WO2004104236A1 - 温間制御圧延方法 - Google Patents

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WO2004104236A1
WO2004104236A1 PCT/JP2004/007278 JP2004007278W WO2004104236A1 WO 2004104236 A1 WO2004104236 A1 WO 2004104236A1 JP 2004007278 W JP2004007278 W JP 2004007278W WO 2004104236 A1 WO2004104236 A1 WO 2004104236A1
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Shiro Torizuka
Kotobu Nagai
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National Institute For Materials Science
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Definitions

  • the invention of this application relates to a warm controlled rolling method. More specifically, the invention of this application relates to a method for producing an ultrafine grained steel material having an ultrafine grain structure with a grain size of 3 m or less and excellent in strength and ductility.
  • ultrafine grained steel can significantly increase the strength without adding alloying elements, and at the same time, can significantly reduce the ductile-brittle transition temperature.
  • we have been studying measures to realize this ultrafine-grained steel and have already invented a warm multi-pass rolling method (Reference 1) and a multi-directional processing method (Reference 2). .
  • Fujioka et al. (Reference 3) reported that C: 0.03 ⁇ 0.45wt%, S i: 0.01 ⁇ 0.50%, Mn: 0.02 ⁇ 5.0%, A1: 0.0%.
  • a steel slab containing 01-0.1%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, is subjected to one pass or two or more consecutive passes with a time between passes of 20 seconds or less at a temperature of 500-700.
  • We have also proposed a method for producing high-strength steel that is processed at a strain rate of 0.1 to 20Z seconds and has a total strain of 0.8 to 5.0 and is allowed to cool.
  • C 0.03 to 0.9
  • S i 0.01 to 1.0
  • Mn 0.01 to 5.0
  • A1 0.001 to 0.5
  • N 0.001 to 0.1
  • Nb 0.003 to 0.5
  • Ti 0.00
  • a method for producing high-strength steel with fine crystal grains, which is allowed to cool (Ref. 4)
  • T Rolling temperature (In the case of multi-pass rolling, the rolling temperature of each pass is averaged.)
  • the rolling condition parameters expressed by the above-mentioned equation (1) are set to Z. Is 11 or more (when the structure of the iron immediately before rolling is ferrite, painite, martensite, pearlite, etc., and the crystal structure of iron is bcc).
  • This new proposed method with the ability to obtain submicron ultra-fine grains, has a wide range of applications.
  • the actual rolling is a continuous multi-pass, and when the above-mentioned parameter Z is performed at 11 or more, the rolling temperature is in the warm working temperature range ( In this case, since the deformation resistance of the steel is large and the heat generated during processing of the material is large, the temperature of the material may increase by several hundred degrees during continuous rolling. Then, it became clear that Z ⁇ 11, and a micron microstructure of 1 micron could not be formed.
  • the invention of this application has been made in view of the above-mentioned background, and it is possible to apply a new method of performing control based on the Z parameter as described above related to the inventors to the continuous rolling process.
  • a new method that takes into account the heat generated during processing as a method to stably produce ultra-fine crystalline steel from 3 microns to 1 micron or less with no restrictions on inter-pass time and strain rate. It is an object to provide a rolling method. Disclosure of the invention
  • the rolling condition parameter expressed by the formula Z is 11 or more (when the structure just before rolling is ferrite, payinite, martensite, pearlite, etc., and the Fe crystal structure is bcc) or 20 or more (just before rolling)
  • the rolling temperature range is 350 and the temperature range is -800.
  • Rolling is performed so that the material temperature at the start of rolling does not become higher at 800 at the maximum temperature, and the material temperature during rolling and immediately after the last pass (within 1 second) does not fall below 35 Ot. with, _ temperature T x immediately after rolling at the time of each rolling (within 1 second). Rolling is performed so that ut does not become higher than the rolling entry temperature T x — in more than 100 and the material immediately after rolling (within 1 second) does not become lower at 100 than the temperature just before rolling.
  • a warm controlled rolling method is provided.
  • the strain used in Equation (1) may be a true strain e, which is industrially simple strain.
  • the initial area of the bar is So
  • the C section after rolling is If the surface area is S, the area reduction rate R is
  • plastic strain obtained by a finite element method calculation may be used.
  • plastic strain see References (Inoue et al., Iron and Steel, 68 (2000) 79 Keisaburo Harumi, et al. "Introduction to Finite Element Method" (Kyoritsu Shuppan Co., Ltd .: March 15, 1990) Familiar with.
  • the rolling time t may be the total rolling time including the time between passes.
  • the second, _ the temperature T x of the immediately rolled during the rolling. ut provides the warm control rolling method to Toku ⁇ to rolling so as not higher at 50 than rolling inlet temperature T x _ in.
  • the invention of this application is based on the fact that, in a rolling temperature range of 350 to 800, in the rolling of two or more passes in which rolling is performed, the material temperature immediately after the two passes with respect to the material temperature at the start of rolling.
