JP2004346421A - 温間制御圧延方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】平均フェライト粒径が3μm以下の微細フェライト粒組織を主体とする鋼を製造するための圧延方法であって、圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う1パス以上の圧延において、各圧延時の圧延開始時の材料温度が、最高温度で800℃より高くならず、圧延中および最終パス直後の素材温度が350℃以下にならないように圧延を行うとともに、各圧延時の圧延直後(1秒以内)の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも100℃より高くならず、圧延直後の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延を行う。
【選択図】 なし
Description
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、温間制御圧延方法に関するものである。さらに詳しくは、この出願の発明は、粒径3μm以下の超微細結晶粒組織を有する強度・延性に優れた超微細粒鋼材の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
超微細粒鋼は、合金元素を添加せずに、強度を著しく上昇させることのでき、同時に、延性・脆性遷移温度も著しく低下させることができると考えられることから、この出願の発明者らは、工業的にこの超微細粒鋼を実現するための方策を検討してきており、すでにこれまでにも、温間多パス圧延方法(文献1)や多方向加工方法(文献2)を発明してきた。
【0003】
一方、過去、微細組織鋼の製造方法はいくつも提案されてきているが、結晶粒径を定量的に制御可能とする方法は知られていない。
【0004】
たとえば、藤岡ら(文献3)は、C:0.03〜0.45wt%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.02〜5.0%、Al:0.001〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を1パスまたはパス間時間を20秒以内の連続する2パス以上の加工を500〜700℃の温度、かつ歪速度0.1〜20/秒とし、総歪量を0.8〜5.0となるように加工し放冷する高張力鋼の製造方法を提案している。
【0005】
また、重量%で、C:0.03〜0.9、Si:0.01〜1.0、Mn:0.01〜5.0、Al:0.001〜0.5、N:0.001〜0.1を含有し、さらにNb:0.003〜0.5、Ti:0.003〜0.5の1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、C+(12/14)N≧(12+48)Ti(12/48)Nb+0.03を満たす鋼片を鋳造ままもしくは加熱後、圧延するかもしくは圧延することなくそのまま一度500℃〜室温まで冷却した後に、再び加熱し、700〜550℃で熱間圧延を行うに際して、1パスの圧下率を20%以上として1パスまたはパス間時間を10秒以内とした連続する2パス以上の加工を歪速度を1〜200秒、総歪量を0.8〜5となる条件で行った後、放冷する、結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法も提案している(文献4)。
【0006】
しかしながら、この2つのいずれの方法も粒径の制御方法を教示していない。またこれらの方法では、パス間時間に制限があり、ひずみ速度にも制限があり工業的な適用は困難であると考えられる。
【0007】
このような状況において、発明者らはさらに検討を進め、微細粒組織を形成するためには、多パス圧延における累積ひずみ、加工温度、また、ひずみ速度、パス間時間は個々制御するのでなく、総合的に制御する必要があるとの知見を得た、そして、粒径は、次式(1)で表わされる加工温度とひずみ速度のパラメータZに依存し、1パス圧延実験を通じて、Zと粒径の関係を明らかにすることで粒径の新しい制御方法を提案した(先願1)。
【0008】
【数2】
ε:ひずみ
t:圧延開始から終了までの時間(s)
T:圧延温度(℃,多パス圧延の場合は各パスの圧延温度を平均したもの)
Q:圧延直前の組織がフェライト,ベイナイト,マルテンサイト,パーライトを母相とする場合は254000。オーステナイトを母相とする場合は300000を用いる。
【0009】
