JPH04143219A - 超微細組織を有する棒鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、均一で超微細な組織を有する棒鋼を工業的
規模で安定して製造する方法に関する。

〈従来技術とその課題〉 従来から、鋼材の緒特性（例えば低温靭性、延性、陣伏
強度、耐食性、超塑性等）はその組織が微細になるほど
向上することが広く知られており、そのため、例えば成
分組成調整によって微細組織を実現する研究が長年行わ
れてきた。また、最近では、熱間圧延時の圧延条件を規
制した所謂“制御圧延技術”が著しく発展し、該技術に
関する多くの提案がなされており、更には、制御圧延後
の冷却速度をも調整してオーステナイトがら変態生成す
るフェライト結晶粒の核生成数を増大させ、その作用を
も利用して一層の結晶粒微細化を図ろうとした所謂“加
速冷却技術”も開発されるに至っている。

しかしながら、“制御圧延”に“加速冷却”を組み合わ
せた技術をもってしても“冷却によって変態する前のオ
ーステナイトの最終粒径“には自ずと限界があり、この
限界を打破した均一超微細オーステナイト組織を得るこ
とは不可能であった。

しかも、この組織を基にして形成される“冷却後の組織
”の微細化度にも限界が生じるのを如何ともし難かった
。なぜなら、元のオーステナイト粒自体を微細化しない
限りは、それを冷却した際に生成されるマルテンサイト
粒を狙い通りに微細化することは極めて困難だったから
である。しかも、加速冷却による微細化効果を高めよう
として冷却を強化すると、意に反した“フェライトとマ
ルテンサイトから成る半焼入Ｍｉｍ”しか得られないと
言う致命的な問題を招くのみであった。

勿論、制御圧延や加速冷却の他にも結晶粒微細化に関す
る種々の提案がなされてはいるが、何れも“冷却により
変態する前のオーステナイト粒”の微細化に限界がある
ことから、最終製品の微細化、均一化に係わる従来の限
界を打破する技術とはなり得なかった。つまり、これら
従来技術に見られる問題は［熱間加工によって作り出さ
れるオーテナイト粒は、成る程度まで微細になると実際
上もはやそれ以上にまで微細化することができなくなる
」と言う従来の制御圧延技術の限界に由来するものであ
り、十分に微細化されていないオーテナイト組織から加
速冷却によって無理に微細なフェライト組織を生成させ
ようとしても、到底、満足し得る均一な超微細組織は得
られない訳である。

従って、格別な手段により熱間圧延時におけるオーステ
ナイト組織そのものをより一段と超微細な組織にしない
と、最終製品段階での組織の超微細化や均一化に係わる
前記限界を抜本的に拭い去ることはできないものと考え
られた。

このようなことから、本発明が主目的としたのは、棒鋼
製造工程の熱間圧延段階で従来技術では不可能であった
均一超微細なオーステナイト組織（平均オーステナイト
結晶粒径：１５ｐ以下）を実現し得る手段を見出し、こ
れを基にして“超微細組織（平均フェライト粒径：　１
０１ｍ以下）を有する中実又は中空棒鋼”の工業的量産
手段を確立することであった。

〈課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべく様々な観点に立っ
て鋭意研究を重ね本発明を完成するに至ったが、ここで
本発明の契機となった２つの基礎実験結果について紹介
する。

研究用の３０一ル方式傾斜圧延機を使用して行われたこ
れらの実験は、熱間圧延時におけるオーステナイト組織
そのものを画期的に微細化する手段となって結実したが
、その内容は次のようなものであった。

実験１ 直径７０φの中実丸鋼片を供試材とし、加熱温度と延伸
比（傾斜圧延後の被圧延材長さと圧延前の中実丸鋼片長
さとの比）を変えて傾斜圧延実験を行い、傾斜圧延機に
入る寸前の入側温度、傾斜圧延直後の出側温度を計測し
、傾斜圧延で発熱する加工熱を実測した。ここで、加熱
温度は所定の入側温度が得られるように調節した。

