JPH1060527A - Production of steel having high young's modulus - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To efficiently produce steel having a high Young's modules and stabikly in quality by prescribing the elemental compsn. of a frenetic steel, working conditions and recrystallization heat treating conditions. SOLUTION: This ferritic steel is composed of a ferrous alloy contg. ferrite stabilizing elements such as Cr, and furthermore, as elements forming precipitated grains, C is contained by 0.05 to 0.5wt.% and one or more kinds among eight kinds such as Ti are contained by 0.1 to 3wt.% in total as well to form carbides contg. the Ti or the like in the process of soliudification. In this case, it is required that, in the caebide grains, the once of <=0.2μm are dispersed by 100 to 10<5> pieces/μm<3> after solidification. Ads for the grain dispersed steel obtd. in this wayt, working strains are accumulated by for working, but, for this purpose, it is required that extrusion molding at >=3 extrusion ratio of contained in a series of working. Then, it is subjected to recrystallization heat treatment at 900 to 1400 deg.C, by which the coarsening of the crystal grains and the formation of the <111> texture occur or 29.000kgf/mm2 .

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、航空機、
ロケット、産業用機械、ロボットなどの高剛性を必要と
する構造用部材に使用される高ヤング率鋼材の製造方法
に関する。より具体的には、例えば、軽量化または振動
抑制を要求される自動車のクランクシャフト、ピストン
ピン、コンロッド、各種バルブ、また、機械のボ−ルネ
ジ等の部品、その他ゴルフクラブのシャフト、競技用自
転車フレーム等の素材の製造方法に関する。TECHNICAL FIELD The present invention relates to an automobile, an aircraft,
The present invention relates to a method for producing a high Young's modulus steel material used for structural members requiring high rigidity, such as rockets, industrial machines, and robots. More specifically, for example, crankshafts, piston pins, connecting rods, various valves of automobiles required to reduce weight or vibration suppression, parts such as ball screws of machines, other shafts of golf clubs, competition bicycles The present invention relates to a method for manufacturing a material such as a frame.

【０００２】[0002]

【従来の技術】高剛性材料は、自動車部品や機械構造部
材等に使用された場合、たわみ等の歪の発生を抑制し、
部品の断面形状を小さくすることを可能とする。したが
って、振動抑制または軽量化を図る構造部材に使用する
ための高剛性材料に対する要望は非常に強い。とくに鋼
の高剛性化に対する要望は根強いものがあるが、現状、
工業的規模で生産される実用に耐える高剛性鋼材は存在
しないといってよい。以後の説明において“高ヤング
率”と“高剛性率”とは同じことを意味する。2. Description of the Related Art When used for automobile parts and mechanical structural members, high-rigidity materials suppress the occurrence of distortions such as bending,
It is possible to reduce the cross-sectional shape of a part. Therefore, there is a strong demand for a highly rigid material to be used for a structural member for suppressing vibration or reducing weight. In particular, there is a strong demand for higher rigidity of steel.
It can be said that there is no commercially available high-rigidity steel material produced on an industrial scale. In the following description, “high Young's modulus” and “high rigidity” mean the same thing.

【０００３】従来、合金元素添加や高ヤング率粒子の分
散複合化により、材料の剛性向上が図られてきた。しか
し、前者の場合、Ｆｅ基合金においては、Ｒｅ添加によ
っても高々２３，０００〜２２，０００ｋｇｆ／ｍｍ²
程度のヤング率しか得られず、後者の場合にも、Ｔｉ
（Ｃ，Ｎ）粒子等の分散複合化によっても高々、２４，
０００〜２５，０００ｋｇｆ／ｍｍ² のヤング率が得ら
れるにすぎず、また延性および靭性の点からも十分とは
いえない。Hitherto, the rigidity of a material has been improved by adding an alloy element or dispersing and compounding particles having a high Young's modulus. However, in the former case, in the Fe-based alloy, at most 23,000 to 22,000 kgf / mm ² even by adding Re.
Of the degree of Young's modulus, and in the latter case, Ti
By dispersing and complexing (C, N) particles, etc., at most, 24,
Only a Young's modulus of 2,000 to 25,000 kgf / mm ² can be obtained, and it is not sufficient in terms of ductility and toughness.

【０００４】一方、鉄鋼材料、とくに鋼板では加工熱処
理によりヤング率の高い結晶方位を特定方向に揃えるこ
と、つまり結晶方位を集積化することにより高剛性化を
実現する手法が検討されてきた。すなわち、鋼板の製造
において体心立方格子を有するフェライト系鋼の｛１，
１，１｝面を鋼板表面に平行に集積化して圧延直角方向
のヤング率を向上させる製造方法がそれである。[0004] On the other hand, for a steel material, particularly a steel plate, a method of realizing high rigidity by aligning the crystal orientation having a high Young's modulus in a specific direction by working heat treatment, that is, integrating the crystal orientation has been studied. That is, in the production of steel sheets, ferrite-based steel having a body-centered cubic lattice
This is a manufacturing method for improving the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction by integrating the 1,1｝ planes parallel to the steel sheet surface.

【０００５】しかしながら、特開昭５６−２３２２３号
公報や特開昭５９−８３７２１号公報に示されているよ
うに、従来は、５〜１０％程度の加工率の加工を施した
後に７２０〜９００℃以下の温度で焼戻すか、または徐
冷するものであり、集積度が小さく、ヤング率は高々２
３，０００〜２４，０００ｋｇｆ／ｍｍ²にすぎなかっ
た。However, as disclosed in JP-A-56-23223 and JP-A-59-83721, conventionally, after processing at a processing rate of about 5 to 10%, the processing is performed at 720 to 900%. Tempered or slowly cooled at a temperature of ℃ or lower, the degree of integration is small, and the Young's modulus is at most 2
It was only 3,000 to 24,000 kgf / mm ² .

【０００６】これに対して、本発明者らは、粒子微細分
散したフェライト鋼を熱間押出し、再結晶熱処理を施し
て押出方向に著しい＜１，１，１＞集合組織を形成させ
ることによって、２８，０００ｋｇｆ／ｍｍ² レベルの
ヤング率を有する鋼材の製造に成功した（特願平４−５
８２７１号公報）。[0006] In contrast, the present inventors hot-extruded a ferrite steel in which particles were finely dispersed and performed recrystallization heat treatment to form a remarkable <1,1,1> texture in the extrusion direction. A steel material having a Young's modulus of 28,000 kgf / mm ² was successfully manufactured (Japanese Patent Application No. 4-5 / 1993).
No. 8271).

【０００７】すなわち，フェライト鋼中に粒子を微細に
分散させた材料に強加工を加えると大量の加工歪、すな
わち転位が導入され蓄積されるが、分散粒子は転位をピ
ン止めする作用を持つため、熱間加工後の余熱によって
は加工歪は解放されずに残留する。この歪エネルギ−は
加工後の熱処理時に＜１，１，１＞集合組織を形成する
ための再結晶の駆動力となる。[0007] That is, when a material subjected to strong working is finely dispersed particles in ferrite steel, a large amount of working strain, that is, dislocations are introduced and accumulated, but the dispersed particles have a function of pinning the dislocations. However, the working strain remains without being released due to the residual heat after the hot working. This strain energy becomes a driving force for recrystallization for forming a <1,1,1> texture during heat treatment after processing.

【０００８】微細分散粒子は、さらに、再結晶熱処理時
には粒界移動をピン止めする効果を持ち、したがって再
結晶温度を高温化する作用がある。再結晶温度の高い材
料においては加熱昇温時に、ある温度を境にそれ以上で
急激に再結晶を開始する結果、再結晶粒の方位が揃い、
著しい＜１，１，１＞集合組織を形成するのである。The finely dispersed particles further have the effect of pinning the movement of the grain boundaries during the heat treatment for recrystallization, and thus have the effect of raising the recrystallization temperature. In a material with a high recrystallization temperature, when the temperature is increased by heating, the recrystallization starts suddenly at a certain temperature and above, so that the orientations of the recrystallized grains are aligned,
A remarkable <1,1,1> texture is formed.

【０００９】この特願平４−５８２７１号公報において
は、粒子分散方法として主にメカニカルアロイングとい
う手法、例えば、フェライト組成の合金粉末と酸化物等
の粉末をボ−ルミル等で混合撹拌し機械的に合金化する
過程において粒子を微細分散させるという手法をとって
いた。In this Japanese Patent Application No. 4-58271, a method called mechanical alloying is mainly used as a method for dispersing particles. For example, a ferrite alloy powder and an oxide powder are mixed and stirred by a ball mill or the like. The method of finely dispersing particles during the process of alloying in a conventional manner has been adopted.

【００１０】しかしながら、この粒子分散方法では、数
百ｋｇ／ｃｈ以上の量産を行おうとすると巨額の設備投
資を要し、また設備の維持に多大な労力を必要とする等
の問題点を有している。[0010] However, this method of dispersing particles has a problem in that mass production of several hundred kg / ch or more requires a large amount of equipment investment and requires a large amount of labor to maintain the equipment. ing.

【００１１】[0011]

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、高ヤ
ング率鋼材を量産するための効率的で品質の安定した製
造方法を提案することにある。より具体的には、ヤング
率が２４，０００ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の鋼材の効率的な
製造方法を提供することにある。SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present invention is to propose an efficient and stable quality manufacturing method for mass-producing high Young's modulus steel. More specifically, it is an object of the present invention to provide an efficient method for producing a steel material having a Young's modulus of 24,000 kgf / mm ² or more.

【００１２】[0012]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、メカニカ
ルアロイングに代わる効率的な粒子分散プロセスの開発
に取り組み、種々検討を重ねた結果、次の諸事項を確認
した。Means for Solving the Problems The present inventors have worked on the development of an efficient particle dispersion process in place of mechanical alloying and have made various studies, and as a result, have confirmed the following matters.

【００１３】ＣおよびＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏのうちの１種または２種以上を適正量
含有するフェライト系鋼においては、凝固後にＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの炭化物の１種ま
たは２種以上が非常に微細に析出した粒子微細分散鋼が
得られる。C and Ti, Zr, Ta, Nb, H
In ferritic steels containing an appropriate amount of one or more of f, V, W and Mo, after solidification, Ti, Z
A fine particle-dispersed steel in which one or more of carbides of r, Ta, Nb, Hf, V, W, and Mo are precipitated very finely is obtained.

