超細組織鋼及其製造方法

2023-07-21 14:26:41

專利名稱：超細組織鋼及其製造方法
本申請的發明是關於超細組織鋼及其製造方法。更詳細地說，本中請的發明是關於作為高強度結構用鋼、而且作為高強度的一般焊接結構用鋼等有用的超細組織鋼及其製造方法。
以往，作為鋼材的強化方法，已知有固溶強化、以及利用與馬氏體等的複合化產生的第二相引起的強化、沉澱強化、晶粒的細化。特別是，作為同時提高強度和韌性、使強度-延性的均衡良好的方法，晶粒的細化是最優良的方法。該方法不必要添加為了提高淬透性的Ni、Cr等高價元素，因此，能夠以低成本製造高強度鋼材。從這種晶粒細化的觀點看，在結構用鋼中，若鐵素體的晶粒直徑細化到3μm以下，則能期待強度急劇變大。
但是，實際情況是，到目前為止，採用一般的形變熱處理技術得到的是5μm程度的晶粒直徑，雖然達到高強度化，但得不到大的強度上升量。
另外，關於鐵素體組織，隨著使該組織細化，屈服強度、抗拉強度也同時上升，但產生均勻延伸率顯著降低，與抗拉強度相比，屈服強度的上升也大的問題。即，屈服比上升。這意味著n值(加工硬化指數)的降低。即使在鐵素體晶粒直徑是4μm以下的超細鐵素體單相鋼中，同樣地也是達到高強度化，但延伸率顯著降低。
由於這樣的情況，關於鐵素體鋼，在高強度化的同時，為了謀求提高強度-延性的均衡，有必要從與以往那樣的鐵素體晶粒細化的思想完全不同的另外的觀點考慮對策。
因此，以往在低合金鋼中，控制軋制-加速冷卻技術是為了得到能夠有助於其強度提高的細小鐵素體的有效方法。即，通過控制在奧氏體未再結晶區的累積壓下率及其後的冷卻速度，得到細小的組織。但是，所得到的鐵素體晶粒直徑的極限，在Si-Mn鋼中最多不過是10μm，在Nb鋼中最多不過是5μm。進而，如在特公昭62-39228、特公昭62-7247中所述，通過在包括二相區的Ar1～Ar3+100℃的溫度區，施加合計斷面收縮率為75％以上的壓下，此後以20K/s以上進行冷卻，得到3～4μm程度的鐵素體晶粒。如在特公平5-65564中所述，若不到3μm，則需要極大的壓下量和40K/s以上的冷卻速度。但是，20K/s以上的急冷，是僅在板厚薄的場合能成立的手段，但廣泛地作為一般焊接結構用鋼的製造方法還不能成立。
從這樣的情況考慮，關於有助於強度提高的鐵素體的細化，在過去使鐵素體晶粒直徑達到3μm以下是極困難的，實際情況是，在實際上也不能實現。
而且，在控制軋制中，使未再結晶區的壓下量增加下去，就產生像以下那樣的問題。即，例如像在

圖11(鐵と鋼65(1979)1747-1755)中所示那樣，加工量越大，特定位向{332}113、{113}110的聚集度越大，小角晶界的比例越大。假定即使能夠細化至3μm程度，由於細化，高強度化和疲勞強度的上升，也不像所期待的那樣大。另外，因為鐵素體晶粒彼此之間具有同一取向的概率變大，所以容易產生鐵素體晶粒彼此間的複合體晶粒長大，細化變得非常困難。從這種觀點看，鐵素體的細化的極限也是5μm。
過去，完全沒有控制所生成的鐵素體的取向的技術，因此與鐵素體晶粒細化的同時，不能謀求鐵素體取向的不規則化。
因此，本申請的課題是，克服像以上的以往技術的極限，實現鐵素體晶粒的超細化及其大角晶界化、以及取向的不規則化，進而提供在鐵素體結構鋼的高強度化的同時，也提高強度和延性的均衡、作為一般焊接結構用鋼等有用的、新穎的超細組織鋼以及用於製造該鋼的方法。
