JPS58221258A - 超細粒フエライト鋼とその製造方法 - Google Patents
超細粒フエライト鋼とその製造方法Info
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- JPS58221258A JPS58221258A JP10299182A JP10299182A JPS58221258A JP S58221258 A JPS58221258 A JP S58221258A JP 10299182 A JP10299182 A JP 10299182A JP 10299182 A JP10299182 A JP 10299182A JP S58221258 A JPS58221258 A JP S58221258A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、超細粒フェライト鋼、特に熱間圧延ままで、
しかもＮｂ等の特殊な合金元素を含まない亜共析鋼を主
体とした超細粒フェライト鋼とその製造方法に関するも
のである。
しかもＮｂ等の特殊な合金元素を含まない亜共析鋼を主
体とした超細粒フェライト鋼とその製造方法に関するも
のである。
ここで言う細粒フェライト組織は大部分、通常７０〜８
（１以上が微細フェライト結晶粒より成り、所望の機械
的性質によってはフェライト相以外に他の微細な組織、
例えばパーライト、マルテンサイト、残留オーステナイ
ト等のうち一つまたは二つ以上を有しても良いし、カー
バイドやナイトライド等の析出物を有しても良い。
（１以上が微細フェライト結晶粒より成り、所望の機械
的性質によってはフェライト相以外に他の微細な組織、
例えばパーライト、マルテンサイト、残留オーステナイ
ト等のうち一つまたは二つ以上を有しても良いし、カー
バイドやナイトライド等の析出物を有しても良い。
本発明で細粒フェライトと呼ぶ組織は、粒の形の著しい
伸長を伴わず、はぼ等方向であり、また原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を指し、
亜結晶粒界（小傾角粒界）は粒界として見なしていない
。ただし、このような粒の内部に多少の転位密度の増力
口と亜粒界の形成はあり得る。
伸長を伴わず、はぼ等方向であり、また原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を指し、
亜結晶粒界（小傾角粒界）は粒界として見なしていない
。ただし、このような粒の内部に多少の転位密度の増力
口と亜粒界の形成はあり得る。
鋼の種々の強化方法のうちで結晶粒の微細化は強度と共
に靭性をも高くする唯一の方法として知られており、特
に熱延ま壕で使用される鉄鋼材料の材質向上を計る際に
は殆んどの場合に先ず考慮されねばならない重要な技術
である。従来の細粒化技術で工業的に達成されているの
は小さくて４〜６μ程度である。これは通常制御圧延法
と呼ばれる方法で行われており、Ｎｂ等の合金元素を含
む鋼を比較的低温域で強い圧延を行う技術である。
に靭性をも高くする唯一の方法として知られており、特
に熱延ま壕で使用される鉄鋼材料の材質向上を計る際に
は殆んどの場合に先ず考慮されねばならない重要な技術
である。従来の細粒化技術で工業的に達成されているの
は小さくて４〜６μ程度である。これは通常制御圧延法
と呼ばれる方法で行われており、Ｎｂ等の合金元素を含
む鋼を比較的低温域で強い圧延を行う技術である。
この場合Ｎｂが圧延ままで固溶している必要があるので
、圧延前に例えば１２００℃以上という高温で加熱を行
なってＮｂを固溶させ、しかるのちに仕上圧延は８００
℃以下という低温域で行うので、鋼板の温度低下を待つ
ため生産効率が著しく低下し、塘た圧延時の変形抵抗が
