JP2002069531A - 超微細フェライト鋼とその製造方法 - Google Patents
超微細フェライト鋼とその製造方法Info
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Abstract
高靭性に加えて均一伸びも高められた、強度−延性バラ
ンスに優れた高強度超微細フェライト鋼とその製造方法
を提供する。 【解決手段】 組成が重量%でC:0.02〜0.20
%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.2〜2.0
%、P:0.050%以下、S:0.010%以下、A
l:0.001〜0.10%、Nb:0.060%以
下、Ti:0.020%以下で、残部がFeおよび不可
避不純物からなる低合金鋼にフェライト温度領域での温
間強加工を施し、回復あるいは再結晶を誘起させて平均
粒径2μm未満の超微細フェライト粒組織を主体とする
超微細フェライト鋼とし、その超微細フェライト鋼を温
間強加工後直ちにあるいは350℃未満に冷却した後に
350℃〜(Ac1−40)℃の温度範囲にまで加熱し、
前記温度範囲内で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を
施して高強度超微細フェライト鋼を製造する。
Description
微細フェライト鋼とその製造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、特別な添加元素を
必要とせず、高強度および高靭性に加えて均一伸びも高
められた、強度−延性バランスに優れた高強度超微細フ
ェライト鋼とその製造方法に関するものである。
強度が上昇するとともに靭性が向上することから、従来
より、鋼の結晶粒径を2μm未満に超微細化することが
行われている。しかし、例えば、図1(木村勇次、高木
節雄,塑性と加工, Vol.41,No.468 (2000), p.15)に
示したように、鋼の結晶粒径を微細化すると均一伸びが
顕著に低下することも知られており、この点が超微細フ
ェライト鋼の弱点であった。そのため、近年では、超微
細フェライト鋼の均一伸び特性を改善する方法が提案さ
れてきている。
ェライト母相にパーライトを含有させた複相組織とする
ことにより、超微細鋼の均一伸びを改善する方法が提案
されている。また、特願2000−54974では、微
細な粒状炭化物を分散させて超微細鋼の均一伸びを増加
させる方法が提案されている。
相を利用して鋼材の加工硬化率を上昇させる方法であ
り、理想的な第2相の分散状態を得るために圧延等の製
造条件が狭い範囲に限定されてしまったり、必要量の炭
化物を得るために炭素含有量を増やさなければならず溶
接性が損なわれてしまうなど、実用化に際して障害とな
る問題があった。しかも、これらの方法によると、引っ
張り強度が700MPa以上の超微細粒鋼における均一
伸びは10%未満しか得られていなかった。
事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を
解消し、高強度および高靭性に加えて均一伸びも高めら
れ、強度−延性バランスに優れた高強度超微細フェライ
ト鋼とその製造方法を提供することを課題としている。
は、上記の課題を解決するものとして、以下の通りの発
明を提供する。
は、低合金鋼にフェライト温度領域での温間強加工を施
し、回復あるいは再結晶を誘起させて平均粒径2μm未
満の超微細フェライト粒組織を主体とする超微細フェラ
イト鋼とし、その超微細フェライト鋼を温間強加工後直
ちにあるいは350℃未満に冷却した後に350℃〜
(Ac1−40)℃の温度範囲にまで加熱し、前記温度範
囲内で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を施すことを
特徴とする高強度超微細フェライト鋼の製造方法を提供
する。
記第1の発明において、低合金鋼は、組成が重量%で
C:0.02〜0.20%,Si:0.01〜1.0
%,Mn:0.2〜2.0%,P:0.050%以下,
S:0.010%以下,Al:0.001〜0.10
%,Nb:0.060%以下,Ti:0.020%以下
