JP2000309850A - 高強度・高靱性棒材とその製造方法 - Google Patents
高強度・高靱性棒材とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 直径または短辺の長さが５ｍｍ以上の棒材と
して、フェライト平均粒径２μｍ以下である高強度・高
靱性鋼材を提供する。 【解決手段】 ４００℃以上Ａｃ３以下の温度域におい
て、鋼材を多パス穴型圧延することによって、Ｔ断面全
体の組織が、平均粒径２μｍ以下のフェライトおよび炭
化物からなる微細等軸フェライト粒組織の高強度・高靱
性棒材とする。
して、フェライト平均粒径２μｍ以下である高強度・高
靱性鋼材を提供する。 【解決手段】 ４００℃以上Ａｃ３以下の温度域におい
て、鋼材を多パス穴型圧延することによって、Ｔ断面全
体の組織が、平均粒径２μｍ以下のフェライトおよび炭
化物からなる微細等軸フェライト粒組織の高強度・高靱
性棒材とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、高強度・
高靱性棒材とその製造方法に関するものである。さらに
詳しくは、この発明は、棒あるいはパイプ等の鋼製品と
して有用な、溶接性に優れた、高強度・高靱性棒材とそ
の製造方法に関するものである。
高靱性棒材とその製造方法に関するものである。さらに
詳しくは、この発明は、棒あるいはパイプ等の鋼製品と
して有用な、溶接性に優れた、高強度・高靱性棒材とそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】従来より、フェライト結晶粒
径の微細化は、鋼の靱性を向上させる有力な高強度化手
段として知られている。
径の微細化は、鋼の靱性を向上させる有力な高強度化手
段として知られている。
【０００３】そこで、微細化に関する研究が様々な工夫
として行われてきており、大気圧下・急冷による方法
（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1017)や、逆変態を利用す
る方法（特開昭５８−５８２２４）、繰り返し重ね接合
圧延による方法（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1035)、あ
るいは、この発明の発明者らによる温間加工・再結晶に
よる方法（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1031)等の様々な
方法が提案されている。
として行われてきており、大気圧下・急冷による方法
（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1017)や、逆変態を利用す
る方法（特開昭５８−５８２２４）、繰り返し重ね接合
圧延による方法（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1035)、あ
るいは、この発明の発明者らによる温間加工・再結晶に
よる方法（CAMP-ISIJ Vol.11(1998),p.1031)等の様々な
方法が提案されている。
【０００４】これら従来の手法により、微細なフェライ
ト粒主体組織が生成可能になったが、従来の方法で得ら
れた微細組織鋼は薄肉材であり、断面全体が公称粒径２
μｍ以下のフェライト主体組織からなり、たとえば直径
または短辺の長さが５ｍｍ以上の棒材を製造することが
できない等の問題があった。
ト粒主体組織が生成可能になったが、従来の方法で得ら
れた微細組織鋼は薄肉材であり、断面全体が公称粒径２
μｍ以下のフェライト主体組織からなり、たとえば直径
または短辺の長さが５ｍｍ以上の棒材を製造することが
できない等の問題があった。
【０００５】そこで、この出願の発明は、以上のとおり
の問題を解消し、直径または短辺の長さが５ｍｍ以上の
棒材において、鋼全体の組織が均一であり、フェライト
平均粒径が２μｍ以下である高強度・高靱性棒材を提供
することを課題としている。
の問題を解消し、直径または短辺の長さが５ｍｍ以上の
棒材において、鋼全体の組織が均一であり、フェライト
平均粒径が２μｍ以下である高強度・高靱性棒材を提供
することを課題としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
の課題を解決するものとして、まず第１には、直径また
は短辺の長さが５ｍｍ以上で、Ｔ断面全体において、炭
化物とともに平均粒径２μｍ以下のフェライト粒組織を
有することを特徴とする高強度・高靱性棒材を提供す
る。
の課題を解決するものとして、まず第１には、直径また
は短辺の長さが５ｍｍ以上で、Ｔ断面全体において、炭
化物とともに平均粒径２μｍ以下のフェライト粒組織を
有することを特徴とする高強度・高靱性棒材を提供す
る。
【０００７】また、この出願の発明は、第２には、微細
等軸フェライト粒組織を有する前記の高強度・高靱性棒
材を、第３には、鋼材の化学組成として、セメンタイト
を含めた炭化物の体積率が２０％以下となる炭素（Ｃ）
量を有する前記いずれかの高強度・高靱性棒材を、第４
には、鋼材の化学組成として、Ｓｉ：０．８０ｍａｓｓ
％以下、Ｍｎ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：
０．１０ｍａｓｓ％以下を包含する前記第３の高強度・
高靱性棒材を、第５には、鋼材の化学組成として、さら
に、Ｃｕ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０