この方法において、結晶粒径1ミクロン以下の超微細フェライト粒鋼を製造するためには、前記の(1)式で表される圧延条件パラメータZが11以上(圧延直前の組織がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなど鉄の結晶構造がbccである場合)であること、また、ひずみ速度については、全ひずみεを圧延開始から終了までに時間tで除した値と定義できることを見出し、その結果、ひずみe=3.0、総圧延時間t=300sの条件下、すなわち、ひずみ速度=0.01/sでも1ミクロン以下の超微細な結晶粒が得られることをこの新しい提案された方法は、広範囲の適用が可能である。
【0010】
この方法によれば、パス間時間やひずみ速度の制限もなく、粒径の制御が可能になる。
【0011】
だが、他方で、この出願の発明者らのその後の検討において、現実の圧延は連続多パスであり、前記のパラメータZが11以上で行う場合、圧延温度が温間加工温度域(350−800℃)にあたり、その場合、鋼の変形抵抗が大きく、素材の加工発熱は大きいことから、連続圧延中に、材料温度が数百度上昇してしまうことがあり、結果的にZ<11となってしまい、1ミクロン微細粒組織は形成できない場合があることが明らかになってきた。
【0012】
したがって、このような連続多パス圧延においても、粒径を安定して制御できる方法を開発することが強く望まれていた。
【0013】
【文献】
1:特開2000−309850
2:特開2001−240912
3:特開平9−279233
4:特開平2000−104115
【0014】
【先願】
1:特願2002−54670
【0015】
【発明が解決しようとする課題】
この出願の発明は、上記のとおりの背景からなされたものであって、発明者らの提案に係わる前記のとおりのZパラメータによる制御を行う新しい方法を連続圧延プロセスに適用することができ、パス間時間やひずみ速度の制限もなく、3ミクロンから1ミクロン以下の超微細結晶鋼を安定的に製造できる方法として、加工発熱を考慮した、新しい制御圧延方法を提供することを課題としている。
【0016】
【課題を解決するための手段】
この出願の発明は、上記の課題を解決するものとして、第1には、平均フェライト粒径が3μm以下の微細フェライト粒組織を主体とする鋼を製造するための圧延方法であって、次式(1)
【0017】
【数3】
ε:ひずみ
t:圧延開始から終了までの時間(s)
T:圧延温度(℃,多パス圧延の場合は各パスの圧延温度を平均したもの)
Q:圧延直前の組織がフェライト,ベイナイト,マルテンサイト,パーライトを母相とする場合は254000。オーステナイトを母相とする場合は300000を用いる。
【0018】
表される圧延条件パラメータZが11以上(圧延直前の組織がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなどFeの結晶構造がbccである場合)あるいは20以上(圧延直前の組織がオーステナイトでFeの結晶構造がfccである場合)に従う範囲で、圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う1パス以上の圧延において、各圧延時の圧延開始時の材料温度が、最高温度で800℃より高くならず、圧延中および最終パス直後(1秒以内)の素材温度が350℃以下にならないように圧延を行うとともに、各圧延時の圧延直後(1秒以内)の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも100℃より高くならず、圧延直後(1秒以内)の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延を行うことを特徴とする温間制御圧延方法を提供する。
【0019】
ここで、式(1)で用いられているひずみは、工業的に簡便なひずみである真ひずみeでよい。たとえば、棒鋼の初期面積をS0、圧延後のC断面面積をSとすると、減面率Rは
R=(S0−S)/S0 (2)
で表される。すると、真ひずみe
e=−Ln(l−R)
で表される。また、真ひずみに代わり、有限要素法計算で得られる塑性ひずみを用いてもよい。塑性ひずみの計算については、参考文献(井上ら、鉄と鋼,68(2000)79春海佳三郎、他「有限要素法入門」(共立出版(株):1990年3月15日)に詳しい。
【0020】
圧延時間tはパス間時間を含めた総圧延時間でよい。
【0021】
また、第2には、各圧延時の圧延直後の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも50℃より高くならないように圧延することを特徴とする前記の温間制御圧延方法を提供する。
【0022】
この出願の発明は、第3には、圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う連続する2パス以上の圧延において、圧延開始時の材料温度に対し、2パス直後の素材温度が100℃より高くならず、100℃より低くならないように圧延を行うことを特徴とする前記の温間制御圧延方法を提供し、第4には、圧延開始時の材料温度に対し、2パス直後の素材温度が50℃より高くならないように圧延を行うことを特徴とする温間制御圧延方法を提供する。
