JPS59205447A - 超細粒フエライト鋼およびその製造方法 - 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】 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等の特殊々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およびその製造法に関するも
のである。

従来よシ細粒フェライト組織ヲ有するフェライト鋼材を
製造する試みは種々行われてきた。即ち、フエライ）　
ｔ＋Ｘの細粒化は降伏応力の上昇（引張強さも）と靭性
（破壊遷移温度）の向上を同時にもたらす唯一の方法で
あり、その細粒化のため、特殊な熱処理を行う方法、Ｎ
ｂ＋Ｔｉ２Ｍｏなどの特殊な合金元素を添加する方法、
またはその両者を併合する方法等が行われてきた。

たとえば、超細粒高張力鋼を製造する方法に関し、特開
昭５２−３９５１９号公報記載の発明がある。この公報
記載の発明は結晶粒度が１３番以上のフェライト組織を
有し、優れた強度、冷間加工性と靭性をもつ非調質の高
張力鋼を提供せんとするものであるが、鋼材の含有成分
として、Ｔｉを０．１〜０．５％また、Ｔｉ／Ｃとして
０．５〜３．５の範囲に含有させてＴｆ及びＴｉ炭化物
を結晶粒微細化効果に寄与させており、また、その圧延
方法を見ても８５０℃以下での圧下率を５５％以上とし
圧延中のフェライトの成長を抑制している。また重要な
圧延時間について何の記載もない。

また、特別な合金元素を添加せずに鋼材の延性全上昇し
て高張力鋼板を特徴とする特開昭５３−９５１２１号公
報記載の方法があるが、この方法は仕上圧延をＡｒ　３
り上で終了して２相混合組織とし、次いでＡｒ２〜Ａｒ
１の温度から４００℃以下まで急冷して巻取り、第２相
の硬度をできるだ°け冒クシて体積率を抑えることによ
り機械的強度を上昇しようとするものである。一般にこ
のような条件で圧延直後の状態で微細フェライトは発生
しないので、本発明とは全く関係はない。従って、この
発明は冷却中の変態によって二相組織を得ようとするも
ので、圧延によって組織の微細化を図ろうとするもので
はない。事実前記公報には圧下率や圧延の行われる時間
につい・て何の記載もない。

従来のフェライト鋼の細粒化技術で工業的に達成されて
いるのは結晶粒は小さくて４μを超え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、
上述のＮｂ等の合金元素を含む鋼を圧延前に例えば１２
００℃以上という高温で加熱を行って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強
圧下圧延を行うものである。したがって、鋼板の温度低
下を待ってから圧延を行うため生産効率が著しく低下し
、ま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て圧延を行う方法、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シ、３〜４μ以下の粒径の
超細粒フェライト鋼を工業的に得るに至っていない。

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Ｎｉ含有フェライト鋼などで、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に明らかである。

したがって、熱間圧延状態で、実用的な亜共析鋼で工業
的に粒径４μ以下の超細粒フェライト鋼は提供されてい
なかった。

本発明の目的は、特殊な合金元素の添加によらず、かつ
工業的に実施されうる手段で製造されうる超細粒フェラ
イト鋼およびその製造方法を提供するにちる。

本発明の要旨とするところは下記のとおシである。

（１）ＣＯ，０２〜０．３　Ｔｏ　、　Ｍｎ０．１〜２
　％および事情によシ更にＳｌ　ｙ　Ｃｒ　、　Ｎｉ　
、　Ｇｏ　、　Ｃｕの１種または２種以上を各々２％以
下及び／又はＡＡ　、　Ｔｔ　ｐＺｒ。

Ｃａ、Ｖの１種または２種以上ｉ、Ａｔについては０．
１チ以下、　Ｔ１およびＺｒについては各々０．０３％
未満、　ＣａおよびＶについては各々０．１％以下金含
有し、残ｐ　Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、熱間
加工された状態においてフェライト組織が７０％以上含
まれ、このフェライト組織が平均粒径４μ以下の等軸フ
ェライト結晶からなシ、このフェライト結晶粒以外の第
２相組織がパーライト、マルテンサイト、残留オーステ
ナイト、カーノぐイド。

