JP3873111B2

JP3873111B2 - Ultra fine ferritic steel

Info

Publication number: JP3873111B2
Application number: JP25648397A
Authority: JP
Inventors: 透林; 史郎鳥塚; 兼彰津崎; 寿長井
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 1997-09-22
Filing date: 1997-09-22
Publication date: 2007-01-24
Anticipated expiration: 2017-09-22
Also published as: JPH1192860A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、構造用鋼等として、棒鋼、形鋼、薄板および厚板の各種形態で用いられるフェライト主体鋼であって、平均フェライト粒径が１．２μｍ以下の高強度で疲労寿命の長い、フェライト相が体積率として５０％以上である超微細フェライト組織鋼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、鋼材の強化方法としては、固溶強化や、マルテンサイト等との複合化による第２相による強化、析出強化、結晶粒の微細化が知られている。なかでも、強度と靱性をともに高くし、強度−延性バランスを良好にする方法としては、結晶粒の微細化が最も優れた方法である。この方法では焼き入れ性を高めるＮｉ，Ｃｒ等の高価な元素の添加を必要としないため、低コストで高強度鋼材の製造が可能とされている。この結晶粒の微細化の観点からは、構造用鋼において、フェライトの結晶粒径が２．５μｍ以下まで微細化されると、強度は急激に大きくなることが期待されている。しかしながら、一般の加工熱処理技術で現在までに得られている５μｍ程度の粒径では、高強度化されるものの、大きな強度上昇量は得られていないのが実情である。
【０００３】
従来、制御圧延−加速冷却技術は低合金鋼において、微細なフェライトを得るための有効な方法であった。すなわち、オーステナイト未再結晶域における累積圧下率とその後の冷却速度を制御することによって、微細な組織が得られている。しかし、得られるフェライト粒径はせいぜいＳｉ−Ｍｎ鋼で１０μｍ、Ｎｂ鋼で５μｍが限界であった。一方、特開昭５８−１２３８２３、特開昭５９−２０５４４７、特公昭６２−３９２２８、特公昭６２−５２１２、特公昭６２−７２４７に述べられているように、２相域も含めたＡｒ _１〜Ａｒ _３＋１００℃の温度域で合計減面率が７５％以上の圧下を加え、その後２０Ｋ／ｓ以上で冷却する場合には、３〜４μｍ程度のフェライト粒が得られることが報告されている。しかしながら、２０Ｋ／ｓ以上の急冷は、板厚が薄い場合にのみ成り立ち得る手段であり、広く一般溶接構造用鋼の製造方法としては成立しがたい非実際的なものにすぎない。また、強加工そのものについても、ロール圧延では、オーステナイト低温域での１パスで５０％を超える大圧下を行うことは、その変形抵抗の大きさやロールのかみこみ制限から、一般的にむずかしい。また、未再結晶域での累積圧下には一般的には７０％以上必要であり、鋼板の温度低下によりそれも難しい。
【０００４】
また、一方、「鉄鋼の結晶粒超微細化、日本鉄鋼協会編（１９９１）、ｐ．４１」では視点を変えてベイナイト組織を再結晶させることで微細フェライト組織を得ている。しかし、成分を最適化しても、再結晶温度を低下させることができないためフェライト粒成長が速く、５μｍ未満のフェライト結晶粒径は得られていない。
【０００５】
そこで、この出願の発明では、以上のとおりの従来技術の限界を克服し、その強度をより大きく増大させるため、これまで知られていない１．２μｍ以下という超微細なフェライト組織を持つ鋼を提供し、しかも、疲労寿命も飛躍的に長くする等の優れた特性を持つ新しい鋼を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
この出願は、上記の課題を解決するものとして、平均フェライト粒径が１．２μｍ以下でフェライト相が体積率５０％以上である超微細フェライト主体組織鋼を製造する方法であって、マルテンサイト組織鋼を５００℃〜Ａｃ _１の温度への加熱後に、多方向から鍛造加工することにより加工誘起再結晶させることを特徴とする超微細フェライト主体組織鋼の製造方法（請求項１）を提供する。
【０００７】
また、この出願の発明は、上記の超微細フェライト主体組織鋼の製造方法において、前記マルテンサイト組織鋼は、鋼材をＡｃ _３〜１３５０℃の温度範囲へ加熱し、オーステナイト域で加工後または無加工のままで急冷したものである超微細フェライト主体組織鋼の製造方法（請求項２）や、鍛造加工における圧下率が５０％以上である上記の超微細フェライト主体組織鋼の製造方法（請求項３）、
マルテンサイト組織鋼は、化学組成として
Ｃ：０．００１〜０．８０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材より得られたものである超微細フェライト主体組織鋼の製造方法（請求項４）の態様をも提供する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
この出願の発明は、以上のとおりの特徴を持つものであるが、このものは、低温で多数のフェライト再結晶核を生成、再結晶させることで、平均フェライト結晶粒径２．５μｍ以下の鋼材を製造できることを見いだしたことに基づいている。すなわち、低温で再結晶させるために加工前の組織を析出物を含むマルテンサイトとし、再結晶温度に再加熱保持後、加工し、等温保持して加工誘起再結晶させるのである。技術的には次のことが重要である。
【０００９】
１）加工前組織のマルテンサイト化
マルテンサイトは内部が微細なパケットあるいはブロックに分割されている。これらパケットあるいはブロックの境界が再結晶サイトになるため、微細フェライト組織形成が可能である。また、マルテンサイトはフェライト−パーライトあるいはベイナイトに対して高い歪みエネルギーを有しているため、再結晶しやすく、再結晶温度を低温にすることが可能である。
【００１０】
２）加工前の析出
加工前に析出物を析出させることで、加工により析出物近傍に不均一な歪みを導入することが可能となる。再結晶は不均一な歪み分布の存在により起こるため、加工前の析出は必須である。