５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：
０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜３．
０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、
Ｗ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜
０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍ
ａｓｓ％、Ｂ：０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％の
うち１種または２種以上を包含する前記第４の高強度・
高靱性棒材を提供する。
等軸フェライト粒組織を有する前記の高強度・高靱性棒
材を、第３には、鋼材の化学組成として、セメンタイト
を含めた炭化物の体積率が２０％以下となる炭素（Ｃ）
量を有する前記いずれかの高強度・高靱性棒材を、第４
には、鋼材の化学組成として、Ｓｉ：０．８０ｍａｓｓ
％以下、Ｍｎ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：
０．１０ｍａｓｓ％以下を包含する前記第３の高強度・
高靱性棒材を、第５には、鋼材の化学組成として、さら
に、Ｃｕ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０
５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：
０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜３．
０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、
Ｗ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜
０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍ
ａｓｓ％、Ｂ：０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％の
うち１種または２種以上を包含する前記第４の高強度・
高靱性棒材を提供する。
【０００８】そしてまた、この出願の発明は、第６に
は、第１ないし第５のいずれかの棒材の製造方法であっ
て、４００℃以上Ａｃ３以下の温度域において、鋼材を
多パス穴型圧延することを特徴とする高強度・高靱性棒
材の製造方法を、第７には、多パス穴型圧延において、
圧延中の試料断面形状が相似変形以外の変形を伴う請求
項６の高強度・高靱性棒材の製造方法を提供する。
は、第１ないし第５のいずれかの棒材の製造方法であっ
て、４００℃以上Ａｃ３以下の温度域において、鋼材を
多パス穴型圧延することを特徴とする高強度・高靱性棒
材の製造方法を、第７には、多パス穴型圧延において、
圧延中の試料断面形状が相似変形以外の変形を伴う請求
項６の高強度・高靱性棒材の製造方法を提供する。
【０００９】なお、この発明における「Ｔ断面」とは、
棒の長手方向に対して垂直に切断した断面であり、「Ｌ
断面」とは水平に切断した断面を意味している。以下の
説明においても同様である。
棒の長手方向に対して垂直に切断した断面であり、「Ｌ
断面」とは水平に切断した断面を意味している。以下の
説明においても同様である。
【００１０】
【発明の実施の形態】この出願の発明における高強度・
高靱性棒材は、鋼材として、Ｔ断面全体において、炭化
物とともに平均粒径２μｍ以下のフェライト粒組織を有
することを特徴としているが、より好ましくは、微細等
軸フェライト粒組織を有し、また、直径もしくは短辺の
長さが５ｍｍ以上の棒材である。
高靱性棒材は、鋼材として、Ｔ断面全体において、炭化
物とともに平均粒径２μｍ以下のフェライト粒組織を有
することを特徴としているが、より好ましくは、微細等
軸フェライト粒組織を有し、また、直径もしくは短辺の
長さが５ｍｍ以上の棒材である。
【００１１】この発明の以上のとおりの特徴のある棒材
は、高強度であるとともに、靱性にも優れ、溶接性の良
好なものである。そして、以上のとおりの棒材は、４０
０℃以上Ａｃ３以下の温度域において、鋼材を多パス穴
型圧延することにより製造することができる。ここで、
多パス穴型圧延についてその概要を説明すると、例え
ば、図１に示したように、同じ形状で異なる孔径のパス
を有する圧延ロールを用いて、鋼材を順次細径パスへ挿
入し減面伸長させる圧延である。パスの形状については
図１の四角形でなくてもよく、円形、楕円形、三角形等
の各種であってよい。
は、高強度であるとともに、靱性にも優れ、溶接性の良
好なものである。そして、以上のとおりの棒材は、４０
０℃以上Ａｃ３以下の温度域において、鋼材を多パス穴
型圧延することにより製造することができる。ここで、
多パス穴型圧延についてその概要を説明すると、例え
ば、図１に示したように、同じ形状で異なる孔径のパス
を有する圧延ロールを用いて、鋼材を順次細径パスへ挿
入し減面伸長させる圧延である。パスの形状については
図１の四角形でなくてもよく、円形、楕円形、三角形等
の各種であってよい。
【００１２】特に、四角形、楕円形等の穴形状が異なる
パスを順次通すか、あるいは、穴形状は相似形であって
も試料を回転させて圧延機に挿入することで、圧縮中の
試料断面形状が相似変形以外の変形を伴うように圧延す