【0023】
そして、この出願の発明は、第5には、圧延温度範囲が400℃−500℃の温度域で圧延を行うことを特徴とする温間制御圧延方法を、第6には、Z≧12以上であって、平均フェライト粒径1μm以下の組織を主体とする鋼を製造することを特徴とする温間制御圧延方法を、第7には、連続して行う多パス圧延において、Xパス目直後の圧延温度Tx−outが圧延設定温度Tsよりも高くなった場合、X+1パス目の圧延入り温度Tx+1−inがTs+20≧Tx+1−inになるまで待ってから圧延を行うことを特徴とする温間制御圧延方法を、第8には、多パス圧延のXパス目の加工発熱TxHをあらかじめ測定し、圧延設定温度をTxsとしたとき、圧延入り温度Tx−inをTxs≧Tx−in≧Txs−Tx−Hとすることを特徴とする温間制御圧延方法を提供する。
【0024】
さらにこの出願の発明は、第9には、連続圧延における全減面率が50%以上であることを特徴とする温間制御圧延方法を提供し、第10には、塑性ひずみ、または減面率を真ひずみに換算したひずみが1.5以上であることを特徴とする温間制御圧延方法を、第11には、多方向加工によってひずみを導入することを特徴とする温間制御圧延方法を、第12には、圧延速度と各パス圧下率を設定することにより、圧延前後の温度範囲を制御することを特徴とする温間制御圧延方法を、第13には、連続圧延において、素材の温度低下を補うために、圧延の途中で再加熱工程を設け、また、素材の温度上昇を押さえるために、圧延の途中に冷却工程を設けることを特徴とする温間制御圧延方法を提供する。
この出願の発明においては、以上の構成によって、発明者らの提案に係わる前記のとおりのZパラメータによる制御とする新しい方法を連続圧延プロセスに適用することができ、パス間時間やひずみ速度の制限もなく、3ミクロンから1ミクロン以下の超微細結晶鋼を安定的に製造できる方法として、加工発熱を考慮した、新しい制御圧延方法を実現している。
【0025】
この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
【0026】
この出願の発明の方法においては、平均フェライト粒径が3μm以下の微細フェライト粒組織を主体とする、すなわち、断面の表面積でその60%以上の割合が平均フェライト粒径が3μm以下の微細粒組織を有する鋼を製造するために、
<A>前記の式(1)
で表される圧延条件パラメータZが11以上(圧延直前の組織がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなど鉄の結晶構造がbccである場合)あるいは20以上(圧延直前の組織がオーステナイトでFeの結晶構造がfccである場合)に従う範囲で、
<B>圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う1パス以上の圧延において、各圧延時の圧延開始時の材料温度が、最高温度で800℃より高くならず、圧延中および最終パス直後の素材温度が350℃以下にならないように圧延を行うとともに、各圧延時の圧延直後(1秒以内)の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも100℃より高くならず、圧延直後の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延を行うことを基本としている。
【0027】
発明者らのこれまでの検討によって、式(1)のパラメータZは、簡便に平均粒径の超微細な結晶組織を得るための指標となるものであって、すでに特願2002−54670号の出願として提案しているものである。発明者らのこれまでの研究により、温間強加工によって形成される超微細粒の平均粒径は、加工温度と歪速度に依存することが明らかになり、結晶粒径は、加工温度と歪速度の関数である圧延条件パラメータZの増加にともなって微細化する。平均粒径1μm以下の組織を得るには、圧延条件パラメータZをある臨界値以上にする必要がある。小型試料を用いた1パス大歪圧縮加工による実験の結果、その臨界値はbcc構造の鉄(フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト等)の場合はおよそ11、fcc構造(オーステナイト)の場合はおよそ20になることが確認されている(図1)。
【0028】
ここで、式(1)で用いられているひずみは、工業的に簡便なひずみである真ひずみeでよい。たとえば、棒鋼の初期面積をS0、圧延後のC断面面積をSとすると、減面率Rは
R=(S0−S)/S0 (2)
で表される。すると、真ひずみe
e=−Ln(l−R)
で表される。また、真ひずみに代わり、有限要素法計算で得られる塑性ひずみを用いてもよい。塑性ひずみの計算については、参考文献(井上ら、鉄と鋼,68(2000)793.春海佳三郎、他「有限要素法入門」(共立出版(株):1990年3月15日)に詳しい。