３）加工
加工は５０％以上であれば再結晶温度あるいはそれ以下の温度で加えることが望ましい。材料に再結晶させるためのさらなるエネルギーを与える手段である。５０％以下の加工では再結晶は起こりにくい。ここで、多軸加工を加えると再結晶粒方位がランダム化し、より効果的である。
【００１１】
４）加工後、再結晶温度で保持
加工後、再結晶温度で保持することで再結晶させる。保持時間は鋼組成、加工量等に依存するが、８０％以上再結晶する時間以上保持する必要がある。ただし、再結晶完了後の長時間保持は組織の粗大化を招くため好ましくない。
以上の知見を踏まえて、この出願の発明は、前記のとおりの構成を要件としているが、より具体的な製造プロセスとしては、次のように説明することができる。
【００１２】
すなわち、まず鋼材をＡｃ _３〜１３５０℃の温度範囲に加熱し、オーステナイト域で加工後または無加工のまま冷却後の組織がマルテンサイトとなるように急冷する。この鋼を５００℃〜Ａｃ _１の温度に再加熱後、１〜１０００ｓ保持し、ただちに５０％以上の加工を行い１０ｓ以上当該温度で保持して冷却する。このようにして、平均フェライト粒径２．５μｍ以下の超微細フェライト組織鋼を得る。
【００１３】
加熱温度をＡｃ _３から１３５０℃とするのが適当である理由は、組織を一時、オーステナイトとするためである。オーステナイト域での加工により、オーステナイト粒が微細化し、これにともない必然的にパケットおよびブロックが微細化し再結晶サイトが増加する。ここで加工は必ずしも必要ではないが加工を行う方が好ましい。冷却は鋼成分によっても異なるが、加工前組織をマルテンサイトとするためにおおむね１０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するのが適当である。加工前組織をマルテンサイトとすることで、続く再結晶温度を、前組織がマルテンサイト以外の場合よりも低くすることが可能である。
【００１４】
次に５００℃〜Ａｃ _１の温度範囲に再加熱後、１〜３６００ｓ保持し、５０％以上の加工を行い１０ｓ以上当該温度で保持することが適当である。再結晶を起こさせるためには５００℃以上である必要があるが、Ａｃ _１を越えるとオーステナイト化するため再加熱温度は５００℃〜Ａｃ _１とするのが好ましい。加工前の保持時間は析出物を析出させるため１ｓ以上が望ましいが、３６００ｓを超えて保持するとマルテンサイト組織中の転位の回復により低温での再結晶が起こりにくくなるため１〜３６００ｓとするのが適当である。加工量は５０％以上でなければ再結晶を起こすことができないため、５０％以上とする。加工後の保持時間は１０ｓ以上でなければ再結晶を完了することができないため１０ｓ以上とするのが望ましい。再結晶完了後はできるだけ速やかに冷却することが、結晶粒の成長を抑制するため好ましい。
【００１５】
鋼材の化学組成については厳密な限定はないが、たとえば前記のとおりの組成とすることと、その組成範囲について以下のことが考慮される。
Ｃ：０．００１〜０．８０ｍａｓｓ％
Ｃは強度の確保、Ｆｅ₃Ｃ等の炭化物の析出およびマルテンサイトの生成のためには０．００１ｍａｓｓ％以上とするのが望ましい。しかし、０．８０ｍａｓｓ％を超えて添加すると靱性を著しく害するためＣの添加範囲は０．００１〜０．８０ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００１６】
Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは組織を一時マルテンサイトとするためには０．８ｍａｓｓ％以上が望ましい。しかし、３．０ｍａｓｓ％より多く添加すると溶接性を著しく劣化するためＭｎの添加範囲は０．８〜３．０ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００１７】
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加した場合には鋼の清浄度が劣化するためＡｌの添加範囲は０．１０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％
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上昇させるのに有効であるが、２．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、好ましくは、添加範囲は０．０５〜２．５ｍａｓｓ％とする。
【００１８】
Ｎｉ：０．０５〜３ｍａｓｓ％
Ｎｉは０．０５ｍａｓｓ％以上添加すると強度上昇および一時マルテンサイト組織とするために有効であるが、３ｍａｓｓ％を超えて添加しても強度上昇の効果が小さいため、好ましくは、Ｎｉの添加範囲は０．０５〜３ｍａｓｓ％とする。
【００１９】
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加でＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出により加工誘起再結晶の促進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するため、好ましくは、Ｔｉの添加範囲は０．００５〜０．１ｍａｓｓ％とする。
【００２０】
Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｎｂは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加でＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出により加工誘起再結晶の促進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するためＮｂの添加範囲は０．００５〜０．１ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２１】
Ｖ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｖは０．００５ｍａｓｓ％以上の添加でＶ（Ｃ，Ｎ）の析出により加工誘起再結晶の促進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するためＶの添加範囲は０．００５〜０．１ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２２】
