(57)【要約】      （修正有）【課題】熱間圧延のままで、表層部に脱炭層がなく、かつ軟質組織を有し、強度バラツキが少ない冷間加工性に優れた軟質化鋼材の製造方法を提供する。【解決手段】所定化学成分組成の鋼片を850〜1250℃に加熱し、粗圧延及び中間圧延を730℃以上で行うと共に、850℃未満の温度範囲にて減面率が10％以上で次パスまでのパス間時間を30秒以下とする圧延を少なくとも１回以上行い、仕上圧延を総減面率が30％以上で被圧延材の仕上圧延機出側温度が800〜950℃の条件で実施し、仕上圧延後は直ちにMs点〜650℃の温度範囲まで一旦急冷させて捲取機で捲取ってからそのリング状材を650〜750℃に復熱させ、続いてこの温度域から600℃までの温度区間に550〜900秒間滞在させる。仕上圧延終了から上記滞在を開始するまでの時間を25秒以上とするのが好ましい。【選択図】    図３
2005023366.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、Ｃ：０．１０〜０．５０％，Ｓｉ：０．５０％以下，Ｍｎ：０．２５〜２．００％，Ａｌ：０．００５〜  ０．０７０％を含むと共に、残部がＦｅ及び不純物から成り、かつ不純物中のＰが  ０．０３５％以下でＮが０．０２５０％以下である素材鋼を、下記１）〜５）の工程で順次処理することを特徴とする、軟質化鋼材の製造方法。
１）    鋼片を８５０〜１２５０℃に加熱する，
２）    粗圧延及び中間圧延を７３０℃以上で行うと共に、この際に８５０℃未満の温度範囲で「減面率が１０％以上であって次パスまでのパス間時間が３０秒以下の圧延」を少なくとも１回以上行う，
３）    仕上圧延を、総減面率が３０％以上で被圧延材の仕上圧延機出側温度が８００〜９５０℃となるように行う，
４）    仕上圧延後、直ちに被圧延材をＭｓ  点〜６５０℃の温度範囲まで一旦急冷する，
５）    続いて被圧延材を捲取機でリング状に捲取り、捲取ったリング状材の温度を６５０〜７５０℃に復熱させた後、この温度域から６００℃までの温度区間に５５０〜９００秒間滞在させる。
【請求項２】
“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるに際しての滞在開始”までの時間を２５秒以上とする、請求項１に記載の軟質化鋼材の製造方法。
【請求項３】
素材鋼として、Ｆｅの一部に代えＣｒ：０．１０〜  ２．０％，Ｎｉ：０．１０〜  ２．５％及びＭｏ：０．１０〜  １．０％の１種以上を含有する鋼を用いる、請求項１又は２に記載の軟質化鋼材の製造方法。
【請求項４】
素材鋼として、Ｆｅの一部に代えＳ：０．０２５〜  ０．１００％，Ｐｂ：０．０１〜０．３５％及びＣａ：０．０００５〜０．００５０％の１種以上を含有する鋼を用いる、請求項１乃至３の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
【請求項５】
不純物中のＶが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、請求項１乃至４の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
【請求項６】
不純物中のＮｂが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、請求項１乃至５の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
【請求項７】