著しく高くなるため、圧延機に対する負荷が大であるな
ど工業的に欠点がある。この他に低温域で加熱し七圧延
を行う方法、あるいは圧延後強制冷却を行う方法など種
々提案されているが、いずれも上記粒径範囲内に留って
おり、本発明で云う超微細粒（３〜４μ以下）を工業的
に得るには至ってい々い。
、圧延前に例えば１２００℃以上という高温で加熱を行
なってＮｂを固溶させ、しかるのちに仕上圧延は８００
℃以下という低温域で行うので、鋼板の温度低下を待つ
ため生産効率が著しく低下し、塘た圧延時の変形抵抗が
著しく高くなるため、圧延機に対する負荷が大であるな
ど工業的に欠点がある。この他に低温域で加熱し七圧延
を行う方法、あるいは圧延後強制冷却を行う方法など種
々提案されているが、いずれも上記粒径範囲内に留って
おり、本発明で云う超微細粒（３〜４μ以下）を工業的
に得るには至ってい々い。
一方、超微細粒組織を実験的に得る方法が最近検討され
ている。例えば、Ｎｌ鋼などで、変態点前後で数回繰り
返し焼鈍を行う方法などである。しかしこのような熱処
理は、経済性から見て工業的に実施することは困難であ
ることは明らかである。
ている。例えば、Ｎｌ鋼などで、変態点前後で数回繰り
返し焼鈍を行う方法などである。しかしこのような熱処
理は、経済性から見て工業的に実施することは困難であ
ることは明らかである。
本発明は実際に工業的に得られるこのような画期的な超
細粒鋼に関するものであり、とくに特殊な合金元素を用
いずＣを主成分とする亜共折鋼で、しかも熱間加工１ま
で得られる鋼に関するもので、とくにＰ、Ｓ、Ｎ等の不
純物を低減することによる容易に製造できるという画期
的な技術に関するものである。
細粒鋼に関するものであり、とくに特殊な合金元素を用
いずＣを主成分とする亜共折鋼で、しかも熱間加工１ま
で得られる鋼に関するもので、とくにＰ、Ｓ、Ｎ等の不
純物を低減することによる容易に製造できるという画期
的な技術に関するものである。
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりで
ある。
ある。
（１） ｃ ０．３％以下、Ｃ以外の合金元素の合計
量が３チ以下であって、Ｎｂ ＋ Ｔａ ＋ Ｍｏ ＊
Ｗを実質的に含有せず、しかもＰｏ、０１５％Ｌｌ下
、Ｓｏ、０１０ｔｌＩ以下、Ｎ Ｏ，００２５チ以下
である熱間圧延鋼材で、平均粒径４μ以下の大傾角粒界
に囲−まれだ等軸フェライト結晶粒を７０係以上含有す
る金属組織からなることを特徴とする超細粒フェライト
鋼。
量が３チ以下であって、Ｎｂ ＋ Ｔａ ＋ Ｍｏ ＊
Ｗを実質的に含有せず、しかもＰｏ、０１５％Ｌｌ下
、Ｓｏ、０１０ｔｌＩ以下、Ｎ Ｏ，００２５チ以下
である熱間圧延鋼材で、平均粒径４μ以下の大傾角粒界
に囲−まれだ等軸フェライト結晶粒を７０係以上含有す
る金属組織からなることを特徴とする超細粒フェライト
鋼。
（２）Ｃ０，３チ以下、Ｃ以外の合金元素の合ｔ′ｌｆ
ｉ！：が３チ以下であって、Ｎｂ ＋ Ｔａ ｒ Ｍｏ
、 Ｗを実質的に含有せず、しかもＰｏ、０１５％Ｌ
ｌ下、８０．０１０係以下、Ｎ Ｏ，００２５チ以下
の成分組成の鋼をＡ ｅ ３変態点以上の温度に刀口熱
してから冷却する過程において熱間加工を行い、その終
段において、６００℃〜（Ａｒ５＋１００℃）の温度域
で１秒以内に１回または２回以上の合計減面率が３５係
以上であるような加工を加えることを特徴とする超細粒
フェライト鋼の製造方法。
ｉ！：が３チ以下であって、Ｎｂ ＋ Ｔａ ｒ Ｍｏ
、 Ｗを実質的に含有せず、しかもＰｏ、０１５％Ｌ
ｌ下、８０．０１０係以下、Ｎ Ｏ，００２５チ以下
の成分組成の鋼をＡ ｅ ３変態点以上の温度に刀口熱
してから冷却する過程において熱間加工を行い、その終
段において、６００℃〜（Ａｒ５＋１００℃）の温度域