本申請為了解決上述的課題，提供以平均晶粒直徑是3μm以下、被晶界的位向差為15°以上的大角晶界包圍的鐵素體作為基體相為特徵的超細組織鋼(權利要求1)。
進而，本申請提供按重量％,C(碳)含量是0.3％以下的權利要求1的超細組織鋼(權利要求2)；含有C、Si、Mn、Al、P、S和N，其餘為Fe和不可避免的雜質組成的權利要求1和2的超細組織鋼(權利要求3)；以含有珠光體3％(體積率)以上為特徵的權利要求1、2或3的超細組織鋼(權利要求4)；以含有平均晶粒直徑是3.0μm以下、被15°以上的大角晶界包圍的鐵素體為60％(體積率)以上、鐵素體的特定位向的聚集度是4以下為特徵的超細組織鋼(權利要求5)；將奧氏體鋼加工，製造權利要求5的鋼的方法，該方法以相變前的奧氏體晶界，在從對該晶界面垂直的面看的線狀的晶界中，具有相當於晶界單位長度的70％以上的周期8μm以下、振幅200nm以上的起伏的特徵的超細組織鋼的製造方法(權利要求6)；將奧氏體鋼加工，製造權利要求5的鋼的方法，該方法以相變前的奧氏體晶粒內的退火雙晶，在從對該晶界垂直的面看的線狀的晶界中，具有相當於晶界單位長度的70％以上的周期8μm以下、振幅200nm以上的起伏的特徵的超細組織鋼的製造方法(權利要求7)；在奧氏體的未再結晶溫度施加壓下率30％以上的壓縮加工、在加工後以3K/s以上的速度冷卻為特徵的超細組織鋼的製造方法(權利要求8)；權利要求1、2、3或4的超細組織鋼的製造方法，該方法以加熱至Ac3點以上，在進行奧氏體化後，在Ar3點以上的溫度施加壓下率50％以上的砧壓縮加工，接著通過冷卻，製造以平均晶粒直徑3μm以下的鐵素體作為基體相的超細組織鋼為特徵的超細組織鋼的製造方法(權利要求9)；以3K/s以上的速度進行冷卻為特徵的權利要求9的超細組織鋼的製造方法(權利要求10)；以砧壓縮加工作為被加工材的X、Y和Z的3個面中的至少2個面的加工，同時或者連續地進行加工為特徵的權利要求9或10的超細組織鋼的製造方法(權利要求11)；以被鐵素體晶界的位向差15°以上的大角晶界包圍的鐵素體作為基體相的權利要求9、10或11中任一項的超細組織鋼的製造方法(權利要求12)；以在Ar3～Ar3+200℃範圍內的溫度施加砧壓縮加工為特徵的權利要求9、10、11或12的超細組織鋼的製造方法(權利要求13)。
即，在如以上的該申請的發明中，提供了迄今完全不知道的超細組織鋼。
該超細組織鋼以1)含有平均晶粒直徑是3.0μm以下、被15°以上的大角晶界包圍的鐵素體，2)鐵素體是60％(體積率)以上，3)鐵素體的特定位向的聚集度是4以下為必要條件。
關於像這樣的新穎超細組織鋼，根據該申請的發明人的研究，是基於發現為使鐵素體的細化及其大角晶界化和取向的不規則化，保持相變前的奧氏體晶界和相變前的奧氏體晶內的退火雙晶的起伏，即不是直線的，對在超細化的同時，晶內鐵素體和晶間鐵素體的取向不規則化，大角晶界化是必要的。例如，在圖1中示出晶界的模擬圖，所生成的鐵素體對奧氏體保持K-S的關係進行成核，進而，相對晶界面，最密堆積面保持儘可能近的角(φ)地進行成核。然後，例如像圖2那樣，使奧氏體晶界具有起伏，在奧氏體晶界面朝向各種方向的情況下，所生成的鐵素體也朝向各種方向。即，進行晶間鐵素體的取向不規則化。另外，已經受加工的奧氏體晶界內的變形帶和退火雙晶能夠成為匹配晶界的成核部位，但在具有與圖2的晶界相同的凹凸的場合，所生成的鐵素體和晶間鐵素體同樣地朝向各種方向。因此，是所謂的晶內鐵素體的取向也發生不規則化。
