JPH1121655A - 超微細組織を有する鋼およびその製造法 - Google Patents
超微細組織を有する鋼およびその製造法Info
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- JPH1121655A JPH1121655A JP20362397A JP20362397A JPH1121655A JP H1121655 A JPH1121655 A JP H1121655A JP 20362397 A JP20362397 A JP 20362397A JP 20362397 A JP20362397 A JP 20362397A JP H1121655 A JPH1121655 A JP H1121655A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 超微細組織を有する鋼およびその製造法を提
供する。 【解決手段】 Ｃを０．０２重量％以上含有する平均粒
径が４０μｍ以下の亜共析鋼を、オーステナイト組織分
率が２０％以上８０％未満となるフェライト、オーステ
ナイト２相温度域に加熱し、熱間圧延した後、冷却する
処理を１回以上行い、冷却した平均粒径が２μｍ以下の
組織であることを特徴とする超微細組織を有する鋼の製
造法または主な組織が２相からなる鋼。またはこれらに
Ｎｉ＞０．５重量％添加した鋼。Ａｃ1 変態点以下で焼
き戻した鋼。 【効果】 本発明により、従来法では到底得られなかっ
た超微細組織の鋼が得られる。
供する。 【解決手段】 Ｃを０．０２重量％以上含有する平均粒
径が４０μｍ以下の亜共析鋼を、オーステナイト組織分
率が２０％以上８０％未満となるフェライト、オーステ
ナイト２相温度域に加熱し、熱間圧延した後、冷却する
処理を１回以上行い、冷却した平均粒径が２μｍ以下の
組織であることを特徴とする超微細組織を有する鋼の製
造法または主な組織が２相からなる鋼。またはこれらに
Ｎｉ＞０．５重量％添加した鋼。Ａｃ1 変態点以下で焼
き戻した鋼。 【効果】 本発明により、従来法では到底得られなかっ
た超微細組織の鋼が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速船の船体、高
圧ガス輸送用の鋼管、圧力容器、産業機械、航空機など
に広く使用できる超微細組織を有する鋼およびその製造
法に関するものである。
圧ガス輸送用の鋼管、圧力容器、産業機械、航空機など
に広く使用できる超微細組織を有する鋼およびその製造
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】組織の微細化は高強度高靭性鋼等の性質
を得る方法として重要で、従来、制御圧延の適正化やＮ
ｉ，Ｍｏ，Ｃｏ等の高価な合金元素を大量に添加する方
法が数多く提案されている。
を得る方法として重要で、従来、制御圧延の適正化やＮ
ｉ，Ｍｏ，Ｃｏ等の高価な合金元素を大量に添加する方
法が数多く提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｃｏ等の高価な合金元素を大量に添加する方法やオース
フォーミング処理等の特殊熱処理は構造材料として使用
される大量生産型の鋼こは適さない。一方、制御圧延は
大量生産に適しているが、従来の延長上では組織微細化
に限界があり、強度および靭性の向上効果にも限界があ
った。本発明は超微細組織を有する、結果として高強度
・高靭性等の性質を具備した鋼およびこれらを大量に製
造する鋼の製造法を提供する。
Ｃｏ等の高価な合金元素を大量に添加する方法やオース
フォーミング処理等の特殊熱処理は構造材料として使用
される大量生産型の鋼こは適さない。一方、制御圧延は
大量生産に適しているが、従来の延長上では組織微細化
に限界があり、強度および靭性の向上効果にも限界があ
った。本発明は超微細組織を有する、結果として高強度
・高靭性等の性質を具備した鋼およびこれらを大量に製
造する鋼の製造法を提供する。
【０００４】
【課題を解決するための手段】例えば、高強度で且つ高
靭性を両立させる方法としては、組織の微細化が非常に
有効であることが知られている。本発明者らは超微細組
織を得るための鋼材の製造法について鋭意研究を行い、
超微細組織を有する鋼およびその製造法を発明するに至
った。