で１秒以内に１回または２回以上の合計減面率が３５係
以上であるような加工を加えることを特徴とする超細粒
フェライト鋼の製造方法。
以下に本発明の詳細について説明する。
本発明鋼は上述のような超細粒フェライト鋼であるが、
本発明で細粒フェライトと呼ぶ組織は粒の形の著しい伸
長は伴わず、はぼ等方向であり、また、原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を指し、
亜結晶粒界（小傾角粒界）は粒界と見なしていない。
本発明で細粒フェライトと呼ぶ組織は粒の形の著しい伸
長は伴わず、はぼ等方向であり、また、原則としていわ
ゆる大傾角粒界で囲まれた結晶粒からなる組織を指し、
亜結晶粒界（小傾角粒界）は粒界と見なしていない。
本発明で鋼の化学成分を規定した理由は次の通りである
。
。
Ｃ含有量を０．３％以下とした理由は、一般にＣ量が大
きくなるとフェライト１°が減少し、パーライトが主体
の鋼となるが、本発明鋼では同−Ｃ量でも通常の場合よ
りはるかにフェライト量を増すことができるので、Ｃ：
０．３％ｔではフェライト主体の組織を得ることができ
るが、これを超えるとノや−ライト等の量が多くなりフ
ェライト主体の鋼を得ることは雛しくなるからである。
きくなるとフェライト１°が減少し、パーライトが主体
の鋼となるが、本発明鋼では同−Ｃ量でも通常の場合よ
りはるかにフェライト量を増すことができるので、Ｃ：
０．３％ｔではフェライト主体の組織を得ることができ
るが、これを超えるとノや−ライト等の量が多くなりフ
ェライト主体の鋼を得ることは雛しくなるからである。
その他の合金元素の゛合計量を３チ以下としたのは、本
発明鋼は原則として（ＩＩ、外の合金元素の有無に拘ら
ず得られるが、合金元素量が３％を超えると再結晶温度
が高くなってフェライトの動的再結晶が起りにくくなる
ので３チ以下とした。
発明鋼は原則として（ＩＩ、外の合金元素の有無に拘ら
ず得られるが、合金元素量が３％を超えると再結晶温度
が高くなってフェライトの動的再結晶が起りにくくなる
ので３チ以下とした。
Ｎｂ 、Ｔａ 、 Ｍｏ ｔ Ｗを実質的に含有しない
こととした理由は次のとおりである。Ｎｂ、ＴａｔＭｏ
、Ｗはいずれも再結晶を遅らせる元素として知られてい
る。本発明鋼では熱間加工時に変態・再結晶が起って細
粒化するので、Ｎｂ ＋ Ｔａ ＋ Ｍｏ ＋ Ｗ等は
これを阻害する元素であり本発明鋼には含まれてはなら
ない。
こととした理由は次のとおりである。Ｎｂ、ＴａｔＭｏ
、Ｗはいずれも再結晶を遅らせる元素として知られてい
る。本発明鋼では熱間加工時に変態・再結晶が起って細
粒化するので、Ｎｂ ＋ Ｔａ ＋ Ｍｏ ＋ Ｗ等は
これを阻害する元素であり本発明鋼には含まれてはなら
ない。
Ｐｏ、０１５係以下、５Ｏ６０１０チ以下、ＮＯ，００
２５係以下と限定した理由は、これらの不純物元素はフ
ェライトの再結晶温度を上げるので、低ければ低いほど
細粒化のために好ましいが、本発明のように量産可能な
熱延鋼材において、技術的に可能な上記成分範囲内の高
純化を行えば本発明の目的が達成されることが分ったの
でこの範囲に限定り。
２５係以下と限定した理由は、これらの不純物元素はフ
ェライトの再結晶温度を上げるので、低ければ低いほど
細粒化のために好ましいが、本発明のように量産可能な
熱延鋼材において、技術的に可能な上記成分範囲内の高
純化を行えば本発明の目的が達成されることが分ったの
でこの範囲に限定り。
た。
本発明鋼の終段の加工に至る工程にはとくに制限はない
。すなわち通常に溶製された溶鋼は連続鋳造によってス
ラブにされても良いし、造塊−分塊工程によってスラブ
にされても良い。スラブは高温の１ま圧延工程に持ち来
たされても良いし、一旦冷却したものを再加熱しても良
い。スラブの加熱・加工条件としてはスラブが本発明の