由於存在以上的起伏，在平均晶粒直徑是3.0μm以下，鄰接的鐵素體晶粒的位向差具有15°以上的大角晶界，進而，特定位向的聚集度是4以下的鐵素體的細組織鋼成為可能。
而且，一般說來，細鐵素體在其相變過程及其相變過程後，極容易成為複合體，晶粒容易長大，但根據該申請的說明人的發現，在由大角晶界組成的鐵素體不容易成為複合體，晶粒不容易長大，至室溫也原封不動地是細小的。
進而，在本發明中，為了製造本發明的超細組織鋼，進行奧氏體加工，在利用該奧氏體的加工進行製造時，在A如權利要求6的本發明，相變前的奧氏體晶界，B如權利要求7的本發明，相變前的奧氏體晶內的變形帶或者退火雙晶的至少任一個中，在從對該晶界或者邊界垂直的面上看的線狀的晶界或者邊界，每晶界單位長度70％以上要存在周期8μm以下、振幅200nm以上的起伏。
該場合的周期和振幅，例如像圖3所示，在上述的晶界或者晶界(a)中的起伏，意味著周期(L)是8μm以下、振幅(W)是200nm以上。
例如在進行奧氏體化後，在奧氏體的再結晶溫度以下的未再結晶溫度，通過進行壓下率30％以上的平面應變壓縮加工能形成以上的必要條件。然後，在加工後以3K/s以上進行冷卻，實現如上述的超細組織鋼。
上述的周期(L)和振幅(W)，在該加工過程中分別達到8μm以下、200nm以上。
在周期(L)超過8μm的場合，振幅(W)低於200nm的場合，都難以得到本發明的超細組織鋼。
壓縮加工的壓下率定為30％以上，最好是50％以上。而且作為用於該加工的手段，作為合適的例子之一可以例示出在圖4中例示的砧(Anvil)加工。
使用該砧的平面應變壓縮，按斷面收縮率1道次超過90％的強加工也是可能的。而且，砧加工如在圖4中所示，加工部與輥軋相比，即使相同的斷面收縮率，就等於經受包含剪切變形的大變形。
再者，關於本中請發明的鐵素體組織鋼的化學組成沒有特別的限制，但可以以適量的比例含有Si、Mn、C、P、S、N、Nb、Ti、V、Al等。在只考慮焊接性的場合，關於C(碳)規定為0.3％(重量)以下是適當的。
按照如以上所述的本申請的發明，能夠製造具有無規則取向的鐵素體平均晶粒直徑是3.0μm以下的結構用鋼，就等於在高強度鋼的製造中提供全新的方法。
而且，不使用是高價元素的Ni、Cr、Mo、Cu等，通過得到超細組織，能夠廉價地製造高強度鋼，在實用上是極有意義的。
一般說來，細鐵素體在其相變過程和相變後，極容易形成複合體，晶粒容易長大，但是由大角晶界組成的鐵素體，不容易形成複合體，晶粒不容易長大，原樣細小地到達室溫。其結果，冷卻速度，對於以往的20K/s以上，即使3K/s以上，也能夠得到上述的細晶粒。這樣慢的冷卻速度迄今還完全沒有被考慮。本發明的加工時的應變速度為1/s是足夠的。1-10/s是厚板軋制的一般應變速度。
在加工中使用的砧的寬度和試料的板厚的關係可以適當地調節，在砧和試料之間也可以塗布潤滑材料。
從以上可知，本發明在Ac3點以上加熱進行奧氏體化後，在Ar3點以上的溫度，施加壓下率50％以上的砧壓縮加工，接著以3K/s以上的冷卻速度進行冷卻是適當的。