で、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴
とする高強度超微細フェライト鋼の製造方法を、第3に
は、低合金鋼は、重量%でCu:0.4%以下,Cr:
0.4%以下,Ni:1%以下,Mo:0.2%以下,
B:0.003%以下のうち1種または2種以上を含有
することを特徴とする高強度超微細フェライト鋼の製造
方法を、第4には、低合金鋼の組織は、フェライト,マ
ルテンサイト,ベイナイトおよびパーライトの合計が体
積率で70%以上であることを特徴とする高強度超微細
フェライト鋼の製造方法を提供する。
記いずれかの発明において、温間強加工は、350℃〜
(Ac1−40)℃の温度範囲での累積加工量が次式
(1)、
i番目の加工パスにおけるそれぞれx,y,z成分の塑
性歪(真歪)を示す。)で示される相当塑性歪εeqで
0.7以上となるように行うことを特徴とする高強度超
微細フェライト鋼の製造方法を、第6には、焼鈍処理
は、(Tf−100)℃〜(Tf+100)℃(ただ
し、Tfは温間強加工における最終加工温度(℃)を示
す。)の温度範囲で行うことを特徴とする高強度超微細
フェライト鋼の製造方法を、第7には、焼鈍処理は、処
理温度および処理時間を次式(2)、
tは焼鈍時間(s)を示す。)で示されるパラメーター
Aが5000以上7000以下となるように制御するこ
とを特徴とする高強度超微細フェライト鋼の製造方法を
提供する。
第1ないし第7いずれかの発明の方法により得られる高
強度超微細フェライト鋼を提供する。
記第8の発明について、引っ張り強度が700MPa以
上で、均一伸びが10%以上であることを特徴とする高
強度超微細フェライト鋼をも提供する。
特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態につい
て説明する。
組織自体の延性に及ぼすフェライト粒内下部組織の影響
に着目して研究を行った結果、以下のような知見を得
た。
ライト粒を得るためにはいくつかの方法が提案されてい
るが、その中で、強加工を利用して得た平均粒径が2
μm未満の超微細フェライト粒は、その粒内に転位や歪
が残存していること、超微細フェライト粒内の転位や
歪は、再結晶温度以下の低温焼鈍により減少し、それに
伴って均一伸びが増加すること、温間強加工による回
復あるいは再結晶によって得た超微細フェライト粒は、
比較的熱安定性が高く、焼鈍を施しても粒成長しにくい
こと、また、結晶粒径分布が比較的均一なため、焼鈍中
に一部の粒が急速に成長する異常粒成長を起こしにく
く、強度の低下が少ないこと、焼鈍の最適温度範囲
は、超微細フェライト粒を得るための温間強加工の温度
に依存することである。
発明が提供する高強度超微細フェライト鋼の製造方法
は、低合金鋼にフェライト温度領域での温間強加工を施
し、回復あるいは再結晶を誘起させて平均粒径2μm未
満の超微細フェライト粒組織を主体とする超微細フェラ
イト鋼とし、その超微細フェライト鋼を温間強加工後直
ちにあるいは350℃未満に冷却した後に350℃〜
(Ac1−40)℃の温度範囲にまで加熱し、前記温度範
囲内で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を施すように
している。
フェライト粒を生成させた後、2)適当な温度範囲での
焼鈍処理によりフェライト粒内下部組織を制御すること
によって、高強度超微細フェライト鋼の均一伸びを増加
させるものである。
ば、特別な合金成分は必要としない。なおここでいう低
合金とは、炭素以外の元素がおよそ5重量%以下の範囲
で加えられたもの、より好適には、炭素が0.2重量%
以下の低炭素鋼にSi,Mn,Al,Ti等の元素を2
重量%以下の範囲で加えたものを用いることができる。
結晶粒微細化の観点からは、できるだけ微細な組織を出
発材料の組織とすることが望ましい。このような鋼材と
しては、例えば、一般に使用されている溶接構造用低合
金鋼等を対象とすることができる。そこで、この出願の
第2の発明が提供する高強度超微細フェライト鋼の製造
方法は、上記第1の発明において、低合金鋼は、組成が
重量%でC:0.02〜0.20%,Si:0.01〜
1.0%,Mn:0.2〜2.0%,P:0.050%
以下,S:0.010%以下,Al:0.001〜0.