Ｃｒ：０．０１〜３ｍａｓｓ％
Ｃｒは０．０１ｍａｓｓ％以上添加することで炭化物を形成し加工誘起再結晶の促進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、３ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するためＣｒの添加範囲は０．０１〜３ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２３】
Ｍｏ：０．０１〜１ｍａｓｓ％
Ｍｏは０．０１ｍａｓｓ％以上添加することで炭化物を形成し加工誘起再結晶の促進、再結晶粒の成長抑制の効果があるが、１ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するためＭｏの添加範囲は０．０１〜１ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２４】
Ｗ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｗは０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で強度の上昇に効果があるが、０．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると靱性が劣化するために、好ましくは、Ｗの添加範囲は０．０１〜０．５ｍａｓｓ％とする。
Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｃａは０．００１ｍａｓｓ％以上の添加により硫化物系介在物の形態制御の効果があるが、０．０１ｍａｓｓ％を超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の添加量は０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが適当である。
【００２５】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
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％を超えて添加すると鋼の清浄度を損なうためＲＥＭの添加量は０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％以下とするのが適当である。
【００２６】
Ｂ：０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％
Ｂは０．０００１ｍａｓｓ％以上の添加によって、鋼の焼き入れ性を著しく高め、一時マルテンサイトを形成するのに有効であるが、０．００６ｍａｓｓ％を超えて添加するとＢ化合物を形成して、靱性を劣化させるのでＢの添加量は０．０００１〜０．００６ｍａｓｓ％とするのが適当である。
【００２７】
なお、この発明においてはフェライト主体組織鋼と規定しているが、ここでの「主体」は、フェライト単相、あるいはフェライト相が主たるものから限りなく単相に近い組織までのものを包含して規定している。たとえば体積率として５０％以上、さらには７０％以上、そして９０％以上がフェライト相であるものが示されることになる。体積率１００％のフェライト単相のものも当然に示される。
【００２８】
そこで以下、実施例を示し、さらに詳しくこの出願の発明について説明する。もちろんこの発明は、以下の例によって限定されることはない。
【００２９】
【実施例】
実施例
重量％で、Ｃ／０．０５、Ｍｎ／２．０、Ａｌ／０．０３５を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する試験片に、表１に示す加工熱処理を施しフェライト結晶粒径を測定した。加工手段としては、アソビル圧縮型試験機によるもの、および全方向からの鍛造加工が行えるスウェージャを用いた。表２には、得られた結果としての再結晶率と平均フェライト粒径（μｍ）を示した。また、この発明の実施例のミクロ組織を図１に示した。
【００３０】
この発明の実施例の鋼は、平均粒径２．５μｍ以下の微細フェライト組織を示している。実施例並びに比較例との対比からも明らかなように、加工前組織をマルテンサイトとすることで再結晶し易くなることおよび完全に再結晶完了する処理を行った場合には、加工前組織がマルテンサイトであった方が再結晶フェライト粒径が小さいことがわかる。
【００３１】
【表１】

【００３２】
【表２】

【００３３】
【発明の効果】
以上詳しく説明したとおり、この出願の発明によって、これまでに全く実現されてきていない平均フェライト粒径２．５μｍ以下という超微細フェライト組織の鋼が提供される。
これにより、フェライト鋼の強度、疲労寿命は飛躍的に向上することになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２についての観察組織を示した図面に代わる電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The invention of this application is a ferritic steel used in various forms of steel bars, section steels, thin plates and thick plates as structural steel, etc., and has a high strength and fatigue life with an average ferrite grain size of 1.2 μm or less. long ferrite phase is relates to the method for manufacturing ultra-fine ferrite steel is 50% or more by volume ratio.
[0002]
[Prior art and its problems]