【００１４】Ｃｕを適量含有させたフェライト系鋼に
適切な熱処理を施すとフェライトマトリックス中にＣｕ
粒子が微細に析出した粒子微細分散鋼が得られる。When a suitable heat treatment is applied to a ferritic steel containing an appropriate amount of Cu, Cu
A fine particle dispersion steel in which particles are finely precipitated is obtained.

【００１５】上述の粒子微細分散鋼を温間または熱間
で押出加工して加工歪を蓄積した後、熱処理を施すと加
工歪エネルギ−を駆動力とした再結晶が進行し、押出方
向に著しい＜１，１，１＞再結晶集合組織が生成する。[0015] When the above-mentioned finely dispersed steel particles are extruded in a warm or hot state to accumulate working strain and then subjected to heat treatment, recrystallization using working strain energy as a driving force progresses, and remarkable in the extrusion direction. A <1,1,1> recrystallized texture is generated.

【００１６】フェライト系鋼の＜１，１，１＞方位は
最もヤング率の高い方位なので、上述の再結晶材の押し
出し方向において、ヤング率で２４，０００ｋｇｆ／ｍ
ｍ² 以上、多くは２８，０００ｋｇｆ／ｍｍ² レベルの
高ヤング率鋼材が得られる。Since the <1,1,1> orientation of ferritic steel is the orientation having the highest Young's modulus, it is 24,000 kgf / m in the extrusion direction of the recrystallized material.
m ² or more, many high Young's modulus steel 28,000kgf / mm ² level is obtained.

【００１７】上述のフェライト系鋼の凝固に際し、ア
トマイズ法やロ−ル急冷法を用いて急冷凝固処理をした
場合、高ヤング率を得る上でさらに有利な粒子微細分散
状態が得られる。When the above-mentioned ferritic steel is solidified by quenching and solidifying using an atomizing method or a roll quenching method, a finely dispersed state of particles which is more advantageous for obtaining a high Young's modulus can be obtained.

【００１８】本発明は上記の事項を組み合わせることに
より完成されたもので、つぎの高ヤング率鋼材の製造方
法を要旨とする。The present invention has been completed by combining the above items, and the gist of the present invention is a method for producing a high Young's modulus steel material.

【００１９】（１）Ｃ：０．０５〜０．５重量％かつＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏのうち１種
または２種以上を合計で０．１〜３重量％含み、その組
織中に、凝固後、長径が０．２μｍ以下のＴｉ，Ｚｒ，
Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの炭化物粒子が合わせ
て１０²〜１０⁵個/μｍ³の密度で分散するフェライト系
鋼に、押出比３以上の押出成形を含む加工をし、加工後
に９００〜１４００℃の温度域で再結晶熱処理を施すこ
とにより＜１，１，１＞集合組織を発達させる高ヤング
率鋼材の製造方法（〔発明１〕とする）。(1) C: 0.05 to 0.5% by weight and T
One or more of i, Zr, Ta, Nb, Hf, V, W, and Mo are contained in a total amount of 0.1 to 3% by weight. Ti, Zr,
A process including extrusion molding at an extrusion ratio of 3 or more is performed on a ferritic steel in which carbide particles of Ta, Nb, Hf, V, W, and Mo are dispersed at a density of 10 ² to 10 ⁵ particles / μm ³ in total. A method for producing a high Young's modulus steel material that develops <1,1,1> texture by performing recrystallization heat treatment in a temperature range of 900 to 1400 ° C. later (referred to as [Invention 1]).

【００２０】（２）Ｃｕを０．１〜２重量％含有するフ
ェライト系鋼に析出熱処理を施し、長径０．２μｍ以下
のＣｕ粒子を１０²個/μｍ³ 以上分散させた後に、押出
比３以上の押出加工を含む加工をした後、再結晶熱処理
を施すことにより＜１，１，１＞集合組織を発達させる
高ヤング率鋼材の製造方法（〔発明２〕とする）。(2) A ferritic steel containing 0.1 to 2% by weight of Cu is subjected to a precipitation heat treatment to disperse Cu particles having a major axis of 0.2 μm or less in an amount of 10 ² particles / μm ³ or more. A method for producing a high Young's modulus steel material that develops a <1,1,1> texture by performing a recrystallization heat treatment after performing the processing including the above-described extrusion processing (referred to as [Invention 2]).

【００２１】（３）溶融状態の鋼をアトマイズ急冷法、
もしくはロール急冷法、またはアトマイズ急冷とロール
急冷法とを組み合わせた急冷法により凝固させ、過飽和
固溶体粉末もしくはリボンまたはフレークを作製し、加
圧成形し押出加工用の鋼を得る〔発明１〕に記載する高
ヤング率鋼材の製造方法（〔発明３〕とする）。(3) The steel in the molten state is atomized and quenched,
Alternatively, solidification is performed by a roll quenching method or a quenching method combining an atomizing quenching method and a roll quenching method to produce a supersaturated solid solution powder or a ribbon or flake, and press molding to obtain a steel for extrusion processing [Invention 1]. To produce a high Young's modulus steel material (referred to as [Invention 3]).

【００２２】（４）溶融状態の鋼をアトマイズ急冷法、
もしくはロール急冷法、またはアトマイズ急冷とロール
急冷法とを組み合わせた急冷法により凝固させ、過飽和
固溶体粉末もしくはリボンまたはフレークを作製し、加
圧成形し析出熱処理用の鋼を得る〔発明２〕に記載する
高ヤング率鋼材の製造方法（〔発明４〕とする）。(4) The steel in the molten state is atomized and quenched,
Alternatively, solidification is performed by a roll quenching method or a quenching method combining an atomizing quenching method and a roll quenching method to produce a supersaturated solid solution powder or ribbon or flake, and press-molding to obtain a steel for precipitation heat treatment [invention 2]. To manufacture a high Young's modulus steel material (referred to as [Invention 4]).

【００２３】上記〔発明１〕において、加工は押出比３
以上の押出加工を含む加工であればどのような加工であ
ってもよい。In the above [Invention 1], the processing is performed at an extrusion ratio of 3
Any processing may be used as long as the processing includes the above-described extrusion processing.

【００２４】通常、押出加工は棒状のものを作製するこ
とになるが、その後、圧延加工を施して板状の製品とし
たものも本発明には含まれる。その場合でも、再結晶熱
処理時に押出加工の方向に〈１，１，１〉集合組織が形
成される。Usually, a rod-shaped product is produced by extrusion, but the present invention also includes a plate-shaped product which is subsequently subjected to rolling. Even in that case, a <1,1,1> texture is formed in the direction of the extrusion during the recrystallization heat treatment.

【００２５】高ヤング率は、この押出加工方向に対して
のみ高ヤング率であり、他の方向へはむしろ通常の鋼よ
り低いヤング率となる。それでも、用い方によって十二
分に効果を発揮するのでその要望はきわめて根強い。通
常の鋼のヤング率２２，０００ｋｇｆ/ｍｍ²は結晶方向
に関して平均化された値である。A high Young's modulus is a high Young's modulus only in this direction of extrusion, and in other directions is rather lower than that of ordinary steel. Nevertheless, the demands are extremely persistent, as the effects are more than sufficient depending on the method of use. The Young's modulus of 22,000 kgf / mm ² of ordinary steel is a value averaged in the crystal direction.

【００２６】上記〔発明１〕および〔発明２〕におい
て、フェライト系鋼とは体心立方格子からなる鋼をさす
が、部分的にオーステナイト相を含んだり、またはマル
テンサイトを含んだ混相組織であってもよい。In the above [Invention 1] and [Invention 2], the ferritic steel refers to a steel composed of a body-centered cubic lattice, and has a mixed phase structure partially containing austenite phase or martensite. Is also good.

【００２７】析出熱処理は、〔発明２〕においては必須
である。The precipitation heat treatment is indispensable in [Invention 2].

【００２８】径０．２μｍ以下の分散粒子の密度は、
〔発明１〕においては凝固後の密度であるが、〔発明
２〕においては析出熱処理後の密度である。The density of the dispersed particles having a diameter of 0.2 μm or less is
[Invention 1] is the density after solidification, while [Invention 2] is the density after precipitation heat treatment.

【００２９】０．２μｍの長径とは、電子顕微鏡による
薄膜観察において観察される粒子の最大径方向での径を
さし、具体的な測定方法は後記する。The major axis of 0.2 μm refers to the diameter in the maximum diameter direction of particles observed in the observation of a thin film with an electron microscope, and a specific measuring method will be described later.

【００３０】密度はその薄膜観察において観察される単
位面積あたりの粒子密度と薄膜の厚さから計算される。
薄膜観察は通常１つの材料あたり５個の薄膜をとってそ
の測定結果の平均をとる。The density is calculated from the particle density per unit area observed in the observation of the thin film and the thickness of the thin film.
Thin film observation usually takes five thin films per material and averages the measurement results.

【００３１】押出比とは、押出加工前の断面積と押出加
工後の断面積の比をさす。押出加工は温間または熱間で
の押出加工をさす。The extrusion ratio refers to the ratio between the cross-sectional area before extrusion and the cross-sectional area after extrusion. Extrusion refers to warm or hot extrusion.

【００３２】再結晶熱処理とは｛１，１，１｝面を特定
方向と垂直な面に揃えるために行う熱処理である。換言
すれば、そのような目的を達成できれば特定の熱処理条
件に制限されない。The recrystallization heat treatment is a heat treatment performed to align the {1,1,1} plane with a plane perpendicular to a specific direction. In other words, it is not limited to a specific heat treatment condition if such an object can be achieved.

【００３３】一般に、押出や圧延等の強加工により歪の
導入された微細組織を有する材料は熱処理により、歪エ
ネルギ−を駆動力として、１次再結晶を開始し、格子欠
陥のきわめて少ない結晶粒に埋めつくされる。１次再結
晶を完了した材料は、さらに長時間または高温で熱処理
することにより、粒界エネルギ−を駆動力とした１次再
結晶粒の粗大化が開始し、きわめて粗大な２次再結晶粒
組織を形成する。In general, a material having a microstructure in which strain is introduced by strong working such as extrusion or rolling starts primary recrystallization by heat treatment using strain energy as a driving force, and crystal grains having very few lattice defects. Buried in The material which has completed the primary recrystallization is subjected to a heat treatment for a longer time or at a high temperature, whereby the coarsening of the primary recrystallized grains using the grain boundary energy as a driving force starts, and extremely large secondary recrystallized grains. Form an organization.