加工工程直前にそのオーステナイト粒径が小さい程良く
なるものが一般的に望ましいと言えるが、本発明の加工
工程以前の条件は通常のもので良いので制限は設けない
。
。すなわち通常に溶製された溶鋼は連続鋳造によってス
ラブにされても良いし、造塊−分塊工程によってスラブ
にされても良い。スラブは高温の１ま圧延工程に持ち来
たされても良いし、一旦冷却したものを再加熱しても良
い。スラブの加熱・加工条件としてはスラブが本発明の
加工工程直前にそのオーステナイト粒径が小さい程良く
なるものが一般的に望ましいと言えるが、本発明の加工
工程以前の条件は通常のもので良いので制限は設けない
。
本発明の製造方法の特徴は該鋼を通常のＡｒ３変態点（
鋼がオーステナイトである温度域から徐冷途中でフェラ
イト変態を開始する温度を指し、以下単にＡ ｒ ｓと
言う）と６００℃〜（Ａｒ３＋１００℃）の温度域にお
いて、短時間内に大圧下を加えることである。
鋼がオーステナイトである温度域から徐冷途中でフェラ
イト変態を開始する温度を指し、以下単にＡ ｒ ｓと
言う）と６００℃〜（Ａｒ３＋１００℃）の温度域にお
いて、短時間内に大圧下を加えることである。
本発明者等は従来研究の殆んどなされていなかった大圧
下加工の熱間加工組織に対する効果を詳細に研究し、従
来全く知られていなかった新らしい知見を得た。その結
果を模式的に第１図に示す。
下加工の熱間加工組織に対する効果を詳細に研究し、従
来全く知られていなかった新らしい知見を得た。その結
果を模式的に第１図に示す。
この図で小城面率の領域については比較的よく知られて
いた（〜、また大圧下でも比較的高温域ではオーステナ
イトが動的再結晶を起すことが最近知られてきた。とこ
ろで今回、本発明に従った高純鋼を用いると、Ａｒ３＋
１００℃から６００℃の間で、大圧下を加えることによ
り加工時に変態が起り、この時生成した細粒のフェライ
トが圧延中に更に再結晶して一層細粒化することが知見
された。
いた（〜、また大圧下でも比較的高温域ではオーステナ
イトが動的再結晶を起すことが最近知られてきた。とこ
ろで今回、本発明に従った高純鋼を用いると、Ａｒ３＋
１００℃から６００℃の間で、大圧下を加えることによ
り加工時に変態が起り、この時生成した細粒のフェライ
トが圧延中に更に再結晶して一層細粒化することが知見
された。
本発明の熱間加工条件の範囲は第１図及び第２図に明示
されている。
されている。
即ち、比較例として示した通常純度鋼（Ｐ：００１５〜
０．０３０％、ｓ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５俤、Ｎ
：０．００２５〜０．００５０チ）の場合では、適切な
温度域において減面率が５０チ超えると動的変態および
フェライトの再結晶が生じて３〜４μ以下の平均フェラ
イト粒径が得られるが、（第１図フェライト動的再結晶
域Ｉ）、本発明に従った高純鋼の場合には減面率３．５
チ程度でも同様な細粒が得られ、更に低温ではフェライ
トの完全な動的再結晶により細粒化は更に著しくなシ、
２μまたはそれ以下という超微細粒となる。（第１図フ
ェライト動的再結晶域■へ拡大）。
０．０３０％、ｓ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５俤、Ｎ
：０．００２５〜０．００５０チ）の場合では、適切な
温度域において減面率が５０チ超えると動的変態および
フェライトの再結晶が生じて３〜４μ以下の平均フェラ
イト粒径が得られるが、（第１図フェライト動的再結晶
域Ｉ）、本発明に従った高純鋼の場合には減面率３．５
チ程度でも同様な細粒が得られ、更に低温ではフェライ
トの完全な動的再結晶により細粒化は更に著しくなシ、
２μまたはそれ以下という超微細粒となる。（第１図フ