靭性を両立させる方法としては、組織の微細化が非常に
有効であることが知られている。本発明者らは超微細組
織を得るための鋼材の製造法について鋭意研究を行い、
超微細組織を有する鋼およびその製造法を発明するに至
った。
【０００５】すなわち本発明の要旨とするところは、以
下に示す超微細組織を有する鋼とその製造法である。 (１) Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析鋼で、主
な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μｍ以下であ
ることを特徴とする超微細組織を有する鋼。 (２) ２相組織がベイナイト・マルテンサイトと加工フ
ェライトであることを特徴とする前記 (１) 項記載の超
微細組織を有する鋼。 (３) ２相組織がフェライト・パーライトと加工フェラ
イトであることを特徴とする前記 (１) 項記載の超微細
組織を有する鋼。 (４) 前記 (１) 乃至 (３) のいずれか１項に記載の鋼
において、さらにＮｉを０．５重量％以上含有したこと
を特徴とする超微細組織を有する鋼。 (５) 前記 (１) 乃至 (４) のいずれか１項に記載の鋼
をＡｃ1 変態点以下の温度で焼き戻したことを特徴とす
る超微細組織を有する鋼。
下に示す超微細組織を有する鋼とその製造法である。 (１) Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析鋼で、主
な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μｍ以下であ
ることを特徴とする超微細組織を有する鋼。 (２) ２相組織がベイナイト・マルテンサイトと加工フ
ェライトであることを特徴とする前記 (１) 項記載の超
微細組織を有する鋼。 (３) ２相組織がフェライト・パーライトと加工フェラ
イトであることを特徴とする前記 (１) 項記載の超微細
組織を有する鋼。 (４) 前記 (１) 乃至 (３) のいずれか１項に記載の鋼
において、さらにＮｉを０．５重量％以上含有したこと
を特徴とする超微細組織を有する鋼。 (５) 前記 (１) 乃至 (４) のいずれか１項に記載の鋼
をＡｃ1 変態点以下の温度で焼き戻したことを特徴とす
る超微細組織を有する鋼。
【０００６】(６) Ｃを０．０２重量％以上含有する亜
共析鋼で、平均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナ
イト組織分率が２０％以上８０％未満となるフェライ
ト、オーステナイト２相温度域に加熱し、累積圧下量が
５０％以上で熱間圧延した後、空冷より速い冷却速度で
冷却し、主な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μ
ｍ以下の組織とすることを特徴とする超微細組織を有す
る鋼の製造法。 (７) Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析鋼で、平
均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナイト組織分率
が２０％以上８０％未満となるフェライト、オーステナ
イト２相温度域に加熱し、累積圧下量が５０％以上で熱
間圧延した後、空冷より速い冷却速度で冷却することを
１回以上行い、主な組織が２相からなり平均粒径が２μ
ｍ以下の組織とすることを特徴とする超微細組織を有す
る鋼の製造法。 (８) 熱間圧延した後の冷却方法が水冷であることを特
徴とする前記 (６) または (７) 項記載の超微細組織を
有する鋼の製造法。 (９) 前記 (６) 乃至 (８) のいずれか１項に記載の鋼
において、鋼成分としてさらにＮｉを０．５重量％以上
含有することを特徴とする超微細組織を有する鋼の製造
法。 (10) 前記 (６) 乃至 (９) のいずれか１項に記載の製
造法において、鋼をさらにＡｃ1 変態点以下の温度で焼
き戻すことを特徴とする超微細組織を有する鋼の製造
法。
共析鋼で、平均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナ
イト組織分率が２０％以上８０％未満となるフェライ
ト、オーステナイト２相温度域に加熱し、累積圧下量が
５０％以上で熱間圧延した後、空冷より速い冷却速度で