Conventionally, as a steel material strengthening method, solid solution strengthening, strengthening by a second phase by combining with martensite, precipitation strengthening, and crystal grain refinement are known. Among these, as a method for increasing both strength and toughness and achieving a good balance between strength and ductility, refinement of crystal grains is the most excellent method. Since this method does not require the addition of expensive elements such as Ni and Cr that enhance the hardenability, it is possible to produce high-strength steel at low cost. From the viewpoint of refinement of the crystal grains, in the structural steel, it is expected that when the ferrite crystal grain size is refined to 2.5 μm or less, the strength rapidly increases. However, with a particle size of about 5 μm obtained up to now with a general thermomechanical processing technique, the strength is increased, but a large increase in strength is not obtained.
[0003]
Conventionally, the controlled rolling-accelerated cooling technique has been an effective method for obtaining fine ferrite in a low alloy steel. That is, a fine structure is obtained by controlling the cumulative rolling reduction in the austenite non-recrystallized region and the subsequent cooling rate. However, the obtained ferrite grain size is at most 10 μm for Si—Mn steel and 5 μm for Nb steel. Meanwhile, JP 58-123823, JP 59-205447, JP-B 62-39228, JP-B 62-5212, as described in JP-B-62-7247, Ar ₁ ~ 2-phase region was also included It has been reported that ferrite grains of about 3 to 4 μm can be obtained when a reduction of 75% or more in total area reduction is applied in the temperature range of Ar ₃ + 100 ° C. and then cooled at 20 K / s or more. However, rapid cooling of 20 K / s or more is a means that can be realized only when the plate thickness is thin, and is merely an impractical thing that is difficult to establish as a method for manufacturing general welded structural steel. Also, with regard to the strong processing itself, in roll rolling, it is generally difficult to perform a large reduction exceeding 50% in one pass in the low temperature range of austenite due to the size of deformation resistance and the restriction of the roll. Further, the cumulative reduction in the non-recrystallized region generally requires 70% or more, which is difficult due to the temperature drop of the steel sheet.
[0004]
On the other hand, in “Ultrafine grain refinement of steel, edited by Japan Iron and Steel Institute (1991), p. 41”, a fine ferrite structure is obtained by recrystallizing the bainite structure from a different viewpoint. However, even if the components are optimized, the recrystallization temperature cannot be lowered, so the ferrite grain growth is fast, and a ferrite crystal grain size of less than 5 μm has not been obtained.