なお、供試材の材質はＳＣＭ４３０相当材（Ｆｅ０．２
９χＣ−０，２２ＺＳｉ−０，６４χＭｎ−１．０８χ
Ｃｒ−０，２４χＭｏ）であり（以降、成分割合を表わ
す％は重量％とする）、そのＡｅ、点は７２５℃、Ａｃ
１点は７３０°Ｃ，Ａｃ３点は７９０℃、　Ａｃ＝点は
７９５℃であった。

さて、傾斜圧延実験にはコーン型主ロールを使用したが
、その主ロールの交叉角は９°、傾斜角は１２°であり
、入側温度は６つの水準（１２００℃１１００℃、　１
０００℃、９００℃、　８００℃及び７００℃）で、そ
して延伸比も６つの水準（１，５，２，３，４，５及び
６）で変化させて実施した。ここで、コーン型主ロール
を採用し、交叉角を与えたのは、低温圧延時の変形能の
劣化により内部欠陥が発生するのを防ぐためである。

この実験によって得られた「入側温度と出側温度との関
係」を示したのが第１図であり、「入側温度と加工熱と
の関係」を示したのが第２図である（何れも延伸比をパ
ラメータにとって整理されている）。

この実験から以下の知見が得られた。即ち、（ａ）　　
入側温度が低下するほど加工熱の発生は顕著となり、そ
の傾向は延伸比が大きいほどより顕著に現われる。例え
ば、入側温度：６５０℃、延伸比：２の場合での加工熱
によって起きる昇温はは＼１５０℃であり、延伸比が４
の場合のそれは２７５℃に達する。また、入側温度ニア
５０℃。

延伸比：２の場合における加工熱による昇温はは＼１１
０℃で、穿孔比が４の場合でのそれはは一゛２１０℃で
ある。

（ｂ）　　注目すべきは入側温度（素材加熱温度）であ
り、加熱温度と延伸比の選定如何によってはＡｃ＋点未
満の温度域からＡｃ１点以上の温度域へ、Ａｃ＋点以上
でかつＡｃ、点未満の温度域からＡｃ３点以上の温度域
へ、更にはＡｃ、点未満の温度域から一挙にＡｃ３点以
上の温度域への逆変態が実現可能である点である。例え
ば、入側温度を７００℃にできれば、延伸比１．５でＡ
ｃ、点未満の温度域からＡ自点以上の温度域へ、延伸比
２でＡｃ、点未満の温度域からＡｃ３点以上への逆変態
は十分に可能であり、また、入側温度を７７０℃にでき
るならば、延伸比１．５でＡｃ１点以上でかつＡｃ３点
未満の温度域からＡｃ３点以上の温度域への逆変態も十
分に可能となる。

凛」（ん 直径７０φのＳＣＭ４３０相当中実丸鋼を供試材にする
と共に、延伸比を２．５に固定し、入側温度を１２００
℃から５０℃毎に６００℃まで変化させ、傾斜圧延直後
のオーステナイト結晶粒度と冷却後のフェライト結晶粒
度を観察調査した。なお、その他の実験条件は“実験１
”の場合に準じている。

この実験によって得られた［傾斜圧延直後のオーステナ
イト結晶粒度と冷却後のフェライト結晶粒度に及ぼす入
側温度の影響」を第３図に整理して示した。

この実験から以下の知見が得られた。即ち、（ａ）　　
傾斜圧延直後のオーステナイト結晶粒度及び冷却後のフ
ェライト結晶粒度に及ぼす傾斜圧延義人側温度の影響は
明瞭であり、入側温度が低いほど結晶粒径は顕著に小さ
くなる。

（ｂｌ　　特に、Ａｃ、点未満の温度域からＡｃ：１点
以上の温度域へ一挙に逆変態させた場合のオーステナイ
ト結晶粒径は粒度番号で１６近くなるまで微細化され、
冷却後のフェライト粒度は１６以上を示している。また
、Ａｃ１点以上でかつＡｃ３点未満の温度域からＡｃ＝
点以上の温度域への逆変態によっても粒度番号で１２近
傍のフェライト粒度が得られており、これらの逆変態加
工熱処理によって冷却後のフェライト粒径を５ｐ以下と
することは十分に可能である。

なお、この実験では延伸比を２．５に統一して行ってい
るため、結果的に全ての温度域の延伸圧延でＡｃ３点以
上の温度域まで昇温してしまっているが、延伸比が低い
場合のＡｃ＋点以下の温度域からＡｃ１点以上の温度域
への逆変態によっても冷却後のフェライト粒径をＬｏｗ
とすることは十分可能なように思われる。