冷却し、主な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μ
ｍ以下の組織とすることを特徴とする超微細組織を有す
る鋼の製造法。 (７) Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析鋼で、平
均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナイト組織分率
が２０％以上８０％未満となるフェライト、オーステナ
イト２相温度域に加熱し、累積圧下量が５０％以上で熱
間圧延した後、空冷より速い冷却速度で冷却することを
１回以上行い、主な組織が２相からなり平均粒径が２μ
ｍ以下の組織とすることを特徴とする超微細組織を有す
る鋼の製造法。 (８) 熱間圧延した後の冷却方法が水冷であることを特
徴とする前記 (６) または (７) 項記載の超微細組織を
有する鋼の製造法。 (９) 前記 (６) 乃至 (８) のいずれか１項に記載の鋼
において、鋼成分としてさらにＮｉを０．５重量％以上
含有することを特徴とする超微細組織を有する鋼の製造
法。 (10) 前記 (６) 乃至 (９) のいずれか１項に記載の製
造法において、鋼をさらにＡｃ1 変態点以下の温度で焼
き戻すことを特徴とする超微細組織を有する鋼の製造
法。
【０００７】ここで平均粒径の定義は、鋼板の厚さ方向
に引いた直線の長さを結晶粒界との交点の数で除した長
さである。ここで、結晶粒界とは旧オーステナイト、フ
ェライト、加工フェライトの粒界を言う。また、２相域
加熱前の組織がベイナイト・マルテンサイトの場合、フ
ェライトとは２相域加熱温度で焼き戻された高温焼き戻
しベイナイト・高温焼き戻しマルテンサイトのことを言
う。
に引いた直線の長さを結晶粒界との交点の数で除した長
さである。ここで、結晶粒界とは旧オーステナイト、フ
ェライト、加工フェライトの粒界を言う。また、２相域
加熱前の組織がベイナイト・マルテンサイトの場合、フ
ェライトとは２相域加熱温度で焼き戻された高温焼き戻
しベイナイト・高温焼き戻しマルテンサイトのことを言
う。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明の特徴は、亜共析鋼を通常の熱間圧
延等により鋳造組織を４０μｍ以下の細粒組織にした
後、Ａｃ1 変態点とＡｃ3 変態点の間に加熱してフェラ
イト（α）十オーステナイト（γ）２相組織とし、これ
を熱間圧延することで微細な加工α，γの混合組織と
し、その後水冷して加工αと加工γから変態した組織の
混合組織とし、実質的に超微細組織にする方法またはそ
の鋼である。ここで、２相域からの冷却速度が速い場合
や鋼の焼き入れ性が高い場合には、ベイナイト・マルテ
ンサイト等の低温変態組織となり、冷却速度が遅い場合
や鋼の焼き入れ性が低い場合には、フェライト・パーラ
イトになる。
に説明する。本発明の特徴は、亜共析鋼を通常の熱間圧
延等により鋳造組織を４０μｍ以下の細粒組織にした
後、Ａｃ1 変態点とＡｃ3 変態点の間に加熱してフェラ
イト（α）十オーステナイト（γ）２相組織とし、これ
を熱間圧延することで微細な加工α，γの混合組織と
し、その後水冷して加工αと加工γから変態した組織の
混合組織とし、実質的に超微細組織にする方法またはそ
の鋼である。ここで、２相域からの冷却速度が速い場合
や鋼の焼き入れ性が高い場合には、ベイナイト・マルテ
ンサイト等の低温変態組織となり、冷却速度が遅い場合
や鋼の焼き入れ性が低い場合には、フェライト・パーラ
イトになる。
【０００９】一般に、組織を微細にするためにはマルテ
ンサイト変態前のオーステナイト組織の微細化が必要で
ある。オーステナイト組織の微細化の方法としては、急
速加熱焼き入れがあるが、大型の構造用鋼の製造法とし
ては適していない。一般には、できるだけ細かいオース
テナイト粒から熱間圧延を行い、再結晶させて、その後
未再結晶域圧延により組織の微細化が行われる。この方
法を最も理想的な条件で行っても未再結晶域圧延直前の
オーステナイト粒径は数十μｍであり、その後の未再結
晶域圧延によってもせいぜい５〜１０μｍの平均粒径し
か得られなかった。従って、平均粒径が２μｍ以下の超
微細粒を従来の制御圧延法で得ることはできない。
ンサイト変態前のオーステナイト組織の微細化が必要で