10%,Nb:0.060%以下,Ti:0.020%
以下で、残部がFeおよび不可避不純物からなることを
特徴としている。
ェライト温度域で温間強加工することで回復あるいは再
結晶を誘起させて、平均粒径2μm未満で上記のように
焼鈍処理に対して安定な超微細フェライト組織を得るよ
うにしている。この組織は、概ね70%以上がフェライ
トから構成されていることが好ましい。
−40)℃の温度範囲に限定される。温間強加工温度が
焼鈍処理温度よりも高い場合には、温間強加工後に35
0℃未満に冷却する必要がある。焼鈍処理温度が350
℃未満になってしまうと、フェライト粒内の転移や歪が
十分に除去できず、均一伸び特性を向上させることがで
きない。また焼鈍処理温度が(Ac1−40)℃を越える
場合は、フェライト粒成長が著しくなるため、2μm未
満の超微細フェライト粒組織を維持することが困難にな
り、得られる高強度超微細フェライト鋼の強度が顕著に
低下してしまう。350℃〜(Ac1−40)℃の温度範
囲内であれば、等温保持してもよいし、空冷未満の冷却
速度で冷却させてもよい。
て均一伸びが増加された、強度−延性バランスに優れた
高強度超微細フェライト鋼を製造することができる。
微細フェライト鋼の製造方法は、上記第1または第2の
発明において、低合金鋼は、重量%でCu:0.4%以
下,Cr:0.4%以下,Ni:1%以下,Mo:0.
2%以下,B:0.003%以下のうち1種または2種
以上を含有することを特徴としている。Cr,Ni等の
元素は高価であるため必ずしも添加する必要はないが、
必要に応じて、Cu,Cr,Ni,MoおよびB等のう
ち1種または2種以上を元素を添加することで、より加
工硬化率の高い高強度超微細フェライト鋼を得ることが
できる。
は、フェライト粒成長を抑制するためにも有効である。
第2相としては、たとえば、酸化物、セメンタイト、N
b,V,Ti等の窒化物、パーライト、マルテンサイ
ト、ベイナイト等の中から適宜選択することができる。
微細フェライト鋼の製造方法は、上記いずれかの発明に
おいて、低合金鋼の組織は、フェライト,マルテンサイ
ト,ベイナイトおよびパーライトの合計が体積率で70
%以上であることを特徴としている。前述のように、出
発材料としての鋼材は低合金鋼であればよいが、より好
適には、その組織がbcc相すなわちフェライト,マル
テンサイト,ベイナイトおよびパーライトのいずれかの
単一組織あるいはこれらの混合組織の体積率の合計が6
0%以上、さらには、これらの組織の体積率の合計が7
0%以上であることが望ましい。これによって、温間強
加工によって平均粒径2μm未満の超微細フェライト粒
組織を主体とする超微細フェライト鋼が得やすくなる。
場合には、最終加工温度を350℃〜(Ac1−40)℃
の温度範囲とする多様な温間強加工を施すことができ
る。具体的には、低合金鋼を室温から350℃〜(Ac1
−40)℃の温度範囲に加熱して強加工を施す以外に、
例えば、一旦Ac1点以上の温度に加熱してから未加工の
ままあるいは加工熱処理を施した後に、350℃〜(A
c1−40)℃の温度範囲に冷却して強加工を施すこと
で、得られる超微細フェライト鋼の組織微細化を容易に
することができ、この出願の発明の高強度とう微細フェ
ライト鋼の特性向上にも有益である。
微細フェライト鋼の製造方法は、上記いずれかの発明に
おいて、超微細フェライト鋼は、350℃〜(Ac1−4
0)℃の温度範囲での累積加工量が次式(1)
i番目の加工パスにおけるそれぞれx,y,z成分の塑
性歪(真歪)を示す。)で示される相当塑性歪εeqで
0.7以上となるような温間強加工を施すことで得るよ
うにしている。このような温間強加工によっても、温間
強加工時の回復あるいは再結晶を誘起して2μm未満の
超微細フェライト粒を得ることを容易とすることができ
る。
微細フェライト鋼の製造方法は、上記いずれかの発明に
おいて、焼鈍処理を、(Tf−100)℃〜(Tf+1
00)℃の温度範囲で行うようにしている。
フェライト粒内の転位密度,残留歪量,焼鈍中の結晶粒
成長挙動が異なるため、焼鈍処理の温度範囲を(Tf−
100)〜(Tf+100)℃、すなわち温間強加工の