ェライト動的再結晶域■へ拡大）。
これから、本発明に従って鋼を高純度化することは極め
て効果の大きいことがわかる。
て効果の大きいことがわかる。
第２図は累積減面率（＠とフェライト平均粒径の関係を
示したものであるが、本発明に従った鋼の場合、同一減
面率において上記比較鋼に比し、フェライト粒径が小さ
くなることを示している。こ（９） の場合の加工温度は本発明の場合は６５０〜７００℃、
比較鋼の場合は７５０〜８００℃である。
示したものであるが、本発明に従った鋼の場合、同一減
面率において上記比較鋼に比し、フェライト粒径が小さ
くなることを示している。こ（９） の場合の加工温度は本発明の場合は６５０〜７００℃、
比較鋼の場合は７５０〜８００℃である。
なお、この圧下は厚板圧延のように１パスで加えるのが
最もよいが、第２図に示したように短時間で多ノ々スで
加えた累積歪でもほぼこれに近い効果があるという知見
を得た。この短時間は通常の圧延においては１秒程度以
内であればよいことも知見した。従って上記の圧下率は
累積された合計の減面率で置き換えることができる。
最もよいが、第２図に示したように短時間で多ノ々スで
加えた累積歪でもほぼこれに近い効果があるという知見
を得た。この短時間は通常の圧延においては１秒程度以
内であればよいことも知見した。従って上記の圧下率は
累積された合計の減面率で置き換えることができる。
なお、このような短時間の累積圧下は第１Ｎの上部に示
すように線材圧延の仕上段階、ホットストリップ圧延の
後半で実際に実現が可能である。
すように線材圧延の仕上段階、ホットストリップ圧延の
後半で実際に実現が可能である。
上記の熱間加工は全体の加工の最終段に行われることが
望ましいが、場合により圧延材の形状調整のだめの少量
の熱間または冷間の変形を与えても大きくその特性を損
うものではない。
望ましいが、場合により圧延材の形状調整のだめの少量
の熱間または冷間の変形を与えても大きくその特性を損
うものではない。
加工後の粒成長を抑制するためには大なる冷却速度で冷
却する事が望ましい場合が多い。減面率が十分に大きい
ときや加工仕上温度が適正な温度域内で低温側のときは
鋼材断面が小さければ放冷（１０） しても細粒が得られるが、減面率が下限に近いときや、
製品鋼材断面が大なる場合、また仕上温度の高い場合は
例えば２ ’ＯＶｓｅｅ以上の７１０速冷却が有効であ
る場合が多い。冷速か大きくて、少しでも未変態オース
テナイトが残存する場合はその部分が硬い第二相となり
、さらに強度を向上する効果がある。このように目的に
よっては加速冷却で材質、とくに強度を向上することが
できる。この場合加速冷却を行なう温度域については、
フェライトの粒成長、あるいは圧延時に変態しなかった
部分が冷却中にフェライトまたはパーライトに変態する
５００℃以上の温度域を含むべきであるのは轟然である
。
却する事が望ましい場合が多い。減面率が十分に大きい
ときや加工仕上温度が適正な温度域内で低温側のときは
鋼材断面が小さければ放冷（１０） しても細粒が得られるが、減面率が下限に近いときや、
製品鋼材断面が大なる場合、また仕上温度の高い場合は
例えば２ ’ＯＶｓｅｅ以上の７１０速冷却が有効であ
る場合が多い。冷速か大きくて、少しでも未変態オース
テナイトが残存する場合はその部分が硬い第二相となり
、さらに強度を向上する効果がある。このように目的に
よっては加速冷却で材質、とくに強度を向上することが
できる。この場合加速冷却を行なう温度域については、
フェライトの粒成長、あるいは圧延時に変態しなかった
部分が冷却中にフェライトまたはパーライトに変態する
５００℃以上の温度域を含むべきであるのは轟然である
。
なお、本発明鋼は熱間圧延直後にこのような細粒フェラ
イトであることに特徴があシ、徐冷を行って結晶粒を成
