト粒径が60μm程度と粗大である。加工率を高く
しても同様である。From Table 3 and FIG. 3, it is understood that according to the steel manufacturing method of the present invention (Invention Examples 1 to 9), ferrite-based steel having a small ferrite grain size can be obtained. Further, when the working rate in hot working is 30% or more, the structure is made finer and the ferrite grain size can be 10 μm or less. Further, when the working rate is high, the ferrite grain size is close to 1 μm. You can On the other hand, when the steel containing no essential segregation element is used (Comparative Example 1), the ferrite grain size is as coarse as about 60 μm. The same is true even if the processing rate is increased.
【0066】また、第3表および図4から、本発明の鋼
の製造方法(発明例1〜9)においては、熱間加工にお
ける変形抵抗が低いことが分かる。これに対し、必須偏
析元素を含有しない鋼を用いた場合(比較例1)は、熱
間加工における変形抵抗が高い。なお、発明例10〜2
0については、鋼の加工率と平均フェライト粒径との関
係、および、鋼の加工率と熱間圧延における変形抵抗と
の関係については図示を省略したが、第3表から、発明
例1〜9と同程度の平均フェライト粒径および変形抵抗
が得られることが分かる。また、各発明例と参考例1と
を比較しても、各発明例においては参考例1と同程度の
変形抵抗および平均フェライト粒径であることが分か
る。Further, it can be seen from Table 3 and FIG. 4 that the deformation resistance in hot working is low in the steel manufacturing method of the present invention (Invention Examples 1 to 9). On the other hand, when the steel containing no essential segregation element is used (Comparative Example 1), the deformation resistance in hot working is high. Inventive Examples 10 to 2
Regarding 0, the illustration of the relationship between the processing rate of steel and the average ferrite grain size and the relationship between the processing rate of steel and the deformation resistance in hot rolling was omitted, but from Table 3, invention examples 1 to It can be seen that the same average ferrite grain size and deformation resistance as those of No. 9 are obtained. Also, comparing each invention example with reference example 1, it can be seen that each invention example has the same deformation resistance and average ferrite grain size as reference example 1.
【0067】[0067]
【表4】 [Table 4]
【0068】[0068]
【表5】 [Table 5]
【0069】(実施例2)第4表に示す組成の鋼21〜
29を溶製し、幅150mm×長さ400mm×厚さ1
50mmに圧延した後、1250℃で均質化焼鈍を行っ
た。その後、直径80mm×高さ40mmの熱間鍛造用
試験片を切り出し熱間鍛造を行った。熱間鍛造は、第4
表に示す加熱温度および保持時間で、オーステナイト域
で加熱保持し、その後、各鋼の変態点直上の温度まで2
℃/sの冷却速度で冷却し、300tプレス機により第
5表に示す加工温度および加工率で熱間鍛造を行った。
熱間鍛造後の鋼材について、平均フェライト粒径、引張
強度TSおよび疲労強度の測定を行った。(Example 2) Steels 21 to 21 having the compositions shown in Table 4
Welded 29, width 150mm x length 400mm x thickness 1
After rolling to 50 mm, homogenization annealing was performed at 1250 ° C. Then, a test piece for hot forging having a diameter of 80 mm and a height of 40 mm was cut out and hot forged. Hot forging is No. 4
At the heating temperature and holding time shown in the table, the material is heated and held in the austenite region and then up to the temperature just above the transformation point of each steel.
Cooling was carried out at a cooling rate of ° C / s, and hot forging was carried out at a processing temperature and a processing rate shown in Table 5 using a 300t press machine.
The average ferrite grain size, tensile strength TS and fatigue strength of the steel material after hot forging were measured.
【0070】[0070]
【表6】 [Table 6]
【0071】第5表に、鋼21〜29のT0 、加熱保持
時のP値、偏析した元素、オーステナイト粒界に偏析し
た元素のオーステナイト粒界での平均偏析濃度(質量
%)と粒内での平均濃度(質量%)の比、無加工時の変
態点、得られた鋼の平均フェライト粒径、熱間鍛造時の
変形抵抗、引張強度TS、疲労強度、耐久比を示した。In Table 5, T 0 of steels 21 to 29, P value at the time of heating and holding, average segregation concentration (mass%) at the austenite grain boundary of the segregated element, and the element segregated at the austenite grain boundary and the intragranular content The ratio of average concentration (mass%), the transformation point in the absence of processing, the average ferrite grain size of the obtained steel, the deformation resistance during hot forging, the tensile strength TS, the fatigue strength, and the durability ratio are shown.