【００３４】本発明の場合、この一連の再結晶の過程に
おいて＜１，１，０＞押出集合組織は＜１，１，１＞２
次再結晶集合組織に変化し、それにともなってヤング率
は約２２，０００ｋｇｆ／ｍｍ²から約２９，０００ｋ
ｇｆ／ｍｍ²にまで向上するのである。以後の説明にお
いて再結晶熱処理というとき、１次再結晶および２次再
結晶の両方をふくむ再結晶を目的とする熱処理をさす。In the present invention, the <1,1,0> extruded texture becomes <1,1,1> 2
Secondary recrystallized texture, and the Young's modulus is accordingly changed from about 22,000 kgf / mm ² to about 29,000 k.
gf / mm ² . In the following description, a recrystallization heat treatment refers to a heat treatment for the purpose of recrystallization including both primary recrystallization and secondary recrystallization.

【００３５】[0035]

【発明の実施の形態】次に、本発明において鋼および製
造条件を上述のように限定した理由について詳細に説明
する。Next, the reason why the steel and the manufacturing conditions in the present invention are limited as described above will be described in detail.

【００３６】１．鋼の化学組成 本発明（〔発明１〕および〔発明２〕）において、鋼を
体心立方格子の結晶構造を有するフェライト系鋼とした
のは、フェライト鉄の単結晶で確認されているように＜
１，１，１＞方向がもっともヤング率が高く、その値は
ほぼ、２９，０００ｋｇｆ／ｍｍ² であるからである。
本発明におけるフェライト系鋼とは、たとえばＣｒ，
Ｖ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ａｌのようなフェライト安定化元素を
含有する鉄基の合金であって、鋼がフェライト相である
限りにおいて、フェライト安定化元素の種類や含有率に
制約されるものではない。1. Chemical Composition of Steel In the present invention ([Invention 1] and [Invention 2]), the steel is defined as a ferritic steel having a crystal structure of a body-centered cubic lattice, as confirmed by a single crystal of ferrite iron. <
The 1,1,1> direction has the highest Young's modulus, and its value is approximately 29,000 kgf / mm ² .
The ferritic steel in the present invention is, for example, Cr,
An iron-based alloy containing a ferrite stabilizing element such as V, Si, Mo, or Al, and is not limited by the type or content of the ferrite stabilizing element as long as the steel is in a ferrite phase. .

【００３７】通常、上述のフェライト形成元素の１種ま
たは２種以上を次の範囲で含有することが望ましい。な
お、これら元素は、いずれも含有しなくてもよい。以後
の説明において、「％」は「重量％」をあらわす。Usually, it is desirable to contain one or more of the above-mentioned ferrite-forming elements in the following range. Note that none of these elements may be contained. In the following description, “%” indicates “% by weight”.

【００３８】Ｃｒ：３０％以下、Ｖ：５％以下、Ｍｏ：
４％以下、Ｓｉ：５％以下、Ａｌ：８％以下 Ｃｒはフェライト相安定化のために含有させることが望
ましいが、３０％を超えると脆化および強度低下の原因
となる。Ｖは５％を超えると、粒界への炭化物析出によ
る脆化が発生する。Ｍｏは４％を超えると、σ相等金属
間化合物の粒界析出が起き脆化が発生する。Ｓｉは５％
を超えると鋼の熱間加工性を著しく低下させる。Ａｌは
８％を超えると、脆化および強度低下が起きる。Cr: 30% or less, V: 5% or less, Mo:
4% or less, Si: 5% or less, Al: 8% or less Cr is desirably contained for stabilizing the ferrite phase, but if it exceeds 30%, it causes embrittlement and a decrease in strength. If V exceeds 5%, embrittlement occurs due to precipitation of carbides at the grain boundaries. If Mo exceeds 4%, intergranular precipitation of intermetallic compounds such as σ phase occurs and embrittlement occurs. Si is 5%
If it exceeds 300, the hot workability of the steel is significantly reduced. If Al exceeds 8%, embrittlement and strength reduction occur.

【００３９】鉄と上記フェライト安定化元素との合金の
典型例は、１種類のフェライト安定化元素を用いる場合
は、Ｆｅ−１４Ｃｒ、Ｆｅ−２Ｖ、Ｆｅ−３Ｓｉ、Ｆｅ
−４Ｍｏ（数値はいずれも重量％、以下同様）等が挙げ
られる。２種以上のフェライト安定化元素を用いる場合
は、例えば、Ｆｅ−１３Ｃｒ−１Ｖ、Ｆｅ−３Ｃｒ−１
Ｖ−１Ｍｏ、Ｆｅ−１Ｖ−１Ｍｏ、Ｆｅ−３Ｃｒ−３Ｓ
ｉ、Ｆｅ−１Ａｌ−１Ｍｏ等が挙げられる。Typical examples of alloys of iron and the above-mentioned ferrite stabilizing element include Fe-14Cr, Fe-2V, Fe-3Si, Fe-3Si when one kind of ferrite stabilizing element is used.
-4Mo (each numerical value is% by weight, the same applies hereinafter) and the like. When two or more ferrite stabilizing elements are used, for example, Fe-13Cr-1V, Fe-3Cr-1
V-1Mo, Fe-1V-1Mo, Fe-3Cr-3S
i, Fe-1Al-1Mo and the like.

【００４０】本発明におけるマトリックス（析出物が生
成する基地）は、主に高ヤング率を発現するフェライト
相により構成されるものとするが、オ−ステナイト相や
マルテンサイト相など他の相については、ヤング率が２
４，０００ｋｇｆ／ｍｍ² 未満とならない範囲ならば、
混相組織となっても良い。The matrix (base where precipitates are formed) in the present invention is mainly composed of a ferrite phase exhibiting a high Young's modulus, but other phases such as an austenite phase and a martensite phase are not included. , Young's modulus is 2
If it is within the range of less than 4,000 kgf / mm ² ,
It may be a multiphase structure.

【００４１】そのような混相組織も許容する組成を数値
化した範囲として、フェライト系鋼の組成は下記の式
を満足することが望ましい。The composition of the ferritic steel desirably satisfies the following expression as long as the composition that allows such a mixed phase structure is quantified.

【００４２】 (Ni+30C+0.5Mn)-0.5(Cr+Mo+1.5Si+2.5V)+2≦0 ・・・・・ Ｎｉ等はいずれもこれらの合金元素の含有率（重量％）
をあらわす。(Ni + 30C + 0.5Mn) -0.5 (Cr + Mo + 1.5Si + 2.5V) + 2 ≦ 0 Ni is the content (% by weight) of these alloying elements.
To represent.

【００４３】これまでのマトリックスの説明は〔発明
１〕および〔発明２〕に共通するものである。つぎに析
出物を構成する合金元素について、それぞれに分けて説
明する。The description of the matrix so far is common to [Invention 1] and [Invention 2]. Next, the alloy elements constituting the precipitate will be described separately.

【００４４】１−１）〔発明１〕の化学組成 〔発明１〕においては、上述のフェライト安定化元素の
他に、析出粒子を生成する合金元素として、Ｃを０．０
５〜０．５重量％、かつ、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で０．０
２〜０．５重量％含有させる。Ｃ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，
Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上を含有
する鋼は、凝固中にＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上のこれら元素含む炭
化物を形成する。これらの炭化物相は、析出の際に凝
集、粗大化を起こさずに微細分散する。このようにして
得られた粒子微細分散鋼は、後述するように、その後の
一連の加工熱処理によって集合組織を形成する上で望ま
しい粒子分散状態を有する。なお、上記の析出物には各
合金元素と炭素からのみなる炭化物のほかに、合金元素
が２種類以上含まれる複合炭化物も含むこととする。1-1) Chemical composition of [Invention 1] In [Invention 1], in addition to the above-mentioned ferrite stabilizing element, C is added as an alloying element for forming precipitated particles to a content of 0.0.
5 to 0.5% by weight and Ti, Zr, Ta, Nb, H
One or more of f, V, W, and Mo are used in a total of 0.0
2 to 0.5% by weight. C, Ti, Zr, Ta,
Steels containing one or more of Nb, Hf, V, W, and Mo are produced during solidification by Ti, Zr, Ta, Nb, Hf,
A carbide containing one or more of V, W and Mo is formed. These carbide phases are finely dispersed without causing aggregation or coarsening during precipitation. The finely dispersed particle steel thus obtained has a desirable particle dispersion state for forming a texture by a series of subsequent heat treatment, as described later. The above-mentioned precipitates include, in addition to carbides composed only of each alloying element and carbon, composite carbides containing two or more kinds of alloying elements.

【００４５】Ｃを０．０５〜０．５％含み、かつ、Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種また
は２種以上を合計で０．１〜３重量％含有させることと
したのは、Ｃが０．０５％未満、またはＴｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上の
合計が０．１％未満では炭化物粒子の分散密度が低いた
めに、高集積度の集合組織を形成する上で必要とされる
粒子分散状態が得られないからである。Containing 0.05 to 0.5% of C, and
One or more of i, Zr, Ta, Nb, Hf, V, W, and Mo are contained in a total amount of 0.1 to 3% by weight because C is less than 0.05% or Ti , Zr, T
If the total of one or more of a, Nb, Hf, V, W, and Mo is less than 0.1%, the dispersion density of the carbide particles is low, so that it is necessary to form a texture with high integration. This is because the obtained particle dispersion state cannot be obtained.

【００４６】一方、Ｃが０．５％を超えるか、またはＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種また
は２種以上の合計が３％を超えると炭化物が粒界等に大
量に析出して鋼が脆弱になるからである。On the other hand, if C exceeds 0.5% or T
If one or more of i, Zr, Ta, Nb, Hf, V, W, and Mo exceeds 3%, carbides precipitate in large amounts at grain boundaries and the like, and the steel becomes brittle.

【００４７】本発明はフェライト系鋼の有する特性を利
用して、高剛性化を図るものであって、上述の組成を有
する限りにおいて特に制限されないが、不可避的不純物
も含め、次の範囲で他の合金元素を含有させてもよい。The present invention is intended to increase the rigidity by utilizing the properties of the ferritic steel, and is not particularly limited as long as it has the above-described composition. May be contained.