[0005]
Therefore, in the invention of this application, in order to overcome the limitations of the prior art as described above and further increase its strength, a steel having an ultrafine ferrite structure of 1.2 μm or less that has not been known so far is used. In addition, the present invention aims to provide a new steel having excellent characteristics such as dramatically increasing the fatigue life.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, this application is a method for producing an ultrafine ferrite main structure steel having an average ferrite particle size of 1.2 μm or less and a ferrite phase having a volume ratio of 50% or more, and a martensite structure Provided is a method for producing an ultrafine ferrite main structure steel (Claim 1) characterized in that after steel is heated to a temperature of 500 ° C. to Ac ₁ , it is subjected to work-induced recrystallization by forging from multiple directions .
[0007]
Further, the invention of this application is the above-described method for producing ultrafine ferrite main structure steel, wherein the martensitic structure steel is obtained by heating a steel material to a temperature range of Ac _{3 to} 1350 ° C. and after processing in an austenite region or without processing. A method for producing ultrafine ferrite main structure steel (Claim 2), which is rapidly cooled as it is, and a method for producing the above ultrafine ferrite main structure steel in which the rolling reduction in forging is 50% or more (Claim 3) ),
Martensitic steel has a chemical composition of C: 0.001 to 0.80 mass%,
Mn: 0.8 to 3.0 mass%,
Al: 0.10 mass% or less,
An embodiment of a method for producing an ultrafine ferrite main structure steel (Claim 4) that is obtained from a steel material that contains Fe and the balance of Fe and inevitable impurities is also provided.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The invention of this application has the characteristics as described above. This is a steel material having an average ferrite crystal grain size of 2.5 μm or less by generating and recrystallizing a large number of ferrite recrystallization nuclei at a low temperature. Is based on the finding that it can be manufactured. That is, in order to recrystallize at a low temperature, the structure before processing is martensite containing precipitates, and after reheating and holding at the recrystallization temperature, processing is performed and isothermal holding is performed to induce processing-induced recrystallization. The following are important technically:
[0009]
1) Martensite conversion of the structure before processing The inside of the martensite is divided into fine packets or blocks. Since the boundaries of these packets or blocks become recrystallization sites, a fine ferrite structure can be formed. Further, since martensite has a high strain energy with respect to ferrite-pearlite or bainite, it can be easily recrystallized and the recrystallization temperature can be lowered.
[0010]
2) Precipitation before processing Precipitates before processing, and thereby it becomes possible to introduce non-uniform strain in the vicinity of the precipitates by processing. Since recrystallization occurs due to the presence of a non-uniform strain distribution, precipitation before processing is essential.
3) If the processing is 50% or more, it is desirable to add it at the recrystallization temperature or lower. A means of imparting additional energy to recrystallize the material. Recrystallization is unlikely to occur with processing of 50% or less. Here, if multi-axis machining is applied, the recrystallized grain orientation is randomized, which is more effective.
[0011]
4) After processing, after holding at the recrystallization temperature, recrystallization is performed by holding at the recrystallization temperature. Although the holding time depends on the steel composition, the processing amount, etc., it is necessary to hold it for 80% or more of time for recrystallization. However, holding for a long time after the completion of recrystallization is not preferable because it causes coarsening of the structure.
Based on the above knowledge, the invention of this application requires the configuration as described above, but a more specific manufacturing process can be described as follows.
[0012]
That is, first, the steel material is heated to a temperature range of Ac _{3 to} 1350 ° C., and then rapidly cooled so that the structure after being processed or not processed in the austenite region becomes martensite. The steel is reheated to a temperature of 500 ° C. to Ac ₁ and then held for ₁ to 1000 s. Immediately, the steel is processed by 50% or more and held at the temperature for 10 s or more and cooled. In this way, an ultrafine ferrite structure steel having an average ferrite particle size of 2.5 μm or less is obtained.
[0013]
The reason why it is appropriate to set the heating temperature from Ac ₃ to 1350 ° C. is to temporarily make the structure austenite. By processing in the austenite region, austenite grains become finer, and accordingly, packets and blocks become finer and recrystallization sites increase. Here, processing is not always necessary, but it is preferable to perform processing. Although cooling differs depending on the steel component, it is appropriate to quench at a cooling rate of about 10 ° C./s or more in order to make the structure before processing martensite. By making the structure before processing martensite, the subsequent recrystallization temperature can be made lower than when the previous structure is other than martensite.