關於加工前的奧氏體晶粒直徑，已證實，例如在300μm以下，鐵素體能夠細化。作為加工量，按斷面壓下率必須是50％以上，為了得到低於2μm的晶粒直徑，希望70％以上。作為加工溫度，必須是奧氏體未再結晶區，希望Ar3+200℃以內。為了儘可能得到細晶粒，希望Ar3+100℃以內。
另外，本發明以如以上所述的鐵素體作為基體相，而作為鐵素體相以外的相，可以有珠光體、馬氏體、殘留奧氏體中的一種或者二種以上，也可以具有碳化物、氮化物、氧化物等的析出物。
在第二相由碳化物構成的場合，從防止焊接性、韌性的劣化的觀點看，希望其體積率低於40％。
再者，在本發明中規定的鐵素體平均晶粒直徑，例如採用直線切斷法進行計測。另外，鐵素體晶界的取向用SEM觀察加工部代表的約0.1×0.1mm的數個視野，關於1個視野，可以使用電子射線後方散射衍射法(EBSD)進行計測。以鐵素體晶界的位向差是15°以上時作為大角晶界。大角晶界佔整個晶界的80％以上時，組織由大角晶界構成。
大角晶界的比例低於80時，不能充分得到由組織細化而產生的強度上升。
關於鋼的化學成分，可以是各種各樣，但在成分中不一定必須使用是高價元素的Ni、Cr、Mo、Cu等。可以含有C，同時有Si、Mn、Al、P、S和N，其餘由Fe和不可避免的雜質組成。
從例示的叫做一般焊接結構用鋼的觀點看，例如考慮以下的添加元素的成分。
0.001％(重量)≤C≤0.3％(重量)C是使強度上升的重要的添加元素，但添加至0.3％以上，焊接性、韌性劣化，難以作為一般焊接結構用鋼使用。
Si、Mn是固溶強化元素，希望適量添加。從焊接性的觀點看，Mn是3％以下，Si是2.5％以下。
Al從純淨度的觀點看是0.1％以下。
P、S一般是0.05％以下。
另外，在本發明中，關於上述的砧壓縮加工，作為以更低的加工量也達到同樣的細化的方法，發現多向加工是有效的。另外，如果是相同加工量，就能夠得到更細的晶粒。在加工中使用的應力，不僅壓縮，而且剪切、拉伸、扭轉都可以。
即，如圖5所示，從試料的A面和B面交互施加加工。此後，通過以適當的速度進行冷卻，與單向壓縮相比，能夠使取向不同的鐵素體核生成量增加。因此，如果是相同的斷面收縮率，與單向壓縮相比，鐵素體晶粒直徑就能夠變小。與單向壓縮相比，即使低斷面收縮率，也能夠得到超細的鐵素體晶粒。
從以上可知，在本發明中，也提供了將供試驗鋼提高到Ac3點以上，進行奧氏體化後，使溫度降低至未再結晶區，通過控制各面的加工量、加工溫度，有效地進行相變鐵素體的細化、晶界的大角度化的多向形變熱處理技術。在圖5中示出作為1個加工軸，通過使試樣旋轉，從2面進行加工的例子，也可以預先準備2個加工軸，交互地加工A面、B面。進而，有2個加工軸時，同時進行A面、B面加工，鐵素體的細化也是有效的。
在如以上所述的本發明中，伴隨鐵素體向3μm以下超細化的高強度化，例如在以往的20μm時，抗拉強度是480MPa，而在4μm時是約600MPa，在2μm時是約700MPa，在抗拉強度顯著地增大的同時，抑制伴隨鐵素體的超細化的延性的降低，提高強度和強度-延性的均衡。
實際上，在珠光體的體積率是25％的場合，鐵素體平均晶粒直徑是3μm時，均勻延伸率提高25％，鐵素體平均晶粒直徑是2μm時，均勻延伸率倍增。
另一方面，令人吃驚的是，以往的20μm鐵素體組織，若含有珠光體，則延性進一步惡化。該現象隨著鐵素體平均晶粒直徑超過4μm而變大，變得顯著。