ることにより、Ｔ断面だけでなく、Ｌ断面の組織も等軸
化することが可能である。穴形状は相似形であっても、
試料を回転させて圧延機に挿入することで、圧縮中の試
料断面形状が相似変形以外の変形を伴うというのは、例
えば、正方形の穴に正方形の断面を持つ試料を通すと
き、穴と試料の角を合わせる場合は試料は相似変形する
が、この場合とは異なり、穴の辺の中央と試料の角を合
わせ通すと、試料の断面は圧延中に一旦、八角形となり
最終的に正方形となる加工形態をいう。このように、試
料に捏ねるような変形を加えることがＬ断面のフェライ
ト粒の等軸化に有効である。また菱形状のパスを用い、
試料をこれらのパスに順次通す場合において、試料を９
０°ずつ回転しながら、長軸と短軸部分が交互に繰り返
し揉まれるように挿入することもできる。この場合もＬ
断面組織を等軸化することができる。このように、いず
れの方向から見ても等軸である微細フェライト粒組織か
らなる棒材は、機械的性質の異方性も極めて小さい。
パスを順次通すか、あるいは、穴形状は相似形であって
も試料を回転させて圧延機に挿入することで、圧縮中の
試料断面形状が相似変形以外の変形を伴うように圧延す
ることにより、Ｔ断面だけでなく、Ｌ断面の組織も等軸
化することが可能である。穴形状は相似形であっても、
試料を回転させて圧延機に挿入することで、圧縮中の試
料断面形状が相似変形以外の変形を伴うというのは、例
えば、正方形の穴に正方形の断面を持つ試料を通すと
き、穴と試料の角を合わせる場合は試料は相似変形する
が、この場合とは異なり、穴の辺の中央と試料の角を合
わせ通すと、試料の断面は圧延中に一旦、八角形となり
最終的に正方形となる加工形態をいう。このように、試
料に捏ねるような変形を加えることがＬ断面のフェライ
ト粒の等軸化に有効である。また菱形状のパスを用い、
試料をこれらのパスに順次通す場合において、試料を９
０°ずつ回転しながら、長軸と短軸部分が交互に繰り返
し揉まれるように挿入することもできる。この場合もＬ
断面組織を等軸化することができる。このように、いず
れの方向から見ても等軸である微細フェライト粒組織か
らなる棒材は、機械的性質の異方性も極めて小さい。
【００１３】鋼材をフェライト域あるいはフェライト−
オーステナイト２相域（４００℃〜Ａｃ３）で温間穴型
圧延することによって、２μｍ以下のフェライト粒を得
るためには、２μｍ以下の間隔で局所的に結晶粒子を回
転させ、それぞれの領域を別々の結晶方位を有するフェ
ライト粒とすることが必要であり、そのためには多軸加
工が有効である。この発明の前記の多パス穴型圧延はこ
の必要性に対応しているものである。
オーステナイト２相域（４００℃〜Ａｃ３）で温間穴型
圧延することによって、２μｍ以下のフェライト粒を得
るためには、２μｍ以下の間隔で局所的に結晶粒子を回
転させ、それぞれの領域を別々の結晶方位を有するフェ
ライト粒とすることが必要であり、そのためには多軸加
工が有効である。この発明の前記の多パス穴型圧延はこ
の必要性に対応しているものである。
【００１４】穴型圧延により棒材を製造する理由は、穴
型が径の異なる多段の谷状ロールからなっており、１回
のパスのおいて多軸加工されること、連続パスにおいて
材料を９０°回転させて挿入すると多軸加工の効果が一
層発揮できることから、局所的格子回転が起こりやすく
なり組織微細化に有利でかつ工程が簡単であるためであ
る。
型が径の異なる多段の谷状ロールからなっており、１回
のパスのおいて多軸加工されること、連続パスにおいて
材料を９０°回転させて挿入すると多軸加工の効果が一
層発揮できることから、局所的格子回転が起こりやすく
なり組織微細化に有利でかつ工程が簡単であるためであ
る。
【００１５】また、穴型圧延の温度を４００℃以上Ａｃ
３以下の温度域に設定する理由は、４００℃未満では加
工中もしくはパス間での転位の再配列が困難であるた
め、単に加工フェライト組織となり等軸化しない。ま
た、Ａｃ３以上では結晶粒の成長が速くなり、組織が粗
大化してしまうためである。
３以下の温度域に設定する理由は、４００℃未満では加
工中もしくはパス間での転位の再配列が困難であるた
め、単に加工フェライト組織となり等軸化しない。ま
た、Ａｃ３以上では結晶粒の成長が速くなり、組織が粗
大化してしまうためである。
【００１６】なお、この加工熱処理後の冷却の方法につ
いては特に限定されることはない。なお、この発明にお
いては、棒材に含まれる成分は以下の範囲であることが
好ましい。
いては特に限定されることはない。なお、この発明にお
いては、棒材に含まれる成分は以下の範囲であることが
好ましい。
【００１７】Ｃ量は、セメンタイトを含む炭化物の体積
率で規定する。炭化物量２０ｖｏｌ％を越えると靱性が
著しく劣化するため、炭化物量２０ｖｏｌ％以下が適当
である。
率で規定する。炭化物量２０ｖｏｌ％を越えると靱性が
著しく劣化するため、炭化物量２０ｖｏｌ％以下が適当
である。
【００１８】Ｓｉは０．８０ｍａｓｓ％を越えて添加す
ると溶接性を害するためにＳｉの添加範囲は０．８０ｍ
ａｓｓ％以下とするのが適当である。Ｍｎは強度確保の
ため、０．０５ｍａｓｓ％以上が望ましい。しかし、よ
り多く添加すると溶接性を著しく劣化するためＭｎの添
加量の範囲は０．０５〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適
当である。
ると溶接性を害するためにＳｉの添加範囲は０．８０ｍ
ａｓｓ％以下とするのが適当である。Ｍｎは強度確保の
ため、０．０５ｍａｓｓ％以上が望ましい。しかし、よ