【0029】
より具体的には、塑性ひずみの計算は、次の表1のフロートによって行うことができる。
【0030】
【表1】
【0031】
この出願の発明の温間制御圧延方法では、以上のことから、前記<A>のとおり、パラメータZが11以上(bcc構造)または20以上(fcc構造となるように圧延の条件が設定される。
【0032】
そして、さらに重要なことは、この出願の発明の温間制御圧延方法においては、前記<B>のとおりの特徴のある温度コントロールが行われることである。
【0033】
温間加工により大きな歪を導入することによって生じたミクロな局所方位差が超微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後に起きる回復過程において、粒内の転位密度が低下すると同時に結晶粒界が形作られて超微細粒組織が形成される。温度が低いと回復が十分でないため、転位密度の高い加工組織が残存する。温度が高すぎると不連続再結晶あるいは通常の粒成長により結晶粒が粗大化して3μm以下の超微細粒組織は得られない。それゆえに、この出願の発明では、圧延温度は350℃〜800℃に限定される。
【0034】
そして、各圧延時の圧延直後(1秒以内)の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも100℃より高くならず、圧延直後の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延を行う。
【0035】
この温度コントロールもこの出願の発明において必須である。実際、このようなコントロールが行われない場合には、仮にパラメータZが前記範囲のものであっても、粒径3μm以下で、所定の結晶粒径に制御することが難しくなる。
【0036】
Tx−outは、Tx−inよりも100℃より高くならないようにするが、この場合、より望ましくは50℃より高くならないようにする。さらにまた圧延を行う連続する2パス以上の圧延において、圧延開始時の材料温度に対し、2パス直後の素材温度が100℃より、望ましくは50℃より高くならず、100℃より低くならないように圧延を行うことも好適に考慮される。
【0037】
平均フェライト粒径が1μm以下の超微細粒の組織を得る場合には、前記<A>についてパラメータZが12以上であって、前記<B>について400〜500℃の範囲とすることが望ましく考慮される。
【0038】
そしてまたこの出願の発明では、前記のとおり、連続して行う多パス圧延においては、xパス回直後の圧延温度Tx−outが圧延設定温度Tsよりも高くなった場合には、x+1パス目の圧延入り温度Tx+1−inが、Ts+20≧Tx+1−inになるまで待ってから圧延を行うことや、xパス目の加工発熱TxHをあらかじめ測定し、圧延設定温度をTxsとしたとき、圧延入り温度Txs≧Tx−in≧Txs−TxHとすることも望ましい。
【0039】
温度コントロールには、以上のように、温度の変化を待ってもよいし、あるいは、連続圧延においては、素材の温度低下を補うために、圧延の途中で再加熱すること、そして素材の温度上昇を抑えるために、圧延の途中で強制冷却するようにしてもよい。
【0040】
なお、この出願の発明における温度については、素材の表面温度を示している。
【0041】
この出願の発明においては、総累積圧下歪については、温間加工により扁平化した加工粒から超微細結晶粒が生成し、歪の増加にともなってそれが増加するが、ほぼ全体が超微細結晶粒からなる組織を得るには、少なくとも1.5の歪とすること、さらには2以上の歪とすることが望ましい。
【0042】
この場合の歪は、塑性ひずみか減面率を真ひずみ換算した値であってよい。
圧延のための手段は、ロール等の各種のものであってよく、上記のような棒鋼の場合には、溝ロールによる圧延が行われてよい。
【0043】
この出願の発明においては、相変態による高強度化の機構を全く利用せず、強度を高めるための合金元素の添加を必要としないために鋼の組成が制限されることがなく、たとえば、フェライト単相鋼や、オーステナイト単相鋼等のような相変態の存在しない鋼種等の、広い成分範囲の鋼材を用いることができる。より具体的には、たとえば、組成が、重量%で、
C:0.001%以上1.2%以下、
Si:0.1%以上2%以下、
Mn:0.1%以上3%以下、
P:0.2%以下、
S:0.2%以下、
Al:1.0%以下、
N:0.02%以下、
Cr,Mo,Cu,Niが合計で30%以下、
Nb,Ti,Vが合計で0.5%以下、
B:0.01以下、
残部Feおよび不可避的不純物といった、合金元素が添加されていない組成のものを1つの例として示すことができる。もちろん、上記のCr,Mo,Cu,Ni,Nb,Ti,V,B等の合金元素は、必要に応じて上記の範囲を超えて添加することも可能であるし、逆に全く含まれていなくてもよい。