在本發明中，因此規定鐵素體的平均晶粒直徑為3μm以下。由此，當珠光體的體積率在3％以上時顯示實際的效果。關於其上限，可以作為要期待的強度的允許範圍來考慮。此時，例如可以由關於鐵素體單相組織鋼的SWift式求出的數據為基礎、使用顯微力學的Secant法進行計算，可以由所得的應力-應變曲線計算出的圖10的強度-均勻延伸的均衡(變化鐵素體晶粒直徑)作為目標。圖10中的實線表示珠光體的體積率是25％。
在此，示出以下的實施例，更詳細地說明本發明。
在以下的實施例1～3和比較例1中，使用表1的鋼種序號1(成分1)的鋼。
表1成分(重量％)
實施例1將表1的成分1的鋼奧氏體化，將其晶粒直徑調整至15μm，在750℃，將上述鋼進行應變速度10/s、斷面收縮率73％的一次砧壓縮加工。為了凍結加工時的奧氏體晶界，在剛加工後就進行水冷，使發生馬氏體相變，形成馬氏體組織。當觀察該馬氏體組織的原奧氏體晶界時，在每晶界單位長度的85％存在明顯的凹凸，其周期是5.5μm以下，振幅是350nm以上。接著，以相同條件進行加工，在奧氏體晶界上給予上述的凹凸後，以10K/s進行冷卻。得到的組織是鐵素體-珠光體。鐵素體組織的平均晶粒直徑用直線切斷法測定時是2.0μm。按照使用電子射線後方散射衍射(EBSD)的三維結晶結構分析，在測量對軋制方向垂直面(TD面)的組織的取向情報時，如圖6所示，鐵素體的取向是無規則的，如該圖6所示，{001}∥ND取向的聚集度充其量不過是1.9。相鄰鐵素體的位向差為5度以上的大角晶界的比例，從測定面上的晶界長度的比看，是95％。在該發明中規定的鐵素體的體積率是75％。
實施例2對表1成分1的鋼的奧氏體晶粒直徑300μm的鋼，在750℃，以應變速度10/s進行斷面收縮率73％的一次砧壓縮加工。為了凍結加工時的奧氏體晶界，在剛加工後就進行水冷，使發生馬氏體相變，形成馬氏體組織。當觀察該馬氏體組織的原奧氏體晶界時，存在明顯的凹凸，其周期是6.1μm以下，振幅是300nm以上。另外，在觀察原退火雙晶時，在每晶界單位長度的80％存在明顯的起伏，其周期是6.2μm以下，振幅是300nm以上。接著，以相同條件進行加工，對奧氏體晶界和晶粒內的退火雙晶給予上述的凹凸後，以10K/s進行冷卻。得到的組織是鐵素體-珠光體。以直線切斷法測定奧氏體組織的平均晶粒直徑，是2.6μm。按照使用電子射線後方散射衍射(EBSD)的3維結晶結構分析，測量對軋制方向垂直面(TD面)的組織的取向情報時，鐵素體的取向是無規則的，如圖7所示，{001}∥ND取向的聚集度充其量不過是2.1。相鄰鐵素體的取向差角為5度以上的大角晶界的比例，從測定面上的晶界長度的比看，是94％。在該發明中規定的鐵素體的體積率是75％。
實施例3對表1成分1的鋼的奧氏體晶粒直徑15μm的鋼，在750℃，以應變速度10/s進行斷面收縮率50％的一次砧壓縮加工。在剛壓下後進行水冷，觀察原奧氏體。另外，軋制後以10K/s的冷卻速度進行冷卻，形成鐵素體-珠光體組織。以直線切斷法測定鐵素體組織的平均晶粒直徑，是2.4μm。按照使用電子射線後方散射衍射(EBSD)的3維結晶結構分析法(ODF法)，測量組織的取向情報時，取向的聚集度是3.8。在鐵素體晶界佔有的位向差為15度以上的大角晶界的比例，從測定面上的長度的比看是95％。在原奧氏體晶界，在每晶界單位長度的75％存在凹凸，其周期是6.9μm以下，振幅是300nm以上。當使用電子射線後方散射衍射法測定從晶界生成的鐵素體晶粒的取向時，從晶界生成的鐵素體晶粒的取向是無規則的。在本發明中規定的鐵素體的體積率是75％。