ある。オーステナイト組織の微細化の方法としては、急
速加熱焼き入れがあるが、大型の構造用鋼の製造法とし
ては適していない。一般には、できるだけ細かいオース
テナイト粒から熱間圧延を行い、再結晶させて、その後
未再結晶域圧延により組織の微細化が行われる。この方
法を最も理想的な条件で行っても未再結晶域圧延直前の
オーステナイト粒径は数十μｍであり、その後の未再結
晶域圧延によってもせいぜい５〜１０μｍの平均粒径し
か得られなかった。従って、平均粒径が２μｍ以下の超
微細粒を従来の制御圧延法で得ることはできない。
【００１０】しかし、圧延前の組織をγ単相組織から非
常に細かく分散したγとαの２相組織とすることで、圧
延後の組織を超微細にできることがわかった。さらに、
この方法では熱間圧延温度が低いにもかかわらず、熱間
変形抵抗が低いフェライト相を含むために、変形抵抗は
γ単相域での低温圧延と比較して同等以下であり、製造
上の制限が少ない。
常に細かく分散したγとαの２相組織とすることで、圧
延後の組織を超微細にできることがわかった。さらに、
この方法では熱間圧延温度が低いにもかかわらず、熱間
変形抵抗が低いフェライト相を含むために、変形抵抗は
γ単相域での低温圧延と比較して同等以下であり、製造
上の制限が少ない。
【００１１】以下、本発明の限定理由について述べる。
まず、鋼の平均結晶粒径を２μｍ以下に限定した理由に
ついて述べる。結晶粒を２μｍ以下の粒径にすると脆性
破壊進展時に粒界部分の塑性変形の占める割合が多くな
り、いわゆる脆性破面の発生がほぼ抑制されるようにな
ることを見いだした。従って、脆性破面の破面単位を小
さくして、低温靭性を向上させるという従来の技術思想
とは全く異なり、２μｍ以下にすると脆性破面発生を抑
止することができるようになる。
まず、鋼の平均結晶粒径を２μｍ以下に限定した理由に
ついて述べる。結晶粒を２μｍ以下の粒径にすると脆性
破壊進展時に粒界部分の塑性変形の占める割合が多くな
り、いわゆる脆性破面の発生がほぼ抑制されるようにな
ることを見いだした。従って、脆性破面の破面単位を小
さくして、低温靭性を向上させるという従来の技術思想
とは全く異なり、２μｍ以下にすると脆性破面発生を抑
止することができるようになる。
【００１２】ここで、平均粒径は板厚方向の測定値であ
り、最終組織では圧延方向には伸長した組織になってお
り、光学顕微鏡組織上では圧延方向の粒径は大きい場合
もある。しかし、このような場合であってもマルテンサ
イトやベイナイトでは内部がパケット粒に分割されてお
り、この大きさは板厚方向の粒界間隔の減少と共に小さ
くなっている。
り、最終組織では圧延方向には伸長した組織になってお
り、光学顕微鏡組織上では圧延方向の粒径は大きい場合
もある。しかし、このような場合であってもマルテンサ
イトやベイナイトでは内部がパケット粒に分割されてお
り、この大きさは板厚方向の粒界間隔の減少と共に小さ
くなっている。
【００１３】フェライト・パーライトの場合は、もとの
γから多数の結晶粒が発生するので光学顕微鏡組織上も
微細化している。また、このような細粒になると、き裂
の進展経路が結晶粒を横断する確率も増す。このような
理由により、板厚方向の平均結晶粒径が２μｍ以下の超
微細鋼とした。
γから多数の結晶粒が発生するので光学顕微鏡組織上も
微細化している。また、このような細粒になると、き裂
の進展経路が結晶粒を横断する確率も増す。このような
理由により、板厚方向の平均結晶粒径が２μｍ以下の超
微細鋼とした。
【００１４】次に、鋼の化学成分の限定理由について述
べる。本発明法ではαとγの２相域から熱間圧延を開始
することが特徴である。亜共析鋼でなければ高温でのこ
のような組織は得られない。亜共析になるＣ量の上限は
他の合金元素の含有量により異なるが通常０．７〜０．
８重量％である。しかし、Ｃ量が０．０２重量％未満で
は、α，γ２相になる温度が狭くなり、さらにＣ量であ
る程度決まるマルテンサイトの硬さが低くなるために高
強度が得られなくなる。従って、Ｃは０．０２重量％以
上である必要がある。特に、製造した鋼に高い低温靭性
を要求する場合には０．０５〜０．２重量％の範囲が望
ましい。
べる。本発明法ではαとγの２相域から熱間圧延を開始
することが特徴である。亜共析鋼でなければ高温でのこ
のような組織は得られない。亜共析になるＣ量の上限は
他の合金元素の含有量により異なるが通常０．７〜０．