最終加工温度に近い温度とすることにより、粒成長を最
小限に抑えながら、効果的にフェライト粒内下部組織を
制御することができる。これによって、フェライト粒内
下部組織を制御することができ、最も優れた強度−均一
伸びバランスを有する高強度超微細フェライト鋼を得る
ことができる。
微細フェライト鋼の製造方法は、上記いずれかの発明に
おいて、焼鈍処理は、処理温度および処理時間を次式
(2)
7000以下となるように制御するようにしている。
に制限する必要がある。焼鈍処理時間が短すぎる場合や
焼鈍処理温度が低すぎる場合は、フェライト粒内下部組
織の制御が不十分となり、得られる高強度超微細フェラ
イト鋼の均一延びはほとんど増加しない。また、焼鈍処
理時間が長すぎる場合や焼鈍処理温度が高すぎる場合に
は、フェライト粒成長により組織が粗大化して強度が低
下してしまい、高強度超微細フェライト鋼の強度−均一
延びバランスは低下してしまう。この出願の発明におい
ては、式(2)で表されるパラメーターAを用い、パラ
メーターAを5000以上7000以下とするような焼
鈍処理の時間と温度を選択することによって、強度超微
細フェライト鋼の強度−均一延びバランスを簡便に製造
することができる。
微細フェライト鋼は、上記第1ないし第7いずれかの方
法により得ることができる。この高強度超微細フェライ
ト鋼は、高強度、高靭性であることに加え、均一伸びが
増加されている。また、高価な添加元素を必要としない
ため安価であり、炭素含有量が少ないため溶接性に優れ
ている。これにより、溶接構造用低合金鋼等として有用
な、強度−均一延びバランスに優れた強度超微細フェラ
イト鋼が提供される。
微細フェライト鋼は、上記第8の発明について、引っ張
り強度が700MPa以上で、均一伸びが10%以上で
あることを特徴としている。低合金鋼を、上述のこの出
願の発明の方法によってその組成に応じた最適な条件で
処理することにより、例えば、引っ張り強度が700M
Pa以上で均一伸びが10%以上の、さらには引っ張り
強度が約800MPaで均一伸びが約10%の高強度超
微細フェライト鋼が実現される。
し、この発明の実施の形態についてさらに詳しく説明す
る。
有する鋼A〜Sを用い、溝ロール圧延による温間強加工
を施すことにより、平均粒径が2μm以下の超微細フェ
ライト組織がおおよそ70%以上の鋼材とした。温間強
加工直後にこの鋼材を水冷し、再加熱する焼鈍処理を行
った。なお、表2に、温間強加工における350℃〜
(Ac1−40)℃の温度範囲での累積塑性歪εeq、最終
加工温度と得られた超微細フェライト粒の平均粒径、お
よび、焼鈍処理における処理温度、処理時間とパラメー
ターAの値を記した。
を行った。その結果、引張強さ(TS),降伏強さ(L
YS),均一伸び(U.EI)および全伸びを表3に、
引張強さと均一伸びのバランスを図2に示した。
造された高強度超微細フェライト鋼であり、表3より、
引張強度および均一延びが高いことがわかる。特に鋼材
Dについては、引張強度が812MPaと高くても、均
一伸びが10.8%と大きいことが確認された。
れた鋼材I〜Sは、引っ張り強度及び降伏強度は高いが
均一伸びが著しく低いものであったり、均一伸びは高い
が引っ張り強度及び降伏強度が低いものであった。ま
た、引っ張り強度に比べて降伏強度が高く、降伏比が高
いことがわかった。
微細フェライト鋼が、比較例の鋼材と比較して、引張強
さ−均一伸びバランスが大きく向上されていることが確
認された。
るものではなく、細部については様々な態様が可能であ
ることは言うまでもない。
って、特別な添加元素を必要とせず、高強度および高靭
性に加えて均一伸びも高めることができる、強度−延性
バランスに優れた高強度超微細フェライト鋼とその製造
方法が提供される。
示した図である。
ランスを示した図である。
Claims (9)
- 【請求項1】 低合金鋼にフェライト温度領域での温間
強加工を施し、回復あるいは再結晶を誘起させて平均粒
径2μm未満の超微細フェライト粒組織を主体とする超
微細フェライト鋼とし、その超微細フェライト鋼を温間
強加工後直ちにあるいは350℃未満に冷却した後に3