【００４８】Ｎｉ：５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：
０．１％以下、Ｎ：０．２％以下 これらの元素は必ずしも含む必要はない。しかし、とく
に靭性の向上を図る場合には、Ｎｉを含有するのが望ま
しい。Ｐは０．１％以下程度であれば許容される。これ
を超えると粒界等への析出により靭性の低下が認められ
る。Ｓも０．１％以下であれば靭性低下の度合いは許容
される範囲内である。窒素は０．２％以下という少量の
含有は強度を向上させるが、これを超えると靭性が低下
する。Ni: 5% or less, P: 0.1% or less, S:
0.1% or less, N: 0.2% or less These elements need not necessarily be contained. However, it is desirable to contain Ni particularly when the toughness is to be improved. P is acceptable if it is about 0.1% or less. If it exceeds this, a decrease in toughness due to precipitation at grain boundaries and the like is observed. If S is also 0.1% or less, the degree of toughness reduction is within an allowable range. Nitrogen content as small as 0.2% or less improves the strength, but exceeding this lowers the toughness.

【００４９】１−２）〔発明２〕の化学組成 〔発明２〕においては、フェライト安定化元素の他に、
析出粒子を構成する合金元素として、Ｃｕを０．１〜２
％含有させる。1-2) Chemical composition of [Invention 2] In [Invention 2], in addition to the ferrite stabilizing element,
As an alloying element constituting the precipitated particles, 0.1 to 2 Cu is used.
%.

【００５０】Ｃｕを適量含有したフェライト系鋼は適切
な熱処理により、銅の粒子が微細に析出する。このため
の熱処理を析出熱処理と呼ぶが、その温度域は５００〜
８００℃の温度域が望ましく、熱処理時間は１〜２０時
間が望ましい。析出熱処理温度が５００℃未満ではＣｕ
粒子の析出が十分に起こらず、８００℃を超えると析出
したＣｕ粒子の粗大化が起こり、また、析出熱処理が１
時間未満ではＣｕ粒子の析出が十分起こらず、一方、２
０時間を超えるとＣｕ粒子の凝集粗大化が生じ転位等へ
のピン止め効果が減少することがあるからである。Copper particles are finely precipitated in ferritic steel containing an appropriate amount of Cu by an appropriate heat treatment. The heat treatment for this is called precipitation heat treatment, and the temperature range is 500 to
A temperature range of 800 ° C. is desirable, and a heat treatment time is preferably 1 to 20 hours. If the precipitation heat treatment temperature is less than 500 ° C, Cu
When the precipitation of the particles does not sufficiently occur, and when the temperature exceeds 800 ° C., the deposited Cu particles are coarsened.
If the time is less than 10 minutes, the precipitation of Cu particles does not sufficiently occur.
If the time is longer than 0 hours, the coarsening of the Cu particles will occur and the effect of pinning dislocations or the like may be reduced.

【００５１】このようにして得られた粒子微細分散鋼
は、後述するように、その後の一連の加工熱処理によっ
て集合組織を形成する上で望ましい粒子分散状態とな
る。As described later, the finely dispersed steel particles thus obtained are in a state of dispersed particles that is desirable for forming a texture by a series of subsequent heat treatments.

【００５２】Ｃｕを０．１〜２％としたのは、０．１％
未満では高集積度の集合組織を得るための十分な銅粒子
の分散状態が得られず、２％を超えると銅または銅の粒
子が大量に析出し、後の再熱処理の際に粒界移動を著し
く阻害するため高ヤング率を得るための高集積度の＜
１，１，１＞集合組織が得られないからである。The reason why the content of Cu is set to 0.1% to 2% is that 0.1%
If it is less than 3, a sufficient dispersion state of copper particles to obtain a texture with a high degree of integration cannot be obtained. If it exceeds 2%, a large amount of copper or copper particles will precipitate, and grain boundary migration will occur during subsequent reheat treatment. Of high integration to obtain high Young's modulus
1,1,1> texture cannot be obtained.

【００５３】本発明はフェライト系鋼の有する特性を利
用して、高剛性化を図るものであって、上述の組成を有
する限りにおいて特に制限されないが、不可避的不純物
も含め、次の範囲の元素を含有させてもよい。The present invention is intended to increase the rigidity by utilizing the properties of ferritic steel, and is not particularly limited as long as it has the above-mentioned composition, but includes the following range of elements including unavoidable impurities. May be contained.

【００５４】Ｎｉ：５％以下、Ｗ：５％以下、Ｃ：０．
２％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ： ０．１％以下、Ｓ：
０．１％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｎｂ：３％以下 Ｎ：０．２％以下、酸素：０．２％以下 これらの元素は必ずしも含む必要はないが、強度や靭性
の向上を図る場合には、上記の範囲内でＣ，Ｍｎ，Ｎ
ｉ，Ｗの元素を１種または２種以上含有させることが望
ましい。Ni: 5% or less, W: 5% or less, C: 0.
2% or less, Mn: 1% or less, P: 0.1% or less, S:
0.1% or less, Ti: 2% or less, Nb: 3% or less N: 0.2% or less, oxygen: 0.2% or less These elements do not necessarily need to be contained, but the strength and toughness are improved. In the case, C, Mn, N
It is desirable to include one or more of the elements i and W.

【００５５】Ｎｉは靭性向上に有効である。Ｗは、５％
までは固溶強化により強度を向上させるが、これを超え
るとσ相等の金属間化合物を粒界に析出して脆化するこ
とがある。Ｃ，Ｍｎは少量の含有で強度を向上させるの
に有効である。Ｎｂ，Ｔｉはそれぞれ少量でＣを炭化物
として固定し、フェライト相を安定化し、また析出強化
により硬度向上が期待できる。Ni is effective for improving toughness. W is 5%
Up to this point, the strength is improved by solid solution strengthening, but if it exceeds this, intermetallic compounds such as σ phase may precipitate at grain boundaries and become brittle. C and Mn are effective for improving strength with a small content. Nb and Ti can fix C as carbides in small amounts, stabilize the ferrite phase, and improve the hardness by precipitation strengthening.

【００５６】さらに、Ｐ，Ｓは０．１％以下程度であれ
ば許容されるが、これを超えると粒界等への析出により
靭性の低下が起きる。Further, P and S are acceptable if they are about 0.1% or less, but if they exceed this, the toughness is reduced due to precipitation at grain boundaries and the like.

【００５７】酸素、窒素はそれぞれ０．２％以下という
少量の含有は強度を向上させるが、これを超えると靭性
が低下することがあるので０．２％以下とすることが望
ましい。Small amounts of oxygen and nitrogen, each of 0.2% or less, improve the strength, but if it exceeds this, the toughness may be reduced.

【００５８】２．析出熱処理と分散粒子 ２−１）〔発明１〕の場合 粒子分散状態については、具体的には、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの炭化物粒子の１種また
は２種以上のうち、０．２μｍ以下のものが凝固後に１
０²〜１０⁵個/μｍ³の密度で分散していることが必要で
ある。０．２μｍ以下の粒子に限定したのは、０．２μ
ｍを超える粒子は熱処理時の転位や粒界のピン止作用へ
の寄与が小さいために、＜１，１，１＞集合組織形成に
よる高ヤング率化に対しては実質的に効果を持たないか
らである。粒子はその最大径が０．２μｍ以下であれば
カウントの対象になるが、１０万倍の薄膜電子顕微鏡観
察で観測できない径の粒子はカウントしない。2. Precipitation heat treatment and dispersed particles 2-1) In the case of [Invention 1] Specifically, regarding the particle dispersion state, Ti, Zr, T
Of one or more of carbide particles of a, Nb, Hf, V, W, and Mo, those having a particle size of 0.2 μm or less have one after solidification.
It is necessary that the particles are dispersed at a density of 0 ² to 10 ⁵ particles / μm ³ . 0.2 μm or smaller particles are limited to 0.2 μm
Particles exceeding m have little effect on increasing the Young's modulus due to the formation of <1,1,1> texture because the contribution to dislocation and grain boundary pinning during heat treatment is small. Because. If the maximum diameter of the particles is 0.2 μm or less, the particles are counted, but particles having a diameter that cannot be observed with a thin-film electron microscope of 100,000 times are not counted.

【００５９】分散密度を１０²〜１０⁵個/μｍ³の範囲に
限定した理由は次の通りである。１０²個/μｍ³ 未満で
は、加工時の歪エネルギ−の蓄積が不足し、再結晶熱処
理時にこの歪エネルギ−を駆動力とする１次再結晶が充
分に進行しない。また、１０²個/μｍ³ 未満の場合、や
はり熱処理時に粒界のピン止力が充分に発揮されず、高
温で形成する＜１，１，１＞２次再結晶集合組織が形成
しない。したがって、１０²個/μｍ³ 未満の粒子分散密
度では、高ヤング率は得られない。The reason why the dispersion density is limited to the range of 10 ² to 10 ⁵ particles / μm ³ is as follows. If it is less than 10 ² / μm ³ , the accumulation of strain energy during processing is insufficient, and the primary recrystallization using this strain energy as a driving force during recrystallization heat treatment does not sufficiently proceed. If the number is less than 10 ² / μm ³ , the pinning force of the grain boundary will not be sufficiently exhibited during the heat treatment, and the <1,1,1> secondary recrystallization texture formed at a high temperature will not be formed. Therefore, a high Young's modulus cannot be obtained with a particle dispersion density of less than 10 ² particles / μm ³ .

【００６０】１０⁵個/μｍ³ を超える場合、ピン止力が
強力になりすぎるために高温の熱処理によっても粒界移
動が進行せず、その結果高ヤング率化に必要な高集積度
の＜１，１，１＞再結晶集合組織が形成しないからであ
る。凝固後に得られる１０²〜１０⁵個/μｍ³の粒子分散
密度は後の押出を含む一連の加工後も保存され、熱処理
に供するまでは実質的に変化しない。If the number exceeds 10 ⁵ / μm ³ , the pinning force becomes too strong, so that the grain boundary migration does not proceed even by a high-temperature heat treatment. As a result, the high degree of integration required for high Young's modulus is achieved. 1,1,1> recrystallization texture is not formed. The particle dispersion density of 10 ² to 10 ⁵ particles / μm ³ obtained after coagulation is preserved even after a series of processing including subsequent extrusion, and does not substantially change until subjected to heat treatment.