  • the above-mentioned warm controlled rolling method is provided in which rolling is performed so that the temperature does not become higher at 100 and does not become lower at 100.Fourth, the material temperature at the start of rolling is provided.
  • a warm controlled rolling method characterized in that rolling is performed such that the raw material temperature immediately after two passes does not become higher at 50.
  • the invention of this application provides a warm controlled rolling method characterized in that rolling is performed in a temperature range where the rolling temperature range is 40 O-500.
  • a warm controlled rolling method characterized by producing a steel mainly composed of not less than 2 and an average ferrite grain size of 1 m or less.7. _ pass immediately after the rolling temperature T x.
  • a temperature T x- in is set to T xs ⁇ T x-in ⁇ T xs — ⁇ _ _ ⁇ .
  • the invention of this application ninthly provides a warm controlled rolling method characterized in that the total area reduction in continuous rolling is 50% or more.
  • the warm controlled rolling method is characterized in that the strain obtained by converting the area reduction rate into a true strain is 1.5 or more.
  • the first feature is that the strain is introduced by multidirectional application.
  • the first and second warm controlled rolling methods are characterized by controlling the temperature range before and after rolling by setting the rolling speed and the rolling reduction of each pass.
  • a reheating step is provided during the rolling to compensate for the temperature drop of the material, and a cooling step is provided during the rolling to suppress the temperature rise of the material.
  • a warm controlled rolling method is provided in continuous rolling.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the parameter and the ferrite average grain size in equation (1).
  • FIG. 2 is a front view exemplifying the hole shape of the groove roll of each pass and its dimensions.
  • FIG. 3 is an S ⁇ image of the tissue in Example 1.
  • FIG. 4 is an S ⁇ image of the tissue in Example 2.
  • FIG. 5 is an S ⁇ image of the tissue in Example 3.
  • FIG. 6 is the S S image of the tissue in Example 4.
  • FIG. 7 is an SEM image of the tissue in the comparative example. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the main ferrite grain structure has an average ferrite grain size of 3 m or less, that is, a proportion of 60% or more in the sectional surface area has an average ferrite grain size of 3 m or less.
  • the rolling condition parameter Z expressed by the formula above is 11 or more (when the structure just before rolling is ferrite, payinite, martensite, pearlite, etc., and the crystal structure of iron is bcc) or 20 or more (when the structure just before rolling is Austenitic and the crystal structure of Fe is fcc)
  • the material temperature at the start of rolling in each rolling is 800 at the maximum temperature. not higher, rolling performs so as not fall below a material temperature 3 50 immediately after the rolling in and the final pass, the temperature T x after rolling straight during the rolling (within 1 second) -.
  • ut is rolling entry temperature T x _ in higher Narazu 1 0 0 than, immediately after the rolling stock has a basic to carry out rolling so as not to be lower in the 1 00 than the rolling just before temperature.
  • the parameter Z in the equation (1) is an index for easily obtaining an ultrafine crystal structure having an average grain size, and has already been disclosed in Japanese Patent Application No. 2002- It is proposed as an application for 546 770.
  • the inventors' previous studies have revealed that the average grain size of ultrafine grains formed by high-temperature warm working depends on the working temperature and strain rate.
  • the rolling condition parameter which is a function of speed, becomes finer as Z increases. Obtain a structure with an average particle size of 1 m or less To do this, the rolling condition parameter Z must be equal to or greater than a certain critical value.
  • the critical value was about 11 for bcc iron (ferrite, payinite, martensite, pearlite, etc.), and for fcc structure (austenite) It has been confirmed to be about 20 (Fig. 1).
  • the strain used in equation (1) may be a true strain e, which is industrially simple strain. For example, if the initial area of a steel bar is So and the C cross-sectional area after rolling is S, the area reduction R is
  • plastic strain obtained by a finite element method calculation may be used.
  • plastic strain see References (Inoue et al., Iron and Steel, 68 (2000) 793. Keisaburo Harumi, et al. "Introduction to Finite Element Method” Day).
  • the calculation of the plastic strain can be performed by the float in Table 1 below.
  • the rolling conditions are set so that the parameter Z becomes 11 or more (bcc structure) or 20 or more (fcc structure). Is done.
  • the characteristic temperature control as described in the above ⁇ B> is performed.
  • the rolling temperature is limited to 350 t: 8800.
  • _ the temperature T x immediately after rolling at the time of each rolling (within 1 second).
  • ut is rolling entry temperature T x - not higher in the 1 00 than in, immediately after rolling material, perform a rolling so as not to become 1 0 0 ⁇ than lower than the rolling just before temperature.
  • This temperature control is also essential in the invention of this application. In fact, when such control is not performed, even if the parameter Z is within the above range, it is difficult to control the grain size to a predetermined grain size with a grain size of 3 m or less. .