長させることも特定の目的（集合組織改善など）の場合
にはあ如りる。
イトであることに特徴があシ、徐冷を行って結晶粒を成
長させることも特定の目的（集合組織改善など）の場合
にはあ如りる。
１
本発明鋼は種々の熱間加工法で提供できる。たとえば厚
板圧延、ホットストリップ圧延、線材圧延などであシ、
熱間押出あるいは熱間鍛造などの圧延以外の加工法でも
可能である。
板圧延、ホットストリップ圧延、線材圧延などであシ、
熱間押出あるいは熱間鍛造などの圧延以外の加工法でも
可能である。
次に本発明の効果について述べる。
前述のように細粒化すると強度靭性が向上することはよ
く知られているが、これまで４μ以下という極細粒でそ
の効果を調べた例はない。第３図は本発明で得られた細
粒鋼（黒丸）のデータを従来鋼のデータとともに示した
ものである。従来のデータ（白丸）はいわゆるＰａｔｃ
ｈの関係式にょシよく整理できるが、本発明による鋼は
この延長線からさらに向上する傾向を示している。その
ほかにも延性が良好であシとくに２〜３μ以下の超細粒
鋼では６００１：以上で著しく延性が向上する超塑性現
象を示すなどの特徴のある特性を示す。
く知られているが、これまで４μ以下という極細粒でそ
の効果を調べた例はない。第３図は本発明で得られた細
粒鋼（黒丸）のデータを従来鋼のデータとともに示した
ものである。従来のデータ（白丸）はいわゆるＰａｔｃ
ｈの関係式にょシよく整理できるが、本発明による鋼は
この延長線からさらに向上する傾向を示している。その
ほかにも延性が良好であシとくに２〜３μ以下の超細粒
鋼では６００１：以上で著しく延性が向上する超塑性現
象を示すなどの特徴のある特性を示す。
このように本発明鋼では従来鋼をはるかに上回る特性を
示すので本発明の効果はきわめて莫大で、非常に低コス
トで合金元素等を添加せずに高品質の高張力鋼等を容易
に製造できるのである。
示すので本発明の効果はきわめて莫大で、非常に低コス
トで合金元素等を添加せずに高品質の高張力鋼等を容易
に製造できるのである。
実施例１
第１表に示す転炉溶製鋼■、■を２００ｍ＋のスラグに
連続鋳造し、１０００℃に加熱後ポットストリップミル
で圧延して５ｗＲ厚の鋼板とした。鋼■は特殊な溶製技
術を用いた。
連続鋳造し、１０００℃に加熱後ポットストリップミル
で圧延して５ｗＲ厚の鋼板とした。鋼■は特殊な溶製技
術を用いた。
粗圧延では２００闘スラブを５０ｍまで７パスで圧延し
、仕上温度は９００〜１ｏｏｏ℃であった。
、仕上温度は９００〜１ｏｏｏ℃であった。
仕上圧延のノｆススケノユールを第２表に示す。
Ａ、Ｂは本発明によるもので、１秒以内に行われる５、
６番目の７母スで合計５８チまたは４４チの圧下を行っ
た場合である。Ｃは比較の通常の圧延の例で、最終２圧
下の圧下は合計２７チである。
６番目の７母スで合計５８チまたは４４チの圧下を行っ
た場合である。Ｃは比較の通常の圧延の例で、最終２圧
下の圧下は合計２７チである。
以上の圧延条件の組合せと圧延された鋼板の機械的性質
を第３表に示す。賦香２，６を除いては圧延後の冷却は
、ランアウトテーブル上で強力なスプレィ冷却を行った
。
を第３表に示す。賦香２，６を除いては圧延後の冷却は
、ランアウトテーブル上で強力なスプレィ冷却を行った
。
機械的性質から本発明の効果は明らかで６０ｋｙ／−以
上の強度を持ち、２０％以上のすぐれた延性を有してい
る。
上の強度を持ち、２０％以上のすぐれた延性を有してい
る。
第４図にその組織写真の例（賦香２）を示すが、１〜３
μの細粒の等軸フェライト粒で殆んど占められており、
前述の本発明鋼の典型的な特徴を示している。
μの細粒の等軸フェライト粒で殆んど占められており、
前述の本発明鋼の典型的な特徴を示している。
一方比較材の賦香４は圧下率が小さいため細粒フェライ
トが生成せず焼きが入って延性が不良である。鋼■の賦
