(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.05〜0.80mass％を含有する組成になる鋼材に、α相温度域またはγ相温度域において、真歪が 0.1以上となる加工を施した後、α相とγ相の２相域となる温度範囲において、鋼材の厚み方向に 0.1〜20Ｔの磁場を印加し、10秒以上１分以下の時間保持して変態を行わせ、その後、磁場の印加方向を圧下方向として圧下率：40％以上の圧延を行ったのち、再結晶させて粒径：2.5μm 以下の微細粒とすることを特徴とする複相組織鋼の組織制御方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、複相組織鋼の組織制御方法に関し、特に複相組織鋼の製造過程において磁場印加処理を有効に活用することにより、鋼材組織の有利な改善を、効率良くかつ低コストで行おうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材の望ましい特性として、高強度でかつ高靱性であることが要求されているが、一般に鋼材の強度を上げると靱性が低下し、これら２つの特性を両立させることは極めて難しい。
従来、これら２つの特性を両立させる手段として、鋼材組織を複相化とすることおよび結晶粒を微細化することが提案されている。
【０００３】
ところで、複相組織鋼において、所望の特性を得るには、その組織が極めて重要であることから、これまでにも種々の組織制御法が提案されている。
しかしながら、従来の方法では、必ずしも満足いくほどの特性が得られないことから、新たな組織制御法が求められている。
また、従来、微細化を図る手段として、強圧下を行う方法が用いられているが、圧延方法の工夫による特性改善はすでに限界にきており、特に板材の場合には圧延方向に偏平な形の結晶粒が増大したり、結晶粒の方位がある方位に揃う集合組織が発達するため、衝撃エネルギーの吸収能が低下したり、鋼板の表面性状が劣化する等の問題が生じ易いという問題があった。
このためにも、組織を制御する新たな方法が要望されている。
【０００４】
かような組織制御法の一つとして、磁場を利用する方法が考えられる。
例えば、Palmai Zoltan (Gepgyartastechnologia. 22巻(1982) P.463) は、磁場の鋼に対する効果を示した研究として、Fe−0.60Ｃ−0.30Si−0.72Mn組成の鋼をマルテンサイト組織からオーステナイト組織に逆変態させる熱処理で、 0.57Ｔ（Ｔは磁場の強さを表す単位：テスラ）の磁場を印加するとフェライト相が安定化されて残留フェライト量が増加することを報告している。
しかしながら、上記のような先導的な研究では、印加磁場が小さく、磁場の効果が明確に認められないこともあって、工業的に応用するまでには至っていない。
また、これまでのところ、磁場を利用した鋼材の組織制御に関する研究や発明はなされていない。
【０００５】
ところで、近年、強磁場を印加できる超伝導磁石が開発されたこともあって、発明者らは磁場を利用した鋼材の組織制御に取り組んだ。
その結果、磁場中において加熱逆変態させることによって、逆変態オーステナイト相が磁場印加方向に延びた形状の複相組織鋼材の組織制御を行う方法を開発し、特開平11−315321号公報および日本金属学会報 vol.38, 5(1999), P.380 において開示した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の技術をさらに改良したもので、複相組織材の組織制御を行うに当たり、磁場印加処理を活用ことによって、極めて短時間のうちに複相組織の形態制御を可能ならしめ、通常の熱処理により形態制御を行う場合に比べて、加熱時間短縮による生産性の向上や、加熱燃料コストの低減による低コスト化を実現できる、複相組織鋼の組織制御方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、 上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、（α＋γ）２相域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲での熱処理に先立ち、鋼材に対し真歪が 0.1以上となる加工を施すと共に、該２相域での熱処理の際に磁場を印加することにより、極めて短時間のうちに組織が磁場印加方向に伸びた形状を呈する複相構造の組織となること、そしてこの配向方向は、それまでの鋳造や圧延の方向等に関係なく、磁場を印加した方向のみで決定されることの知見を得た。