さて、上記２つの基礎実験を契機として、本発明者等は
逆変態加工熱処理の本格的研究を積み重ね、次の（＾）
〜（Ｄ）に示す結論を得るに至ったのである。

（Ａ）鋼種によってＡｃ、変態点、Ａｃ＝変態点は異な
るものの、加熱温度と延伸比を適切に選べばＡｃ。

点未満の温度域からＡｃ１点以上の温度域へ、或いはＡ
ｃ１点以上でかつＡｃ８点未満の温度域からＡｃ３点以
上の温度域へ、更にはＡｃ＋点未満の温度域から一挙に
Ａｃ＝点以上の温度域への逆変態は可能であり、この逆
変態加工熱処理によって従来の制御圧延等では到底得る
ことのできなかったような超微細オーステナイト組織が
実現できる。

（Ｂ）　　なお、上述のようにフェライト組織に塑性加
工を加えながら加工熱で昇温し、変態点を超えさせてオ
ーステナイト組織へ逆変態させる場合、該逆変態を十分
に完了させるには、加工熱による温度上昇の過程が終わ
った後、完全な平衡状態におけるＡ１変態点（即ちＡｅ
、点）或いはＡ３変態点（即ちＡｃ３点）以上に一定時
間保持することが好ましい。

（Ｃ）　　このようにして得られた超微細オーステナイ
ト組織は、各種の冷却手段（例えば放冷、徐冷。

保熱後冷却、加速冷却、焼入れ、或いは加工を加えなが
らの冷却等）の何れによって冷却しても従来技術では到
底得られなかった“均一で極めて微細な変態組織”とな
る。

（Ｄ）シかも、上述のような逆変態加工熱処理の手段に
よれば、材料は「フェライト−オーステナイト−フェラ
イト」の相変態を潜るので、塑性加工中に析出した炭化
物や窒化物の利用をもくろめば、脆化を伴わずに鋼を強
化することも可能である。

本発明は、上記知見事項等に基づいて完成されたもので
あり、 ［傾斜圧延機により、延伸比を１．５以上として“少な
くとも一部がフェライトから成る組織を有した中実又は
中空の丸鋼片”を低温で塑性加工しつつ、その際発生す
る加工熱によりＡ　ｃ　ｒ点未満の温度域からＡｃ＋点
以上の温度域へ、或いはＡｃ１点以上でかつＡｃ、点未
満の温度域からＡｃ３点以上の温度域へ、より望ましく
はＡｃ＋点未満の温度域から一挙にＡｃ３点以上の温度
域まで昇温し、更に要すれば、この昇温に続いてＡｅ１
点以上、望ましくはＡ　ｅ　３点以上の温度域に保持す
ることで前記フェライトから成る組織の一部又は全部を
オーステナイトに逆変態させ、これによって均一超微細
なオーステナイト組織を実現すると共に、その後の冷却
により超微細組織（フェライト粒径が１０乃至は５４以
下）を有し、優れた強度、靭性、延性、耐食性等を備え
た熱間圧延棒鋼を安定して製造できるようにした点」 に特徴を有するものである。

なお、ここで言う“フェライト組織”とは、オーテナイ
ト相に対比するフェライト相から成る組織を意味してお
り、等方的なフェライト組織ばかりでなく、針状フェラ
イト組織、パーライト組織、ベイナイト組織、マルテン
サイト組織、焼戻しマルテンサイト組織等、フェライト
相を構成要素とする何れの形態のフェライト組織をも含
むものである。

また、本発明が対象とする鋼片素材は、少なくとも一部
がフェライトから成る組織（即ち、フェライト単独組織
又はフェライトを含む混合組織）の綱であればその他の
構成成分や組成を問うものではなく、炭素鋼であっても
合金鋼であっても一部に差し支えがない。即ち、本発明
によれば、商用の低炭素鋼から純鉄に至るまで超微細組
織が得られる上、炭素鋼ばかりでなく　各種の合金鋼、
ステンレス鋼等においても合金成分に格別に影響される
ことなく組織を著しく微細化できることから、対象とす
る素材鋼のＣ含有量並びにＣ以外の成分の組成範囲を特
に制限する必要がない訳である。