不純物中のＴｉが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、請求項１乃至６の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、冷間加工性に優れる軟質な鋼材（棒鋼，線材等）の製造方法に関する。より詳しくは、熱間圧延された棒鋼や線材等の鋼材を軟化焼鈍や球状化焼鈍を施すことなく圧延ままで軟質化させる方法であって、棒鋼あるいは線材等を連続熱間圧延する際の加熱条件，粗圧延条件，中間圧延条件並びに仕上圧延条件、更には仕上圧延以降の温度履歴や冷却条件を調整することにより、強度バラツキが少なくて表層部にフェライト脱炭層を有さない“冷間加工性に優れる軟質化鋼材”を高い生産性の下で製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、熱間圧延にて製造された“ＪＩＳのＧ３５０７に規定される冷間圧造用炭素鋼線材”や“ＪＩＳのＧ３５０８に規定される冷間圧造用ボロン鋼線材”、あるいは熱間圧延にて製造された“ＪＩＳのＧ４０５１，Ｇ４０５２，Ｇ４１０３，Ｇ４１０４，Ｇ４１０５，Ｇ４１０６等で規定された機械構造用鋼からなる棒鋼や線材”は、その後更に２次加工，３次加工と称されている伸線，引抜き，切断，鍛造，切削等の冷間での加工工程を経て所要の製品に仕上げられるのが普通である。
【０００３】
しかし、熱間圧延されたままの上記棒鋼や線材の多くは、通常、その組織中にパーライト相，べイナイト相あるいはマルテンサイト相といった硬質相を有しており、そのため冷間加工性が劣る材料でもあった。そこで、これらの棒鋼，線材を製造する際には、熱間圧延後に軟化焼鈍や球状化焼鈍等の軟化熱処理を施して強度を低くし、これにより延性を高めて冷間加工性を向上させる手立てが採られてきた。
ところが、前記軟化熱処理には１０〜２０時間もの長時間を必要とすることが多く、そのため生産性の向上あるいは省エネルギーの観点から「熱間圧延後に軟化熱処理を施した場合と同等の軟質組織が圧延ままで得られる所謂“直接軟化”の技術」に対する要望が大きくなってきた。
【０００４】
一般に、前述したＪＩＳ規格鋼の棒鋼や線材を軟化熱処理したものは炭化物が球状化した軟質組織となっており、同等の加工性を有する直接軟化材を得るためには、ベイナイト相やマルテンサイト相といった非常に硬い硬質相を可能な限り抑制し、軟質なフェライト相とパーライト相を主体とした組織とすることが必要である。加えて、可能な限りフェライト相の割合を高くしてパーライト相の割合を低くし、パーライト中のセメンタイト盤間隔を広くする必要がある。
【０００５】
そのため、従来から、棒鋼，線材の連続熱間圧延における圧延条件や冷却条件を工夫して棒鋼や線材の製造過程での冷却速度を調整し、これにより軟化組織を得る技術が種々検討されてきた。
例えば、特開平２−１８５９２０号公報には、「熱間圧延により線材，棒鋼を製造する際に、  圧延を終了した後、５００℃までを  ０．１℃／秒以下の冷却速度で冷却することからなる直接軟化線棒材の製造方法」が提案されている。
【０００６】
しかし、この方法では、例えば圧延終了温度が７５０℃以上となった場合には当然に７５０℃以上のオーステナイト域から緩冷却が開始されるので、フェライトとオーステナイトの２相領域を非常に遅い冷却速度で通過することとなり、そのため鋼材表層部に非常に多くの初析フェライト組織が生成し、甚だしい場合には鋼材表層全周にドーナツ状の初析フェライト（即ちフェライト脱炭層）が生じてしまって、前述したように焼入れ・焼戻し等の熱処理の際に表層硬度不良を引き起こすおそれがある。
【０００７】