  • T x _. ut is, but so as not to become higher in the 1 0 0 than T ⁇ _ in, in this case, more desirably so as not to be higher at 50.
  • the material temperature immediately after the two passes with respect to the material temperature at the start of rolling is 100, preferably 50, does not become higher, and does not become lower than 100 ⁇ . Rolling as described above is suitably considered.
  • the parameter Z for the ⁇ A> is 12 or more, and the range for the ⁇ B> is 400 to 50 O. Is desirably considered.
  • the rolling in the x + 1st pass is performed. Wait until the entry temperature T x + 1 — in becomes T s + 20 ⁇ T i + 1 _ in before rolling, or measure the processing heat TxH in the Xth pass in advance and set the Shonobu set temperature.
  • Tx s the rolling entry temperature T XS ⁇ T X - in ⁇ T xs — ⁇ ⁇ It is desirable.
  • temperature control may be performed by waiting for a change in temperature, or in continuous rolling, reheating is performed during rolling to compensate for the temperature decrease of the material, and the temperature of the material is increased.
  • forced cooling may be performed during the rolling.
  • the temperature in the invention of this application indicates the surface temperature of the material.
  • ultra-fine crystal grains are generated from the processed grains flattened by warm working, and increase with the increase of the strain, but almost the entirety
  • the strain in this case may be a plastic strain or a value obtained by converting the area reduction ratio into a true strain.
  • the means for rolling may be various types such as rolls, and in the case of the above-described steel bars, rolling by groove rolls may be performed.
  • the structure of steel is not limited because the mechanism of strengthening by phase transformation is not used at all, and addition of alloying elements for increasing strength is not required. It is possible to use steels with a wide range of components, such as ferrite single-phase steel and steel types without phase transformation, such as austenitic single-phase steel. More specifically, for example, if the composition is
  • Mn 0.1% or more and 3% or less
  • Nb, T i, and V are 0.5% or less in total
  • a composition having no alloying element added, such as the remaining Fe and unavoidable impurities, can be shown as an example.
  • the above-mentioned alloying elements such as Cr, Mo, Cu, Ni, Nb, Ti, V, and ⁇ can be added beyond the above range if necessary. Completely included in It does not have to be.
  • Table 2 shows the chemical composition of the material (the balance Fe) in the following examples.
  • cooling is air cooling.
  • the parameter Z is calculated at the last pass because it is meaningless to calculate the parameter Z when a certain amount of strain is applied.
  • t total time
  • T average temperature out
  • ⁇ total strain.
  • a material of 80 X 800 X 600 mm having the composition shown in Table 2a was heated at a heating temperature of 500, and was rolled at a set rolling temperature T1 (at 499). Rolling was carried out in 21 passes at a reduction of 91% (true strain 2.4) until the surface became 24 ⁇ 24 mm. When the total rolling time was assumed to be 600 s, the set Z value was 15.0. From Fig. 1, the ferrite grain size is 0.4 microns. is expected
  • Figure 2 shows the hole shape of each pass
  • Table 3 shows the rolling reduction and the temperature change before and after.
  • the entry temperature of the odd pass is not particularly controlled.
  • the entry temperature T x - in is 4 5 5-4 9 9 (with an average of 4 95) and the exit temperature T x- .
  • the rolling was performed at ut at 4 7 2-5 4 3 ⁇ (with an average of 5 20).
  • the rolling set temperature did not exceed 55 O in the entire rolling process by waiting for rolling. . In other words, although heat was generated for each pass, the set temperature did not exceed 50.
  • the calculated ferrite particle size is 0.45 microns.
  • Figure 3 shows a photograph of the C-section structure of the obtained steel bar. It has an ultrafine equiaxed ferrite and cementite structure. The average ferrite grain size was 0.6 micron. The mechanical properties are shown in Table 7, and a bar having excellent tensile strength of 788 MPa was obtained.
  • Example 2 rolling was further performed in two passes to obtain 17 ⁇ 17 mm.
  • the hole-shaped shapes are opal and square. Since both deformations were large, the heat generated during processing was measured in advance through preliminary experiments. As a result, it was found that the temperature of 80 ⁇ material rises when two passes are performed continuously. Therefore, the entry temperatures T22-in and T23-in for the 22 and 23 passes were set to 450. Since the temperature in the 21st pass was 501, the rolling process was performed in the 22nd pass because the material temperature dropped to 450. The exit temperature for the 23 passes was 514. In the 23rd pass, rolling was performed after dropping to 464, and the output temperature was 537 (Table 2). The total rolling time was 1 1 1 2 s, 4.1.
  • Fig. 4 shows the photograph of the obtained structure. It has an ultra-fine equiaxed ferrite + cement cement structure. The average ferrite grain size was 0.5 microns. The mechanical properties are shown in Table 7, and a bar with excellent tensile strength of 83 OMPa was obtained.