８重量％である。しかし、Ｃ量が０．０２重量％未満で
は、α，γ２相になる温度が狭くなり、さらにＣ量であ
る程度決まるマルテンサイトの硬さが低くなるために高
強度が得られなくなる。従って、Ｃは０．０２重量％以
上である必要がある。特に、製造した鋼に高い低温靭性
を要求する場合には０．０５〜０．２重量％の範囲が望
ましい。
【００１５】他の合金元素は、微細組織形成のためには
特に必要でないが、高強度化、高靭性化、高耐食比等の
様々な特性を向上させるために添加される。例えば、主
要元素としてはＳｉ＜１．０、Ｍｎ＜３％、Ｃｒ＜３
％、Ｍｏ＜１．５％、Ｃｕく１．５％の範囲（％は全て
重量％）、その他Ｖ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｔｉ等通常の構造用
鋼に使用される元素を含有できる。Ｍｎは焼き入れ性を
高めて高強度化する最も重要な元素であり、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｎは高強度化、高靭性化、高耐食化に寄与する。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌは高強度化、初期組織の微細化に
役立つ。Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉは脱酸元素としても使用され
る。
特に必要でないが、高強度化、高靭性化、高耐食比等の
様々な特性を向上させるために添加される。例えば、主
要元素としてはＳｉ＜１．０、Ｍｎ＜３％、Ｃｒ＜３
％、Ｍｏ＜１．５％、Ｃｕく１．５％の範囲（％は全て
重量％）、その他Ｖ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｔｉ等通常の構造用
鋼に使用される元素を含有できる。Ｍｎは焼き入れ性を
高めて高強度化する最も重要な元素であり、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｎは高強度化、高靭性化、高耐食化に寄与する。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌは高強度化、初期組織の微細化に
役立つ。Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉは脱酸元素としても使用され
る。
【００１６】最終組織を微細にするためには２相域に加
熱した時の組織が微細でなくてはならない。そのために
は２相域加熱前の組織が微細でなくてはならない。２相
域加熱前の組織の平均粒径が４０μｍ以上では微細な２
相組織は得られない。特に、最終的に１μｍ以下の組織
を得たい場合には、２相域加熱前の組織がマルテンサイ
ト・ベイナイトの場合は２０μｍ以下、フェライト・パ
ーライトの場合には１０μｍ以下の粒径にすることが望
ましい。
熱した時の組織が微細でなくてはならない。そのために
は２相域加熱前の組織が微細でなくてはならない。２相
域加熱前の組織の平均粒径が４０μｍ以上では微細な２
相組織は得られない。特に、最終的に１μｍ以下の組織
を得たい場合には、２相域加熱前の組織がマルテンサイ
ト・ベイナイトの場合は２０μｍ以下、フェライト・パ
ーライトの場合には１０μｍ以下の粒径にすることが望
ましい。
【００１７】このような結晶粒径は、通常行われている
熱間圧延などにより容易に達成できる水準である。例え
ば、２５０mm厚の鋼塊を１１５０℃に加熱し、１０００
℃以上の温度で１２０mmまで圧延し、その後９００〜８
００℃の温度域で２５mmまで制御圧延すればよい。
熱間圧延などにより容易に達成できる水準である。例え
ば、２５０mm厚の鋼塊を１１５０℃に加熱し、１０００
℃以上の温度で１２０mmまで圧延し、その後９００〜８
００℃の温度域で２５mmまで制御圧延すればよい。
【００１８】組織を４０μｍ以下に微細化した鋼をγ分
率が２０％以上８０％未満となる温度に再加熱する。γ
が２０％未満ではαが多すぎて微細化が達成されない。
一方、γが８０％以上になるとγ主体の組織となり、微
細な組織でなくなる。従って、γ分率が２０％以上８０
％未満とした。γ分率と温度の関係は使用する鋼の膨張
曲線をＡｃ3 点以上まで測定することで、簡単に知るこ
とができる。