【００６１】２−２）〔発明２〕の場合 〔発明２〕においては、粒子分散状態については、析出
熱処理後に銅粒子のうち０．２μｍ以下のものが、１０
²個/μｍ³ 以上の密度で分散していることが必要であ
る。０．２μｍ以下の粒子に限定したのは、０．２μｍ
超の粒子は生成数が少なく、熱処理時の転位と粒界のピ
ン止作用への寄与が小さいために、＜１，１，１＞集合
組織形成による高ヤング率化に対しては実質的に効果を
持たないからである。2-2) Case of [Invention 2] In [Invention 2], the particle dispersion state is such that copper particles having a particle size of 0.2 μm or less after the heat treatment for precipitation have a particle size of 10 μm or less.
It is necessary that the particles are dispersed at a density of ² particles / μm ³ or more. 0.2 μm or less was limited to particles of 0.2 μm
Since the number of super-sized particles is small and the contribution of the dislocation and the grain boundary to the pinning action during the heat treatment is small, it is substantially impossible to increase the Young's modulus by forming <1,1,1> texture. It has no effect.

【００６２】粒子の分散密度を１０²個/μｍ³ 以上に限
定した理由を以下に説明する。すなわち、１０²個/μｍ
³ 未満の場合、加工時の歪エネルギ−の蓄積量が不足す
るため、これを駆動力とする再結晶が充分に進行せず、
高ヤング率化に必要な＜１，１，１＞再結晶集合組織形
成が得られないからである。The reason why the dispersion density of the particles is limited to 10 ² particles / μm ³ or more will be described below. That is, 10 ² pieces / μm
If it is less than ^{3, the} amount of strain energy accumulated during processing is insufficient, so that recrystallization using this as a driving force does not sufficiently proceed.
This is because the formation of <1,1,1> recrystallization texture necessary for increasing the Young's modulus cannot be obtained.

【００６３】Ｃｕ粒子の場合、とくに分散密度の上限は
限定しないが、１０⁶個/μｍ³ を超えると靭性が劣化す
る場合があるので１０⁶個/μｍ³ 以下とすることが望ま
しい。[0063] When the Cu particles, in particular but not limited to the upper limit of the dispersion density, it is desirable that the ¹⁰⁶ / [mu] m ³ by weight, the so toughness may deteriorate ¹⁰⁶ / [mu] m ³ or less.

【００６４】粒子分散状態は析出熱処理後の材料に対す
るものであるが、その後の加工によっても分散状態は基
本的に変化するものではないので、再結晶熱処理前の材
料で分散状態を判定してもなんら差し支えない。Although the particle dispersion state is for the material after the precipitation heat treatment, the dispersion state does not basically change by subsequent processing. Therefore, even if the dispersion state is determined using the material before the recrystallization heat treatment. No problem.

【００６５】２−３）〔発明３〕の場合 さらに望ましくは、そのような粒子分散状態を得る方法
において、より均一に粒子を微細分散させることが可能
なアトマイズ急冷法、ロ−ル急冷法または両者を組み合
わせた方法を用いる。2-3) In the case of [Invention 3] More desirably, in the method for obtaining such a dispersed state of the particles, an atomized quenching method, a roll quenching method or a roll quenching method capable of finely dispersing the particles more uniformly. Use a method that combines both.

【００６６】〔発明１〕の組成を有する鋼の場合につい
て述べれば、凝固に際して、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，
Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの炭化物の１種または２種以上が微
細に析出するが、冷却速度が遅い場合、その分散状態は
局所的に不均一であることがある。その結果、その後の
加工による歪エネルギ−の蓄積が局所的に不均一となっ
て、２次再結晶による高ヤング率化が材料の一部にしか
得られないことがある。そこで、微細な炭化物をより均
一に分散させるために、アトマイズ法、ロ−ル急冷法ま
たは両者を組み合わせた急冷凝固法を用いて炭化物を均
一微細分散させる。これは〔発明３〕のうち、鋼の組成
として〔発明１〕に係るものを用いた場合に該当する。In the case of steel having the composition of [Invention 1], when solidifying, Ti, Zr, Ta, Nb,
One or more of the carbides of Hf, V, W, and Mo are finely precipitated, but when the cooling rate is low, the dispersion state may be locally uneven. As a result, the accumulation of strain energy due to subsequent processing becomes locally non-uniform, and a high Young's modulus due to secondary recrystallization may be obtained only in a part of the material. Therefore, in order to disperse the fine carbides more uniformly, the carbides are uniformly and finely dispersed by using an atomizing method, a roll quenching method, or a rapid solidification method combining the both. This corresponds to the case where the steel according to [Invention 1] is used as the steel composition in [Invention 3].

【００６７】また、〔発明２〕の組成の鋼を用いた場合
には、Ｃｕを含有する鋼は凝固の際粗大な銅を晶析出さ
せることがあり、その場合には析出熱処理の前に溶体化
熱処理を行い、銅を再固溶させることが望ましい。しか
し、凝固の冷却速度が遅い場合、生成する銅粒子が粗大
に過ぎ、溶体化熱処理で充分に再固溶せず、その後の析
出熱処理によっても望ましい粒子分散状態が得られない
ことがある。In the case of using the steel having the composition of [Invention 2], the steel containing Cu may precipitate coarse copper crystals upon solidification. It is desirable to carry out a chemical heat treatment to cause the solid solution of copper again. However, when the cooling rate of the solidification is low, the generated copper particles are too coarse, do not sufficiently re-dissolve in the solution heat treatment, and the desired particle dispersion state may not be obtained by the subsequent precipitation heat treatment.

【００６８】そこで凝固の際に充分な過飽和固溶体を得
るためにアトマイズ急冷法、ロール急冷法あるいはアト
マイズ急冷法とロール急冷法とを組み合わせた方法によ
り急冷凝固し、完全な過飽和固溶体を作製した後、析出
熱処理によってＣｕ粒子を均一微細分散させてもよい。
これは〔発明３〕のうち、鋼として〔発明２〕に係るも
のを用いた場合に該当する。Then, in order to obtain a sufficient supersaturated solid solution at the time of solidification, it is quenched and solidified by an atomizing quenching method, a roll quenching method or a method combining the atomizing quenching method and a roll quenching method to produce a complete supersaturated solid solution. The Cu particles may be uniformly and finely dispersed by a precipitation heat treatment.
This corresponds to the case where the steel according to [Invention 2] is used as the steel in [Invention 3].

【００６９】３．加工 ３−１）〔発明１〕における加工 このようにして得られた粒子微細分散鋼は、温間または
熱間で加工を加えることによって加工歪が蓄積される。
その一連の加工において、少なくとも押出比３以上の押
出成形加工が含まれなければならない。押出比３未満で
は十分な加工歪みが導入されない。温間または熱間押出
成形加工の温度域は、２００〜１２００℃程度が望まし
いが、押出しに当たり十分な加工歪みが付与されるので
あれば上記以外の温度域で加工を行っても何ら問題はな
い。十分な歪みが導入されるという点から望ましい押出
しの温度域は５００〜１２００℃である。3. Working 3-1) Working in [Invention 1] The finely-dispersed steel particles obtained in this way accumulate working strain by working warm or hot.
In the series of processes, at least an extrusion process with an extrusion ratio of 3 or more must be included. If the extrusion ratio is less than 3, sufficient processing strain is not introduced. The temperature range of the warm or hot extrusion molding is desirably about 200 to 1200 ° C., but there is no problem if the processing is performed in a temperature range other than the above as long as a sufficient processing strain is applied upon extrusion. . A desirable extrusion temperature range is 500 to 1200 ° C. from the viewpoint that sufficient strain is introduced.

【００７０】３−２）〔発明２〕における加工 〔発明２〕の場合も押出比は少なくとも３以上が必要で
あるが、これは、押出比が３未満であれば十分な加工歪
みが導入されない恐れがあるからである。ただし、押出
し加工の温度域は、２００〜８００℃の温間域とするこ
とが望ましい。８００℃を超えるとＣｕ粒子の粗大化が
起こり、粒界のピン止め力が失われ、また、２００℃未
満では押出しの際に割れなどが生じるからである。望ま
しい押出温度域は４００〜７５０℃である。3-2) Processing in [Invention 2] In the case of [Invention 2], the extrusion ratio must be at least 3 or more. If the extrusion ratio is less than 3, sufficient processing distortion is not introduced. This is because there is fear. However, the temperature range of the extrusion process is desirably a warm range of 200 to 800 ° C. If the temperature exceeds 800 ° C., coarsening of the Cu particles occurs, the pinning force of the grain boundary is lost, and if the temperature is lower than 200 ° C., cracks or the like occur during extrusion. A desirable extrusion temperature range is 400 to 750 ° C.

【００７１】また、温間押出後に圧延、鍛造を施して
も、押出による加工歪が十分付与されていれば問題な
い。Even if rolling and forging are performed after the warm extrusion, there is no problem as long as the processing distortion due to the extrusion is sufficiently given.

【００７２】３−３）〔発明３〕の加工 〔発明３〕の粉末、リボンまたはフレークに押出加工を
行う場合、押出加工前にＨＩＰ、ＣＩＰ、圧延、鍛造を
施しておくことが望ましい。3-3) Processing of [Invention 3] When extruding the powder, ribbon or flake of [Invention 3], it is desirable to perform HIP, CIP, rolling and forging before the extrusion.

【００７３】その後に押出加工が押出比３以上なされれ
ば必要とされる加工歪が十分付与される。さらに、押出
加工後、ＨＩＰ、圧延、鍛造等がなされても、押出によ
る加工歪が十分付与されていれば問題ない。Thereafter, if the extrusion is performed at an extrusion ratio of 3 or more, the required processing strain is sufficiently imparted. Furthermore, even if HIP, rolling, forging, etc. are performed after the extrusion, there is no problem as long as the processing distortion due to the extrusion is sufficiently given.