一方、特開平４−３２５１４号公報には、「９００〜１２５０℃に加熱した鋼に８８０℃以上の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を施し、  その後８８０℃未満の温度範囲で“減面率１０％以上の圧延を施した後、  直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ  点〜７００℃となるように冷却し、  引き続き減面率１０％以上の圧延を施す工程”を１回以上有する工程で圧延を行い、  最終出側での鋼材表面温度を７５０〜８８０℃とすると共に、  仕上圧延後は鋼材の表面温度が７００〜８００℃となるように急冷した後捲き取り、更にコイル状で７００〜５００℃の温度範囲を０．０５〜  ０．７℃／秒で冷却することからなる軟質線材の製造方法」が提案されている。
【０００８】
しかし、この方法では、再結晶細粒化のために鋼材を一旦Ｍｓ  点〜７００℃に急冷し引き続いて減面率１０％以上の圧延を施す工程が必須であり、圧延機に対する負荷が大きいこのような“Ｍｓ  点〜７００℃の低温域を圧延開始温度とする減面率１０％以上の圧延”を行うためには設備的に多大な投資が必要となる。更に、急冷後の復熱が不十分なままで加工されるので組織的にも断面内の再結晶粒が不均一なものとなり、相変態後の軟質組織も不均一となる可能性がある。
また、仕上圧延後の徐冷開始温度は７００〜８００℃の範囲にあると考えられるが、これは２相領域を完全に回避しているとは言い難く、そのため鋼材表層部の初析フェライト生成量を完全に制御できないのでフェライト脱炭層の抑制が不十分であると言わねばならない。
更に、仕上圧延終了から徐冷開始までの時間が規定されておらず、仕上圧延後数秒以内に徐冷が開始された場合、徐冷開始から数十秒の間は過冷オーステナイトのままで徐冷されているために徐冷過程での十分なフェライト相変態，パーライト相変態が行われず、代わりにベイナイト相が生成してしまうので十分な軟質化効果が得られない。特に、捲取られた非同心円状のリング状材では線重なり量の少ないセンター部が線重なり量の多いエッジ部に比べて冷却速度が速いので、例え規定の徐冷条件を満足していてもセンター部はエッジ部に比べて徐冷開始までの時間確保が不十分となって過冷オーステナイト状態で徐冷される頻度が高くなり、そのためリング状材のセンター部で強度が高くなり易く、ひいてはリング状材の強度バラツキを生じてしまう。
【０００９】
なお、上記の特開平４−３２５１４号公報には、粒度調整を目的として素材鋼にＴｉ，Ｎｂ，Ｖの１種以上を含有させることも提案されているが、このＴｉ，Ｎｂ，Ｖの３元素は熱間加工後再結晶したオーステナイトからのフェライト相変態及びパーライト相変態を遅延させる作用を通じてベイナイト相の生成を助長してしまう元素でもあり、これらの元素の添加は軟質組織を実現する上で障害となるおそれがあった。
【００１０】
また、特開２０００−３３６４５６号公報には、「Ａｒ３点からＡｒ３点＋１５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げた後、７００〜６５０℃の間を０．０２〜  ０．３℃／秒の冷却速度で冷却することからなる、線材，棒鋼の製造方法」が提案されている。
しかし、この方法も、前記の特開平４−３２５１４号公報に示された方法と同様に徐冷開始温度の規定がないことからしてフェライト脱炭の発生を完全に抑制できるとは言い難い。また、規定された冷却速度はかなりの緩冷却条件と言えるが、この冷却速度では徐冷時間が１６７〜２５００秒も必要であって生産能力の著しい低下につながるばかりか、徐冷のための大掛かりな設備が必要となって設備投資コストが多大なものとなる。
【００１１】
更に、特開２０００−３３６４６０号公報にも、「Ａｒ３点からＡｒ３点＋１５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げた後、７００〜４００℃の範囲内を５℃／秒以上の冷却速度で制御冷却し、続いて直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持することからなる、線材，棒鋼の製造方法」が示されている。