【0044】
そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく説明する。もちろん、以下の例によって発明が限定されることはない。
【0045】
【実施例】
表2は以下の例における素材の化学組成(残部Fe)を示したものである。
【0046】
また、以下の例では冷却は空冷である。
【0047】
【表2】
【0048】
そして、以下に示す表3〜6において、パスNo.の右欄が空白になっている箇所は、いわゆる「とも通し」をしていること、つまり同じ孔型を2回押し通していることを示し、このため、減面率は2パス目に記載されている。
【0049】
また、パラメータZについては、ひずみが一定以上加わったところで計算しないと意味がないので、最後部のパスで計算している。t=総時間、T=出の平均温度、ε=総ひずみである。
<実施例1>
表2aに示す組成を有する80×80×600mmの素材を加熱温度500℃に加熱し、圧延設定温度T1(499℃)で孔型圧延を行い、断面が24×24mmになるまで、減面率で91%(真ひずみ2.4)の21パスの圧延を行った。総圧延時間を600sかかるとしたときの設定Z値は15.0であった。図1からフェライト粒径は0.4ミクロンと予想される
各パスの孔型形状を図2に、圧下率、前後の温度変化を表3示す。偶数パス後の圧延直後温度(で温度)Tx−outを測定し、出温度が500℃を上回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、500℃を越えた場合は、材料温度が499℃以下になるまで待って、次パス(奇数パス)の圧延を行った。奇数パスの入り温度は特に制御していない。その結果、入り温度Tx−inは455−499℃(平均495℃)、出温度Tx−outで472−543℃(平均520℃)で圧延が行われた。したがって、連続する2パスの圧延における最大加工発熱で40℃あったものの、圧延待ちを行うことによって、圧延設定温度である499℃を全圧延工程で550℃上回ることはなかった。すなわち、各パスごとに加工発熱が生じたが、設定温度を50℃を上回ることはない。総圧延時間895sと、平均出温度でZ値を再計算してみると、Z=14.2であった。計算フェライト粒径は、0.45ミクロンである。
【0050】
得られた棒鋼のC断面組織写真を図3に示す。超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は0.6ミクロンであった。その力学的性質を表7に示すが、788MPaの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
【0051】
【表3】
【0052】
<実施例2>
実施例1に引き続き、さらに、2パスの圧延を行い、17×17mmにした。孔型形状はオーバルと角型である。ともに変形が大きいので、あらかじめ予備実験によって、加工発熱を計測した。その結果、2パスを連続でおこなうと、80℃材料温度が上昇することがわかった。したがって、22、23パスの入り温度T22−in、T23−inを450℃に設定した。21パス目の温度が501℃であったから、450℃まで材料温度が下がることをまって22パス目の圧延を行った。23パスの出温度は514℃であった。また、23パスでは464℃まで下がってから圧延を行い、出温度は537℃であった(表2)。総圧延時間1112s、平均出温度521℃で、Z=14.1であった。
【0053】
得られた組織写真を図4に示す。超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は0.5ミクロンであった。その力学的性質を表7に示すが、830MPaの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
<実施例3>
表2bに示す組成を有する80×80×600mmの素材を加熱温度900℃に加熱し、組織を一度オーステナイト化下後、圧延設定温度T1(550℃)まで材料温度を下げ、組織をフェライト+パーライトにして、孔型圧延を行い、断面が24×24mmになるまで、減面率で91%(真ひずみ2.4)の21パスの圧延を行った。総圧延時間を600sかるとしたときの設定Z値は13.7であった。図1からフェライト粒径は0.6ミクロンと予想された。
【0054】
各パスの孔型形状、圧下率、前後の温度変化を表4示す。偶数パス後の圧延直後温度(で温度)Tx−outを測定し、出温度が550℃を下回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、550℃を越えた場合は、材料温度が570℃以下になるまで待って、次パス(奇数パス)の圧延を行った。奇数パスの入り温度は特に制御していない。その結果、入り温度Tx−inは440−557℃(平均551℃)、出温度Tx−outで536−573℃(平均551℃)で圧延が行われた。したがって、連続する2パスの圧延における最大加工発熱で23℃あったものの、圧延待ちを行うことによって、圧延設定温度である550℃を全圧延工程で600℃を越えることはなかった。すなわち、各パスごとに加工発熱が生じるが、設定温度を50℃を上回ることはない。総圧延時間582sと、平均出温度でZ値を再計算してみると、Z=13.5であった。