【００７４】〔発明３〕において〔発明２〕に係る組成
の鋼を用いた場合、押出加工前にＨＩＰ、ＣＩＰ、圧
延、鍛造を施すことが望ましい。ただし、ＨＩＰ等の加
熱温度はＣｕ粒子が固溶する１０００℃以上の温度とす
ることが望ましい。加圧による成形を容易にするためで
あり、かつ後の析出熱処理により微細なＣｕ粒子を析出
させるためである。このＨＩＰ等の後に〔発明２〕と同
じ条件の析出熱処理を行う。その後に上記〔発明２〕と
同じ押出加工を施す。In the case of using the steel having the composition according to [Invention 2] in [Invention 3], it is desirable to perform HIP, CIP, rolling and forging before extrusion. However, the heating temperature of HIP or the like is desirably set to a temperature of 1000 ° C. or higher at which the Cu particles are dissolved. This is for the purpose of facilitating molding by pressure and for precipitating fine Cu particles by a subsequent precipitation heat treatment. After the HIP or the like, a precipitation heat treatment under the same conditions as in [Invention 2] is performed. Thereafter, the same extrusion processing as in the above [Invention 2] is performed.

【００７５】さらに、この押出加工後、ＨＩＰ、圧延、
鍛造等がなされても、押出による加工歪が十分付与され
ていれば問題ない。Further, after this extrusion, HIP, rolling,
Even if forging or the like is performed, there is no problem as long as the processing strain due to the extrusion is sufficiently given.

【００７６】４．再結晶熱処理 このようにして強加工成形された複合材料は、次いで、
再結晶熱処理を施される。4. Recrystallization heat treatment The composite material thus formed by strong working is then
A recrystallization heat treatment is performed.

【００７７】４−１）〔発明１〕の再結晶熱処理 〔発明１〕における再結晶の熱処理条件は、マトリック
スや分散粒子の種類、数、量、サイズ等により異なる
が、７００〜１２００℃×０．５〜２時間の範囲でおこ
なうことが望ましい。4-1) Heat treatment for recrystallization of [Invention 1] The heat treatment conditions for recrystallization in [Invention 1] vary depending on the type, number, amount, size, etc. of the matrix and dispersed particles. It is desirable to carry out in the range of 0.5 to 2 hours.

【００７８】たとえば、炭化物の微細分散した材料にお
いては、押出ままでは格子歪の導入された非常に微細な
結晶粒組織を形成しているが、これに９５０℃×１ｈｒ
の熱処理を加えると、２次再結晶現象の結果として結晶
粒の粗大化と＜１１１＞集合組織の形成が起こり、押出
方向のヤング率が２９，０００ｋｇｆ／ｍｍ²にまで向
上する。For example, in a material in which carbide is finely dispersed, a very fine crystal grain structure with lattice strain introduced is formed as it is extruded.
When heat treatment is performed, coarsening of crystal grains and formation of <111> texture occur as a result of the secondary recrystallization phenomenon, and the Young's modulus in the extrusion direction is improved to 29,000 kgf / mm ² .

【００７９】〔発明３〕において〔発明１〕の組成の鋼
を用いる場合の再結晶熱処理も上記範囲内でおこなうこ
とが望ましい。In [Invention 3], when the steel having the composition of [Invention 1] is used, it is desirable that the recrystallization heat treatment is also performed within the above range.

【００８０】４−２）〔発明２〕の再結晶熱処理 〔発明２〕においては、再結晶熱処理の条件は、マトリ
ックスや分散粒子の数、量、サイズ等により異なるが、
好ましくは、５００〜９５０℃×０．５〜２時間の範囲
でおこなう。4-2) Recrystallization heat treatment of [Invention 2] In [Invention 2], the conditions for the recrystallization heat treatment vary depending on the number, amount, size, etc. of the matrix and dispersed particles.
Preferably, it is performed in the range of 500 to 950 ° C. × 0.5 to 2 hours.

【００８１】本発明にあっては、たとえば、銅粒子の微
細分散した材料においては、加工ままでは歪の導入され
た非常に微細な結晶粒組織を形成しているが、これにた
とえば８００℃×１ｈｒの熱処理を加えると、２次再結
晶の結果として結晶粒の粗大化と＜１，１，１＞集合組
織の形成が起こり、押出方向のヤング率が２９，０００
ｋｇｆ／ｍｍ²にまで向上する。In the present invention, for example, in a material in which copper particles are finely dispersed, a very fine crystal grain structure into which strain has been introduced is formed as it is, but this is, for example, 800 ° C. × When a heat treatment of 1 hr is applied, coarsening of crystal grains and formation of <1,1,1> texture occur as a result of secondary recrystallization, and the Young's modulus in the extrusion direction is 29,000.
kgf / mm ² .

【００８２】〔発明３〕において〔発明２〕の組成の鋼
を用いる場合は、上記の再結晶熱処理条件の範囲内にて
おこなう。In the case of using the steel having the composition of [Invention 2] in [Invention 3], the treatment is performed within the range of the above recrystallization heat treatment conditions.

【００８３】[0083]

【実施例】つぎに実施例により本発明の作用効果を詳細
に説明する。Next, the operation and effect of the present invention will be described in detail with reference to examples.

【００８４】１．〔発明１〕および〔発明３〕に〔発明
１〕の組成の鋼を用いた場合 Ｆｅ−Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｍｏ系、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系、Ｆ
ｅ−Ｓｉ系の鋼をベ−スとして、ＣおよびＴｉ，Ｚｒ，
Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上
を所定量含有させた鋼をＡｒ雰囲気中で２０ｋｇ高周波
加熱溶解し、鋳造により鋳造ビレット（直径：２００ｍ
ｍ、長さ：４００ｍｍ）を作製した。1. When steel of the composition of [Invention 1] is used in [Invention 1] and [Invention 3] Fe-Cr-based, Fe-Mo-based, Fe-Cr-Mo-based, F
C and Ti, Zr, e-Si based steel
20 kg of steel containing a predetermined amount of one or more of Ta, Nb, Hf, V, W and Mo is melted by high-frequency heating in an Ar atmosphere, and then cast to form a billet (diameter: 200 m).
m, length: 400 mm).

【００８５】表１〜表２は、これらのビレットの化学組
成を示す。Tables 1 and 2 show the chemical compositions of these billets.

【００８６】[0086]

【表１】 [Table 1]

【００８７】[0087]

【表２】 [Table 2]

【００８８】さらにこれらとは別に、上述と同じ方法で
溶解した溶鋼を、 (a)Ａｒガス、空気または水をアトマ
イズ媒体としてアトマイズ処理するか、または (b)この
アトマイズ処理した溶滴を銅製の単ロール急冷装置に滴
下することによって、 (a)鋼の粉末または (b)フレーク
を作製した。ただし、試験番号４３および４４のみは同
じ寸法の鋼塊に鋳込み鋳造ビレットとした。Separately, molten steel melted by the same method as described above may be subjected to (a) atomizing treatment using Ar gas, air or water as an atomizing medium, or (b) the atomized droplets may be made of copper. (A) Steel powder or (b) flakes were prepared by dropping into a single roll quenching device. However, only the test numbers 43 and 44 were cast into billets having the same dimensions.

【００８９】表３〜表４は、これらの各試験番号につい
ての急冷凝固をおこなった条件の一覧表である。Tables 3 and 4 are a list of conditions under which rapid solidification was performed for each of these test numbers.

【００９０】[0090]

【表３】 [Table 3]

【００９１】[0091]

【表４】 [Table 4]

【００９２】得られた急冷凝固粉末またはフレ−クは、
金属カプセルに封入して試験番号１〜３５と同じ２００
φ×４００ｌのビレットとした。The obtained rapidly solidified powder or flake is
200 in the same manner as Test Nos. 1-35 in a metal capsule
It was a billet of φ × 400 l.

【００９３】表３〜表４の試験番号３６〜５１の組成は
Ｆｅ−１６Ｃｒ−１．５Ｔｉ−０．０５Ｍｎ−０．０３
５Ｓー０．１０Ｃ−Ｐ＜０．００１−Ｎ：０．００２〜
０．００５（Ｎは試験番号ごとに変動）であり、分散粒
子種はＴｉＣとした。The compositions of Test Nos. 36 to 51 in Tables 3 and 4 are Fe-16Cr-1.5Ti-0.05Mn-0.03.
5S-0.10C-P <0.001-N: 0.002-
0.005 (N varies for each test number), and the dispersed particle type was TiC.

【００９４】上記それぞれの方法で作製したビレット素
材（鋳造材、アトマイズ粉末、フレ−ク）について透過
型分析電子顕微鏡を用いて分散粒子の種類と分散密度を
測定した。鋳造材およびフレ−クについては電解研磨に
より観察用薄膜を作製し電顕観察に供試した。アトマイ
ズ粉末についてはバルク材を得るためにＡｒガスを圧力
媒体として１０００℃、２０００気圧で熱間静水圧成形
（ＨＩＰ）した後、同様に薄膜試料を作製した。With respect to the billet material (cast material, atomized powder, flake) produced by each of the above methods, the type and dispersion density of the dispersed particles were measured using a transmission analysis electron microscope. For the cast material and the flake, a thin film for observation was prepared by electrolytic polishing and subjected to electron microscopic observation. The atomized powder was subjected to hot isostatic pressing (HIP) at 1000 ° C. and 2000 atm using Ar gas as a pressure medium in order to obtain a bulk material, and then a thin film sample was prepared in the same manner.

【００９５】粒子の分散密度は、１０万倍の明視野像５
視野より粒子径が０．２μｍ以下の粒子数をカウント
し、それぞれの膜厚から１μｍ³ あたりの粒子数を算出
し、凝固後の粒子分散密度とした。The dispersion density of the particles is 100,000 times bright field image 5
The number of particles having a particle diameter of 0.2 μm or less was counted from the visual field, the number of particles per 1 μm ³ was calculated from each film thickness, and the result was defined as the particle dispersion density after coagulation.

【００９６】加工条件は、試験番号１〜４３（表１〜表
３）については、鋳造ビレットと急冷凝固粉末またはフ
レークとを問わず、１０００℃×１時間加熱後、押出比
１０（φ７０→φ２２）にて９５０℃までに熱間押出加
工を終了し放冷した。The processing conditions were as follows. Regarding test numbers 1 to 43 (Tables 1 to 3), regardless of the cast billet and the rapidly solidified powder or flakes, after heating at 1000 ° C. for 1 hour, the extrusion ratio was 10 (φ70 → φ22). ), The hot extrusion was completed up to 950 ° C., and the mixture was allowed to cool.