  • a material of 80 X 800 X 600 orchid having the composition shown in Table 2b was heated at a heating temperature of 900, and after the structure was once austenitized, the set rolling temperature T 1
  • Table 4 shows the hole shape, rolling reduction, and temperature changes before and after each pass. Temperature immediately after rolling after even pass (at temperature) T x _. If ttt is measured and the output temperature falls below 550, the next pass is rolled immediately . If it exceeds 550 ⁇ , wait until the material temperature drops below 570, then the next pass (odd pass). ) was rolled. The entry temperature of the odd pass is not particularly controlled. As a result, we enter the temperature T ⁇ _ ifl Is 440—557 (average 55 I :), output temperature T x —. ut rolling at 536-573 X: (on average 551).
  • Fig. 5 shows the photograph of the obtained structure.
  • the average ferrite grain size was 0.9 microns.
  • the mechanical properties are shown in Table 7, and a bar with excellent tensile strength of 702 MPa was obtained.
  • Example 3 two-pass rolling was further performed to obtain 17 mm ⁇ 17 mm.
  • the hole-shaped shapes are opal and square. Since both deformations were large, the heat generated during processing was measured in advance through preliminary experiments. As a result, it was found that when two passes were performed continuously, the material temperature increased at 80. Therefore, the entry temperatures T22-in and T23-in of the 21 and 22 passes were set to 500. Since the temperature of the 20th pass was 536, the rolling of the 21st pass was performed because the material temperature dropped to 500. The output temperature for 21 passes was 568. In 22 passes, rolling was performed after dropping to 55.0, and the output temperature was 599 "C. The total rolling time was 662 s, the average output temperature was 565, and Z was 13.6.
  • Fig. 6 shows the photograph of the obtained structure. It has an ultrafine equiaxed ferrite and cementite structure. The average ferrite grain size was 1.1 microns. The mechanical properties are shown in Table 7, and a bar having excellent tensile strength of 72 MPa was obtained.
  • a material having the composition shown in Table 2c is heated to a heating temperature of 600 ⁇ 80 ⁇ 800 ⁇ 600, and is rolled at a set rolling temperature T 1 (60 OTC), and the cross section is 17 ⁇ 1 Rolling was performed in 21 passes at a reduction of area of 95% (true strain 3.0) until the thickness became 7 mm.
  • T 1 60 OTC
  • the set Z value was 13.1. From Fig. 1, the ferrite grain size is expected to be 0.8 microns.
  • the maximum heat generated during the two-pass rolling process was 40, due to the waiting for rolling, it did not exceed 650 ⁇ in the entire rolling process against the set rolling temperature of 600. That is, although heat is generated for each pass, the set temperature does not exceed 50.
  • the obtained structure is an ultrafine equiaxed ferrite + cementite structure.
  • the average ferrite grain size was 1.4 microns.
  • the mechanical properties are shown in Table 7, and a bar with excellent tensile strength of 64 OMPa was obtained.
  • a material of 80 X 80 X 600 mm having the composition shown in Table 2a was heated at a heating temperature of 500, and rolled at a set rolling temperature T 1 (at 475), and the cross section was 17 X Rolling was performed in 21 passes at a reduction of area of 95% (true strain 3.0) until the pressure reached 17 ⁇ .
  • T ⁇ _. ut is measured, and when the output temperature falls below 475, rolling is immediately performed in the next pass.
  • the next pass (odd pass) was rolled until the material temperature reached 475 or less so that it did not exceed 500 (Table 5).
  • the entry temperature of the odd-numbered pass is not particularly controlled.
  • the entry temperature T ⁇ — in is 440 — 48 5 (average 4
  • outlet temperature T x _ outlet temperature
  • Rolling was performed at ut at 472—499 (average 496 ⁇ ). Processing heat is generated for each pass, but the set temperature does not exceed 50.
  • Z 14.7.
  • the obtained structure is an ultrafine equiaxed ferrite + cementite structure.
  • the average ferrite grain size was 0.45 microns.
  • the tensile strength was 950 MPa.
  • a material of 80 ⁇ 800 ⁇ 600 mm having the composition shown in Table 2 was heated at a heating temperature of 550, and the groove rolling was started at a set rolling temperature T 1 (at 550), and the cross section was started. Rolling was carried out in 21 passes at a reduction in area of 91% (true strain 2.4) until the diameter became 24 X 24 mm. The time between passes was 15 s.
  • Fig. 7 shows the photograph of the obtained structure. Despite having a ferrite + cementite structure, the average ferrite particle size was 4 microns. The ferrite particle size was larger than expected from the average temperature.
  • a new method of controlling by the Z parameter can be applied to the continuous rolling process, there is no limitation on the time between passes or the strain rate, and the range of 3 to 1 micron or less.
  • a new controlled rolling method that takes into account the heat generated during processing is provided.