[0014]
Next, after reheating to a temperature range of 500 ° C. to Ac ₁ , it is appropriate to hold 1 to 3600 s, perform processing of 50% or more, and hold at that temperature for 10 s or more. In order to cause recrystallization, the temperature needs to be 500 ° C. or higher. However, if it exceeds Ac ₁ , it is austenitized, and the reheating temperature is preferably 500 ° C. to Ac ₁ . The retention time before processing is preferably 1 s or more for depositing precipitates, but if it exceeds 3600 s, recrystallization at a low temperature is less likely to occur due to the recovery of dislocations in the martensite structure, so that it is 1 to 3600 s. Is appropriate. Since the recrystallization cannot occur unless the processing amount is 50% or more, it is set to 50% or more. Since the recrystallization cannot be completed unless the holding time after processing is 10 s or longer, it is desirable that the holding time be 10 s or longer. Cooling as soon as possible after completion of recrystallization is preferable in order to suppress the growth of crystal grains.
[0015]
Although there is no strict limitation about the chemical composition of steel materials, for example, the following is considered about the composition as described above and the composition range thereof.
C: 0.001 to 0.80 mass%
C is preferably 0.001 mass% or more for securing strength, precipitation of carbides such as Fe ₃ C and formation of martensite. However, if added over 0.80 mass%, the toughness is remarkably impaired, so the addition range of C is suitably 0.001 to 0.80 mass%.
[0016]
Mn: 0.8 to 3.0 mass%
Mn is desirably 0.8 mass% or more in order to make the structure into temporary martensite. However, if it is added more than 3.0 mass%, the weldability is remarkably deteriorated, so the addition range of Mn is suitably 0.8 to 3.0 mass%.
[0017]
Al: 0.10 mass% or less Since the cleanliness of steel deteriorates when Al is added in excess of 0.10 mass%, the addition range of Al is preferably 0.10 mass% or less.
Cu: 0.05-2.5 mass%
If Cu is added in an amount of 0.05 mass% or more, it is effective to increase the strength by precipitation strengthening and solid solution strengthening, but if added over 2.5 mass%, the weldability deteriorates. 0.05 to 2.5 mass%.
[0018]
Ni: 0.05-3 mass%
Ni is effective to increase the strength and make a temporary martensite structure when added in an amount of 0.05 mass% or more, but even if added over 3 mass%, the effect of increasing the strength is small. 0.05 to 3 mass%.
[0019]
Ti: 0.005 to 0.1 mass%
When Ti is added in an amount of 0.005 mass% or more, Ti (C, N) precipitates to promote work-induced recrystallization and suppress the growth of recrystallized grains. Since the effect is saturated, the addition range of Ti is preferably 0.005 to 0.1 mass%.
[0020]
Nb: 0.005 to 0.1 mass%
Nb is added in an amount of 0.005 mass% or more, and Nb (C, N) precipitates to promote processing-induced recrystallization and suppress the growth of recrystallized grains. Since the effect is saturated, it is appropriate that the Nb addition range is 0.005 to 0.1 mass%.
[0021]
V: 0.005-0.1 mass%
V is added in an amount of 0.005 mass% or more, and precipitation of V (C, N) promotes processing-induced recrystallization and suppresses the growth of recrystallized grains. Since the effect is saturated, the addition range of V is suitably 0.005 to 0.1 mass%.
[0022]
Cr: 0.01-3 mass%
When Cr is added in an amount of 0.01% by mass or more, carbides are formed, and there is an effect of promoting processing-induced recrystallization and suppressing the growth of recrystallized grains, but even if added over 3% by mass, the effect is saturated. The addition range is suitably 0.01-3 mass%.
[0023]
Mo: 0.01-1 mass%
When Mo is added in an amount of 0.01 mass% or more, it forms carbides and has an effect of promoting processing-induced recrystallization and suppressing the growth of recrystallized grains. However, even if added in excess of 1 mass%, the effect is saturated. The addition range of 0.01 to 1 mass% is appropriate.