【0072】T0 、P値、偏析した元素、粒界平均偏析
濃度と粒内平均濃度の比および平均フェライト粒径は、
実施例1において記載した方法と同様の方法によって求
めた。熱間鍛造時の変形抵抗は、加工時のロードセルの
荷重を測定して計算した。引張強度TSは、熱間鍛造材
中心部を含むようにJIS 14A号引張試験片を採取
し、引張試験を行うことにより測定した。疲労強度につ
いては、熱間鍛造材中心部からJIS 1号回転曲げ試
験片を採取し、小野式回転曲げ試験機により疲労試験を
行って107 疲労限を求め、これを疲労強度とした。耐
久比は引張強度に対する疲労強度の比である。The T 0 , P value, segregated element, ratio of average segregation concentration at grain boundaries and average concentration within grains, and average ferrite grain size are
It was determined by the same method as that described in Example 1. The deformation resistance during hot forging was calculated by measuring the load of the load cell during processing. The tensile strength TS was measured by taking a JIS No. 14A tensile test piece so as to include the center part of the hot forged material and performing a tensile test. Regarding the fatigue strength, a JIS No. 1 rotary bending test piece was sampled from the center of the hot forged material, and a fatigue test was conducted using an Ono type rotary bending tester to obtain a 10 7 fatigue limit, which was taken as the fatigue strength. Durability ratio is the ratio of fatigue strength to tensile strength.
【0073】必須偏析元素を実質的に含有しない鋼を用
いた比較例3およびP値が上記式(1)を満足しない比
較例4では、変形抵抗は高いままである。これに対し、
発明例19〜26では低い変形抵抗が達成されている。
また、比較例3および4では、加工率の増加により平均
フェライト粒径は低下するが、加工率70%としても粗
大なままである。これに対し、発明例19〜26では、
加工率20%から30%への増加により平均フェライト
粒径は大幅に低下し、10μm以下までに微細化され
る。そして、更に加工率を上げると、平均フェライト粒
径1μm程度まで微細化することができる。更に、耐久
比は、比較例3および4では、0.5程度であるが、発
明例19〜26では、加工率30%未満でも0.55程
度まで、加工率30%以上では0.60程度まで、大幅
に改善することができる。The deformation resistance remains high in Comparative Example 3 using the steel containing substantially no essential segregation element and Comparative Example 4 in which the P value does not satisfy the above expression (1). In contrast,
Inventive Examples 19 to 26 have achieved low deformation resistance.
Further, in Comparative Examples 3 and 4, the average ferrite grain size decreases due to the increase in the processing rate, but the average ferrite grain size remains coarse even if the processing rate is 70%. On the other hand, in Invention Examples 19 to 26,
By increasing the working rate from 20% to 30%, the average ferrite grain size is significantly reduced, and the grain size is reduced to 10 μm or less. When the processing rate is further increased, the average ferrite grain size can be reduced to about 1 μm. Further, the durability ratio is about 0.5 in Comparative Examples 3 and 4, but in Invention Examples 19 to 26, even if the processing rate is less than 30%, it is up to about 0.55, and if the processing rate is 30% or more, it is about 0.60. Can be significantly improved.
【0074】[0074]
【表7】 [Table 7]
【0075】[0075]
【表8】 [Table 8]
【0076】[0076]
【発明の効果】以上説明したように、本発明の鋼の製造
方法は、従来の制御圧延−制御冷却法より微細なフェラ
イトを得ることができ、かつ、低い変形抵抗で加工する
ため、工業的に容易に行うことができるので、極めて有
用である。また、本発明の鋼の製造方法は、Cuを含有
しない鋼を用いることができるので、広範な用途に用い
られる鋼の製造に用いられる。また、本発明により得ら
れるフェライト主体鋼は、微細なフェライト組織を有す
るので、強度−靭性バランスに優れ、極めて有用であ
る。更に、本発明の鋼の製造方法を、熱間鍛造部品を製
造する際に用いれば、鍛造時に鋼の変形抵抗が小さいの
で、鍛造負荷が小さく抑えられ、更に、疲労強度特性に
優れた鍛造部品を得ることができる。As described above, according to the method for producing steel of the present invention, fine ferrite can be obtained as compared with the conventional controlled rolling-controlled cooling method, and the steel is processed with a low deformation resistance. It is extremely useful because it can be performed easily. Further, in the steel manufacturing method of the present invention, since steel containing no Cu can be used, it is used for manufacturing steel used for a wide range of applications. Further, since the ferrite-based steel obtained by the present invention has a fine ferrite structure, it has an excellent strength-toughness balance and is extremely useful. Furthermore, if the method for producing steel of the present invention is used when producing a hot forged part, the deformation resistance of the steel during forging is small, so the forging load can be suppressed small, and further, the forged part with excellent fatigue strength characteristics. Can be obtained.
【図1】 必須偏析元素およびCuをそれぞれ単独で添
加した場合のP値と変態点との関係の一例を表すグラフ
である。FIG. 1 is a graph showing an example of a relationship between a P value and a transformation point when an essential segregation element and Cu are added individually.
【図2】 FE−TEM(ビーム径2nm)により測定
した、上記式(1)を満足する元素のオーステナイト粒
界での平均偏析濃度(質量%)と粒内での平均濃度(質
量%)の比と、変態点との関係の一例を表すグラフであ
る。FIG. 2 shows an average segregation concentration (mass%) at an austenite grain boundary and an average concentration (mass%) within a grain of an element satisfying the above formula (1) measured by FE-TEM (beam diameter 2 nm). It is a graph showing an example of a relation between a ratio and a transformation point.