り多く添加すると溶接性を著しく劣化するためＭｎの添
加量の範囲は０．０５〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適
当である。
【００１９】Ａｌは０．１０ｍａｓｓ％を越えて添加し
た場合には鋼の清浄度が劣化するため、好ましくは、Ａ
ｌの添加量の範囲は０．１０ｍａｓｓ％以下とするのが
適当である。
た場合には鋼の清浄度が劣化するため、好ましくは、Ａ
ｌの添加量の範囲は０．１０ｍａｓｓ％以下とするのが
適当である。
【００２０】Ｃｕは０．０５ｍａｓｓ％以上添加すれ
ば、析出強化および固溶強化により強度を向上させるの
に有効となるが、２．５ｍａｓｓ％を越えて添加すると
溶接性が劣化するため、好ましくは、Ｃｕの添加量は
０．０５〜２．５ｍａｓｓ％とするのが適当である。
ば、析出強化および固溶強化により強度を向上させるの
に有効となるが、２．５ｍａｓｓ％を越えて添加すると
溶接性が劣化するため、好ましくは、Ｃｕの添加量は
０．０５〜２．５ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２１】Ｎｉは０．０５ｍａｓｓ％以上添加する
と、強度向上および靱性向上のために有効であるが、
３．０ｍａｓｓ％を越えて添加しても強度向上の効果が
小さいため、好ましくは、Ｎｉの添加量の範囲は０．０
５〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適当である。
と、強度向上および靱性向上のために有効であるが、
３．０ｍａｓｓ％を越えて添加しても強度向上の効果が
小さいため、好ましくは、Ｎｉの添加量の範囲は０．０
５〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２２】Ｔｉは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加に
よるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出により局所的格子回転の促
進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓ
ｓ％を越えて添加してもその効果が飽和するため、好ま
しくは、Ｔｉの添加量の範囲は０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％とするのが適当である。
よるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出により局所的格子回転の促
進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓ
ｓ％を越えて添加してもその効果が飽和するため、好ま
しくは、Ｔｉの添加量の範囲は０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％とするのが適当である。
【００２３】Ｎｂは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加に
よるＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出により局所的格子回転の促
進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓ
ｓ％を越えて添加してもその効果が飽和するため、好ま
しくは、Ｎｂの添加量の範囲は０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％とするのが適当である。
よるＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出により局所的格子回転の促
進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓ
ｓ％を越えて添加してもその効果が飽和するため、好ま
しくは、Ｎｂの添加量の範囲は０．００５〜０．１ｍａ
ｓｓ％とするのが適当である。
【００２４】Ｖは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加での
析出により局所的格子回転の促進、再結晶粒の成長抑制
の効果があるが、０．１ｍａｓｓ％を越えて添加しても
その効果が飽和するため、Ｖの添加量の範囲は０．００
５〜０．１ｍａｓｓ％とするのが適当である。
析出により局所的格子回転の促進、再結晶粒の成長抑制
の効果があるが、０．１ｍａｓｓ％を越えて添加しても
その効果が飽和するため、Ｖの添加量の範囲は０．００
５〜０．１ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２５】Ｃｒは０．０１ｍａｓｓ％以上添加するこ
とによって炭化物を形成し、局所的格子回転の促進、再
結晶粒の成長抑制の効果があるが、３．０ｍａｓｓ％を
越えて添加してもその効果が飽和するため、Ｃｒの添加
量の範囲は０．０１〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適当
である。
とによって炭化物を形成し、局所的格子回転の促進、再
結晶粒の成長抑制の効果があるが、３．０ｍａｓｓ％を
越えて添加してもその効果が飽和するため、Ｃｒの添加
量の範囲は０．０１〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適当
である。
【００２６】Ｍｏは０．０１ｍａｓｓ％以上添加するこ