【００９７】再結晶熱処理は、試験番号１〜４３につい
ては、１３００℃に１時間保持後に放冷する同一条件で
行った。The recrystallization heat treatment was carried out under the same conditions as in Test Nos. 1 to 43, in which the samples were kept at 1300 ° C. for 1 hour and then allowed to cool.

【００９８】試験番号４４〜５１（表４）の押出条件は
各試験番号ごとに表４に記載したが、試験番号４４およ
び４５は押出加工後に圧延を加えたものである。試験番
号４４〜４８の再結晶熱処理条件は１３００℃に１時間
保持後放冷としたが、試験番号４９、５０および５１の
再結晶温度はそれぞれ６００、１２００および１４５０
℃とした。The extrusion conditions of Test Nos. 44 to 51 (Table 4) are described in Table 4 for each test number. Test Nos. 44 and 45 are obtained by rolling after extrusion. The recrystallization heat treatment conditions of Test Nos. 44 to 48 were maintained at 1300 ° C. for 1 hour and then allowed to cool. However, the recrystallization temperatures of Test Nos. 49, 50 and 51 were 600, 1200 and 1450, respectively.
° C.

【００９９】これら再結晶熱処理を施した材料について
横共振法により押出方向のヤング率を測定した。The Young's modulus in the extrusion direction of each of the materials subjected to the recrystallization heat treatment was measured by the transverse resonance method.

【０１００】表１〜４はこれらの結果を示す一覧表であ
る。Tables 1 to 4 are tables showing the results.

【０１０１】表１および２の試験番号１〜７に示すよう
に、マトリックスがＦｅ−Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ
−Ｍｏ系、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系のいずれであっても凝固
後の粒子分散密度および加工条件が本発明の範囲内にあ
るかぎり２７，０００ｋｇｆ／ｍｍ²以上の高ヤング率
を示す。As shown in Test Nos. 1 to 7 in Tables 1 and 2, the matrix was made of Fe--Cr, Fe--Si,
-Mo system shows the Fe-Cr-Mo-based 27,000kgf / mm ² or more high Young's modulus as long as in the range of one in a particle dispersion density and processing conditions after solidification even if the present invention.

【０１０２】試験番号３６〜４３（表３）は、各種の溶
解および凝固方法で作製した粉末およびフレークについ
ての実施例であるが、いずれの方法においても、高ヤン
グ率が得られることが分かる。Test Nos. 36 to 43 (Table 3) are examples of powders and flakes prepared by various melting and coagulating methods. It can be seen that high Young's modulus can be obtained by any of the methods.

【０１０３】表４の試験番号４４および４５に示すよう
に、押出後、圧延を加えた材料についても高ヤング率が
得られる。As shown in Test Nos. 44 and 45 in Table 4, a high Young's modulus can be obtained also from a material which is rolled after extrusion.

【０１０４】また、試験番号４７と４８との比較によ
り、押出比は最低３を必要とすることが分かる。Further, a comparison between Test Nos. 47 and 48 reveals that the extrusion ratio needs to be at least 3.

【０１０５】２．〔発明２〕の場合 表５〜表１１は、〔発明２〕の実施例に用いた鋼の組成
を示す。2. In the case of [Invention 2] Tables 5 to 11 show compositions of steels used in Examples of [Invention 2].

【０１０６】[0106]

【表５】 [Table 5]

【０１０７】[0107]

【表６】 [Table 6]

【０１０８】[0108]

【表７】 [Table 7]

【０１０９】[0109]

【表８】 [Table 8]

【０１１０】[0110]

【表９】 [Table 9]

【０１１１】[0111]

【表１０】 [Table 10]

【０１１２】[0112]

【表１１】 [Table 11]

【０１１３】これらの表に示す化学組成の供試鋼（試験
番号５２〜１２２）を溶製し、それぞれ鋳造組織を破壊
するための熱間鍛造を１２００℃で施した後、１１００
℃で３時間溶体化熱処理し、水焼入れした。その後、６
００℃で１時間析出熱処理を施し、透過型分析電子顕微
鏡で分散粒子の種類と分散密度を測定した。１０万倍の
明視野像５視野より粒子径が０．２μｍ以下の粒子数を
カウントし、それぞれの膜厚から１μｍ³あたりの粒子
数を算出し、析出熱処理後の粒子分散密度とした。[0113] Test steels (test numbers 52 to 122) having the chemical compositions shown in these tables were melted and subjected to hot forging at 1200 ° C to break the cast structure, and then 1100
A solution heat treatment was performed at 3 ° C. for 3 hours, followed by water quenching. Then 6
Precipitation heat treatment was performed at 00 ° C. for 1 hour, and the type and dispersion density of the dispersed particles were measured with a transmission analysis electron microscope. The number of particles having a particle diameter of 0.2 μm or less was counted from 5 visual fields of a 100,000-fold bright field image, the number of particles per 1 μm ³ was calculated from each film thickness, and the result was defined as the particle dispersion density after the heat treatment for precipitation.

【０１１４】これらの鋼についてはＸ線回折測定により
主相がフェライト相であることを確認した。For these steels, it was confirmed by X-ray diffraction measurement that the main phase was a ferrite phase.

【０１１５】ついで、これらの鋼を用いて、試験番号５
２〜６２（表５）、試験番号７４〜８４（表７）および
試験番号９６〜１０６（表９）について、それぞれの表
に示す押出温度、押出比および再結晶熱処理条件にて押
出加工と再結晶熱処理をおこなった。これらの再結晶熱
処理の条件は、６５０〜１０００℃×１時間加熱空冷の
範囲内である。Then, using these steels, Test No. 5
With respect to Test Nos. 2 to 62 (Table 5), Test Nos. 74 to 84 (Table 7) and Test Nos. 96 to 106 (Table 9), the extrusion processing and re-processing were performed at the extrusion temperature, extrusion ratio and recrystallization heat treatment conditions shown in the respective tables. Crystal heat treatment was performed. The conditions for these recrystallization heat treatments are in the range of 650 to 1000 ° C. × 1 hour heating and air cooling.

【０１１６】それ以外の試験番号の押出加工および再結
晶熱処理はつぎの条件によった。Extrusion processing and recrystallization heat treatment of other test numbers were performed under the following conditions.

【０１１７】試験番号６３〜７３（表６） ：押出
比８．５、押出温度７００℃、再結晶熱処理８５０℃×
１時間放冷、 試験番号８５〜９５（表８） ：押出比８．５、押
出温度６５０℃、再結晶熱処理８００℃×１時間放冷、 試験番号１０７〜１１７（表１０）：押出比３．５、押
出温度７００℃、再結晶熱処理８００℃×１時間放冷、 試験番号１１８〜１２２（表１１）：押出比１０．１、
押出温度７５０℃、再結晶熱処理８００℃×１時間放冷 先述の粒子分散密度は種々加工の過程においてほとんど
変化せず、再結晶熱処理するまではほぼ同じ状態である
ことが確認された。Test Nos. 63 to 73 (Table 6): Extrusion ratio 8.5, Extrusion temperature 700 ° C., Recrystallization heat treatment 850 ° C. ×
1 hour cooling, Test No. 85-95 (Table 8): Extrusion ratio 8.5, Extrusion temperature 650 ° C, Recrystallization heat treatment 800 ° C × 1 hour cooling, Test No. 107-117 (Table 10): Extrusion ratio 3 .5, extrusion temperature 700 ° C, recrystallization heat treatment 800 ° C × 1 hour cooling, test numbers 118 to 122 (Table 11): extrusion ratio 10.1,
Extrusion temperature: 750 ° C., recrystallization heat treatment: 800 ° C. × 1 hour cooling The above-mentioned particle dispersion density hardly changed during various processing steps, and it was confirmed that the particle dispersion density was almost the same until the recrystallization heat treatment.

【０１１８】このようにして得られた材料の押出方向に
おけるヤング率を横共振法により測定した。The Young's modulus in the extrusion direction of the material thus obtained was measured by a transverse resonance method.

【０１１９】表５〜１１はこれらの結果をまとめた一覧
表である。Tables 5 to 11 are tables summarizing these results.

【０１２０】試験番号５２〜７３（表５、６）はフェラ
イト形成元素としてＳｉを、試験番号７４〜９５（表
７、８）はＣｒを、試験番号９６〜１１７（表９、１
０）はＡｌもしくはＡｌとそのほかのＷ等を用いた場合
を、また試験番号１０７〜１１７（表１１）は種々のフ
ェライト形成元素を用いた場合を示す。これらの結果か
ら、種々の組成を有するフェライト系鋼において高ヤン
グ率が確認された。Test Nos. 52 to 73 (Tables 5 and 6) used Si as a ferrite forming element, Test Nos. 74 to 95 (Tables 7 and 8) used Cr, and Test Nos. 96 to 117 (Tables 9 and 1).
0) shows the case where Al or Al and other W etc. were used, and Test Nos. 107 to 117 (Table 11) show the case where various ferrite forming elements were used. From these results, high Young's modulus was confirmed in ferritic steels having various compositions.

【０１２１】このようにマトリックスがフェライト単相
であれば、種々の元素を加えても、高ヤング率が得られ
るが、試験番号６３（表６）、試験番号８５（表８）、
試験番号１０７（表１０）に示されるような再結晶後に
フェライトとオ−ステナイトの混相組織を有するマトリ
ックスにおいても２５，０００ｋｇｆ／ｍｍ²以上のヤ
ング率が得られることがある。As described above, when the matrix is a single phase of ferrite, a high Young's modulus can be obtained even when various elements are added. However, Test No. 63 (Table 6), Test No. 85 (Table 8),
After recrystallization as shown in Test No. 107 (Table 10), a matrix having a mixed phase structure of ferrite and austenite may have a Young's modulus of 25,000 kgf / mm ² or more.

【０１２２】加工における押出比の影響は、試験番号５
６〜６２（表５）に現れている。比較例６０は押出比が
１．５と本発明の範囲外であるために十分高いヤング率
が得られず、押出比３以上が必須であることが分かる。
また、押出比３以上が施されていれば、押出加工の後に
８００℃程度以下に加熱して鍛造または圧延（加工温度
５００℃）を行ってもその効果は失われない。The influence of the extrusion ratio on the processing was confirmed by Test No. 5.
6 to 62 (Table 5). In Comparative Example 60, since the extrusion ratio was 1.5, which is out of the range of the present invention, a sufficiently high Young's modulus was not obtained, and it is understood that an extrusion ratio of 3 or more is essential.
Further, if the extrusion ratio is 3 or more, the effect is not lost even if the forging or rolling (processing temperature 500 ° C.) is carried out by heating to about 800 ° C. or less after the extrusion.