【００１２】
しかしながら、この方法によれば、前記の特開２０００−３３６４５６号公報に示された方法よりも更に長時間の徐冷もしくは長時間の炉雰囲気温度保持を必要とするので生産性の点で著しく不利となる。また、この方法では軟質組織を得やすくなるものの、２相域での滞留時間が非常に長くなってフェライト相変態が過剰に起こり、製品圧延材の表層部に脱炭が発生するおそれもある。更に、この方法を実施するためには圧延ラインの末端に熱処理炉を設置する必要があり、設備投資コストが多大なものとなる。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明が目的としたのは、従来の直接軟化技術に指摘される前記問題を解決し、熱間圧延のままの状態で冷間加工性に優れる軟質組織を有すると共に、表層部にフェライト脱炭層がなく、また長さ方向の強度バラツキが少ない軟質な鋼材（棒鋼，線材等）を高い生産性の下で製造する方法を確立することであった。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意研究を行って幾つかの新しい知見を得ることができたが、以下その概要を説明する。
即ち、本発明者らは、まず、Ｃ：０．３６％（以降、  成分割合を表す％は重量％とする），Ｓｉ：０．２１％，Ｍｎ：０．８０％，Ｐ：０．０２０％，Ｓ：０．００５％，Ｎｉ：０．０４％，Ｃｒ：１．１２％，Ｍｏ：０．２１％を含み、残部がＦｅ及び不純物である鋼（ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼）の熱間圧延線材を準備し、これを機械加工によって「φ８ｍｍ×１２ｍｍ」に加工して試験片を作成した。そして、この試験片を用い、熱間加工再現試験機｛富士電波工機  （株）  製の  ＴＨＥＲＭＥＣＭＡＳＴＯＲ−Ｚ｝により以下の  （ａ）〜  （ｃ）項に示す実験を行った。
【００１５】
（ａ）  実験１
加熱温度：  １０５０℃，
粗加工条件：  加工温度Ｔ℃，据込率３０％，歪速度１／秒，
仕上加工条件：  加工温度９５０℃，据込率５０％，歪速度１０／秒，
粗加工と仕上加工のパス間時間：  ｔ秒で熱間加工した後、室温まで緩冷却して組織観察する実験。
【００１６】
図１は、前記熱加工履歴を加えた試験片の断面組織を観察した結果を示したグラフである。
この図１に示された結果によると、パス間時間が  ０．５〜１０秒でかつ粗加工温度が７５０〜８００℃の場合にのみフェライト＋パーライトの軟質組織が得られている。一方、これよりもパス間時間が長い条件、及び粗加工温度が高い条件では、硬質相であるベイナイト相を含んだ組織となっている。
【００１７】
そこで、前記軟質化組織が得られる現象を、更に実圧延で検証した結果、次の結論に達した。
即ち、粗圧延や中間圧延のように歪速度が遅い領域においては、８５０℃未満の温度範囲で圧延するとその後３０秒以下の間はオーステナイトの再結晶は起こらず、オーステナイト中に加工歪が導入される。この加工歪は、８５０℃未満の温度範囲で次パスまでのパス間時間を３０秒以下とする圧延を１回以上繰り返すことによって導入可能である。そして、この加工歪を導入した未再結晶オーステナイトを引き続く圧延パスで再結晶させた場合にはオーステナイト粒を８〜９番程度に細粒化することが可能で、これによりフェライト変態やパーライト変態が促進されてベイナイト変態が抑制される。
【００１８】
つまり、８５０℃未満の温度範囲でパス間時間を３０秒以下とする圧延を１回以上繰り返すと粗圧延や中間圧延で生成した未再結晶オーステナイトが加工歪を蓄積し、続く圧延パスにおいてこの加工歪が再結晶の核となって再結晶が速やかになされると同時にこの加工歪が解放され、非常に微細な再結晶オーステナイトが生成されるようになる。そのため、その後のフェライト変態やパーライト変態が促進されてベイナイト変態が抑制される。