とによって炭化物を形成し、局所的格子回転の促進、再
結晶粒の成長抑制の効果があるが、１．０ｍａｓｓ％を
越えて添加してもその効果が飽和するため、好ましく
は、Ｍｏの添加量の範囲は０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
とするのが適当である。
とによって炭化物を形成し、局所的格子回転の促進、再
結晶粒の成長抑制の効果があるが、１．０ｍａｓｓ％を
越えて添加してもその効果が飽和するため、好ましく
は、Ｍｏの添加量の範囲は０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
とするのが適当である。
【００２７】Ｗは０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲内
であることが好ましい。Ｗは０．０１ｍａｓｓ％以上の
添加で強度の上昇に効果があるが、０．５ｍａｓｓ％を
越えて添加すると靱性が劣化するために、好ましくは、
Ｗの添加量の範囲は０．０１〜０．５ｍａｓｓ％とする
のが適当である。
であることが好ましい。Ｗは０．０１ｍａｓｓ％以上の
添加で強度の上昇に効果があるが、０．５ｍａｓｓ％を
越えて添加すると靱性が劣化するために、好ましくは、
Ｗの添加量の範囲は０．０１〜０．５ｍａｓｓ％とする
のが適当である。
【００２８】Ｃａは０．００１ｍａｓｓ％以上の添加に
よって硫化物系介在物の形態制御の効果があるが、０．
０１ｍａｓｓ％を越えて添加すると鋼中介在物を形成
し、鋼の性質を悪化させるため、Ｃａの添加量の範囲は
０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％とするのが適当であ
る。
よって硫化物系介在物の形態制御の効果があるが、０．
０１ｍａｓｓ％を越えて添加すると鋼中介在物を形成
し、鋼の性質を悪化させるため、Ｃａの添加量の範囲は
０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％とするのが適当であ
る。
【００２９】ＲＥＭは０．００１ｍａｓｓ％以上の添加
でオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト
粒微細化の効果があるが、０．０２ｍａｓｓ％を越えて
添加すると鋼の清浄度を損なうため、ＲＥＭの添加量の
範囲は０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とするのが適当
である。
でオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト
粒微細化の効果があるが、０．０２ｍａｓｓ％を越えて
添加すると鋼の清浄度を損なうため、ＲＥＭの添加量の
範囲は０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とするのが適当
である。
【００３０】Ｂは０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％
の範囲内であることが好ましい。Ｂは０．０００１ｍａ
ｓｓ％以上の添加によって、鋼の焼入性を著しく高め、
強度向上に有効であるが、０．００６ｍａｓｓ％を越え
て添加すると、Ｂ化合物を形成して、靱性を劣化させる
ので、好ましくはＢの添加量の範囲は，０．０００１〜
０．００６ｍａｓｓ％とするのが適当である。
の範囲内であることが好ましい。Ｂは０．０００１ｍａ
ｓｓ％以上の添加によって、鋼の焼入性を著しく高め、
強度向上に有効であるが、０．００６ｍａｓｓ％を越え
て添加すると、Ｂ化合物を形成して、靱性を劣化させる
ので、好ましくはＢの添加量の範囲は，０．０００１〜
０．００６ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００３１】この発明は、上記の通りの構成によって鋼
材全体の組織が均一であり、フェライト平均粒径が２μ
ｍ以下である鋼材の実現を可能にする高強度棒材とその
製造方法を提供するものであるが、その構成および作用
効果の特徴についてさらに詳しく以下の実施例に沿って
説明する。もちろんこの発明は以下の例によって限定さ
れるものではない。
材全体の組織が均一であり、フェライト平均粒径が２μ
ｍ以下である鋼材の実現を可能にする高強度棒材とその
製造方法を提供するものであるが、その構成および作用
効果の特徴についてさらに詳しく以下の実施例に沿って
説明する。もちろんこの発明は以下の例によって限定さ
れるものではない。
【００３２】
【実施例】実施例１ それぞれの化学組成が、 Ａ鋼；Ｃ／０．０４８，Ｓｉ／０．００６，Ｍｎ／１．
９５，Ｐ／０．０１９，Ｓ／０．００１，Ａｌ／０．０
３２（ｍａｓｓ％） Ｂ鋼；Ｃ／０．１６，Ｓｉ／０．３９，Ｍｎ／１．４
３，Ｐ／０．００６，Ｓ／０．００２０，Ａｌ／０．０
３０（ｍａｓｓ％） Ｃ鋼；Ｃ／０．４２，Ｓｉ／０．１８，Ｍｎ／０．６
８，Ｐ／０．０１３，Ｓ／０．００６（ｍａｓｓ％） である３種類の鋼材（３０×３０×１２０ｍｍ）を表１
に示した条件によって加工熱処理した。
９５，Ｐ／０．０１９，Ｓ／０．００１，Ａｌ／０．０
３２（ｍａｓｓ％） Ｂ鋼；Ｃ／０．１６，Ｓｉ／０．３９，Ｍｎ／１．４
３，Ｐ／０．００６，Ｓ／０．００２０，Ａｌ／０．０
３０（ｍａｓｓ％） Ｃ鋼；Ｃ／０．４２，Ｓｉ／０．１８，Ｍｎ／０．６
８，Ｐ／０．０１３，Ｓ／０．００６（ｍａｓｓ％） である３種類の鋼材（３０×３０×１２０ｍｍ）を表１
に示した条件によって加工熱処理した。