ベイナイトの少くとも１種からなることを特徴とする超
細粒フェライト鋼。

（２）ＣＯ，０２〜０．３％、Ｍｎ０．１〜２％および
事情によシ更にＳｌ　＋　Ｃｒ　＋　Ｎｉ　＊　Ｃｏ　
ｒ　Ｃｕの１種または２種以上を各々２チ以下及び／又
はＡｔｙ　Ｔｉ　ｒ　Ｚｒ＋Ｃａ　、　Ｖの１種または
２種以上を、Ａｔについては０．１チ以下、Ｔ１および
Ｚｒについては各々０．０３チ未満、　ＣａおよびＶに
ついては各々０．１チ以下を含有し、残ｐ　Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼をＡｃ３変態点以上の温度か
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（Ａｒ、＋　５０℃）〜（Ａｒｓ＋１００℃）の温
度域で１秒以内に１回または２回以上の合計圧下率が５
０チ以上であるような加工を加え、さらに必要に応じて
加工終了後の冷却過程の６００℃以上の高温域を含む温
度域において２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却を行
なうことを特徴とする超細粒フェライト鋼の製造方法。

以下１本発明の詳細な説明する。

本発明のフェライト鋼は、Ｃ：０−０２〜０．３％以下
、　Ｍｎ　０．１〜２．０％を含有し、残部が不可避的
不純物及びＦｅからなる熱間圧延鋼材であって、フェラ
イト組織がＴ０チ以上のフェライト鋼において、該フェ
ライト組織が平均粒径４μ以下の等軸フェライト結晶粒
からカシかつ該フェライト結晶粒以外の第２相組織が／
Ｊ？−ライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、
カーバイド、ベイナイトの少くとも１種からなることを
特徴とする。

本発明鋼は前記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圧延方向
への著るしい伸長は伴わず、はぼ等方向であって、転位
の回復によシ生ずる亜結晶粒界は粒界と見なしていない
。（亜結晶粒界との区別は、光学顕微鏡観察でナイタル
等通常の腐食液によるエツチングで明瞭に通常の結晶粒
界と同程度に認めら詐るものと定義する。） かかる本発明鋼の組成範囲を決定した主なる理由は次の
とおシである。

すなわち、炭素量は０．０２〜０．３チに規定したが、
一般に炭素量が大となると、フェライト量が必然的に減
少し、・ぐ−ライト量が増加する。本発明鋼ではＦｅ−
Ｃ平衡状態図からの予想以上にフェライトが生成するが
、炭素が０．３チ超になると、・９−ライト等の他の組
織の量が増加し、フェライト量７０チ以上を得ることが
困難になる。またＣが０．０２％より少ないと熱間圧延
後の粒成長が顕著になシ、仕上圧延後に急冷しても超細
粒とすることができない。

Ｍｎは一般に、鋼の熱間加工性を改良するなどの目的で
鋼に多少添加され、焼入性を増すなどによシ鋼強度を上
昇せしめる。そして本発明による熱間圧延加工後のフェ
ライトの粒成長を抑制するので最低０．１％は必要であ
る。しかしあまりに多量添加されｂと変態点を低下させ
、これに伴い加工によるフェライト変態の最適温度が低
下するので、未変態オーステナイト相が熱間圧延後に残
存する傾向を示す。このような理由からＭｎ量を０．１
〜２チとした。

本発明鋼においては特定の合金元素の効果は細粒フェラ
イト鋼生成に必須のものではない。しかし種々の他の目
的で合金元素を添加することは、加工によるフェライト
変態の生成を決定的に妨げない限シ許されるものであシ
、またＭｎの作用について述べたごとく変態点の調節機
能を有するので、それぞれ最適量の範囲を定めることが
できる。

Ｃｒ　、　Ｎｉ　、　Ｃｏ　、　Ｃｕは前記したＭｎと
ほぼ同様に変態点に影響を与えるので、同様な理由によ
って之等の元素の１種または２種以上を各々２％以下含
有させうる。