この発明は上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち，この発明は、Ｃ：0.05〜0.80mass％を含有する組成になる鋼材に、α相温度域またはγ相温度域において、真歪が 0.1以上となる加工を施した後、α相とγ相の２相域となる温度範囲において、鋼材の厚み方向に 0.1〜20Ｔの磁場を印加し、10秒以上１分以下の時間保持して変態を行わせ、その後、磁場の印加方向を圧下方向として圧下率：40％以上の圧延を行ったのち、再結晶させて粒径：2.5μm 以下の微細粒とすることを特徴とする複相組織鋼の組織制御方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった実験結果について述べる。
Ｃ：0.6 mass％、Si：0.2 mass％およびMn：0.4 mass％を含み、残部は実質的にFeの組成になる鋼材（Ａc1：725 ℃、Ａc3：785 ℃）を、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施すことにより、厚さ：1.5 mmの鋼板とした。ついで、この鋼板を、870 ℃に加熱し、その温度で真歪：0.2 相当の圧延加工を施したのち、８Ｔの磁場を圧延方向に平行に印加しつつ、この鋼の（α＋γ）２相域温度である 745℃で１分間の熱処理を施し、しかるのち焼入れて室温まで冷却した。また、一部の試料については、磁場を板面に垂直な方向に印加しつつ上記と同様の熱処理を行った。
【００１０】
得られた試料の板厚断面を研磨して３ vol％硝酸アルコール溶液で腐食したのち、顕微鏡観察を行った。
その結果、磁場を印加した方向に平行な断面を観察すると、残留したオーステナイト相（焼入れ後のためマルテンサイトとして観察される）と、変態によって生成したフェライト相が、熱間圧延の方向とは無関係に磁場印加方向に配向していた。 また、磁場印加方向に垂直な断面ではセル状組織を形成することが判明した。
【００１１】
以上の結果から、鋼材に歪を加えた後に磁場中熱処理を行うことにより、圧延等の履歴に関わらず、極めて短時間の変態によって組織の制御が可能であることが確認された。
【００１２】
この発明に従い、α相温度域またはγ相温度域において鋼材に歪を加えた後、α相とγ相の２相域での温度範囲で磁場印加処理を施すことによって、鋼材の組織が磁場印加方向に伸びた形状をとる現象のメカニズムとしては、以下のように考えられる。
図１(a), (b), (c) に、正変態の時の磁場中配向組織の時間経過モデルを、変態の進行度に応じてそれぞれ示す。各図はいずれも、磁場印加方向に平行なＬ断面と磁場印加方向に垂直なＣ断面の２方向で示してある。
【００１３】
磁場中で変態させた場合、常磁性であるオーステナイト相の内部で、強磁性のフェライト相が核発生するが、その場合、全体の静磁エネルギーの増加が最小となるような形状をとる。
そのような形状として考えられるのは、磁場方向に伸びた回転楕円体である。この状態を示したのが、図１(a) に示す、変態進行度：小の場合である。
そして、変態進行度が中になると、フェライト相の核が多数発生して成長、合体しながら変態が進行し、チェイン状構造を示す（同図(b) ）。
最終的な変態進行度：大の場合は、Ｌ断面では磁場印加方向に伸びた組織で、しかもＣ断面ではセル状の形状を示すハニカム構造を形成する（同図(c) ）。
【００１４】
上記したような正変態の場合、γ温度域で加工を施しておくと、加工によって鋼材内部に歪エネルギーが蓄積され、変態核の発生点が増加する。 また、転位や空孔が多数導入され、原子の移動の程度が非常に大きくなる。その結果、変態が極めて速く進行する。
【００１５】
また、図２(a), (b), (c) にそれぞれ、逆変態させる場合の時間経過モデルを、変態の進行度に応じて示す。
この場合には、強磁性であるフェライト相の内部で常磁性であるオーステナイト相が核発生するが、この場合でも全体の静磁エネルギーを最小とするように核発生するのは、正変態の場合と同じである（図２(a) ）。
その後、変態進行度：中に見られるようにオーステナイト相の成長、合体が進行して、チェイン状構造を示す（同図(b) ）。 そして、最終的に変態進行度：大の段階でハニカム構造を形成する（同図(c) ）。
【００１６】
上記した逆変態の場合も、正変態の場合と同様、室温または温間で加工を施すことによって、鋼材内部に歪エネルギーが蓄積され、変態核の発生点が増加する。 また、転位や空孔が多数導入され、原子の移動の程度が非常に大きくなる。その結果、変態が極めて速く進行するわけである。