【００３３】
【表１】
【００３４】なお、加工は６４０℃に再加熱し、３００
ｓ保持後、１パス減面率約１０％の溝ロール圧延と６４
０℃の炉で３００ｓの保持を繰り返して全減面率が８５
％あるいは９０％になるようにした。その後水冷した。
最終断面形状は８５％減面材が１１．８ｍｍ角、９０％
減面材が９．６ｍｍ角であった。
ｓ保持後、１パス減面率約１０％の溝ロール圧延と６４
０℃の炉で３００ｓの保持を繰り返して全減面率が８５
％あるいは９０％になるようにした。その後水冷した。
最終断面形状は８５％減面材が１１．８ｍｍ角、９０％
減面材が９．６ｍｍ角であった。
【００３５】添付した図２〜４は、代表例として、Ｂ鋼
で減面率が８５％の溝ロール圧延を行った試料のミクロ
組織を示したものである。Ｔ断面は、表面近傍（図
２）、１／４Ｄ（図３）、中心（図４）の各々で０．７
９〜０．９３μｍの微細なフェライト粒および炭化物組
織であった。そして断面全面の組織は、図２〜４に見ら
れるように均一であった。
で減面率が８５％の溝ロール圧延を行った試料のミクロ
組織を示したものである。Ｔ断面は、表面近傍（図
２）、１／４Ｄ（図３）、中心（図４）の各々で０．７
９〜０．９３μｍの微細なフェライト粒および炭化物組
織であった。そして断面全面の組織は、図２〜４に見ら
れるように均一であった。
【００３６】この発明の実施例によって製造された棒材
は、５００ＭＰａ以上のＴＳ、５％以上の均一のび、か
つ−９０℃以下の脆性遷移温度の優れた性質を示した。
表１中には、比較としてＢ鋼を板圧延して得た試料の機
械的性質を示しているが、Ｂ鋼で減面率８５％の溝ロー
ル圧延を行った試料は、これに対してＴＳが１．３倍、
ＹＳが１．８倍に上昇、ｖＴｒｓは１４０℃近く向上し
ている。 実施例２ Ｃ/0.15,Ｓｉ/0.39,Ｍｎ/1.44,Ｐ/0.015, Ｓ/0.004, Ｃ
ｕ/0.23,Ｎｉ/0.18,Ｍｏ/0.05,Ｖ/0.042, Ｎｂ/0.028
（mass％）の化学組成を持つ鋼材（φ115 ×300mm を64
0 ℃の温度に1 時間保持し、その後、各パス減面率約20
％の多パス四角穴温間溝ロール圧延にて全減面率98.3％
の圧延を行なった。なおこの圧延を行なうに当たり、最
終パスの１パスおよび３パス前に楕円穴を通した場合Ａ
および通さなかった場合Ｂの２通りを実施した。場合
Ａ、Ｂにおける各々のＬ断面ミクロ組織写真を図５およ
び図６に示す。Ａの場合、楕円穴を通したときのＬ断面
組織（図５）は等軸微細フェライト粒主体の組織となっ
ている。これに対しＢの場合、楕円穴を通さず全て四角
形穴にて相似変形させたときのＬ断面組織（図６）は伸
長粒組織となっている。
は、５００ＭＰａ以上のＴＳ、５％以上の均一のび、か
つ−９０℃以下の脆性遷移温度の優れた性質を示した。
表１中には、比較としてＢ鋼を板圧延して得た試料の機
械的性質を示しているが、Ｂ鋼で減面率８５％の溝ロー
ル圧延を行った試料は、これに対してＴＳが１．３倍、
ＹＳが１．８倍に上昇、ｖＴｒｓは１４０℃近く向上し
ている。 実施例２ Ｃ/0.15,Ｓｉ/0.39,Ｍｎ/1.44,Ｐ/0.015, Ｓ/0.004, Ｃ
ｕ/0.23,Ｎｉ/0.18,Ｍｏ/0.05,Ｖ/0.042, Ｎｂ/0.028
（mass％）の化学組成を持つ鋼材（φ115 ×300mm を64
0 ℃の温度に1 時間保持し、その後、各パス減面率約20
％の多パス四角穴温間溝ロール圧延にて全減面率98.3％
の圧延を行なった。なおこの圧延を行なうに当たり、最
終パスの１パスおよび３パス前に楕円穴を通した場合Ａ
および通さなかった場合Ｂの２通りを実施した。場合
Ａ、Ｂにおける各々のＬ断面ミクロ組織写真を図５およ
び図６に示す。Ａの場合、楕円穴を通したときのＬ断面
組織（図５）は等軸微細フェライト粒主体の組織となっ
ている。これに対しＢの場合、楕円穴を通さず全て四角
形穴にて相似変形させたときのＬ断面組織（図６）は伸
長粒組織となっている。
【００３７】
【発明の効果】以上詳しく説明したように、この出願の
発明によって、５ｍｍφ以上の棒状鋼材で、５００ＭＰ
ａ以上の強度を有し、かつ、延性、脆性遷移温度が−９
０℃の非常に優れた強度と靱性のバランスを有する高強
度棒材が提供される。
発明によって、５ｍｍφ以上の棒状鋼材で、５００ＭＰ
ａ以上の強度を有し、かつ、延性、脆性遷移温度が−９
０℃の非常に優れた強度と靱性のバランスを有する高強
度棒材が提供される。
【００３８】さらに、圧縮中の試料断面形状が相似変形
以外の変形を伴うように圧延することにより、Ｔ断面だ
けでなく、Ｌ断面の組織も等軸化することが可能であ
る。また、この発明によって、稀少元素の使用量の節
約、ならびに、強度向上により鋼材の使用量も軽減でき
る。
以外の変形を伴うように圧延することにより、Ｔ断面だ
けでなく、Ｌ断面の組織も等軸化することが可能であ
る。また、この発明によって、稀少元素の使用量の節
約、ならびに、強度向上により鋼材の使用量も軽減でき
る。
【００３９】
【図１】多パス穴型圧延について示した概要図である。
【図２】Ｂ鋼で減面率が８５％の溝ロール圧延を行った
試料のミクロ組織をＴ断面の表面近傍について示した顕
微鏡写真である。
試料のミクロ組織をＴ断面の表面近傍について示した顕
微鏡写真である。
【図３】図２に対応してＴ断面の１／４Ｄの部位につい
て示した顕微鏡写真である。
て示した顕微鏡写真である。
【図４】図２に対応してＴ断面の中心（１／２Ｄ）の部
位について示した顕微鏡写真である。
位について示した顕微鏡写真である。
【図５】四角穴溝ロール圧延パス途中に２回楕円パスを