比較例1對表1成分1的鋼的奧氏體晶粒直徑30μm的鋼，進行無加工的原封不動地水冷，使發生馬氏體相變，形成馬氏體組織。當觀察該馬氏體組織的原奧氏體晶粒直徑時，原奧氏體晶界是直線的，沒有觀察到周期性的凹凸，偶爾存在的凹凸的振幅是200μm以下。
實施例4供試驗鋼成分達到表2的1的成分的鋼，從進行真空熔煉、熱軋的原材料製作20×8×12(mm)的試樣，如圖4所示，進行砧壓縮加工。即，試樣在850-1250℃保持60-600s後，在670-840℃進行壓縮率50-85％、應變速度10/s的1道次的加工，然後以1-18K/s進行強制冷卻和水冷。用SEM觀察加工中心部和未加工部的組織，按照直接切斷法求出平均晶粒直徑。另外，使用電子射線後方散射衍射(EBSD)測定鐵素體晶粒的取向。
觀察在900℃加熱後、在750℃進行73％加工時的鐵素體平均晶粒直徑的冷卻速度依存性，加工部的鐵素體晶粒直徑與未加工部相比，冷卻速度依存性大，在圖8中示出以10K/s冷卻的加工部的組織，觀察到細鐵素體-珠光體組織，鐵素體平均晶粒直徑是2.0μm。對在該組織的50×50μm的微小區域中的29個鐵素體晶粒進行利用EBSD法的結晶取向分析可知，相鄰的鐵素體晶粒間的位向差全部是15。以上，晶界全部是大角晶界，可見沒有形成由大致同一結晶取向組成的所謂同一取向的聚集組織。在圖9中示出在立體標準三角上將這些鐵素體晶粒的壓縮軸取向進行圖示的逆極點圖。沒有看到向特定位向的強聚集，鐵素體晶粒的取向分布是無規則化的。進而在圖8中所示的區域，在利用EBSD法對其他加工部的100×100μm的區域進行取向分析時，相鄰的鐵素體晶粒的位向差15°以上的是全部鐵素體晶界的92％。
實施例5～16比較例2～6將表2的1～3的成分的鋼加熱到850～1250℃，進行完全奧氏體化後，與實施例4相同地進行，以表3所示的條件進行加工、冷卻。其結果，得到具有表3所示的平均晶粒直徑的鐵素體-珠光體鋼。使用全自動相變測定裝置將鋼加熱至900℃，以10K/s進行冷卻，從熱膨脹曲線的變化求出這些鋼的Ar3點。
比較例7將表2的1的成分的鋼熱軋後進行冷軋、熱處理，結果得到鐵素體平均晶粒直徑2.5μm的鐵素體-珠光體鋼。EBSD測定的結果，在鐵素體晶界佔據的傾角15。以上的晶界比例是30％。此時，抗拉強度是480N/mm2。
表2
表3
實施例17將表2的1的成分的鋼加熱到900℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至750℃，從圖5的A面、按壓下率進行斷面收縮率15％的平面應變壓縮加工。0.1秒後，從B面進行與未加工時相比斷面收縮率為60％的平面應變壓縮加工，以10K/s冷卻至500℃。其結果，得到加工部的鐵素體平均晶粒直徑是2.0μm的鐵素體-珠光體鋼。使用電子射線後方散射衍射(EBSD)法測定的鐵素體晶界的傾角為15。以上者佔94％，鐵素體被大角晶界包圍。