50℃〜(Ac1−40)℃の温度範囲にまで加熱し、前
記温度範囲内で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を施
すことを特徴とする高強度超微細フェライト鋼の製造方
法。 - 【請求項2】 低合金鋼は、組成が重量%でC:0.0
2〜0.20%,Si:0.01〜1.0%,Mn:
0.2〜2.0%,P:0.050%以下,S:0.0
10%以下,Al:0.001〜0.10%,Nb:
0.060%以下,Ti:0.020%以下で、残部が
Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求
項1記載の高強度超微細フェライト鋼の製造方法。 - 【請求項3】 低合金鋼は、重量%でCu:0.4%以
下,Cr:0.4%以下,Ni:1%以下,Mo:0.
2%以下,B:0.003%以下のうち1種または2種
以上を含有することを特徴とする請求項1または2記載
の高強度超微細フェライト鋼の製造方法。 - 【請求項4】 低合金鋼の組織は、フェライト,マルテ
ンサイト,ベイナイトおよびパーライトの合計が体積率
で70%以上であることを特徴とする請求項1ないし3
いずれかの高強度超微細フェライト鋼の製造方法。 - 【請求項5】 温間強加工は、350℃〜(Ac1−4
0)℃の温度範囲での累積加工量を下記の式(1)で示
される相当塑性歪εeqで0.7以上とすることを特徴と
する請求項1ないし4いずれかの高強度超微細フェライ
ト鋼の製造方法。 【数1】 (ただし、式中のεx,i,εy,i,εz,iはi番目の加工
パスにおけるそれぞれx,y,z成分の塑性歪(真歪)
を示す。) - 【請求項6】 焼鈍処理は、(Tf−100)℃〜(T
f+100)℃(ただし、Tfは温間強加工における最
終加工温度(℃)を示す。)の温度範囲で行うことを特
徴とする請求項1ないし5いずれかの高強度超微細フェ
ライト鋼の製造方法。 - 【請求項7】 焼鈍処理は、処理温度および処理時間を
下記の式(2)で示されるパラメーターAが5000以
上7000以下となるように制御することを特徴とする
請求項1ないし6いずれかの高強度超微細フェライト鋼
の製造方法。 【数2】 (ただし、式中、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍時間
(s)を示す。) - 【請求項8】 請求項1ないし7いずれかの方法により
得られる高強度超微細フェライト鋼。 - 【請求項9】 引っ張り強度が700MPa以上で、均
一伸びが10%以上であることを特徴とする請求項8記
載の高強度超微細フェライト鋼。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP2000264361A JP4581066B2 (ja) | 2000-08-31 | 2000-08-31 | 超微細フェライト鋼とその製造方法 |
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JP2002069531A true JP2002069531A (ja) | 2002-03-08 |
JP4581066B2 JP4581066B2 (ja) | 2010-11-17 |
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Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09279233A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
JP2000096143A (ja) * | 1998-09-22 | 2000-04-04 | Kawasaki Steel Corp | 鋼管の製造方法 |
-
2000
- 2000-08-31 JP JP2000264361A patent/JP4581066B2/ja not_active Expired - Lifetime
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