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Abstract

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い、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、新しい温間制御圧延方法とする。

Description

温間制御圧延方法 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 3 m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。 背景技術
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。
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。
たとえば、 藤岡ら （文献 3) は、 C : 0. 03〜0. 45wt %、 S i ： 0. 01〜0. 50%、 Mn : 0. 02〜 5. 0 %, A 1 ： 0. 0 01〜0. 1 %を含有し、 残部が F e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 ェを 500〜 700での温度、 かつ歪速度 0. 1〜20Z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。
また、 重量％で、 C : 0. 03〜0. 9、 S i : 0. 0 1〜1. 0、 Mn ： 0. 01〜 5. 0、 A 1 : 0. 001〜0. 5、 N : 0. 001 〜0. 1を含有し、 さらに Nb : 0. 003〜0. 5、 T i : 0. 00 3〜0. 5の 1種以上を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物から なり、 かつ、 C+ (12Z14) N≥ (12 +48) T i (12/48) Nb + 0. 03を満たす鋼片を铸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 50 0で〜室温まで冷却した後 に、 再び加熱し、 700〜 550で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)。
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。
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 ェ温度とひずみ速度のパラメ一夕 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)。
Figure imgf000004_0001
ε ：ひずみ
t ：圧延開始から終了までの時間（S)
T：圧延温度 （で、 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卜、 ペイナイ卜、 マルテンサイ卜、 パーライ卜を母相
とする場合は 254， 000を、 オーステナイとを母相とする場合は 300, 000を用いる。 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一夕 Z が 1 1以上 （圧延直前の組織がフェライト、 ペイナイト、 マルテンサイ ト、 パーライトなど鉄の結晶構造が b c c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 == 3 0 0 sの条件下、 すなわち、 ひずみ速度 = 0. 0 1 / 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。
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。
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、 前記のパラメ一夕 Zが 1 1以上で行う場合、 圧延温度が温間加工温度域 （3 5 0— 8 0 0で） 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< 1 1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 明らかになつてきた。
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。
文献 1 ：特開 2 0 0 0— 3 0 9 8 5 0
文献 2 ：特開 2 0 0 1— 240 9 1 2
文献 3 ：特開平 9一 2 7 9 2 3 3
文献 4 ：特開平 2 0 0 0 - 1 0 4 1 1 5
先願 1 ：特願 2 0 0 2 - 546 7 0
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パラメ一夕による制御を行 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。 発明の開示
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 3 m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 )
Figure imgf000006_0001
ε ：ひずみ
t ：圧延開始から終了までの時間 (s)
T ：圧延温度 （°C、 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卜、 ペイナイト、 マルテンサイ卜、 パーライ卜を母相 とする場合は 254， 000を、 オーステナイとを母相とする場合は 300, 000を用いる。 で表される圧延条件パラメ一夕 Zが 1 1以上 （圧延直前の組織がフェラ ィト、 ペイナイト、 マルテンサイト、 パーライトなど F eの結晶構造が b c cである場合） あるいは 2 0以上 （圧延直前の組織がオーステナイ 卜で F eの結晶構造が f c cである場合） に従う範囲で、 圧延温度範囲 が 3 5 0で— 8 0 0での温度域で、 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 8 0 0でより高く 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 3 5 O t 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 T x_。utが圧延入温度 Tx— inよりも 1 0 0 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 1 0 0でより低く 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。
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 So、 圧延後の C断 面面積を Sとすると、 減面率 Rは
R= (So-S) /So (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） ： 1 9 90年 3月 1 5日） に詳しい。
圧延時間 tはパス間時間を含めた総圧延時間でよい。
また、 第 2には、 各圧延時の圧延直後の温度 Tx_。utが圧延入温度 Tx_in よりも 50でより高くならないように圧延することを特徵とする前記 の温間制御圧延方法を提供する。
この出願の発明は、 第 3には、 圧延温度範囲が 3 50 一 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 1 0 0でより高くならず、 1 0 0で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 5 0で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。
そして、 この出願の発明は、 第 5には、 圧延温度範囲が 40 O - 5 00で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≥ 1 2以上であって、 平均フェライト粒径 1 m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_。ut が圧延設定温度 T sよりも高くなつた場合、 X+ 1パス目の圧延入り温 度 Tx+卜 iD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 T x- in を Txs≥T x- in≥Txs— ΤΧ_Ηとすることを特徵とする温間制 御圧延方法を提供する。