【００１９】
（ｂ）  実験２
加熱温度：  １０５０℃，
熱間加工条件：  加工温度８５０℃，据込率５０％，歪速度１０／秒，
加工後の過冷条件：  “過冷なし”又は“５５０℃まで過冷”，の処理を施したものを６００〜７５０℃で等温変態させ、変態開始時間と変
態終了時間を測定する実験。
【００２０】
図２は、上記実験２で得られた等温変態曲線（Ｔ．Ｔ．Ｔ．）である。
この図２によると、５５０℃まで急冷させてオーステナイトを一旦過冷させたもの（図２中の▲２▼）は、過冷させてないもの（図２中の▲１▼）に比べて、熱間加工後のフェライト変態開始時間（Ｆｓ）およびパーライト変態開始時間（Ｐｓ）、パーライト変態終了時間（Ｐｆ）が数秒短くなっている。
即ち、熱間加工後に再結晶したオーステナイトは、一旦過冷した場合にフェライト変態およびパーライト変態を促進することが分かる。
つまり、通常は、熱間加工と同時に加工歪がオーステナイト中に導入され、オーステナイトが再結晶すると同時に加工歪の解放が起こって再結晶粒の回復が進むが、熱間加工後に一旦「Ｍｓ  点〜６５０℃」の温度範囲まで急冷するとこれにより加工歪の解放が抑えられて再結晶粒の回復が抑制され、結果として、回復が抑制された再結晶オーステナイトはフェライト変態およびパーライト変態を促進するものと考えられる。
【００２１】
なお、本実験では熱間加工後の相変態を等温条件下（所謂“等温変態”下）で行ったが、これは相変態挙動と時間因子を正確に調査するために等温変態を選択しただけの理由からである。
そこで、連続冷却条件下でも過冷によるフェライト変態及びパーライト変態の促進効果が得られるか否かの検証圧延を行った。
【００２２】
即ち、ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼及びＳＣＭ４４０相当鋼をφ１０ｍｍ〜φ１４ｍｍに線材圧延する試験を実施したが、この際、仕上圧延機と捲取機の間に設置された製品水冷設備の水量や圧延速度を変えることによって仕上圧延後の過冷温度が種々の値となるように図った。また、捲取後は、徐冷カバーを使用し、リング状に捲取られた線材（コイルリング）の冷却速度を  ０．１〜  ０．５℃／秒の範囲に制御した緩冷却条件を創出した。そして、このようにして得られた線材を引張試験に付し、引張強度ＴＳを測定した。なお、測定は、リング状に捲取られた線材のコイル胴中部から３リング以上試料採取を行い、各リングの８箇所以上の部位で実施した。
【００２３】
図３は、上記試験で得られた過冷温度と引張強度の関係を示すグラフである。この図３に示される結果は、Ｍｓ  点〜６５０℃の温度範囲に過冷された条件のものはそれ以外の条件のものに比べて引張強度が低いことを示しており、これによって過冷によるフェライト変態及びパーライト変態の促進効果を確認することができた。
【００２４】
（ｃ）  実験３
加熱温度：  １１５０℃に５分間加熱，
第１加工条件：加工温度１０００℃，据込率３０％，歪速度１０／秒，
第２加工条件：加工温度８００℃，据込率５０％，歪速度１０／秒，
の条件で熱間加工した後、９０℃／秒〜０．０８℃／秒の冷却速度で１００℃まで冷却して連続冷却変態曲線（Ｃ．Ｃ．Ｔ．）を作成する実験。
【００２５】
図４は、上記実験３で得られた連続冷却変態曲線（Ｃ．Ｃ．Ｔ．）である。
この図４によると、熱間加工を加えた連続冷却変態線図（所謂、  加工Ｃ．Ｃ．Ｔ．）は、オーステナイト化後に連続冷却させる一般的な連続冷却変態線図（日本金属学会編「改訂３版金属データブック」Ｐ．４４２  等を参照）と比較するとフェライト及びパーライトノーズが高温短時間側に移動しており、熱間加工を加えることで再結晶オーステナイトからのフェライト変態及びパーライト変態が促進されることが分かる。
【００２６】