つまり、この発明は、常磁性相と強磁性相とからなる複相鋼であれば、いずれの実用鋼にも適合し、また正変態、逆変態を問わずに本プロセスを適用することができる。
【００１７】
上記したプロセスの一例を図３および図４に示す。
図３は、γ相温度域である高温域で加工を施した後に２相域で正変態させる場合の例、一方図４は、α相温度域である温間または冷間で加工した後に２相域に加熱して逆変態させる場合の例を示したものである。
どちらの場合でも、熱処理が極めて短時間で済むので、工業的な生産ラインヘの適用が極めて容易である。
【００１８】
次に、この発明において、鋼材の成分範囲および熱処理条件を前記の範囲に限定した理由について説明する。
この発明は、常磁性相と強磁性相が共存する状態を有するものであればどのような成分組成の鋼材にも適合し、基本条件としてはＣを以下の範囲で含有していれば良い。
Ｃ：0.05〜0.8 mass％
Ｃの下限を0.05mass％としたのは、Ｃがこの値に満たないと２相域の温度が高くなりすぎて、歪エネルギーが有効に蓄積できないからであり、一方、上限値を0.8 mass％としたのは、Ｃ量が共析組成以上になると（α＋γ）２相域での変態が起こらないためである。
【００１９】
次に、磁場中熱処理に先立ち、真歪：0.1 以上の加工を施すこととしたのは、加工を施すことによって、鋼材内部に歪エネルギーを蓄積し、変態の核発生起点となる転位等を導入して、加熱変態を短時間に進めるためである。 この際、歪量が 0.1より小さいと、鋼材内部に充分な核発生起点が生成されず、短時間で変態を進行させることができない。
なお、加工の形態は、圧延、線引き等どのようなものでも構わない。 ただし、鋼材中に真歪：0.1 相当以上の歪エネルギーを蓄積させる必要があるので、その後の回復再結晶等で歪エネルギーが消失しないようにすることが重要である。
【００２０】
また、上記のような加工処理を施す温度域を、α相温度域またはγ相温度域としたのは、単相域において十分に歪を蓄積させた後に、変態を生じさせるためである。
【００２１】
次に、熱処理中に印加する磁場の強さを 0.1〜20Ｔとしたのは、 0.1Ｔ未満では、磁気的な効果が小さく、前述のチェイン状構造またはハニカム構造が有効に得られないからであり、また上限値の20Ｔという値は、大空間に工業的に発生可能な磁場の強さを考慮して定めた。より好ましくは１〜20Ｔ、さらに好ましくは４〜20Ｔの範囲である。
なお、磁場の種類は、静磁場であっても低周波変動磁場であってもいずれでも良いが、通常は直流静磁場の方が好適である。
【００２２】
次に、磁場印加温度について説明すると、変態を起こさせて複相組織を形成するには、その鋼の２相域温度で保持することが不可欠である。
従って、この発明では、α相温度域またはγ相温度域での加工後、磁場印加の下で施すべき熱処理温度として、（α＋γ）２相温度域すなわちα相とγ相の２相域となる温度範囲に限定したのである。
なお、この発明の場合は極めて短時間で変態が完了するので、加熱時間は10秒以上１分以下とする。
また、この発明は、板材、線材、棒鋼および型鋼など通常の鉄鋼材料いずれにも適用可能である。
【００２３】
【実施例】
実験例１
Ｃ：0.61mass％、Si：0.45mass％およびMn：0.60mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：730 ℃、Ａc3：788 ℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材から、長さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの大きさに試験片を切り出し、870 ℃に加熱して十分にγ化させたのち、その温度に保持した状態で真歪量が0.05〜1.0 となるような条件で熱間圧延を行い、その直後に、超伝導マグネットの最大磁場となる位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）において、板厚方向に磁場を印加しつつ、745 ℃，１分間保持し、正変態を行わせた。その後、水焼入れを行った。
【００２４】
得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察したところ、変態によって得られたフェライト相とオーステナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察される）の２相組織となっていることが確認された。
【００２５】
次に、組織中に観察されるマルテンサイト相の磁場印加方向への配向度を以下の方法で求めた。