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 5 0 %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 1 0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 1 1には、 多方向加 ェ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 1 2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徵とする温間制御圧延方法を、 第 1 3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 Ζパラメ一夕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 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。 図面の簡単な説明
図 1は、 式 （1 ) についての、 パラメ一夕 Ζとフェライト平均粒径と の関係を示した図である。
図 2は、 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は 実施例 1における組織の S Ε Μ像である。
図 4は 実施例 2における組織の S Ε Μ像である。
図 5は 実施例 3における組織の S Ε Μ像である。
図 6は 例 4における組織の S Ε Μ像である。 図 7は、 比較例における組織の S EM像である。 発明を実施するための最良の形態
この出願の発明は上記のとおりの特徵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。
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 3 m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 6 0 %以上の割合が平均フェライ ト粒径が 3 xm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一夕 Zが 1 1以上（圧延直前の組織がフェラ ィト、 ペイナイト、 マルテンサイト、 パーライトなど鉄の結晶構造が b c c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 F eの結晶構造が f c cである場合） に従う範囲で、
<B>圧延温度範囲が 3 5 0 ^- 8 0 0での温度域で、 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 80 0でより高くならず、 圧延中および最終パス直後の素材温度が 3 50で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―。 utが圧延入温度 Tx_inよりも 1 0 0でより高く ならず、 圧延直後の素材が、 圧延直前温度よりも 1 00でより低くなら ないように圧延を行うことを基本としている。
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つ て、 すでに特願 2 0 02 - 546 7 0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一 夕 Zの増加にともなって微細化する。 平均粒径 1 m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 b c c構造の鉄（フェライト、 ペイナイト、 マルテンサイト、 パーライト等） の場合はおよそ 1 1、 f c c構造 （オーステナイト） の場合はおよそ 2 0になることが確認されている （図 1)。
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 So、 圧延後の C 断面面積を Sとすると、 減面率 Rは
R= (So-S) /So (2)
で表される。 すると、 真ひずみ e
e=-Ln (1 - 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） ： 1 9 90年 3月 1 5日） に詳しい。
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。
表 塑性ひずみ計算のフロー
1 材料の加工温度に対応した応力ひずみ曲線を取得
2 有限要素法計算のための準備
(1 ) 被加工物にメッシュを作成する
(2) 接触条件を決める 摩擦係数 =0.3 クーロン条件
(3) 応力ひずみ曲線、 材料物性値を決める
3 (1 ) 一 （3) の条件をもとに汎用有限要素法コード、 例えば、 ABAQUSで計算を行う。 塑性ひずみ εは以下の式で表され、 各ひずみ増分は、 汎用有限要素法コードによって計算 される。
Figure imgf000011_0001
dsx dsy dsz： JC, y, zのひず 増分
dYxi dYyz d ：せん断ひずみ増分
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 1 1以上（b c c構造）または 2 0以上（ f c c構造となるように圧延の条件が設定される。
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。
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 3 im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 3 5 0 t：〜 8 0 0でに限定される。 そして、 各圧延時の圧延直後 （1秒以内） の温度 Tx_。utが圧延入温度 Tx-inよりも 1 00でより高くならず、 圧延直後の素材が、 圧延直前温 度よりも 1 0 0^より低くならないように圧延を行う。
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、 仮にパラメ一夕 Zが前 記範囲のものであっても、 粒径 3 m以下で、 所定の結晶粒径に制御す ることが難しくなる。
Tx_。utは、 T∑_inよりも 1 0 0で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で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 1 00でより、 望ましくは 50でより 高くならず、 1 00^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。
平均フェライト粒径が 1 m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 1 2以上であって、 前記 <B>につ いて 400〜 50 O の範囲とすることが望ましく考慮される。
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 が圧延設定温度 Ts よ りも高くなつた場合には、 x+ 1パス目の圧延入り温度 Tx+1— inが、 Ts+20 ≥Ti+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、 庄延設定温度を Tx sとしたとき、 圧延入 り温度 TXS≥TX― in≥Txs— ΤχΗとすること ¾望ましい。
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。
なお、 この出願の発明における温度 ついては、 素材の表面温度を示 している。 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。
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。
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. 0 0 1 %以上 1. 2 %以下、