また、上記図４からは、ベイナイト変態を抑制して（ベイナイト分率を低下して）フェライト＋パーライト組織を得るためには、６５０〜７５０℃の温度域に保持するか、この温度域から緩冷却するのが良いことも分かる。
【００２７】
更に、ベイナイト変態を抑制してフェライト＋パーライト組織を得るための最適な冷却条件が、熱間加工から２５秒以上経過した後、６５０〜７５０℃の温度域に保持するかあるいはこの温度域から緩冷却を開始する条件であることも分かる（図４中の▲２▼及び▲３▼）。
なお、図４中の曲線▲１▼は、熱間加工からの経過時間が２５秒未満の状態から緩冷却を開始した場合には、フェライト及びパーライトノーズよりかなり手前から徐冷され、ベイナイト分率が高くなる傾向を示している。即ち、２５秒未満から徐冷を開始しても、フェライトおよびパーライトノーズに達するまでの間は、過冷オーステナイト状態で徐冷されているだけであり、そのためノーズ通過以降に十分なフェライト変態，パーライト変態が行われにくくてベイナイト組織が生成する（ベイナイト分率が上昇する）ことが懸念される。従って、緩冷却（徐冷）により十分な軟質化効果を得るためには、徐冷開始ポイントをフェライト及びパーライトノーズを通過した以降とすること、即ち徐冷開始を熱間加工から２５秒以上経過した後とするのが好ましいと言える。
【００２８】
ところで、図５は、今回の上記実験等により明らかとなった「熱間圧延によって鋼材（線材，棒鋼等）の直接軟化を実施する際の好適な熱履歴」を基にして、これに冶金学的メカニズムを付与した模式図である。
この図５からは、仕上圧延を終了した鋼材をある一定の温度（６５０〜７５０℃）から６００℃程度までの温度区間に５５０〜９００秒の間だけ滞在させることにより、オーステナイトからのフェライト相変態及びパーライト相変態が十分に終了し、製品圧延材に良好な軟質組織を実現できることが分かる。
【００２９】
一般に、直接軟化の熱間圧延では仕上圧延後に緩速冷却による徐冷が行われ、冷却速度が遅く規定される。しかし、この場合、徐冷の完了温度は、連続冷却曲線などから考えて４００〜５００℃程度とすることが多く、単に冷却速度を遅く設定するだけでは、莫大な時間を要してしまう。
ところが、本発明者らが得た前記図５に示されるような知見によると、６００℃までの温度区間を５５０〜９００秒の時間をかけて徐冷するか、この温度区間に５５０〜９００秒間保持すると、フェライト相変態及びパーライト相変態はほぼ終了し軟質組織が得られる。これは、図５に示されるように、フェライト相変態及びパーライト相変態が起きる２相領域に５５０〜９００秒間滞在させることで等温変態的な挙動が生じるためであると考えられる。
【００３０】
本発明者らは、実験１〜３による上記知見事項に加えて、更に次の事項をも確認することができた。
ａ）    軟質化鋼材を製造するための素材鋼が、最終製品（軟質化鋼材に更なる処理を施した最終製品）の強度確保のためにＣｒ，Ｎｉ及びＭｏの１種以上を含有している場合であっても、実験１〜３に基づいて知見した条件で熱間加工処理することにより、熱間加工のままの状態で冷間加工性に優れる高品質の軟質化鋼材を得ることができる。
ｂ）    軟質化鋼材を製造するための素材鋼が、最終製品（軟質化鋼材に更なる処理を施した最終製品）の被削性確保のためにＳ，Ｐｂ及びＣａの１種以上を含有している場合であっても、実験１〜３に基づいて知見した条件で熱間加工処理することにより、熱間加工のままの状態で冷間加工性に優れる高品質の軟質化鋼材を得ることができる。
ｃ）    Ｖ，Ｎｂ並びにＴｉの３元素が素材鋼中に特定量以上存在すると、熱間加工後に再結晶したオーステナイトからのフェライト相変態及びパーライト相変態を遅延させ、これによってベイナイト相の生成を助長する作用が顕著となるので、軟質化鋼材を製造するための素材鋼ではＶ，Ｎｂ，Ｔｉの含有量を極力低減するのが好ましい。