率が２０％以上８０％未満となる温度に再加熱する。γ
が２０％未満ではαが多すぎて微細化が達成されない。
一方、γが８０％以上になるとγ主体の組織となり、微
細な組織でなくなる。従って、γ分率が２０％以上８０
％未満とした。γ分率と温度の関係は使用する鋼の膨張
曲線をＡｃ3 点以上まで測定することで、簡単に知るこ
とができる。
【００１９】２相組織は熱間圧延によりさらに微細化す
るが、圧下量が５０％未満では微細化に対する効果は小
さいため、累積圧下量を５０％以上とした。圧下量が大
きい方が微細化が進むため圧下量の上限は特には定めな
いが、素材と製品の厚さ比から上限は自ずと決まる。
るが、圧下量が５０％未満では微細化に対する効果は小
さいため、累積圧下量を５０％以上とした。圧下量が大
きい方が微細化が進むため圧下量の上限は特には定めな
いが、素材と製品の厚さ比から上限は自ずと決まる。
【００２０】熱間圧延中にγ，α共に加工され偏平化す
ると共に転位密度が増す。この状態からさらに冷却する
が、冷却速度が速かったり、鋼の焼き入れ性が高い場合
はγの部分はマルテンサイトやベイナイト、またはこれ
らの混合組織になる。一方、冷却速度が遅かったり、鋼
の焼き入れ性が低い場合はフェライト系の組織になる。
マルテンサイトやベイナイトの方がフェライトより硬い
ので冷却速度を高めることで、すなわち水冷することで
より高強度化できる。加工フェライトの部分は冷却方法
によらず、ほぼ連間圧延中の組織が引き継がれる。
ると共に転位密度が増す。この状態からさらに冷却する
が、冷却速度が速かったり、鋼の焼き入れ性が高い場合
はγの部分はマルテンサイトやベイナイト、またはこれ
らの混合組織になる。一方、冷却速度が遅かったり、鋼
の焼き入れ性が低い場合はフェライト系の組織になる。
マルテンサイトやベイナイトの方がフェライトより硬い
ので冷却速度を高めることで、すなわち水冷することで
より高強度化できる。加工フェライトの部分は冷却方法
によらず、ほぼ連間圧延中の組織が引き継がれる。
【００２１】このようにして得られる組織は熱間圧延前
の組織が微細であるほど微細になる。従って、２相域へ
の加熱、熱間圧延、冷却を繰り返すことにより、さらに
微細な組織が得られる。
の組織が微細であるほど微細になる。従って、２相域へ
の加熱、熱間圧延、冷却を繰り返すことにより、さらに
微細な組織が得られる。
【００２２】さらに、鋼成分としてＮｉを０．５重量％
以上含有すると、２相域に加熱するときにγが結晶粒界
だけでなく、結晶粒内からも生成するようになり、微細
化をさらに促進する。この場合、Ａｃ1 変態点までの加
熱速度を遅くすると、より微細にγが生成する。また、
Ｎｉ添加は製造した材料の強度、低温靭性の向上にも寄
与する。
以上含有すると、２相域に加熱するときにγが結晶粒界
だけでなく、結晶粒内からも生成するようになり、微細
化をさらに促進する。この場合、Ａｃ1 変態点までの加
熱速度を遅くすると、より微細にγが生成する。また、
Ｎｉ添加は製造した材料の強度、低温靭性の向上にも寄
与する。
【００２３】さらに必要に応じて、前記の方法で製造し
た鋼をＡｃ1 変態点以下の温度で焼き戻してもよい。焼
き戻しにより延靭性は適度に回復する。焼き戻し処理は
ミクロ組織分率そのものを変えず、本発明の特色を損な
うものではない。
た鋼をＡｃ1 変態点以下の温度で焼き戻してもよい。焼
き戻しにより延靭性は適度に回復する。焼き戻し処理は
ミクロ組織分率そのものを変えず、本発明の特色を損な
うものではない。
【００２４】
【実施例】表１に化学成分を示す５種の鋼を素材として
用いた。表２に示す様々な条件で圧延した後、場合によ
り焼き戻しを施した。その後、組織観察、常温での引っ
張り試験、７．５mm厚のＶノッチシャルピー試験（−１
００℃）を行った。結果は表２に示す。
用いた。表２に示す様々な条件で圧延した後、場合によ
り焼き戻しを施した。その後、組織観察、常温での引っ
張り試験、７．５mm厚のＶノッチシャルピー試験（−１
００℃）を行った。結果は表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】以上のように、本発明により、特定の化
学組成の鋼を特定の方法で製造した鋼は超微細組織の高
強度鋼になる。
学組成の鋼を特定の方法で製造した鋼は超微細組織の高
強度鋼になる。
Claims (10)