S i ： 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、
A 1 ： 1. 0 %以下、
N： 0. 02 %以下、
C r , Mo, C u, N iが合計で 3 0 %以下、
Nb, T i， Vが合計で 0. 5 %以下、
B ： 0. 0 1以下、
残部 F e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 C r, Mo, C u, N i， Nb, T i , V, Β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。
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。 実施例
表 2は以下の例における素材の化学組成 （残部 F e) を示したもので ある。
また、 以下の例では冷却は空冷である。
表 2
(mass%)
Figure imgf000014_0001
そして、 以下に示す表 3〜 6において、 パス No.の右欄が空白になつ 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。
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 2 aに示す組成を有する 8 0 X 8 0 X 6 0 0 mmの素材を加熱温度 5 0 0でに加熱し、 圧延設定温度 T 1 (4 9 9で） で孔型圧延を行い、 断 面が 24 X 2 4mmになるまで、 減面率で 9 1 % (真ひずみ 2 · 4) の 2 1パスの圧延を行った。総圧延時間を 6 0 0 sかかるとしたときの設定 Z値は 1 5. 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 （出温度） Tx―。 utを測定し、 出温度が 5 0 0でを 下回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、 5 0 0でを越えた場合は、 材料温度が 4 9 9で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 4 5 5— 4 9 9で （平均 4 9 5で）、 出温度 Tx—。utで 4 7 2 - 5 4 3 ^ (平均 5 2 0で） 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 4 0であったものの、 圧延待ちを行 うことによって、 圧延設定温度である 4 9 9でを全圧延工程で 5 5 O 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 5 0 を上回ることはない。 総圧延時間 8 9 5 sと、 平均出 温度で Z値を再計算してみると、 Z == 1 4 . 2であった。 計算フェライ ト粒径は、 0 . 4 5ミクロンである。
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、 7 8 8 M P aの優れた 引張強さを持った棒鋼が得られた。
パス No. 減面率 総減面率 総ひずみ ' ス間時 圧延待ち入り温度 Tx r]出温度 Tx-ou 孔型 Z値
(%) (%) (s) (。c) (°C)
1 0 455 472 #1
2 2.5 2.5 0.03 27 472 #1
3 5 495 #2
4 21.5 23.4 0.27 19 495 #2
5 7 530 #3
6 21.6 39.9 0.51 132 待ち 499 #3
7 8 533 #4
8 18.4 51.0 0.71 92 待ち 499 #4
9 5 538 #5
10 20.3 60.9 0.94 1 15 待ち 499 #5
1 1 5 534 #6
12 19.0 68.4 1.15 103 待ち 499 #6
13 17.0 73J 1.34 5 528 #7
14 18.6 78.6 1.54 72 待ち 499 #8
15 15.6 81.9 1 J1 10 543 #9
16 16.9 85.0 1.90 90 待ち 499 #10
17 12.5 86.9 2.03 1 1 534 #1 1
18 6.8 87.8 2.10 88 待ち 496 #12
19 13.8 89.4 2.25 9 517 #13
20 49 待ち 498 #14
21 14.8 91.0 2.41 7 501 #14 14.2
22 38.0 123 待ち 450 514 #15
23 18.0 94.9 2.98 130 待ち 464 537 #16 14.1
ぐ実施例 2 >
実施例 1に引き続き、 さらに、 2パスの圧延を行い、 17 X17mmに した。 孔型形状はオーパルと角型である。 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 つて、 22、 23パスの入り温度 T22- in、 T23-inを 450でに設定し た。 21パス目の温度が 501でであったから、 450でまで材料温度 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でであった。 また、 23パスでは 464で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 1 1 1 2 s、 4. 1であった。
得られた組織写真を図 4に示す。超微細な等軸フェライ卜 +セメン夕 ィ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、 83 OMP aの優れた引張強さを持つ た棒鋼が得られた。
ぐ実施例 3 >
表 2bに示す組成を有する 8 0 X 8 0 X 6 00蘭の素材を加熱温度 9 00でに加熱し、 組織を一度オーステナイト化下後、 圧延設定温度 T 1
(55 O ) 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 X 2411になるまで、 減面率で 91 %
(真ひずみ 2. 4) の 20パスの圧延を行った。 総圧延時間を 600 s 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。
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_。tttを測定し、 出温度が 550でを下回った場 合は、 直ち 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 T∑_ifl は 440— 557 （平均 55 I ：)、 出温度 Tx—。utで 536 - 573 X： (平均 551で） 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であったものの、 圧延待ちを行うことに よって、 圧延設定温度である 550でを全圧延工程で 600でを越える 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 582 s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。
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 +セメン夕 ィト組織となって 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、 702 MP aの優れた引張強さを持つ た棒鋼が得られた。
Figure imgf000019_0001
<実施例 4>
実施例 3に引き続き、 さらに、 2パスの圧延を行い、 1 7 X 1 7mmに した。 孔型形状はオーパルと角型である。 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で材料温度が上昇することがわかった。 したが つて、 2 1、 2 2パスの入り温度 T22-in、 T23- in を 50 0でに設定し た。 20パス目の温度が 53 6でであったから、 50 0 まで材料温度 が下がることをまって 2 1パス目の圧延を行った。 2 1パスの出温度は 56 8でであった。 また、 22パスでは 55.0でまで下がってから圧延 を行い、 出温度は 599"Cであった。 総圧延時間 66 2 s、 平均出温度 56 5でで、 Z= 1 3. 6であった。