磁場印加方向をｚ軸とし、ｚ軸に平行な面で組織観察を行い、各マルテンサイト相のｚ方向の長さを画像解析で測定した。次にｚ軸に垂直な面で組織観察を行い、この面内で観察される各マルテンサイト相の最小のさしわたし径（マルテンサイト相の厚さ）を画像解析で測定した。なお、この面内の組織がセル状になっている場合には、セルを構成する相の厚さを測定した。
そして、この２つの寸法の比（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に垂直面内での最小さしわたし径）を求め、これを組織写真全体にわたって測定してその平均値を算出し、これを配向度とした。
この方法では、配向度が大きいほど磁場による組織配向が進んでいることになり、この発明の場合は、配向度が 1.5以上で磁場による組織制御効果があるものとした。
測定結果を表１にまとめて示す。
【００２６】
【表１】
0004691240.tif 000002
【００２７】
同表に示したとおり、参考例１〜４はいずれも、１分間の加熱保持で配向度が十分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られており、これは、前掲図１(c) に示すモデル図の変態進行度：大の場合に相当する。
これに対し、比較材１は、真歪量が少ないため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなされておらず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であった。また、この真歪量の場合には、45分間の加熱保持を行った比較例２の場合で配向度がやっと1.6 となったが、その構造はチェイン状構造を示すに止まっていた。
【００２８】
実験例２
Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、Ａc3：875 ℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材から、長さ：150 mm，幅：25mm，厚さ：２mmの大きさに試験片を切り出し、誘導加熱により1000℃でγ化させたのち、真歪量が0.05〜1.0 となるような条件で熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁場となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を印加しつつ、（α＋γ）２相域である 800℃で0.5 分間保持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
【００２９】
得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察したところ、変態によって得られたフェライト相とオーステナイト相（焼入れ後のためマルテンサイト相として観察される）の２相組織となっていることが確認された。
【００３０】
次に、組織中に観察されるマルテンサイト相の磁場印加方向への配向度を前述した方法で求めた。
また、得られた板材から、平行部長さ：40mm、幅：５mm、全長：70mmの引張試験片を圧延方向と長さ方向が一致するように切り出し、引張強さ（引張速度：10mm/s）および全伸びを測定した。さらに、長さ：50mm、幅：10mmの板材を切り出し、Ｕノッチを付与したのち、室温で衝撃試験を行って吸収エネルギーを求め、靱性を評価した。
測定結果を表２にまとめて示す。
【００３１】
【表２】
0004691240.tif 000003
【００３２】
同表に示したとおり、参考例５〜８はいずれも、0.5 分間の加熱保持で配向度が十分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られている。
図５(a) に、参考例５に相当する鋼材について、磁場印加方向に平行な面内での組織写真を示す。これは、前掲図１(c) に示したモデル図の変態進行度：大の場合に相当する。
これに対し、比較例３は、真歪量が少ないため、配向度が低く、十分な複相組織制御がなされておらず、変態進行度は小の状態で、混粒組織であった。この場合の組織写真を図５(b) に示す。また、この真歪量の場合には、45分間の加熱保持を行った比較例４の場合で配向度がやっと 1.6となったが、またその構造はチェイン状構造を示す程度に止まっていた。
さらに、配向度が高く、ハニカム構造の複相組織が得られた参考例は、機械的特性も優れていて、比較例に比べて、強度、伸びおよび靱性とも良好な特性を示している。