實施例18將表2的1的成分的鋼加熱到900℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至750℃，從圖5的A面、按壓下率進行斷面收縮率10％的平面應變壓縮加工。0.1秒後，從B面進行與未加工時相比斷面收縮率為45％的平面應變壓縮加工，以10K/s冷卻至500℃。其結果，得到加工部的鐵素體平均晶粒直徑是2.5μm的鐵素體-珠光體鋼。使用電子射線後方散射衍射(EBSD)法測定的鐵素體晶界的傾角為15°以上者佔95％，鐵素體被大角晶界包圍。
實施例19將表2的1的成分的鋼加熱到900℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至750℃，從圖5的A面、按壓下率進行斷面收縮率10％的平面應變壓縮加工。0.1秒後，從B面進行與未加工時相比斷面收縮率為70％的平面應變壓縮加工，以10K/s冷卻至500℃。其結果，得到加工部的鐵素體平均晶粒直徑是1.4μm的鐵素體-珠光體鋼。使用電子射線後方散射衍射(EBSD)法測定的鐵素體晶界的傾角為15°以上者佔95％，鐵素體被大角晶界包圍。
實施例20將表4的1的成分的鋼加熱到900℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至750℃，立刻進行壓下率為70％的圖4所示的砧壓縮加工。壓縮後，以10K/s冷卻至500℃。其結果，得到加工部的鐵素體平均晶粒直徑是2.0μm的鐵素體-珠光體雙相組織鋼。珠光體體積率是25％。具有使用電子射線後方散射衍射(EBSD)法測定的鐵素體晶界的傾角為15°以上的傾角的晶界在全部鐵素體晶界中佔有的比例是90％。本發明鋼的抗拉強度、屈服強度、均勻延伸率分別是710MPa、600MPa、0.06。
表4
實施例21將表4的2的成分的鋼加熱到950℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至800℃，以和實施例20相同的方法，得到加工部的鐵素體晶粒直徑為3.0μm、珠光體體積率為10％的鋼。該鋼的鐵素體也被大角晶界包圍。抗拉強度是580MPa，均勻延伸率是0.09。
比較例8然後將和實施例20相同成分的鋼加熱到900℃，進行完全奧氏體化後，冷卻至800℃，以累計壓下率為70％進行軋輥軋制。軋制後，以10K/s冷卻至500℃。其結果，得到加工部的鐵素體平均晶粒直徑是6μm的鐵素體-珠光體鋼。
該鋼的抗拉強度是550MPa，均勻延伸率是0.15。因為晶粒直徑是6μm，所以強度顯著降低。沒有由珠光體存在而產生的均勻延伸率提高的效果，反而看到均勻延伸率降低。
比較例9使用粉末冶金法，得到具有表4的3的成分的、平均晶粒直徑為2μm的鐵素體鋼。該鋼的抗拉強度、均勻延伸率(真應變)分別是630MPa、0.03。
確定沒有看到強度和延性達到均衡。
比較例10表4的1的成分的鋼進行熱軋後，進行冷軋、熱處理，其結果，得到鐵素體平均晶粒直徑是3.2μm的鐵素體-珠光體鋼。EBSD測定的結果，在鐵素體晶界佔有的傾角為15°以上的晶界比例是50％。此時，抗拉強度、均勻延伸率分別是530MPa,0.12。
發明的效果如以上所詳細說明的那樣，按照本申請的發明，提供作為高強度的一般焊接結構用鋼等有用的新穎超細組織鋼。另外，得到具有大角晶界的、平均晶粒直徑3m以下的鐵素體組織鋼，提供超過以往的細組織鋼的界限的高強度超細組織鋼。而且，作為其製造方法，提供冷卻速度慢、在工業上具有大的意義的新方法。
附圖的簡單說明圖1是模擬地表示在奧氏體晶界的鐵素體生長的圖。