[0024]
W: 0.01-0.5 mass%
W is effective in increasing strength when added in an amount of 0.01 mass% or more, but if added in excess of 0.5 mass%, the toughness deteriorates. Preferably, the addition range of W is 0.01 to 0.5 mass. %.
Ca: 0.001 to 0.01 mass%
Ca has the effect of controlling the form of sulfide inclusions by adding 0.001 mass% or more, but if added over 0.01 mass%, the inclusion of Ca is formed because it forms inclusions in the steel and deteriorates the properties of the steel. The amount is suitably 0.001 to 0.01 mass% or less.
[0025]
REM: 0.001-0.02 mass%
REM adds 0.001 mass% or more to suppress austenite grain growth and has the effect of refining austenite grains, but if added over 0.02 mass%, the cleanliness of the steel is impaired, so the amount of REM added is 0. It is appropriate to set it to 0.001 to 0.02 mass% or less.
[0026]
B: 0.0001 to 0.006 mass%
B is effective to form a temporary martensite by adding 0.0001 mass% or more to significantly improve the hardenability of the steel. However, if added over 0.006 mass%, B forms a toughness. Therefore, it is appropriate that the addition amount of B is 0.0001 to 0.006 mass%.
[0027]
In this invention, the ferrite main structure steel is defined, but the “main body” here includes a ferrite single phase or a structure having a ferrite phase as a main component to a structure close to a single phase. It prescribes. For example, a volume ratio of 50% or more, further 70% or more, and 90% or more is a ferrite phase. Of course, a ferrite single phase having a volume ratio of 100% is also shown.
[0028]
Therefore, the present invention will be described in more detail below with reference to examples. Of course, the present invention is not limited by the following examples.
[0029]
【Example】
Examples Specimens containing, by weight%, C / 0.05, Mn / 2.0, Al / 0.035, the balance being Fe and inevitable impurities, are shown in Table 1. The shown heat treatment was performed and the ferrite crystal grain size was measured. As the processing means, an asoville compression type testing machine and a swager capable of forging from all directions were used. Table 2 shows the resulting recrystallization rate and average ferrite particle size (μm). The microstructure of the embodiment of the present invention is shown in FIG.
[0030]
The steel of the example of the present invention has a fine ferrite structure with an average particle size of 2.5 μm or less. As is clear from the comparison with Examples and Comparative Examples, when the pre-processed structure is made martensite, it becomes easy to recrystallize, and when complete recrystallization is completed, the pre-processed structure is It can be seen that the recrystallized ferrite grain size is smaller when it is martensite.
[0031]
[Table 1]

[0032]
[Table 2]

[0033]
【The invention's effect】
As described in detail above, the invention of this application provides a steel with an ultrafine ferrite structure having an average ferrite grain size of 2.5 μm or less, which has never been realized so far.
As a result, the strength and fatigue life of the ferritic steel are dramatically improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an electron microscope (SEM) photograph instead of a drawing showing an observation structure of Example 2. FIG.

Claims

A method for producing an ultrafine ferrite main structure steel having an average ferrite grain size of 1.2 μm or less and a ferrite phase having a volume fraction of 50% or more. _１1 A method for producing ultra-fine ferrite main structure steel, characterized by performing work-induced recrystallization by forging from multiple directions after heating to a temperature of 10%.

In the method for manufacturing ultra-fine ferrite-based structure steel according to claim 1, wherein the martensite steel is a steel is heated to a temperature range of Ac ₃ to 1350 ° C., quenched with remains of the post-process or unprocessed at austenite region A method for producing ultra-fine ferrite-based steel, characterized in that

3. The method for producing an ultrafine ferrite main structure steel according to claim 1 or 2, wherein the rolling reduction in forging is 50% or more .

In the manufacturing method of the ultrafine ferrite main structure steel according to claim 1 or 2, the martensitic structure steel is
As a chemical composition, C: 0.001 to 0.80 mass%,
Mn: 0.8 to 3.0 mass%,
Al: 0.10 mass% or less,
The method for producing ultrafine ferrite-based steel according to any one of claims 1 to 3, wherein the balance is obtained from a steel material comprising Fe and inevitable impurities.