ただ、Ｃ含有量が余り多くなると巨大な共晶セメンタイ
トやグラファイトが現れて組織の均一化微細化が困難に
なる傾向があることから、好ましくはＣ含有量：１．５
％以下の素材を適用するのが良い。

以下、本発明をその作用と共により詳細に説明する。

く作用〉 本発明において、「適用する丸鋼片素材の組織が“フェ
ライト単独組織”又は“フェライトを含む混合組織”で
ある」ことを前提としたのは、前述した如く、本発明が
「塑性加工を加えながらフェライト相からオーステナイ
ト相へ逆変態を起こさせる」ことを重要な要件としてい
るからであり、これによって従来技術では例を見ない微
細オーステナイト粒が生成し、その後の冷却により該微
細オーステナイト粒から均一で超微細な変態組織が発達
するようになるからである。

そして、この時の塑性加工によって加えられる歪量は次
の３つの作用を生起させるに十分な量であることが重要
である。

第１は、加工が加えられて加工硬化したフェライトから
非常に微細なオーステナイトの結晶粒が加工により誘起
されて生成する作用である。

第２は、フェライトがオーステナイトに逆変態する変態
点まで被加工材の温度を上昇させるための加工発熱の作
用である。

第３は、生成した微細なオーステナイトの結晶粒を加工
硬化せしめて、その後のフェライト生成に際して更に微
細なフェライト粒を加工誘起変態生成させる作用である
。

しかるに、棒鋼の製造プロセスでは、塑性加工の歪量が
３３％未満の場合、即ち延伸比が１．５未満の場合には
加工歪が小さくて加工熱の発生が不足気味であり、被加
工材の温度をフェライトからオーステナイトへ逆変態す
る温度に到達させることが困難となる。また、例えフェ
ライトからオーステナイトへ逆変態させ得たとしても、
微細なオーステナイト粒の加工による誘起生成が不十分
となり、生成するオーステナイト粒径を目標とする１５
趨以下とすることが難しくなる。つまり、フェライトか
らオーステナイトへ逆変態させる時の塑性加工の歪量を
延伸比で１．５以上とすることによって初めて、平均粒
径１５ｐ以下の均一な微細オーステナイト組織が比較的
容易に実現できる。

しかしながら、あらゆる鋼種を勘案し現場的に安定して
均一な微細オーステナイト組織を実現するためには、フ
ェライト相からオーステナイト相に逆変態させる際に加
える塑性加工の歪量は延伸比で２以上とすることが望ま
しい。

次に、被加工材の昇温温度についてであるが、該昇’Ｉ
ＬＬ度が“フェライトがオーステナイトに逆変態する温
度域（即ちＡｃ＋点以上の温度域）”であったとしても
その温度がＡｃ，点未満である場合にはフェライトとオ
ーステナイトの二相混合組織となるが、本発明では温度
を上昇させながら加工を加えるので、昇温温度がＡｃ１
点以上になりさえすればＡｃ３点未満の温度域であった
としても結晶粒は加工と再結晶により十分微細化される
。勿論、本発明の作用効果を十二分に発揮させるために
はＡｃ３点以上の温度域にまで昇温することが望ましい
が、二相ステンレス鋼等、製品によってはフェライトと
オーステナイトの二相組織にする必要のあるものもあり
、このような製品に対しては昇温温度はＡｃ、点未満の
温度域で止めておく必要があることは言うまでもない。

そして、前述したように、フェライト相からオーステナ
イト相へ逆変態させる際に塑性加工を加えながら加工熱
で昇温させるのは ａ）フェライト域での加工によるフェライト粒の微細化
。

ｂ）加工硬化したフェライト粒からの微細オーステナイ
ト粒の加工誘起生成。

Ｃ）オーステナイト粒の加工による微細化と、更には加
工硬化したオーステナイト粒からの微細フェライト粒の
歪誘起変態の促進 を図るためであり、これらの諸作用と効果が「加工しな
がら加工熱で昇温させる」と言う独自の逆変態加工熱処
理技術に凝縮されてて現われている訳である。