Ｓｔは通常鋼の脱酸に用いられることが多く鋼中に多少
残留しまた固溶硬化によｐ鋼の強化に寄与する。本発明
鋼の場合、Ｓｌの多少の添加はフェライトを生じさせや
すく加工時のフェライト変態を促進する。しかしあま）
多量に添加すると変態温度が上昇するため加工による変
態の最適温度が高くなシその結果フェライトが加工後粗
大となシやすく好ましくない。このような理由から２チ
以下を含有させてもよい。

Ａｔ、　ＴＬ　、　Ｚｒは鋼の脱酸元素として、また、
炭窒化物形成による強化などの目的で添加されるが、こ
の炭窒化物は原則としてフェライト組織中で形成される
ので、少量添加の際には加工によるオーステナイトから
のフェライトの形成に大きい障害とならないが、多量に
添加すると鋼中に粗大析出物の形で残留するなど特性劣
化の原因となるのでｋｌについては０．１％以下、Ｔｉ
およびｚｒについては各々０，０３％未満が選択的に添
加されうる。

Ｃａや稀土類元素は鋼中の介在物の圧延後の形状を変化
させ、鋼の加工性を向上させる等の目的で少量添加する
ことが行われる。これらはとくに本発明の趣旨を損うも
のでは彦く本発明鋼の特性向上が可能であるが多量に添
加するとかえって介在物を増加させ特性を損うのでそれ
ぞれ０，１チ以下が添加されうる。

■は炭窒化物形成による強化元素として用いられ同様に
主としてフェライト中で炭窒化物も形成するが、多量に
添加するとフェライト変態を遅らす傾向があり、本発明
にとって望ましくない。しかし０．１チ以下ならば添加
してもよい。

なお１Ｎｂ　ｒ　Ｍｏ’、　Ｔａ　、　Ｗ等は通常この
ような鋼に添加されることが多いが、本発明の場合は加
工によるフェライト変態をむしろ阻止して望ましくない
場合があや、実質的に添加しない方が望ましい。

次に本発明鋼を製造する方法について説明する。

本発明に係る方法は、ＣＯ，０２〜０．３　％　、　Ｍ
ｎ０．１〜２チを有し、残部かＦｅおよび不可避的不純
物からなる鋼をＡｃ３変態点以上の温度から冷却する過
程において熱間加工を行い、その終段において、Ａ　ｒ
　ｓ点附近、すなわち（Ａｒ、＋　５０℃）〜（Ａｒ３
＋　１００℃）の温度域で１秒以内に１回または２回以
上の合計圧下率が５０チ以上であるような加工を加える
ことを特徴とする。

更に詳述すると、上記鋼を通常のＡｒ３変態点（鋼がオ
ーステナイト域である温度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Ａｒｓと云う）とＡ
ｒ、変態点（同様に徐冷途中でパーライト変態を開始す
る温度を指し、以下単にＡｒ１と云う）を基準として（
Ａｒ１　＋　５０　℃）　〜（Ａｒｓ　＋　１００℃）
の間で１秒以内の短時間に合計５０チ以上の圧下を行う
。

イト相に加わる歪によシフエライト変態を誘起あるいは
促進させると言う原理に基く。従って細粒化に有効な圧
延は通常のオーステナイト相が冷却途中で変態を開始す
る温度（ｋｒｓ　）以上の温度よシ開始され、Ａｒ３点
よシあまシ低くはない温度内となる。通常の変態におい
ては変態が開始進行するだめの駆動力は過冷却であシ、
この様な変態ではジェライト粒の数は主として変態前の
オーステナイト相の粒径によって決まシ、特に細粒化対
策がとられてはいない場合のフェライト粒径は８〜１０
μ程度あるいはそれ以上が普通である。加工歪もまた変
態の開始、進行の駆動力となシ、シたがって残留するオ
ーステナイトのＡｒ　３点が上昇する。ところが、圧延
の様な加工がオーステナイトに対して与えられた瞬間に
あるいは非常に短い時間の後にフェライト変態が起る事
と、このときの条件下において、変態したフェライト粒
が非常に微細で等方的である事は従来知られていなかっ
た事実であシ、本発明は加工歪を変態の駆動力として徹
底的に利用するものである。Ａ　ｒ　３点直上で加工を
受けたオーステナイトの粒界に微細なフェライト相が加
工後直ちにまたは短い時間後に析出し、さらに加工歪が
加えられるとフェライト相と未変態オーステナイト相の
界面に新しいフェライト相が析出するという過程を繰シ
返し、加工歪が十分大きければ圧延終了時に全面が新し
いフェライト相で覆われると考えられる。