【００３３】
実験例３
この例は、逆変態の場合ついての実験である。
Ｃ：0.61mass％、Si：0.20mass％およびMn：0.45mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：724 ℃、Ａc3：782 ℃）を、真空溶製によって準備した。この鋼材を、熱間圧延後、酸洗したのち、冷間圧延を行った。その際、鋼材に与える真歪量を0.04〜1.1 の範囲で変化させた。
これらの鋼板を用いて、超伝導マグネットの最大磁場となる位置に設置した炉（磁場：10Ｔ）において、板厚方向に磁場を印加しつつ、745 ℃，1.0 分間保持し、逆変態を行わせた。その後、水焼入れを行った。
得られた鋼板について、実験例１と同様にして、組織を評価した。なお、フェライト相について、（ｚ軸方向の寸法／ｚ軸に垂直な面での最小さしわたし径）を求め、これを組織写真全体にわたって測定し、その平均値を配向度とした。
得られた結果を表３にまとめて示す。
【００３４】
【表３】
0004691240.tif 000004
【００３５】
同表に示したとおり、参考例９〜12はいずれも、1.0 分間の加熱保持で配向度が十分に向上して、ハニカム構造の複相組織が得られており、これは、前掲図２(c) に示すモデル図の変態進行度：大の場合に相当する。
これに対し、真歪量が0.04と低い比較例５は、1.0 分間程度の保持では配向度が低く、複相組織制御が充分ではなく、変態進行度は小で、混粒組織であった。また、このように真歪量が低い場合に45分間の加熱保持を行った比較例６の場合で、配向度はやっと1.6 程度であり、またその構造はチェイン状構造を示す程度にすぎなかった。
【００３６】
実験例４
この例は、組成の影響について調べたものである。
表４に示すようにＣ量を種々に変化させた鋼材および一般的な組成の構造用鋼を、真空溶製によって準備した。これらの鋼材から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの大きさの試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により1000℃でγ化させた後、真歪量が0.3となるような条件で熱間圧延を行い、引き続き超伝導マグネットの最大磁場となる位置に設置した炉で、板厚方向に10Ｔの磁場を印加しつつ、表４に示す（α＋γ）２相域温度で 0.5分間保持し、正変態を行わせた。その後、急速冷却した。
得られた鋼板について、実験例１と同じ要領で組織の評価を行った。
得られた結果を表４に併記する。
【００３７】
【表４】
0004691240.tif 000005
【００３８】
同表に示したとおり、Ｃ量が適正範囲を満足する参考例13〜16はいずれも、適正な複相組織制御が行われている。
これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外である比較例７，８では、適正な複相組織制御がなされていなかった。
また参考例17〜19に示すように、一般的な構造用鋼の組成でも十分に配向した複相組織制御が達成されている。
【００３９】
実験例５
この例は、逆変態を行わせる場合のＣ量の影響について調べたものである。
表５に示すようにＣ量を種々に変化させた鋼材（その他の成分は、Si：0.20mass％，Mn：0.45mass％）を、真空溶製によって準備した。これらの鋼材を熱間圧延、冷間圧延（真歪：0.2 相当）して板厚：1.5 mmとした後、酸洗して供試材とした。超伝導マグネットの最大磁場となる位置に炉を設置し、この設備を用いて磁場中熱処理を行った。すなわち、板厚方向に10Ｔの磁場を印加しつつ、750 ℃，１分間の熱処理を行い、逆変態を行わせた。
得られた鋼板について、実験例３と同じ要領で組織の評価を行った。
得られた結果を表５に併記する。
【００４０】
【表５】
0004691240.tif 000006
【００４１】
同表に示したとおり、Ｃ量が適正範囲を満足する参考例20〜23はいずれも、適正な複相組織制御が行われている。
これに対し、Ｃ量がこの発明の範囲外である比較例９，10では、適正な複相組織制御がなされていなかった。
【００４２】
実験例６
この例は、磁場強度および熱処理温度の効果を調べたものである。
実験例２と同じ、Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、Ａc3：875 ℃）を準備し、熱間圧延ついで冷間圧延を施して板厚：1.5 mmとした後、酸洗して供試材とした。なお、上記の冷間圧延の際の真歪量は 0.2とした。