ところで、炭化物を形成する鋼種では、加工しながら加
工熱で昇温させる過程で鋼片中の炭化物は機械的に破砕
され微細分散するが、この炭化物がフェライトからオー
ステナイトへの逆変態の核となって超微細な逆変態オー
ステナイト組織化が促進されるので、この現象を積極的
に利用することもできる。

更に、本発明では、場合によっては加工しながらＡｃ１
点以上或いはＡｃ＝点以上の温度域に昇温してからＡｅ
１点以上或いはＡｅ３点以上の温度域に保持することが
推奨されるが、これは均一にして微細なオーステナイト
組織を確実に実現するために極めて有効な平文てとなる
。

即ち、棒鋼の製造プロセスでは加工速度が速くて急速昇
温になりがちであることから、現実には先に説明した逆
変態現象の通りにオーステナイトへの逆変態が進行する
時間的余裕が乏しいことが懸念される。これでは本発明
が狙いとする前述の作用効果が得られず、本発明の目的
を十二分に果たし得ない。従って、この場合には、所要
の条件で圧延を終了した後に誘導加熱装置等により被圧
延材をＡｅ１点以上或いはＡｅ３点以上の温度域に保持
すると、加工歪を内蔵したフェライト粒がオーステナイ
トへ逆変態するための時間的余裕ができ、所期の目的が
確実に達せられることとなる。なお、この時の保持時間
は圧延条件や鋼種によって著しく相違しており、高純度
鉄の場合にはは＼゛瞬時も言える秒単位で十分であるが
、高合金になると約１０分程度を要するものもある。

〈実施例〉 続いて、本発明の効果を実施例により更に具体的に説明
するが、その前に実施例において使用した３０一ル方式
の傾斜圧延機について説明する。

第４図は、３個のコーン型ロール（１）、　（２）　、
　（３）を備えた傾斜圧延機にて被圧延材（４）の圧延
を実施している状態を被圧延材（４）の入側から見た正
面図、また第５図は第４図のＩ−１線による断面図、そ
して第６図はロールの傾斜角βを示した側面図である。

この傾斜圧延機において、３個のコーン型ロール（１）
　、　（２）　、　（３）は被圧延材（４）の出側端部
にゴージ部（ｌａ）　、　（２ａ）　、　（３ａ）を備
えており、該ゴージ部を境にして被圧延材（４）の入側
は軸端に向けて漸次直径を縮小され、また出側は拡大さ
れて、それぞれ円錐台形をなす入口面（ｌｂ）　、　（
２ｂ）　、　（３ｂ）及び出口面（ｌｃ）　、　（２ｃ
）　、　（３ｃ）が形成されている。

そして、上記コーン型ロール（１）　、　（２）　、　
（３）は、何れもその入口面（ｌｂ）　、　（２ｂ）　
、　（３ｂ）を被圧延材（４）の移動方向上流側に対向
させた状態とされ、またその軸芯線Ｙ−Ｙとゴージ部（
ｌａ）　、　（２ａ）　、　（３ａ）を含む平面との交
点Ｏ（以降、“ロール設定中心”と称す）が、“被圧延
材（４）のパスラインＸ−Ｘと直交する同一平面上にお
ける該バスラインＸ−Ｘ周りにはソ゛等間隔の位１″と
なるように配置されている。

そして、第５図に示した如く、各ロール（１）　、　（
２）　。

（３）は、その前方側の軸端が被圧延材（４）のパスラ
インＸ−Ｘに向けて接近するように交叉角Ｔだけパスラ
インＸ−Ｘと交叉（傾斜）せしめられ、かつ第４図及び
第６図に示す如く、前方側の軸端が被圧延材４の周方向
の同じ側に向けて傾斜角βだけ傾斜せしめられている。

なお、ロール（１）　、　（２）　、　（３）は図示し
ない駆動源に連繋されており、第４図に矢印で示した如
く、それぞれが同じ方向に駆動・回転せしめられる。

このため、被圧延材（４）は軸方向に移動せしめられて
螺旋運動しながら高圧下を受け、外径を絞られることに
なる。

なお、以下に示す実施例は、継目無管の製管工場（回転
炉床式加熱炉−穿孔圧延機−３０−ルロタリエコライザ
ーマンドレルミルー再加熱炉−ストレッチレデューサと
言う設備配置の工場）の３０−ルロータリエコライザ（
傾斜圧延機）を使用して実施したものである。