このような熱間圧延の後は空冷ままでも良いが、よ夕細
粒を得るには冷却速度２０℃／　１１８０以上の範囲で
冷却し、６００℃以下の温度に至らしめるのが望ましい
。

その後は、要求される特性に応じて種々の熱履歴を取る
ことができる。例えば、強度向上のためには室温附近ま
で急冷すればよいし、まだ、加工性の改善のためには、
４００℃前後まで急冷後、その温度から徐冷して固溶炭
素を析出させればよい。

加工後の粒成長を抑制するだめには大なる冷却速度で冷
却する事が望ましい。圧下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鋼のときは鋼材断面が
小さければ放冷しても細粒が得られるので特に限定する
必要はないが、圧下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加速冷却が
必要である。

大圧下加工の熱間加工組織に対する効果を模式的に第１
図に示す。この図で圧下率５０チ以下のオーステナイト
領域についてはオーステナイトは再結晶せず、温度によ
って、全面静的再結晶、部分静的再結晶、あるいは完全
未再結晶となることは比較的よく知られていたし、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
晶を起すことは最近知られてきた。しかじＡｒ３前後で
、大圧下を加えると加工時に動的変態が起ることが今回
はじめて明らかになった。まだこれと一部重複する温度
及び累積圧下率範囲でフェライトが圧延時に動的再結晶
することが発見された。このような新らしく発見された
現象に対応して、第２図に示したようにフェライト粒が
著しく等方的に細粒化されることを知見した。

適切な温度域において累積圧下率が５０チを超えると動
的変態が生じて、３〜４μ以下の平均フェライト粒径が
得られるようになるが、圧下率をさらに増すと細粒化は
さらに著しくな９．７５％程度ではおそらくフェライト
の動的再結晶も加わシ、２μまだはそれ以下という超微
細粒となシ、これ以上では細粒化効果はやや飽和する。

これから圧下率は少なくとも５０％以上で望ましくは７
５チ以上が最適であることがわかる。

なお、との圧下は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パスで加えた累積歪でもほ
ぼこれに近い効果がある。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。この
ような短時間の累積圧下は第１図の上部に示すように線
材圧延の仕上段階、ホラトス）　ＩＪツブ圧延の後半で
実際に実現が可能であ）、たとえば仕上速度４５０　ｍ
ｐｍ以上で最終パスが２０％以上その前のパスが３７％
以上であれば上の条件をみたしうる。

なお多パス圧延の場合は１パスの場合と最適温度域が異
なる。たとえばホットストリップミルの例の場合、０．
１３０　’−０，３Ｓｔ　−１，１ＭｎでＡ　ｒ　５変
態点が約７７０℃の鋼において、最適温度域はＡ　ｒ　
５〜ｋｒ３＋　８０℃の間である。

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。

第３図は本発明で得られだ細粒鋼（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４μ以下のデータ（白丸）はいわゆるＰａｔｃｈ
の関係式によ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。また、
第５図は本発明鋼の延性を強度に対して示したもので本
発明鋼は従来鋼と同一強度レベルでよシ高い延性が得ら
れるととがわかる。そのほかにも２〜３μ以下の超細粒
鋼では６ｏｏ℃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。

本発明鋼の仕上熱間圧延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−分典工程によってスラ
ブにされても良い。スラブは高温のまま圧延工程に持ち
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ｖッグ圧延、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
可能であろう。