【図3】 実施例において得られた鋼の加工率と平均フ
ェライト粒径との関係を示すグラフである。FIG. 3 is a graph showing the relationship between the workability and the average ferrite grain size of the steels obtained in the examples.
【図4】 実施例において得られた鋼の加工率と熱間圧
延における変形抵抗の関係を示すグラフである。FIG. 4 is a graph showing the relationship between the workability of the steels obtained in the examples and the deformation resistance in hot rolling.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松崎 明博 岡山県倉敷市水島川崎通1丁目(番地な し) 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 星野 俊幸 岡山県倉敷市水島川崎通1丁目(番地な し) 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通1丁目(番地な し) 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Fターム(参考) 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA16 AA19 AA20 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA01 BA02 BA03 CA01 CA02 CB01 CB02 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continued front page (72) Inventor Akihiro Matsuzaki 1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki-shi, Okayama Shi) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Steel Works (72) Inventor Toshiyuki Hoshino 1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki-shi, Okayama Shi) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Steel Works (72) Inventor Shinichi Amano 1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki-shi, Okayama Shi) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Steel Works F-term (reference) 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA16 AA19 AA20 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA01 BA02 BA03 CA01 CA02 CB01 CB02
Claims (4)
S:0.01〜0.1%、P:0.01〜0. l%、N
i:0.5〜3.0%、Cr:0.5〜3.0%、B:
0.0005〜0.02%、Sn:0.01〜0. 1
%、およびAs:0.01〜0.1%からなる群から選
ばれる少なくとも1種の元素を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼を、 前記元素のうち少なくとも1種の元素についてオーステ
ナイト域において下記式(1)を満足する加熱温度Tお
よび保持時間tで、加熱保持して、下記式(1)を満足
する元素のオーステナイト粒界での平均偏析濃度(質量
%)と粒内での平均濃度(質量%)の比が1.2以上と
なるように粒界偏析を制御する工程と、 その後、過冷オーステナイト域まで冷却する工程と、 その後、熱間加工して、フェライトへの動的変態および
フェライトの動的再結晶を誘起する工程とを具備する鋼
の製造方法。 【数1】 ただし、式(1)中、P:熱処理パラメーター(=加熱
処理時の平均拡散距離(m))、x:前記元素の群から
選ばれる1種の元素、Dx :元素xの拡散係数(m2 /
s)、Qx :元素xの活性化エネルギー(J/mo
l)、T:加熱温度(℃)、t:保持時間(s)、R:
気体定数(=8.314J/(K・mol))である。1. A mass ratio of C: 0.01 to 0.65%,
S: 0.01 to 0.1%, P: 0.01 to 0.1%, N
i: 0.5 to 3.0%, Cr: 0.5 to 3.0%, B:
0.0005-0.02%, Sn: 0.01-0.1
%, And As: at least one element selected from the group consisting of 0.01 to 0.1%, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities. In the austenite region, the average segregation concentration (mass%) at the austenite grain boundary of the elements satisfying the following formula (1) is maintained by heating at a heating temperature T and a holding time t that satisfy the following formula (1), and Of controlling the grain boundary segregation so that the ratio of the average concentration (mass%) at 1.2 is 1.2 or more, then cooling to the supercooled austenite region, and then hot working into ferrite. And a step of inducing dynamic recrystallization of ferrite. [Equation 1] However, in the formula (1), P: heat treatment parameter (= average diffusion distance (m) during heat treatment), x: one element selected from the group of the above elements, D x : diffusion coefficient of element x (m 2 /
s), Q x : activation energy of element x (J / mo
l), T: heating temperature (° C.), t: holding time (s), R:
It is a gas constant (= 8.314 J / (K · mol)).
ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1に記載
の鋼の製造方法。 A群:Si:2.0%以下およびV:0.1%以下 B群:Mn:2.0%以下およびMo:3%以下 C群:Ti:0.1%以下およびNb:0.1%以下 D群:Al:0.10%以下 E群:Ca:0.01%以下 F群:希土類金属元素(REM):0.02%以下2. The method for producing steel according to claim 1, wherein the steel further contains at least one element selected from the following groups A to F. A group: Si: 2.0% or less and V: 0.1% or less B group: Mn: 2.0% or less and Mo: 3% or less C group: Ti: 0.1% or less and Nb: 0.1 % Or less D group: Al: 0.10% or less E group: Ca: 0.01% or less F group: Rare earth metal element (REM): 0.02% or less
である請求項1または2に記載の鋼の製造方法。3. The method for producing steel according to claim 1, wherein the working rate in the hot working is 30% or more.
熱間鍛造であることを特徴とする請求項1〜3のいずれ
かに記載の鋼の製造方法。4. The method for producing steel according to claim 1, wherein the hot working is hot forging for producing a hot forged part.
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|---|
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JP4649857B2 (en) * | 2004-01-19 | 2011-03-16 | Jfeスチール株式会社 | Manufacturing method of hot forged products with excellent fatigue strength |
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