ついで、磁場強度および熱処理温度を種々に変更した条件下で、0.5 分間の磁場中熱処理を行った。
得られた鋼板について、実験例３と同じ要領で組織の評価を行った。
得られた結果を表６にまとめて示す。
【００４３】
【表６】
0004691240.tif 000007
【００４４】
同表に示したとおり、参考例24, 25, 26はいずれも、適正な複相組織化が図られていた。
これに対し、比較例11の場合は、磁場強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比較例12の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至らず、さらに比較例13では、熱処理温度が高すぎて、複相組織の制御を行うことができなかった。
【００４５】
実験例７
この例も、磁場強度および熱処理温度の効果を調べたものである。
実験例１と同じ、Ｃ：0.61mass％、Si：0.45mass％およびMn：0.60mass％を含有する組成の鋼（Ａc1：730 ℃、Ａc3：788 ℃）を準備し、熱間圧延と冷間圧延を施して板厚：1.5mmとした後、酸洗して供試材とした。なお、上記の冷間圧延の際の真歪量は0.2とした。
ついで、磁場強度および熱処理温度を種々に変更した条件下で、１分間の磁場中熱処理を行った。
得られた鋼板について、実験例３と同じ要領で組織の評価を行った。
得られた結果を表７にまとめて示す。
【００４６】
【表７】
0004691240.tif 000008
【００４７】
同表に示したとおり、参考例27, 28, 29はいずれも、適正な複相組織化が図られていた。
これに対し、比較例14の場合は、磁場強度が弱すぎて磁場の効果が発現しなかった。また、比較例15の場合は、熱処理温度が低すぎて変態の進行に至らず、さらに比較例16では、熱処理温度が高すぎて、複相組織の制御を行うことができなかった。
【００４８】
実施例１
この例は、得られた配向組織を利用した加工再結晶処理材について調べたものである。
実験例２と同じ、Ｃ：0.2 mass％、Si：0.2 mass％、Mn：1.3 mass％およびTi：0.1 mass％を含有する組成になる鋼材（Ａc1：715 ℃、Ａc3：875 ℃）を真空溶製によって準備した。この鋼材から、長さ：150 mm、幅：25mm、厚み：２mmの大きさの試験片を切り出した。ついで、誘導加熱により1000℃でγ化させた後、真歪量が0.3となるような条件で熱間圧延を行い、引き続き10Ｔの磁場を印加しつつ、（α＋γ）２相域温度である 800℃で 0.5分間保持し、正変態を行わせた。その際、磁場は板厚方向に印加した。その後、急速冷却した。
ここまでの処理で板厚方向に配向した組織が得られていて、その配向度は 4.0であった。
【００４９】
次に、この鋼板を、圧下率：30〜75％で冷間圧延した後、600 ℃で30分間保持して再結晶を行わせた。また、比較材として、磁場なしで同じ熱処理を施した鋼板についても冷間圧延と再結晶焼鈍を行った（以後、ゼロ磁場材と称する）。
得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察し、再結晶粒について、平均粒径を画像解析で測定した。また、偏平粒の割合を定量化するためにアスペクト比（圧延方向の寸法／圧延方向に垂直な方向での最短さしわたし径）も画像解析で求めた。
【００５０】
図６に、冷間圧延の圧下率が再結晶粒の粒径変化に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、磁場配向材では、40％の冷間圧延で再結晶平均粒径はほぼ 2.5μm となったが、ゼロ磁場材の場合は、75％冷間圧延したもので平均粒径はようやく 2.5μm であった。
この結果は、例えばゼロ磁場の場合に１パス40％の圧延を行うとすると、この圧延を３回行って得られる効果（圧下量合計：75％）が、磁場配向組織とすれば１回で済むことを示唆している。
【００５１】
図７に、50％冷間圧延材を 600℃で30分間再結晶焼鈍させた場合のアスペクト比の測定結果を示す。同図(a) が磁場配向材を加工したもの、同図(b) がゼロ磁場材を加工したものである。
磁場配向材を利用した場合には、アスペクト比が３以下でシャープな分布を示すようになるが、ゼロ磁場材を用いた場合には、アスペクト比が３以上の偏平粒が７％程度存在している。