冷却速度の好ましい下限は第４図に示すように２０℃／
１１ｅｃ　となる。冷却速度の上限を限定する理由は無
いが、冷却速度が大きくて、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シ、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。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℃又は
６００℃以上の温度域を含むべきであるのは当然である
。

加工後の粒成長を抑制するだめには犬なる冷却速度で冷
却する事が望ましい場合が多い。圧下率が十分に大きい
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、製品鋼材断面が犬なる場合、
また仕上温度の高い場合は例えば２０℃／ＢｅＱ以上の
加速冷却が有効である場合が多い。このとき第２相はベ
イナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする組
織となシ強度が向上する。

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
にはありうる。

本発明の１つの好ましい実施態様によると、ＰＯ，０１
５係以下、Ｓｏ、０１０チ以下、ＮＯ，００２５チ以下
と限定する。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う。そし
て、高純鋼を通常のＡ　ｒ　ｙ、変態点と６００℃〜（
Ａｒ３＋１００℃）の温度域において、短時間内に大圧
下を加える。

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シ加工
時に変態が起）、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
。即ち、比較例として示した通常純度鋼（Ｐ：０．０１
５〜０．０３０チ、　ｓ　：　ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５
チ、Ｎ　：　０．００２５〜０．００５０係）の場合で
は、適切な温度域において圧下率が５０％を超えると動
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
圧下率３５チ程度でも同様な細粒が得られる。（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。

第６図は本発明者の実験による累積圧下率（イ）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、同一圧下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、との圧下は厚板圧延のように１ノぐスで加えるの
が最もよいが、第６図に示しだように短時間で多パスで
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
累積された合計の圧下率で置き換えることができる。

本発明鋼は少くとも５０　ｋｇ／γ２以上の抗張力を有
し、まだ、４０ｋｇ／叫２以上の降伏応力を有するとと
もに、実用鋼として十分な延性と加工性を有するのみな
らず、特定の温度域（６００〜８００℃）において、超
塑性現象を呈し、著しい延性向上と良好な摩擦接合性を
有する。

しかも、かかる特性を有する鋼材を合金元素の少ない亜
共析鋼を素材として、熱間圧延ままで得ることができる
ので、その工業的効果は甚大である。

以下、本発明鋼の実施例について説明する。

実施例１ 第１表で示す成分を含有する転炉溶製鋼で厚さ２００朋
の連鋳スラブを製造し、このスラブを１１００℃に加熱
し、ホットストリップミルで熱間圧延した。粗圧延は５
ノ卆スで厚さ２００朋より３８市まで圧延し、仕上圧延
５７ぐス（第１パスは空通し）で３．０玉まで圧延した
。圧延速度は５００ｍｐｍであった。仕上圧延で最終２
ノぐスを１秒以内６３％の圧下音訓えた例ｅＡ（本発明
）とし、同最終パスを２秒以内３５％の圧下音訓えた例
をＢ（比較例）とした。

本発明の望ましい仕上温度は、この鋼の変態点からＡの
場合は７３０〜８７０℃である。水冷開始は圧延終了後
約１秒後であった。夫々の仕上Ａ？ススケジーールを第
２表に示す。

１１　表　　　　（化学成分％） 第２表 以上の鋼種、ノクススケジュールによって製造した本発
明鋼の組織、機械的性質を第３表に示す。

第３表で、試験Ａ１〜４が本発明鋼であってその内、試
験Ａ　Ｉ　−２，４が仕上圧延後の６００℃以下までの
冷却速度が２０℃／渡以上で製造した例である。これら
はいずれも５５　ｋｇ／朋２以上の引張強さで、Ｌ、Ｃ
方向ともにすぐれた延性を有している。