香５は圧下率が本発明の要件を満しているが不純物元素
が多いためフェライトが動的再結晶しないので十分な細
粒化が起らず延性が不良である。また賦香６はフェライ
トの動的再結晶が起らず伸長したフェライトとなり強度
は高くなるが延性はきわめて低くなる。
トが生成せず焼きが入って延性が不良である。鋼■の賦
香５は圧下率が本発明の要件を満しているが不純物元素
が多いためフェライトが動的再結晶しないので十分な細
粒化が起らず延性が不良である。また賦香６はフェライ
トの動的再結晶が起らず伸長したフェライトとなり強度
は高くなるが延性はきわめて低くなる。
第２９ 仕上”ススケシュール
以上から本発明の効果が顕著であることが明らかである
。
。
第１図は０．０７Ｃ−Ｉ Ｍｎ鋼の熱間加工時の歪′鎗
、温度と加工直後の組織の関係を示す図、第２図は０．
０７ Ｃ−Ｉ Ｍｎ鋼の熱間刀０工時の歪量とフェライ
ト平均粒径の関係を示す図、第３図は０．０７Ｃ−Ｉ
Ｍｎ鋼のフェライト粒径と降伏応力、靭性の関係を示す
図、第４図は本発明鋼の光学顕微鏡による金属組織を示
す写真図である。 特許出願人 新日本製鐵株式會社 （１８） 箱 ｌ 関 □ レバー人死Ｊ〔 □ 漣絖蜜９屯（後段３バス） 軸回一一一□□−−−−−□−−−−□−−−−−岩花
＃（ブロックミル）短時期（ｌ利な）の累積減面率′刈 θ ｌθ ２０ ３．
θ ４．０短時間（Ｉ捗）の凧積歪 手続補正書 （自発） 昭和５７年１１月１２［１ 特許庁長官 若 杉 和 夫殿 １、 事件の表示 昭和５７年特許願第１０２９９１号 ２、 発明の名称 超細粒フェライト鋼とその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 代表者 武 １） 。 ４代理人〒１００ ６ 補正の対象 １）明細書４頁９行「亜共析鋼」を「亜共析鋼」に補正
する。 ２）同８頁３〜８行「本発明の・・・・・・である。」
を下記の通シ補正する。
、温度と加工直後の組織の関係を示す図、第２図は０．
０７ Ｃ−Ｉ Ｍｎ鋼の熱間刀０工時の歪量とフェライ
ト平均粒径の関係を示す図、第３図は０．０７Ｃ−Ｉ
Ｍｎ鋼のフェライト粒径と降伏応力、靭性の関係を示す
図、第４図は本発明鋼の光学顕微鏡による金属組織を示
す写真図である。 特許出願人 新日本製鐵株式會社 （１８） 箱 ｌ 関 □ レバー人死Ｊ〔 □ 漣絖蜜９屯（後段３バス） 軸回一一一□□−−−−−□−−−−□−−−−−岩花
＃（ブロックミル）短時期（ｌ利な）の累積減面率′刈 θ ｌθ ２０ ３．
θ ４．０短時間（Ｉ捗）の凧積歪 手続補正書 （自発） 昭和５７年１１月１２［１ 特許庁長官 若 杉 和 夫殿 １、 事件の表示 昭和５７年特許願第１０２９９１号 ２、 発明の名称 超細粒フェライト鋼とその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 代表者 武 １） 。 ４代理人〒１００ ６ 補正の対象 １）明細書４頁９行「亜共析鋼」を「亜共析鋼」に補正
する。 ２）同８頁３〜８行「本発明の・・・・・・である。」
を下記の通シ補正する。
Claims (2)
- （１） Ｃ０，３％ ＩＱ下、Ｃ以外の合金元素の合
計量が３チ以下であって、Ｎｂ ＊ Ｔａ ＋ Ｍｏ
＋ Ｗを実質的に含有せず、しかもＰ ０．０１５％以
下、Ｓｏ、０１０チ以下、Ｎ Ｏ，００２５％以下で
ある熱間圧延鋼材で、平均粒径４μ以下の大傾角粒界に
囲まれた等軸フェライト結晶粒を７０チ以上含有する金
属組織からなることを特徴とする超細粒フェライト鋼。 - （２） Ｃ０，３％以下、Ｃ以外の合金元素の合計量
が３チ以下であって、Ｎｂ ＋ Ｔａ ＊ Ｍｏ ＊
Ｗを実質的に含有せず、しかもＰｏ、Ｏ１５チ以下、Ｓ
ｏ、０１０チ以下、Ｎ Ｏ，００２！１以下の成分組