【０１２３】このような加工の影響は、試験番号７８〜
８４（表７）および試験番号１００〜１０６（表９）に
も明確に現れている。The effects of such processing are described in Test Nos. 78 to 78.
84 (Table 7) and test numbers 100 to 106 (Table 9).

【０１２４】３．〔発明３〕に〔発明２〕の鋼を用いた
場合 表１２〜表１５は、各試験番号について急冷凝固をおこ
なった条件の一覧表である。試験番号１２３〜１３１
（表１２）、試験番号１３２〜１４０（表１３）、試験
番号１４１〜１４９（表１４）はフェライト形成元素と
してそれぞれＳｉ，Ｃｒ，Ａｌを用いたものを、また試
験番号１５０〜１６４（表１５）は種々のフェライト形
成元素を用いたものであり、いずれも〔発明２〕の範囲
内の成分である。これらの供試鋼を１７００℃でＡｒ雰
囲気において溶解し、アトマイズ、またはアトマイズと
ロ−ル急冷を組み合わせて急冷凝固した。[0124] 3. When the steel of [Invention 2] is used for [Invention 3] Tables 12 to 15 are a list of conditions under which rapid solidification was performed for each test number. Test number 123-131
(Table 12), Test Nos. 132 to 140 (Table 13) and Test Nos. 141 to 149 (Table 14) are those using Si, Cr, and Al as ferrite forming elements, respectively, and Test Nos. 150 to 164 (Table 15). ) Uses various ferrite-forming elements, all of which are components within the scope of [Invention 2]. These test steels were melted at 1700 ° C. in an Ar atmosphere and rapidly solidified by atomization or a combination of atomization and roll quenching.

【０１２５】[0125]

【表１２】 [Table 12]

【０１２６】[0126]

【表１３】 [Table 13]

【０１２７】[0127]

【表１４】 [Table 14]

【０１２８】[0128]

【表１５】 [Table 15]

【０１２９】アトマイズ媒体にはＡｒガスを用い、急冷
凝固粉末を得た。ロ−ル急冷には水冷銅の単ロ−ルをロ
−ル周速３５ｍ／ｓにて回転させ急冷凝固リボンを得
た。アトマイズとロ−ル急冷を組み合わせた場合には、
アトマイズによって噴射した溶鋼を単ロールによって急
冷し急冷凝固フレ−クを得た。A rapidly solidified powder was obtained by using Ar gas as an atomizing medium. For roll quenching, a single roll of water-cooled copper was rotated at a roll peripheral speed of 35 m / s to obtain a quenched solidified ribbon. When combined with atomizing and roll quenching,
The molten steel sprayed by atomization was rapidly cooled by a single roll to obtain a rapidly solidified flake.

【０１３０】このようにした得られた材料をそれぞれ１
１００℃×３時間水冷後６００℃において１時間析出熱
処理した。Ｃｕ粒子の分散密度は、前記〔発明２〕の実
施例と同様な方法により評価した。Each of the thus obtained materials was designated as 1
After water cooling at 100 ° C. for 3 hours, a precipitation heat treatment was performed at 600 ° C. for 1 hour. The dispersion density of the Cu particles was evaluated by the same method as in the example of [Invention 2].

【０１３１】さらにこれらの材料を金属製カプセルに封
入し、押出加工をおこなった。押出加工の条件はつぎの
通りであった。Further, these materials were sealed in a metal capsule and extruded. Extrusion conditions were as follows.

【０１３２】試験番号１２３〜１３１（表１２）：押出
比１０．１、押出温度７００℃ 試験番号１３２〜１４０（表１３）：押出比１０．１、
押出温度７５０℃ 試験番号１４１〜１４９（表１４）：押出比 ５．４、
押出温度６００℃ 試験番号１５０〜１６４（表１５）：押出比１０．１、
押出温度７５０℃ その後に再結晶熱処理を、６５０〜１０００℃×１時間
の範囲内で行った。各試験番号の再結晶熱処理の条件は
それぞれの表に記載した。表１５の試験番号１５０〜１
６４の再結晶熱処理は、８００〜１０００℃の温度に１
時間保持し放冷することにより行った。Test numbers 123 to 131 (Table 12): extrusion ratio 10.1, extrusion temperature 700 ° C. Test numbers 132 to 140 (Table 13): extrusion ratio 10.1,
Extrusion temperature 750 ° C Test numbers 141 to 149 (Table 14): Extrusion ratio 5.4
Extrusion temperature 600 ° C Test No. 150-164 (Table 15): Extrusion ratio 10.1,
Extrusion temperature 750 ° C. Thereafter, recrystallization heat treatment was performed within a range of 650 to 1000 ° C. × 1 hour. The conditions of the recrystallization heat treatment of each test number are described in respective tables. Test numbers 150-1 in Table 15
The recrystallization heat treatment of 64 is performed at a temperature of 800 to 1000 ° C.
This was carried out by holding for a while and allowing to cool.

【０１３３】粒子分散密度は種々加工の過程においてほ
とんど変化せず、再結晶熱処理するまではほぼ同じ状態
であることが確認された。It was confirmed that the particle dispersion density hardly changed during the various processing steps, and was almost the same before the recrystallization heat treatment.

【０１３４】このようにして得られた材料の押出方向に
おけるヤング率を横共振法により測定した。The Young's modulus in the extrusion direction of the material thus obtained was measured by the transverse resonance method.

【０１３５】これらの結果を、表１２〜１５にまとめて
示す。These results are summarized in Tables 12 to 15.

【０１３６】これらの結果から、急冷凝固を用いた場
合、粉末、リボンまたはフレークの別によらず本発明の
範囲内の押出加工条件を含む加工を行い再結晶熱処理を
施せば十分高いヤング率が得られることが明らかであ
る。From these results, when quenching solidification is used, a sufficiently high Young's modulus can be obtained by performing processing including extrusion processing conditions within the scope of the present invention regardless of the type of powder, ribbon or flake, and performing recrystallization heat treatment. It is clear that

【０１３７】[0137]

【発明の効果】本発明により、２４，０００ｋｇｆ／ｍ
ｍ² を超える、多くは２８，０００ｋｇｆ／ｍｍ² レベ
ルの高ヤング率鋼材が工業的生産が可能な方法で得ら
れ、各種バネ、シャフト類、振動抑制を必要とする自動
車等の構造部品への適用が可能となった。According to the present invention, 24,000 kgf / m
exceeds m ^2, many high Young's modulus steel 28,000kgf / mm ² level is obtained at capable industrial production method, various springs, shafts such, to structural components such as automobiles that require vibration suppression Applicable.

Claims (4)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】Ｃを０．０５〜０．５重量％ならびにＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｖ，ＷおよびＭｏのうち
１種または２種以上を合計で０．１〜３重量％含み、長
径０．２μｍ以下のＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｈｆ，
Ｖ，ＷおよびＭｏの炭化物粒子が合わせて１０²〜１０⁵
個/μｍ³の密度で分散するフェライト系鋼に、押出比３
以上の押出成形を含む加工を行い、加工後に９００〜１
４００℃の温度域で再結晶熱処理を施すことにより＜
１，１，１＞集合組織を発達させることを特徴とする高
ヤング率鋼材の製造方法。C. 0.05 to 0.5% by weight of C and T
one, two or more of i, Zr, Ta, Nb, Hf, V, W and Mo, containing a total of 0.1 to 3% by weight, and having a major axis of 0.2 μm or less, Ti, Zr, Ta, Nb, Hf ,
V, W and Mo carbide particles in total are 10 ² to 10 ⁵
Ferritic steel dispersed at a density of pieces / [mu] m ^3, an extrusion ratio of 3
Processing including the above extrusion is performed, and after processing, 900 to 1
By performing recrystallization heat treatment in the temperature range of 400 ° C.,
1,1,1> A method for producing a high Young's modulus steel material characterized by developing a texture. 【請求項２】Ｃｕを０．１〜２重量％含有するフェライ
ト系鋼に析出熱処理を施し、長径０．２μｍ以下のＣｕ
粒子を１０²個/μｍ³ 以上分散させた後、押出比３以上
の押出加工を含む加工を行った後、再結晶熱処理を施す
ことにより＜１，１，１＞集合組織を発達させることを
特徴とする高ヤング率鋼材の製造方法。2. A ferritic steel containing 0.1 to 2% by weight of Cu is subjected to a precipitation heat treatment to obtain a Cu having a major axis of 0.2 μm or less.
After dispersing 10 ² particles / μm ³ or more, after performing processing including extrusion processing at an extrusion ratio of 3 or more, applying a recrystallization heat treatment to develop <1,1,1> texture. Characteristic method for producing high Young's modulus steel. 【請求項３】溶融状態の鋼をアトマイズ急冷法、もしく
はロール急冷法、またはアトマイズ急冷法とロール急冷
法とを組み合わせた急冷法により凝固させ、過飽和固溶
体粉末もしくはリボンまたはフレークを作製し、さらに
加圧成形することにより、押出加工用の鋼を得ることを
特徴とする請求項１に記載する高ヤング率鋼材の製造方
法。3. The molten steel is solidified by an atomizing quenching method, a roll quenching method, or a quenching method combining the atomizing quenching method and the roll quenching method, to produce a supersaturated solid solution powder or ribbon or flake. The method for producing a high Young's modulus steel material according to claim 1, wherein the steel for extrusion processing is obtained by press forming. 【請求項４】溶融状態の鋼をアトマイズ急冷法、もしく
はロール急冷法、またはアトマイズ急冷法とロール急冷
法とを組み合わせた急冷法により凝固させ、過飽和固溶
体粉末もしくはリボンまたはフレークを作製し、さらに
加圧成形することにより、析出熱処理用の鋼を得ること
を特徴とする請求項２に記載する高ヤング率鋼材の製造
方法。4. A molten steel is solidified by an atomizing quenching method, a roll quenching method, or a quenching method combining an atomizing quenching method and a roll quenching method to produce a supersaturated solid solution powder or ribbon or flake. The method for producing a high Young's modulus steel according to claim 2, wherein a steel for precipitation heat treatment is obtained by press forming.