実隻拠−１ ＳＣＭ４３０相当材（Ｆｅ−０，２９χＣ−０，２２χ
５ｉ−０，６４χＭｎ−１．０８χＣｒ−０，２４χＭ
ｏで、Ａｅ、変態点ニア２５℃。

Ａｃ、変態点ニア３０℃、Ａｅ＝変態点ニア９０℃。

Ａｃ、変態点＝７９５℃）の丸鋼片（１８７φ）を供試
材とし、回転炉床式加熱炉でこれを７００℃に加熱して
、前述した３０一ル方式の傾斜圧延機にて入側温度：６
７５℃、ロール交叉角：５６．傾斜角：１２°の条件で
１５０φに延伸圧延し、引き続いて８７０℃の再加熱炉
に挿入して１５分間保熱した後、これをストレッチレデ
ューサ（延伸比：　２．８５）により８８．９φに絞り
圧延して冷却床上に放冷した。この絞り圧延の温度は、
はＸ通常圧延に近い条件であることは言うまでもない。

なお、上記傾斜圧延を施した直後の出側温度は８６０℃
であり、延伸比は１．５５であった。従って、被圧延材
は、傾斜圧延での加工熱によりＡｃ、点未満の温度域か
らＡｃ、点を飛び越えて一挙にＡｃ＝点以上の温度域ま
で確実に昇温しでおり、フェライト相からオーステナイ
ト相への逆変態は十分に起きたことになる。

このようにして製造された棒鋼の冷却後のフェライト粒
をミクロ観察したところ、狙い通りにフェライト粒径３
趨５粒度番号１４の極めて均一な超微細粒フェライト組
織が実現されていた。

人血班−１ ３５０Ｃ相当材（Ｆｅ−０，５χＣ−０，２５χＳ　ｉ
　−０，７５２Ｍｎで、Ａｅ＋変態点＝７２０℃、　Ａ
ｃ、変態点＝７３０℃。

Ａｅ、変態点ニア６５℃、　Ａｃ＝変態点＝７７５℃）
の１８７φ丸鋼片を供試材にすると共に、回転炉床式加
熱炉でこれを７６０℃に加熱し、３０一ル傾斜圧延機に
よって入側温度＝７４０℃、ロール交叉角：５°、傾斜
角：１２°の条件で１５０中に延伸圧延してから、８７
０℃の温度に保持された再加熱炉に装入して１５分間保
熱した後、ストレッチレデューサで８８．９中に絞り圧
延し、冷却床上に放冷した。

なお、傾斜圧延直後の出側温度は８６０℃であることが
確認され、従って被圧延材はＡｃ１点以上Ａｃ３点以上
の温度域からＡｃ３点以上の温度域まで確実に昇温しで
おり、フェライト十オーステナイト二相域からオーステ
ナイト相への逆変態が十分に起こったことになる。

このようにして製造された棒鋼の冷却後のフェライト粒
をミクロ観察したところ、粒径が４．５ｍ。

粒度番号が１３の超微細粒フェライト組織が実現されて
いた。

実施五−主 ３１５Ｃ相当材（Ｆｅ−０，１５χＣ−０，２５χ５ｉ
−０，４５χＭｎで、Ａｅ、変態点ニア２０℃、　Ａｃ
＋変態点ニア３０’Ｃ，Ａｅ、変態点二り６０℃、Ａｃ
３変態点二８８０℃）から成る１８７φ×５０ｔの中空
丸鋼片を供試材とし、回転炉床式加熱炉でこれを７００
℃に加熱してから、３０一ル傾斜圧延機によって入側温
度；６８０℃、ロール交叉角＝５°、傾斜角：１２°の
条件で外径を絞って１５０φ×４５ｔとし、続いて８７
０℃の温度に保持された再加熱炉に装入して１５分間保
熱した後、ストレッチレデューサで外径を絞って１１４
．３φ×４５ｔに仕上げ、冷却床上に放冷した。