【００３１】
本発明は、上記知見事項等に基づいて完成されたものであり、次の▲１▼〜▲７▼項に示す軟質化鋼材の製造方法を提供するものである。
▲１▼  Ｃ：０．１０〜０．５０％，Ｓｉ：０．５０％以下，Ｍｎ：０．２５〜２．００％，Ａｌ：０．００５〜  ０．０７０％を含むと共に、残部がＦｅ及び不純物から成り、かつ不純物中のＰが  ０．０３５％以下でＮが０．０２５０％以下である素材鋼を、下記  １）  〜  ５）  の工程で順次処理することを特徴とする、軟質化鋼材の製造方法。
１）    鋼片を８５０〜１２５０℃に加熱する，
２）    粗圧延及び中間圧延を７３０℃以上で行うと共に、この際に８５０℃未満の温度範囲で「減面率が１０％以上であって次パスまでのパス間時間が３０秒以下の圧延」を少なくとも１回以上行う，
３）    仕上圧延を、総減面率が３０％以上で被圧延材の仕上圧延機出側温度が８００〜９５０℃となるように行う，
４）    仕上圧延後、直ちに被圧延材をＭｓ  点〜６５０℃の温度範囲まで一旦急冷する，
５）    続いて被圧延材を捲取機でリング状に捲取り、捲取ったリング状材の温度を６５０〜７５０℃に復熱させた後、この温度域から６００℃までの温度区間に５５０〜９００秒間滞在させる。
▲２▼  “仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるに際しての滞在開始”までの時間を２５秒以上とする、前記▲１▼項に記載の軟質化鋼材の製造方法。
▲３▼  素材鋼として、Ｆｅの一部に代えＣｒ：０．１０〜  ２．０％，Ｎｉ：０．１０〜  ２．５％及びＭｏ：０．１０〜  １．０％の１種以上を含有する鋼を用いる、前記▲１▼項又は▲２▼項に記載の軟質化鋼材の製造方法。
▲４▼  素材鋼として、Ｆｅの一部に代えＳ：０．０２５〜  ０．１００％，Ｐｂ：０．０１〜０．３５％及びＣａ：０．０００５〜０．００５０％の１種以上を含有する鋼を用いる、前記▲１▼項乃至▲３▼項の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
▲５▼  不純物中のＶが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、前記▲１▼項乃至▲４▼項の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
▲６▼  不純物中のＮｂが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、前記▲１▼項乃至▲５▼項の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
▲７▼  不純物中のＴｉが  ０．００５％未満である素材鋼を用いる、前記▲１▼項乃至▲６▼項の何れかに記載の軟質化鋼材の製造方法。
【００３２】
【発明の実施の形態】
次に、本発明に係る軟質化鋼材（棒鋼，線材等）の製造方法において、素材鋼の化学組成並びに処理条件を前記の如くに限定した理由を、発明の実施形態と共に説明する。
【００３３】
［Ａ］  素材鋼の化学組成
ａ）    Ｃは、鋼の焼入性を高める作用を有しているので、最終製品強度を確保するのに有効な成分である。そして、この効果を得るためにはＣ含有量を０．１０％以上とする必要があるが、その含有量が０．５０％を超えると焼入性が高くなり過ぎて切削性や冷間加工性（冷間鍛造性等）を劣化させ、また靭性の劣化も招く。従って、Ｃ含有量は０．１０〜０．５０％と定めた。
【００３４】
ｂ）    Ｓｉは、フェライト相強化元素であるため切削性や冷間加工性（冷間鍛造性等）を劣化させ、靭性の劣化も招く。更に、フェライトフォーマー元素（フェライト安定化元素）であるため熱間圧延過程でフェライト脱炭を助長するおそれもある。従って、Ｓｉ含有量は上記の弊害が顕著化しない０．５０％以下の範囲に抑えることとした。