【0055】
得られた組織写真を図5に示す。超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は0.9ミクロンであった。その力学的性質を表7に示すが、702MPaの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
【0056】
【表4】
【0057】
<実施例4>
実施例2に引き続き、さらに、2パスの圧延を行い、17×17mmにした。孔型形状はオーバルと角型である。ともに変形が大きいので、あらかじめ予備実験によって、加工発熱を計測した。その結果、2パスを連続でおこなうと、80℃材料温度が上昇することがわかった。したがって、21、22パスの入り温度T22−in、T23−inを500℃に設定した。20パス目の温度が536℃であったから、500℃まで材料温度が下がることをまって21パス目の圧延を行った。21パスの出温度は568℃であった。また、22パスでは550℃まで下がってから圧延を行い、出温度は599℃であった。総圧延時間662s、平均出温度565℃で、Z=13.6であった。
【0058】
得られた組織写真を図6に示す。超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は1.1ミクロンであった。その力学的性質を表7に示すが、712MPaの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
<実施例5>
表2cに示す組成を有する80×80×600mmの素材を加熱温度600℃に加熱し、圧延設定温度T1(600℃)で孔型圧延を行い、断面が17×17mmになるまで、減面率で95%(真ひずみ3.0)の21パスの圧延を行った。総圧延時間を300sかかるとしたときの設定Z値は13.1であった。図1からフェライト粒径は0.8ミクロンと予想される。
【0059】
偶数パス後の圧延直後温度(出温度)Tx−outを測定し、出温度が600℃を下回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、600℃を越えた場合は、材料温度が600℃以下になるまで待って、次パス(奇数パス)の圧延を行った。奇数パスの入り温度は特に制御していない。その結果、入り温度Tx−inは580−619℃(平均590℃)、出温度Tx−outで610−648℃(平均630℃)で圧延が行われた。したがって、連続する2パスの圧延における最大加工発熱で40℃あったものの、圧延待ちを行うことによって、圧延設定温度である600℃に対し、全圧延工程で650℃上回ることはなかった。すなわち、各パスごとに加工発熱が生じるが、設定温度を50℃を上回ることはない。総圧延800sと、平均出温度でZ値を再計算してみると、Z=12.2であった。得られた組織は超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は1.4ミクロンであった。その力学的性質を表7に示すが、640MPaの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
<実施例6>
表2aに示す組成を有する80×80×600mmの素材を加熱温度500℃に加熱し、圧延設定温度T1(475℃)で孔型圧延を行い、断面が17×17mmになるまで、減面率で95%(真ひずみ3.0)の21パスの圧延を行った。
偶数パス後の圧延直後温度(出温度)Tx−outを測定し、出温度が475℃を下回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、500℃を越えないよう材料温度が475℃以下になるまで待って、次パス(奇数パス)の圧延を行った(表5)。奇数パスの入り温度は特に制御していない。その結果、入り温度Tx−inは440−485℃(平均465℃)、出温度Tx−outで472−499℃(平均496℃)で圧延が行われた。各パスごとに加工発熱が生じるが、設定温度を50℃を上回ることはない。総圧延1128sと、平均出温度でZ値を再計算してみると、Z=14.7であった。得られた組織は超微細な等軸フェライト+セメンタイト組織となっている。平均フェライト粒径は0.45ミクロンであった。引張強さ950MPaであった。
【0060】
【表5】
【0061】
<比較例1>
表2に示す組成を有する80×80×600mmの素材を加熱温度550℃に加熱し、圧延設定温度T1(550℃)で孔型圧延を開始し、断面が24×24mmになるまで、減面率で91%(真ひずみ2.4)の21パスの圧延を行った。パス間時間は15sとした。