入れた場合の棒材Ｌ断面ミクロ組織である。
入れた場合の棒材Ｌ断面ミクロ組織である。
【図６】四角穴溝ロール圧延パス途中に１回も楕円パス
を入れなかった場合の棒材Ｌ断面ミクロ組織である。
を入れなかった場合の棒材Ｌ断面ミクロ組織である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鳥塚 史郎 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁金属材料技術研究所内 (72)発明者 津崎 兼彰 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁金属材料技術研究所内 (72)発明者 長井 寿 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁金属材料技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA24 AA31 AA35 AA36 AA37 AA40 BA02 CC01 CC02
Claims (7)
- 【請求項１】 直径または短辺の長さが５ｍｍ以上で、
Ｔ断面全体において、炭化物とともに平均粒径２μｍ以
下のフェライト粒組織を有することを特徴とする高強度
・高靱性棒材。 - 【請求項２】 微細等軸フェライト粒組織を有する請求
項１の高強度・高靱性棒材。 - 【請求項３】 鋼材の化学組成として、セメンタイトを
含めた炭化物の体積率が２０％以下となる炭素（Ｃ）量
を有する請求項１または２の高強度・高靱性棒材。 - 【請求項４】 鋼材の化学組成として、Ｓｉ：０．８０
ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下を包含する請求項３の高
強度・高靱性棒材。 - 【請求項５】 鋼材の化学組成として、さらに、Ｃｕ：
０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜３．０
ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００５〜
０．１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ
％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．０１
〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａ
ｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％のうち１種ま
たは２種以上を包含する請求項４の高強度・高靱性棒
材。 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかの棒材の製
造方法であって、４００°以上Ａｃ３以下の温度域にお
いて、鋼材を多パス穴型圧延することを特徴とする高強
度・高靱性棒材の製造方法。 - 【請求項７】 多パス穴型圧延において、圧延中の試料
断面形状が相似変形以外の変形を伴う請求項６の高強度
・高靱性棒材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24561999A JP3904351B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-08-31 | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-52008 | 1999-02-26 | ||
| JP5200899 | 1999-02-26 | ||
| JP24561999A JP3904351B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-08-31 | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000309850A true JP2000309850A (ja) | 2000-11-07 |
| JP3904351B2 JP3904351B2 (ja) | 2007-04-11 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24561999A Expired - Fee Related JP3904351B2 (ja) | 1999-02-26 | 1999-08-31 | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3904351B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003062483A1 (fr) * | 2002-01-24 | 2003-07-31 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Fil d'acier pour ressorts thermoresistants, ressorts thermoresistants, et procede de production de ressorts thermoresistants |
| WO2004104236A1 (ja) * | 2003-05-20 | 2004-12-02 | National Institute For Materials Science | 温間制御圧延方法 |