比較例の試験Ａ５は圧延温度が高く（通常条件）、ベイ
ナイトやマルテンサイトの焼入組織の茸が多くてフェラ
イト量が４０饅と低く、強度が高いが延性が低くなって
おシ、試験Ａ６は仕上圧延温度が低く、フェライト圧延
になっているので、比較的粗いフエライトーノ々−ライ
トが引き伸ばされた加工組織でサブグレンを含むが平均
フェライト粒径は大きく、従って、Ｃ方向の延性がやや
不足し、強度も低くなっている。また試験煮７は圧下量
が不足しているため冷却中に変態して、フェライト粒は
十分細くなく、パーライトやベイナイトの第２相が３５
％程度も占め、強度はやや上昇するがＣ方向の延性は十
分ではない。とくに疲労特性を比較すると本発明鋼と比
較鋼の特性の差は明瞭であり、第７図に示すように本発
明鋼は疲労強度が引張強さのＶ２ヲ大きく超える値を示
すのに対し、比較ＩＳ　を含めた従来鋼はこれをかなり
下回っているＯ ここで、本発明鋼（試験應４）と比較鋼（試験Ａ　５　
、６　）との顕微鏡組織を第８図〜第１１図に示して更
に詳細に説明する。

第８図は、試験Ａ４の光学顕微鏡組織であって、殆んど
が超微細等軸粒フェライト粒からなっていることがわか
る。この組織を更に拡大して示したのが第９図の電子顕
微鏡組織であり、白黒のコントラストのある微細等軸結
晶粒（フェライト）からなることを明らかにしている。

この組織は、その粒径が４μ以下のフェライト粒が７０
−以上含まれており、更にその粒界が大傾角すなわち隣
接し合う結晶粒の結晶方位が大きく異なっている状態の
粒界になっている。粒径が小さくなると、強度及び靭性
が向上するが、第３図に示すように、平均粒径が４μ以
下になると通常のＰｅｔｃｈの関係式によって予測され
た値に比し、急激に降伏応力及び靭性が良くなるのであ
る。また、超塑性等の超細粒鋼の特性が現われるのも４
μ以下である。

このような現象は本発明鋼の如き、熱間圧延材の超微細
フェライト鋼において始めて得られた結果である。即ち
、鋼組織の平均粒径が４μ以下であると共に、その粒界
が大傾角粒界の場合にのみ現われるのであシ、例えばフ
ェライト組織の鋼を熱間で加工したときに生ずる亜結晶
粒組織のような場合は、亜結晶粒間の方位が僅かしか異
ならない小傾角粒界であるため機械的性質に対する細粒
化の効果は必ずしも十分に現われないのである。

ただし、本発明鋼は圧延後の組織であるので、このよう
な大傾角粒界で囲まれた粒内に更に、下部構造として転
位密度の上昇と亜結晶粒の形成があることは当然である
。

また、機械的特性は、一般に微小部分の特性の平均とし
て現われるので超細粒組織が大部分を占めていないと、
その特性を十分示さないが、本発明鋼は７０％以上、製
造条件によっては１００％近い細粒７エライトが容易に
得られ、かかる条件にも合致しているのである。

なお、本発明鋼の上記超細粒組織は、炭素量に拘らず、
フェライト粒が圧倒的に多く、バーライト等の第２相カ
よ少いことが特徴となっている。

このような本発明鋼に対し、比較例の試験蔦５の鋼は第
１０図で示す光学顕微鏡組織のように、フェライト量は
約４０％しかなく、残シはベイナイトとマルテンサイト
組織であって、延性の不良の原因になっている。また、
試験Ａ６の中は第１１図の光学顕微鏡組織で明らかな如
く、フェライト量は９５％程度あるが、加工された伸長
組織となっておシ、延性不良、強度不足の原因となって
いる。

実施例２ 第４表に示す転炉溶製鋼■、■を２００闘のスシグに連
続鋳造し、１０００℃に加熱後ホラトストリラグミルで
圧延して５　ｍｍ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關スラブｆ：　５０　ｍｍまで７７ぐ
スで圧延し、仕上温度は９００〜１０００℃であった。

仕上圧延のパススケジュール全第５表に示す。

Ａは本発明によるもので、１秒以内に行われる５゜６番
目のスタンドで合計５８％または４４％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％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
全第６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ゲレイ冷却を行った
。

機械的性質から本発明の効果は明らかで６０に９／ｍｍ
２以上の強度金持ち、２０％以上のすぐれた延性を有し
ている。

第１２図にその組織写真の例（賦香２）を示すが、１〜
３μの細粒の等軸フェライト粒で殆んど占められておシ
、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累が
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シ強度は
高くなるが延性はきわめて低くなる。