【0062】
特に温度制御を行わず、圧延を行った結果を表6に示す。各パスごと生じる加工発熱が蓄積し、最終的な材料温度は800℃以上にまであがった。最終出温度でZ値を再計算してみると、Z=10.1であった。平均温度の場合は11.9である。 得られた組織写真を図7に示す。フェライト+セメンタイト組織となっているものの、平均フェライト粒径は4ミクロンであった。平均温度から予想されるよりも、大きなフェライト粒径となっていた。
【0063】
【表6】
【0064】
【表7】
【0065】
【発明の効果】
以上詳しく説明したとおり、この出願の発明によって、Zパラメータによる制御を行う新しい方法を連続圧延プロセスに適用することができ、パス間時間やひずみ速度の制限もなく、3ミクロンから1ミクロン以下の超微細結晶鋼を安定的に製造できる方法として、加工発熱を考慮した、新しい制御圧延方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図1】式(1)についての、パラメータZとフェライト平均粒径との関係を示した図である。
【図2】各パスの溝ロールの孔型形状を例示した正面図とその寸法である。
【図3】実施例1における組織のSEM像である。
【図4】実施例2における組織のSEM像である。
【図5】実施例3における組織のSEM像である。
【図6】実施例4における組織のSEM像である。
【図7】比較例における組織のSEM像である。
Claims (13)
- 平均フェライト粒径が3μm以下の微細フェライト粒組織を主体とする鋼を製造するための圧延方法であって、次式(1)
t:圧延開始から終了までの時間(s)
T:圧延温度(℃,多パス圧延の場合は各パスの圧延温度を平均したもの)
Q:圧延直前の組織がフェライト,ベイナイト,マルテンサイト,パーライトを母相とする場合は254000。オーステナイトを母相とする場合は300000を用いる。
表される圧延条件パラメータZが11以上(圧延直前の組織がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなどFeの結晶構造がbccである場合)あるいは20以上(圧延直前の組織がオーステナイトでFeの結晶構造がfccである場合)に従う範囲で、圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う1パス以上の圧延において、各圧延時の圧延開始時の材料温度が、最高温度で800℃より高くならず、圧延中および最終パス直後(1秒以内)の素材温度が350℃以下にならないように圧延を行うとともに、各圧延時の圧延直後(1秒以内)の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも100℃より高くならず、圧延直後(1秒以内)の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延を行うことを特徴とする温間制御圧延方法。 - 各圧延時の圧延直後の温度Tx−outが圧延入温度Tx−inよりも50℃より高くならないように圧延することを特徴とする請求項1の温間制御圧延方法。
- 圧延温度範囲が350℃−800℃の温度域で、圧延を行う連続する2パス以上の圧延において、圧延開始時の材料温度に対し、2パス直後の素材温度が100℃より高くならず、100℃より低くならないように圧延を行うことを特徴とする請求項1の温間制御圧延方法。
- 圧延開始時の材料温度に対し、2パス直後の素材温度が50℃より高くならないように圧延を行うことを特徴とする請求項3の温間制御圧延方法。
- 圧延温度範囲が400℃−500℃の温度域で圧延を行うことを特徴とする請求項1ないし4のいずれかの温間制御圧延方法。
- Zが12以上であって、平均フェライト粒径1μm以下の組織を主体とする鋼を製造することを特徴とする請求項1ないし5のいずれかの温間制御圧延方法。
- 連続して行う多パス圧延において、Xパス目直後の圧延温度Tx−outが圧延設定温度Tsよりも高くなった場合、X+1パス目の圧延入り温度Tx+1−inがTs+20≧Tx+1−inになるまで待ってから圧延を行うことを特徴とする請求項1ないし6のいずれかの温間制御圧延方法。
- 多パス圧延のXパス目の加工発熱TxHをあらかじめ測定し、圧延設定温度をTXSとしたとき、圧延入り温度Tx−inをTxs≧Tx−in≧Txs−Tx−Hとすることを特徴とする請求項1ないし7のいずれかの温間制御圧延方法。
- 連続圧延における全減面率が50%以上であることを特徴とする請求項1ないし8のいずれかの温間制御圧延方法。
- 塑性ひずみ、または減面率を真ひずみに換算したひずみが1.5以上であることを特徴とする請求項1ないし9のいずれかの温間制御圧延方法。