さらに、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）を用いて、図７で調べたのと同じ鋼板の圧延面について 200μm 角の範囲で結晶粒の方位分布を測定した。その結果、ゼロ磁場材では（１１１）にある程度方位の集積が認められたが、磁場配向材では特定方位への集積は全く見られず、結晶粒の方位はランダムであった。
【００５２】
上記の実験結果から、工業化にとって重要な結果が導き出せる。
すなわち、0.5 分程度の極めて短い時間で磁場配向組織が得られ、それを加工再結晶することにより、圧延負荷を大幅に低減しつつ等軸でランダムの方位を有する微細粒組織が得られるということである。
【００５３】
実施例２
次に、工業化プロセスを想定して、実験プラントを建設した。
図８に示すように、処理設備は加熱炉−圧延機−超伝導マグネット−圧延機−焼鈍炉で構成し、γ域加熱−熱間圧延−磁場中変態−加工−再結晶焼鈍が連続的に行われるようにした。
試験材は、実験例２と同様の組成を真空溶解し、長さ：300 mm、幅：50mm、厚み：15mmの寸法とした。また、実験は以下の条件で行った。
試験材を1000℃まで加熱してγ化する。ついで、真歪量：0.3 の熱間圧延を施す。引き続き、超伝導マグネット内を通過する間に磁場：10Ｔ、 800℃で20秒間の熱処理を施し、（α＋γ）２相域で正変態を50％程度進めた。その後、 700℃で圧下率：40％の圧延を行ったのち、 600℃の焼鈍炉を通過させて再結晶を行った。この際の通板速度は４m/min とした。
【００５４】
得られた鋼板の圧延面を研磨したのち、３％硝酸アルコール溶液で腐食して光学顕微鏡で観察し、再結晶粒について実施例１と同じ要領で粒度分布を測定した。また、一部の試験材については、磁場中変態を行わせた後に急速冷却を行って磁場配向組織の配向度を測定した。
その結果、磁場中変態後の配向度は 3.8であった。また再結晶粒の平均粒径は2.1 μm で、大傾角粒界が大部分を占める等軸な微細粒組織が得られていた。
【００５５】
また、板の長さ方向からJIS 13号Ｂ引張試験片を切り出して、引張強さ（引張速度：10mm/s）および全伸びを測定し、さらにサブサイズのシャルピー衝撃試験片（長さ：50mm、幅：10mm、厚み：５mm）を切り出し、Ｕノッチを付けて室温で衝撃試験を行った。
その結果、引張強さは 750 MPa、全伸びは30％、吸収エネルギーは 150Ｊであった。
【００５６】
比較のため、同様の組成で、磁場なしで同じ熱処理をした試験材についても衝撃試験を行った。この場合、平均粒径は10μm で、引張強さは 450 MPa、全伸びは35％、吸収エネルギーは 160Ｊであった。
換言すれば、この発明に従い磁場を利用することで、靱性を損なうことなしに微細粒化が達成され、良好な機械的特性が得られたことになり、この発明は、圧延−再結晶により微細化を図り、高強度、高靱性化を図る際の素材を製造する上で極めて有効であることが判る。
【００５７】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、複相組織鋼の組織制御を短時間かつ低コストで行うことができ、産業上極めて有益である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  正変態の場合の磁場中配向組織の時間経過モデルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b) は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合である。
【図２】  逆変態の場合の磁場中配向組織の時間経過モデルを示した図で、(a)は変態進行度：小の場合、(b) は変態進行度：中の場合、(c) は変態進行度：大の場合である。
【図３】  高温域で加工を施した後に２相域で正変態させる場合の熱処理パターンを示した図である。
【図４】  温間または冷間で加工した後に２相域に加熱して逆変態させる場合の熱処理パターンを示した図である。
【図５】  磁場中で正変態させた鋼材の組織写真で、(a) は参考例５の組織写真、(b) は比較例３の組織写真である。
【図６】  冷間圧延の圧下率が再結晶粒の粒径変化に及ぼす影響を示した図である。
【図７】  磁場中熱処理後に加工再結晶させた鋼材の再結晶粒のアスペクト比を示した図で、(a) は磁場配向材を加工再結晶させた場合、(b) はゼロ磁場材を加工再結晶させた場合である。
【図８】  強磁場利用実験設備の概要を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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