第５表　　仕上ノぐススケジー−ル 上記の説明でｒＩｉ製品としてホットストリップを製造
する場合について記述したが、本発明の鋼材は厚板圧延
、線材圧延、熱間押出等の場合でも得られることは明ら
かである。

以上、詳述した如く、本発明鋼は少くとも５５ｋｇ／１
ｒｔｎ２以上の抗張力を有し、また、４０に９７ｗｎ”
　　以上の降伏応力を有するとともに、実用畑として十
分な延性と加工性を有するのみならず、特定の温度域（
６００〜８ｏｏ℃）において、超塑性現象を呈し、著し
い延性向上と良好な摩擦接合性を有する。

しかも、かかる特性を有する鋼材を１合金元素の少い亜
共折鋼を素材として、熱間圧延ままで得ることができる
ので、その工業的効果は甚大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は０．１５０−１Ｍｎ鋼の熱間加工時の歪量・福
１度と加工直後の組織の関係を模式的に示した図、（熱
間加工後直ちに急冷した組織で調査したもの）第２図は
０．１５　Ｃ−ＩＭｎ　ｔＦｆの熱間加工時（加工温度
７５０〜８００℃）の歪量とフェライト粒径の関係を示
す図、第３図は０．１〜ｏ、１５チｃ−ｏ、５〜１．５
Ｍｎ鋼のフェライト結晶粒度と降伏応力、靭性の関係を
示す図、第４図は加工終了後の冷速とフェライト粒径の
関係を示す図、第５図は本発明鋼と従来鋼の強度−延性
バランスの比較を示す図、第６図は０．Ｏ７０−１Ｍｎ
鋼の熱間加工時の歪量とフェライト平均粒径の関係を示
す図、第７図は実施例１に従って処理された鋼（図中の
番号は賦香）の引張強さと疲労強度との関係を示す図（
試験条件：平面曲げ試験、繰返し１５００ｒｐｍ）、第
８図〜第１１図は金属組織の顕微鏡写真で、第８図は本
発明鋼の光学顕微鏡写真、第９図は本発明鋼の電子顕微
鏡写真、第１０図、第１１図は比較鋼の光学顕微鏡写真
、第１２図は本発明のフェライト鋼（仕上温８度高い）
の光学顕微鏡組織を示す写真図である。 算　１　図 □　レバース圧延 〜−連爺翫Ｐｙジ（後段　３　ノザス）−ｍ−□　胡し
財（ブロックミル） 短時間（１＆）の累積圧下率ぬり 短時間（１９夕）のｙＡ績盃 第２図 算３図 第４　図 加工外ゴ後のん速Ｃ’Ｃ／５） （８２０−６θｏ’ｃ） 穿　５　図 ＴＳ　　（Ｋｄｍｍす 第８図 第９図 ５０゜ 第Ｕ図 ５０し