| WO2004104235A1 (ja) | 2003-05-20 | 2004-12-02 | National Institute For Materials Science | 温間圧延方法 |
| JP2005320629A (ja) * | 2004-04-09 | 2005-11-17 | National Institute For Materials Science | 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法 |
| EP1559804A4 (en) * | 2002-10-17 | 2006-01-25 | Nat Inst For Materials Science | SHAPED PRODUCT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1584700A4 (en) * | 2003-01-17 | 2007-03-28 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PRODUCT HAVING EXCELLENT WEAR RESISTANCE, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
| KR20150131382A (ko) * | 2013-04-10 | 2015-11-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 |
| WO2019026311A1 (ja) * | 2017-08-02 | 2019-02-07 | 丸嘉工業株式会社 | 管材および管材の製造方法 |
-
1999
- 1999-08-31 JP JP24561999A patent/JP3904351B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7404865B2 (en) | 2002-01-24 | 2008-07-29 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Steel wire for heat-resistant spring, heat-resistant spring and method for producing heat-resistant spring |
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| CN100386449C (zh) * | 2003-05-20 | 2008-05-07 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | 中温控制轧制方法 |
| KR100749381B1 (ko) * | 2003-05-20 | 2007-08-14 | 도쿠리츠교세이호징 붓시쯔 자이료 겐큐키코 | 온간 압연 방법 |
| CN100366761C (zh) * | 2003-05-20 | 2008-02-06 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | 温轧方法 |
| WO2004104235A1 (ja) | 2003-05-20 | 2004-12-02 | National Institute For Materials Science | 温間圧延方法 |
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| US7727343B2 (en) | 2003-05-20 | 2010-06-01 | National Institute For Materials Science | Controlled warm-rolling method |
| KR101107141B1 (ko) * | 2003-05-20 | 2012-02-06 | 도쿠리츠교세이호징 붓시쯔 자이료 겐큐키코 | 온간제어 압연방법 |
| JP2005320629A (ja) * | 2004-04-09 | 2005-11-17 | National Institute For Materials Science | 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法 |
| KR20150131382A (ko) * | 2013-04-10 | 2015-11-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 |
| KR101717395B1 (ko) | 2013-04-10 | 2017-03-16 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 |
| WO2019026311A1 (ja) * | 2017-08-02 | 2019-02-07 | 丸嘉工業株式会社 | 管材および管材の製造方法 |
| JP2019026914A (ja) * | 2017-08-02 | 2019-02-21 | 丸嘉工業株式会社 | 管材および管材の製造方法 |
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| JP3904351B2 (ja) | 2007-04-11 |
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