- 多方向加工によってひずみを導入することを特徴とする請求項1ないし10のいずれかの温間制御圧延方法。
- 圧延速度と各パス圧下率を設定することにより、圧延前後の温度範囲を制御することを特徴とする請求項1ないし11のいずれかの温間制御圧延方法。
- 連続圧延において、素材の温度低下を補うために、圧延の途中で再加熱工程を設け、また、素材の温度上昇を押さえるために、圧延の途中に冷却工程を設けることを特徴とする請求項1ないし12のいずれかの温間制御圧延方法。
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---|---|---|---|---|
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KR101129175B1 (ko) * | 2004-12-24 | 2012-03-26 | 주식회사 포스코 | 304에이치 스테인레스강 선재의 혼립조직 억제를 위한선재 마무리 압연방법 |
JP2012177170A (ja) * | 2011-02-28 | 2012-09-13 | National Institute For Materials Science | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材及びその製造方法 |
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JP3383148B2 (ja) * | 1996-04-10 | 2003-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
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JP4006112B2 (ja) * | 1998-09-28 | 2007-11-14 | 新日本製鐵株式会社 | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
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JP3904351B2 (ja) * | 1999-02-26 | 2007-04-11 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
JP2000309823A (ja) * | 1999-04-23 | 2000-11-07 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の均一な熱延珪素鋼板の製造方法 |
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JP2002137002A (ja) * | 2000-10-30 | 2002-05-14 | Daido Steel Co Ltd | 熱間圧延におけるガイドレス圧延法 |
JP2002192201A (ja) * | 2000-12-26 | 2002-07-10 | National Institute For Materials Science | 鍛造・圧延ラインにより大ひずみを導入する金属加工方法 |
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Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101129175B1 (ko) * | 2004-12-24 | 2012-03-26 | 주식회사 포스코 | 304에이치 스테인레스강 선재의 혼립조직 억제를 위한선재 마무리 압연방법 |
CN100430182C (zh) * | 2005-11-18 | 2008-11-05 | 东北大学 | 一种纳米晶粒低碳微合金钢的制备方法 |
JP2012177170A (ja) * | 2011-02-28 | 2012-09-13 | National Institute For Materials Science | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材及びその製造方法 |
JP2012180542A (ja) * | 2011-02-28 | 2012-09-20 | National Institute For Materials Science | 非磁性高強度成形品とその製造方法 |
JP2015212418A (ja) * | 2015-05-14 | 2015-11-26 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材 |
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