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）　　ＣＯ，０２〜０．３　％　、　Ｍｎ０．１〜
   ２　％を含有し、残部がｒｅおよび不可避的不純物から
   なり、熱間加工された状態において、フェライト組織が
   ７０チ以上含まれ、該フェライト組織が平均粒径４μ以
   下の等軸フェライト結晶粒からなり、該フェライト結晶
   粒以外の第２相組織が、パーライト、マルテンサイト、
   残留オーステナイト、カーバイド、ベイナイトの少くと
   も１ｍからなることを特徴とする超細粒フェライト鋼。
2. （２）　　ＣＯ，０２〜０．３　％　、　Ｍｎ０．１〜
   ２％を含有し、更にＳｉ　、Ｃｒ＋Ｎｉ　、Ｃｏ、Ｃｕ
   の１種又は２種以上を各々２チ以下及び／又はＡ７＋Ｔ
   ｉ　ｓＺｒ、ｃａｙＶの１種又は２種以上ｆ　Ａ１．０
   ．１　％以下、ＴｉおよびＺｒ各々０．０３％未満、Ｃ
   ａおよび■各々０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよ
   び不可避的不純物からなり、熱間加工された状態におい
   て、フェライト組繊が７０多以上含まれ、該フェライト
   組織が平均粒径４μ以下の等軸フェライト結晶粒からな
   り、該フェライト結晶粒以外の第２相組織が、パーライ
   ト、マルテンサイト、残留オーステナイト、カーバイド
   、ベイナイトの少くとも１種からなることを特徴とする
   超細粒フェライト鋼。
3. （３）　　Ｎｂ　ｓ　Ｔｉｓ　＋　Ｍｏ　＃Ｗを実質的
   に含まない特許請求の範囲第１項又は第２項記載の超細
   粒フェライト鋼。
4. （４）前記等軸フェライト結晶粒がＡｒ　ｓ点近傍のオ
   ーステナイト相の動的変態あるいは動的変態及び動的再
   結晶によシ熱間加工中に生成したものである特許請求の
   範囲第１項又は第２項記載の超細粒７エライト鋼。
5. （５）前記フェライト組織が８０％以上である特許請求
   の範囲第１項又は第２項記載の超細粒フェライト鋼。
6. （６）　　Ｃ０，０２〜０．３％、Ｍｎ　０．１〜２％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
   をＡｅｓ変態点り上の温度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（ＡｒＩ　＋５０℃）
   〜（Ａｒ３＋１００℃）の温度域で１秒以内に１回また
   は２回以上の合計圧下率が５０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。
7. （７）　　Ｃ０，０２〜０．３％、　Ｍｎ　０．１〜２
   　％を含有し、更にＳｉ、Ｃｒ、Ｎｌ、Ｃｏ＋Ｃｕの１
   種又は２種以上を各々２チ以下及び／又はＡＡ、Ｔｉ　
   、Ｚｒ　、Ｃａ、Ｖの１種又は２種以上をＡｔ０．１％
   以下、ＴｉおよびＺｒ各々０．０３％未満、Ｃａおよび
   Ｖ各々０．１係以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避
   的不純物からなる鋼をＡ　ｃ　３変態点以上の温度から
   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（Ａｒ１＋　５０℃）〜（Ａｒ３＋１００℃）の温度
   域で１秒以内に１回または２回以上の合計圧下率が５０
   ％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７エライト鋼の製造方法。
8. （８）　　ＣＯ，０２〜０．３　％　、Ｍｎ０．１〜２
   ％を宮有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるｆ
   ｉ全Ａｃ３変態点以上の温度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（Ａｒ１＋　５０℃
   ）〜（Ａｒｓ　＋　１．００℃）の温度域で１秒以内に
   １回または２回以上の合計圧下率が５０チ以上であるよ
   うな加工を加え、加工終了後の冷却過程の６００℃以上
   の高温域を含む温度域において２０℃／秒ｖ上の冷却速
   度の強制冷却を行うことを特徴とする超細粒フェライト
   鋼の製造方法。 ＜９）　　ＣＯ，０２〜０．３　係、　Ｍｎ０．１〜２
   ％を含有し、更にＳｉ＋Ｃｒ、Ｎｔ＋Ｃｏ＋Ｃｕの１種
   又は２種以上を各々２チ以″下及び／又はＡＺ　ｚ　Ｔ
   　ｉ　ｒ　Ｚ　ｒ　ｇ　Ｃａ　ｐ　Ｖの１種又は２種以
   上をＡｔ　Ｏ，１％以下、ＴｉおよびＺｒ各々０．０３
   ｑ６未満、Ｃａおよび■各々０．１％曳下を含有し、残
   部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ａｃ３変
   態点以上の温度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（Ａｒ１　＋　５０℃）〜（Ａｒ
   ｙ、　＋１００℃）の温度域で１秒以内に１回または２
   回以上の合計圧下率が５０チ以上であるような加工を加
   え、加工終了後の冷却過程の６００℃以上の高温域を含
   む温度域において２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却
   を行、うことを特徴とする超細粒フェライト鋼の製造方
   法。