成の鋼をＡｃ ３変態点以上の温度に刀口熱してから冷
却する過程において熱間加工を行い、その終段において
、６００℃〜（ｋｒｓ ＋ １００℃）の温度域で１秒
以内に１回または２回以上の合計減面率が３５係以上で
あるような加工を加えることを特徴とする超細粒フェラ
イト鋼の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10299182A JPS58221258A (ja) | 1982-06-17 | 1982-06-17 | 超細粒フエライト鋼とその製造方法 |
| US06/481,453 US4466842A (en) | 1982-04-03 | 1983-04-01 | Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same |
| FR8305500A FR2524493B1 (fr) | 1982-04-03 | 1983-04-05 | Acier ferritique a grains ultra-fins et son procede de production |
| DE3312257A DE3312257A1 (de) | 1982-04-03 | 1983-04-05 | Ferritischer stahl mit ultrafeinem korn und verfahren zu dessen herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10299182A JPS58221258A (ja) | 1982-06-17 | 1982-06-17 | 超細粒フエライト鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58221258A true JPS58221258A (ja) | 1983-12-22 |
| JPS6239229B2 JPS6239229B2 (ja) | 1987-08-21 |
Family
ID=14342163
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10299182A Granted JPS58221258A (ja) | 1982-04-03 | 1982-06-17 | 超細粒フエライト鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58221258A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1121502C (zh) * | 1997-09-22 | 2003-09-17 | 科学技术厅金属材料技术研究所 | 超细组织钢及其制造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02302940A (ja) * | 1989-05-17 | 1990-12-14 | Sanyo Electric Co Ltd | 光ヘッド |
-
1982
- 1982-06-17 JP JP10299182A patent/JPS58221258A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1121502C (zh) * | 1997-09-22 | 2003-09-17 | 科学技术厅金属材料技术研究所 | 超细组织钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6239229B2 (ja) | 1987-08-21 |
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