圖2是模擬地表示在有起伏的奧氏體晶界的鐵素體取向的圖。
圖3是模擬地表示起伏的周期和振幅的圖。
圖4表示關於砧加工的概念圖。
圖5是表示關於多向形變熱處理的概念圖。
圖6是表示關於實施例1的取向及其聚集度的圖。
圖7是表示關於實施例2的取向及其聚集度的圖。
圖8是代替表示作為實施例的組織例的圖面的電子顯微鏡(SEM)照片。
圖9是表示作為實施例的取向分析結果的圖。
圖10是表示抗拉強度、均勻延伸率與鐵素體晶粒直徑和珠光體體積率的關係圖。
圖11是表示關於加工量與聚集度的關係的以往知識的圖。
權利要求
1．超細組織鋼，其特徵在於，以平均晶粒直徑為3μm以下、被晶界的取向差角15°以上的大角晶界包圍的鐵素體作為基體相。
2．權利要求1所述的超細組織鋼，其中，按重量％,C(碳)含量是0.3％以下。
3．權利要求1或2所述的超細組織鋼，其組成含有C、Si、Mn、Al、P、S和N，餘量為Fe和不可避免的雜質。
4．權利要求1、2或3所述的超細組織鋼，其特徵在於，按體積率，含有3％以上的珠光體。
5．超細組織鋼，其特徵在於，含有60％(體積率)以上的、平均晶粒直徑為3.0μm以下、被15°以上的大角晶界包圍的鐵素體，鐵素體的特定位向的聚集度是4以下。
6．超細組織鋼的製造方法，它是加工奧氏體鋼而製造權利要求5的鋼的方法，其特徵在於，相變前的奧氏體晶界，在從對該晶界面垂直的面上看的線狀晶界中，每晶界單位長度的70％以上具有周期8μm以下、振幅200nm以上的起伏。
7．超細組織鋼的製造方法，它是加工奧氏體鋼而製造權利要求5的鋼的方法，其特徵在於，相變前的奧氏體晶粒內的退火雙晶，在從對該晶界垂直的面上看的線狀晶界中，每晶界單位長度的70％以上具有周期8μm以下、振幅200nm以上的起伏。
8．權利要求6或7所述的超細組織鋼的製造方法，其特徵在於，在奧氏體的未再結晶溫度，施加壓下率30％以上的壓縮加工，加工後以3K/s以上的速度進行冷卻。
9．超細組織鋼的製造方法，它是製造權利要求1、2、3或4的超細組織鋼的方法，其特徵在於，在加熱至Ac3點以上進行奧氏體化後，在Ar3點以上的溫度，施加壓下率50％以上的砧壓縮加工，接著通過進行冷卻，得到以平均晶粒直徑為3μm以下的鐵素體作為基體相的超細組織鋼。
10．權利要求9所述的超細組織鋼的製造方法，其特徵在於，以3K/s以上的速度進行冷卻。
11．權利要求9或10所述的超細組織鋼的製造方法，其特徵在於，以砧壓縮加工作為從被加工材的X、Y和Z的3面中的至少2面的加工，同時或者連續地進行加工。
12．權利要求9、10或11中任一項權利要求所述的超細組織鋼的製造方法，其特徵在於，製造的是以被鐵素體晶界的位向差為15°以上的大角晶界包圍的鐵素體作為基體相的超細組織鋼。
13．權利要求9、10、11或12中任一項權利要求所述的超細組織鋼的製造方法，其特徵在於，在Ar3點～Ar3+200℃範圍內的溫度施加砧壓縮加工。
全文摘要
提供被取向近似無規則的大角晶界包圍的超細組織鋼。製造平均晶粒直徑為3.0μm以下、被15°以上的大角晶界包圍的鐵素體組織鋼。
文檔編號C21D7/00GK1233665SQ98120620
公開日1999年11月3日 申請日期1998年9月21日 優先權日1997年9月22日
發明者鳥塚史郎, 津崎兼彰, 長井壽, 梅澤修 申請人:科學技術廳金屬材料技術研究所