なお、５１５Ｃ材はＣ含有量が少なくて変形抵抗も小さ
いので、傾斜圧延時の加工熱の発生は３０Ｍ４３０材或
いは３５０Ｃ材はど高くはなく、傾斜圧延直後の出側温
度８４０℃程度であった。

従って、この場合はＡｃｔ点未満の温度域からＡｃ点以
上の温度域に昇温しではいたが、Ａｃ、点までは到達し
ていないことになる。

このようなこともあって、得られた中空棒鋼の冷却後に
おけるフェライト粒は実施例１或いは実施例２の場合は
ど細粒化されていないが、それでも粒径６鴻７粒度番号
で１２近傍と言う、従来の制御圧延技術では未経験のレ
ベルの超微細フェライト組織が得られていた。

く効果の総括〉 以上に説明した如（、この発明によれば、従来技術では
実現不可能であった均一超微細な組織を有する熱間圧延
棒鋼を工業的規模で量産することが可能となり、優れた
強度、靭性、延性、耐食性等を備えた熱間圧延棒鋼の安
定供給が実現できるなど、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、傾斜圧延機における被圧延材の入側温度と出
側温度の関係を示したグラフである。 第２図は、傾斜圧延機における被圧延材の入側温度と発
生する加工熱との関係を示したグラフである。 第３図は、傾斜圧延機における被圧延材の入側温度と傾
斜圧延直後におけるオーステナイト結晶粒度及び冷却後
のフェライト粒度との関係を示したグラフである。 第４図、第５図及び第６図は３０一ル方式傾斜圧延機の
説明であり、第４図はその要部正面図を、第５図は第４
図におけるＩ−Ｉ線断面図を、そして第６図は要部側面
図をそれぞれ示している。 図面において、 １、２．３・・・コーン型のロール。 ｌａ、　２ａ、　３ａ・・・ゴージ部。 ｌｂ、　２ｂ、　３ｂ・・・入口面。 ｌｃ、　２ｃ、　３ｃ・・・出口面。 ４・・・被圧延材。 Ｏ・・・ロール設定中心。 Ｘ−Ｘ・・・被圧延材のパスライン。 Ｙ−Ｙ・・・ロールの軸芯線。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）傾斜圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る組織を有した中実
   又は中空の丸鋼片”をＡｃ＿１点未満の温度域から加工
   熱を利用しつつＡｃ＿３点以上の温度域まで昇温させな
   がら延伸圧延し、フェライトから成る組織の全部を一旦
   オーステナイトに逆変態させた後冷却する工程を含むこ
   とを特徴とする、超微細組織を有する中実又は中空棒鋼
   の製造法。
2. （２）傾斜圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る組織を有した中実
   又は中空の丸鋼片”をＡｃ＿１点以上でかつＡｃ＿３点
   未満の温度域から加工熱を利用しつつＡｃ＿３点以上の
   温度域まで昇温させながら延伸圧延し、フェライトから
   成る組織の全部を一旦オーステナイトに逆変態させた後
   冷却する工程を含むことを特徴とする、超微細組織を有
   する中実又は中空棒鋼の製造法。
3. （３）Ａｃ＿３点以上の温度域まで昇温させながら延伸
   圧延した延伸材を、続いて加熱装置でＡｅ＿３点以上の
   温度域に保持してオーステナイトへの逆変態を促進させ
   る、請求項１又は２に記載の超微細組織を有する中実又
   は中空棒鋼の製造法。
4. （４）傾斜圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る組織を有した中実
   又は中空の丸鋼片”をＡｃ＿１点未満の温度域から加工
   熱を利用しつつＡｃ＿１点以上でかつＡｃ＿３点以下の
   温度域まで昇温させながら延伸圧延し、フェライトから
   成る組織の一部を一旦オーステナイトに逆変態させた後
   冷却する工程を含むことを特徴とする、超微細組織を有
   する中実又は中空棒鋼の製造法。
5. （５）Ａｃ＿１点以上でかつＡｃ＿３点未満の温度域ま
   で昇温させながら延伸圧延した延伸材を、続いて加熱装
   置でＡｅ＿１点以上でかつＡｅ＿３点未満の温度域に保
   持してオーステナイトへの逆変態を促進させる、請求項
   ４に記載の超微細組織を有する中実又は中空棒鋼の製造
   法。