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 +セメン夕 ィ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、 7 1 2MP aの優れた引張強さを持つ た棒鋼が得られた。
<実施例 5>
表 2 cに示す組成を有する 80 X 8 0 X 600顧の素材を加熱温度 6 00でに加熱し、 圧延設定温度 T 1 (60 OTC) で孔型圧延を行い、 断 面が 1 7 X 1 7 mmになるまで、 減面率で 9 5 % (真ひずみ 3. 0) の 2 1パスの圧延を行った。 総圧延時間を 3 0 0 sかかるとしたときの設定 Z値は 1 3. 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。
偶数パス後の圧延直後温度 （出温度） Tx―。 utを測定し、 出温度が 600で を下回った場合は、 直ちに次パスの圧延を行い、 6 0 0でを越えた場合 は、 材料温度が 60 0で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 5 80— 6 1 9で （平均 5 9 0で）、 出温度 Tx_。utで 6 1 0— 648で （平均 6 3 0で） 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であったものの、 圧延待ち を行うことによって、 圧延設定温度である 600でに対し、 全圧延工程 で 6 50^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でを上回ることはない。 総圧延 8 0 0 sと、 平均出温度で Z値を再計算してみると、 Z= 1 2. 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、 64 OMP aの優れた引張強さを持った棒鋼が得られた。
<実施例 6>
表 2 aに示す組成を有する 80 X 80 X 6 00 mmの素材を加熱温度 5 00でに加熱し、 圧延設定温度 T 1 (47 5で） で孔型圧延を行い、 断 面が 1 7 X 1 7ππιιになるまで、 減面率で 9 5 % (真ひずみ 3. 0 ) の 2 1パスの圧延を行った。 偶数パス後の圧延直後温度 （出温度） T∑_。utを測 定し、出温度が 47 5 を下回った場合は、直ちに次パスの圧延を行い、
50 0でを越えないよう材料温度が 47 5で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 T∑— inは 440— 48 5で （平均 4
6 5t )、 出温度 Tx_。utで 472— 49 9で （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 5 0でを上回る ことはない。 総圧延 1 1 28 s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 950 MPaであった。
Figure imgf000022_0001
<比較例 1>
表 2に示す組成を有する 8 0 X 8 0 X 6 0 0 mm の素材を加熱温度 5 5 0でに加熱し、 圧延設定温度 T 1 (5 5 0で） で孔型圧延を開始し、 断面が 24 X 24mmになるまで、 減面率で 9 1 % (真ひずみ 2. 4) の 2 1パスの圧延を行った。 パス間時間は 1 5 sとした。
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 8 00で以上にまであが つた。 最終出温度で Z値を再計算してみると、 Z= 1 0. 1であった。 平均温度の場合は 1 1. 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、 大きなフエ ライト粒径となっていた。
Figure imgf000024_0001
表 7
Figure imgf000025_0001
産業上の利用可能性
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。

Claims

請求の範囲
1 . 平均フェライト粒径が 3 m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 )
Figure imgf000026_0001
ε ：ひずみ
t ：圧延開始から終了までの時間（s)
T :圧延温度 （°C、 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卜、 ベイナイト、 マルテンサイト、 パ一ライ卜を母相 とする場合は 254， 000を、 才一ステナイとを母相とする場合は 300, 000を用いる。 で表される圧延条件パラメ一夕 Zが 1 1以上 （圧延直前の組織がフェラ ィト、 ペイナイト、 マルテンサイト、 パーライトなど F eの結晶構造が b c cである場合） あるいは 2 0以上 （圧延直前の組織がオーステナイ トで F eの結晶構造が f c cである場合） に従う範囲で、 圧延温度範囲 が 3 5 0 V - 8 0 0での温度域で、 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 8 0 0でより高く 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 3 5 0 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_。utが圧延入温度 Tx_inよりも 1 0 0 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 1 0 o t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。
2 . 各圧延時の圧延直後の温度 T x_。utが圧延入温度 T x_inよりも 5 0で 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。
3 . 圧延温度範囲が 3 5 O t - 8 0 0での温度域で、 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 1 0 0でより高くならず、 1 0 0でより低くならない ように圧延を行うことを特徵とする請求項 1の温間制御圧延方法。
4. 圧延開始時の材料温度に対し、 2パス直後の素材温度が 5 Ot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。
5. 圧延温度範囲が 400 一 500での温度域で圧延を行うことを 特徵とする請求項 1ないし 4のいずれかの温間制御圧延方法。
6. Zが 12以上であって、 平均フェライト粒径 1 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。
7. 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 Ts_。ut が圧延設定温度 T sよりも高くなつた場合、 X+ 1パス目の圧延入り温 度 T∑+1 - 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 徵とする請求項 1ないし 6のいずれかの温間制御圧延方法。
8. 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— iDを Txs≥Tx- in≥T∑s -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。
9. 連続圧延における全減面率が 50 %以上であることを特徵とする 請求項 1ないし 8のいずれかの温間制御圧延方法。
10. 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。
1 1. 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。
12. 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徵とする請求項 1ないし 1 1のいずれかの 温間制御圧延方法。
13. 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徵とする請求項 1ないし 1 2のいず れかの温間制御圧延方法。 ■
法を提供する。
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