- 【請求項１】 Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析
鋼で、主な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μｍ
以下であることを特徴とする超微細組織を有する鋼。 - 【請求項２】 ２相組織がベイナイト・マルテンサイト
と加工フェライトであることを特徴とする請求項１記載
の超微細組織を有する鋼。 - 【請求項３】 ２相組織がフェライト・パーライトと加
工フェライトであることを特徴とする請求項１記載の超
微細組織を有する鋼。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれか１項に記載の
鋼において、さらにＮｉを０．５重量％以上含有したこ
とを特徴とする超微細組織を有する鋼。 - 【請求項５】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
鋼をＡｃ1 変態点以下の温度で焼き戻したことを特徴と
する超微細組織を有する鋼。 - 【請求項６】 Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析
鋼で、平均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナイト
組織分率が２０％以上８０％未満となるフェライト、オ
ーステナイト２相温度域に加熱し、累積圧下量が５０％
以上で熱間圧延した後、空冷より速い冷却速度で冷却
し、主な組織が２相からなり、且つ平均粒径が２μｍ以
下の組織とすることを特徴とする超微細組織を有する鋼
の製造法。 - 【請求項７】 Ｃを０．０２重量％以上含有する亜共析
鋼で、平均粒径が４０μｍ以下の鋼を、オーステナイト
組織分率が２０％以上８０％未満となるフェライト、オ
ーステナイト２相温度域に加熱し、累積圧下量が５０％
以上で熱間圧延した後、空冷より速い冷却速度で冷却す
ることを１回以上行い、主な組織が２相からなり平均粒
径が２μｍ以下の組織とすることを特徴とする超微細組
織を有する鋼の製造法。 - 【請求項８】 熱間圧延した後の冷却方法が水冷である
ことを特徴とする請求項６または７記載の超微細組織を
有する鋼の製造法。 - 【請求項９】 請求項６乃至８のいずれか１項に記載の
鋼において、鋼成分としてさらにＮｉを０．５重量％以
上含有することを特徴とする超微細組織を有する鋼の製
造法。 - 【請求項１０】 請求項６乃至９のいずれか１項に記載
の製造法において、鋼をさらにＡｃ1 変態点以下の温度
で焼き戻すことを特徴とする超微細組織を有する鋼の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20362397A JPH1121655A (ja) | 1997-05-09 | 1997-07-29 | 超微細組織を有する鋼およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-119936 | 1997-05-09 | ||
| JP11993697 | 1997-05-09 | ||
| JP20362397A JPH1121655A (ja) | 1997-05-09 | 1997-07-29 | 超微細組織を有する鋼およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1121655A true JPH1121655A (ja) | 1999-01-26 |
Family
ID=26457592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20362397A Withdrawn JPH1121655A (ja) | 1997-05-09 | 1997-07-29 | 超微細組織を有する鋼およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1121655A (ja) |
-
1997
- 1997-07-29 JP JP20362397A patent/JPH1121655A/ja not_active Withdrawn
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