なお、Ｓｉ含有量の下限値は特に規定する必要はないが、Ｓｉ脱酸の効果を期待するためにはＳｉ含有量の下限値を０．１０％とするのが良い。
【００３５】
ｃ）    Ｍｎも、鋼の焼入性を高める作用を有しているので、最終製品強度を確保するのに有効な成分である。そして、この効果を得るにはＭｎ含有量を０．２５％以上とする必要があるが、その含有量が２．００％を超えると焼入性が高くなり過ぎて切削性や冷間加工性（冷間鍛造性等）を劣化させ、また靭性劣化も招く。従って、Ｍｎ含有量は０．２５〜２．００％と定めた。
【００３６】
ｄ）  Ａｌは、鋼の脱酸成分として有用である。また、Ａｌは鋼中のＮと結合し窒化物を形成し、熱間圧延中のオーステナイト結晶粒の微細化に効果を発揮する。しかし、Ａｌ含有量が  ０．００５％未満の場合にはこれらの効果が十分に発揮されず、一方、  ０．０７０％を超えて含有させてもその効果が飽和するばかりか、逆に靭性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量を  ０．００５〜  ０．０７０％と定めた。
【００３７】
ｅ）  Ｐは、鋼中に不純物として存在し、粒界に偏析して冷間加工性を著しく劣化させる元素であり、また粒界の靭性を劣化させるために耐遅れ破壊性の劣化を招く元素でもある。従って、Ｐ含有量は上記の弊害がそれほど顕著化しない  ０．０３５％以下の範囲に抑えることとしたが、この許容範囲内でも可能な限り低くすることが好ましい。
【００３８】
ｆ）  Ｎも、鋼中に不純物として存在する元素であり、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し熱間圧延中のオーステナイト結晶粒の微細化に効果があるが、多量に含有すると鋼材の靭性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は上記の弊害がそれほど顕著化しない０．０２５０％以下の範囲に抑えることとしたが、この許容範囲内でも可能な限り低くすることが好ましい。
【００３９】
ｇ）  本発明に係る軟質化鋼材の製造方法に適用される素材鋼（鋼片）は、前記の化学成分を含有すると共に残部はＦｅ及び不純物からなるものであるが、Ｆｅの一部に代えてＣｒ：０．１０〜  ２．０％，Ｎｉ：０．１０  〜  ２．５％及びＭｏ：０．１０〜  １．０％の１種以上を含有させても良い。
これらの成分は、何れも鋼の焼入性を高めて最終製品強度を確保するが、それぞれの成分の含有量がそれぞれの下限値未満の場合には前記効果が十分でない。一方、これらの成分を多量に含有させると、焼入性が高くなり過ぎて熱間圧延のままでベイナイト組織，マルテンサイト組織を生成し、均一な軟質組織が確保できなくなるだけでなく、鋼材コストの上昇をも招く。従って、これらの成分を含有させる場合には、それぞれの含有量範囲をＣｒ：０．１０〜  ２．０％，Ｎｉ：０．１０〜  ２．５％，Ｍｏ：０．１０〜  １．０％に規制することと定めた。
【００４０】
ｈ）  本発明に係る軟質化鋼材の製造方法に適用される素材鋼（鋼片）は、前記成分のほか、更にＦｅの一部に代えてＳ：０．０２５〜  ０．１００％，Ｐｂ：０．０１〜０．３５％及びＣａ：０．０００５〜０．００５０％の１種以上を含有させても良い。
これらの成分は何れも鋼の被削性を向上させるのに有効な元素であるが、それぞれの元素の含有量がそれぞれの下限値未満の場合には前記効果が十分でない。一方、これらの成分を多量に含有させてもその効果が飽和するだけでなく、逆に靭性の劣化を招く。従って、これらの成分を含有させる場合には、それぞれの含有量範囲をＳ：０．０２５〜  ０．１００％，Ｐｂ：０．０１〜０．３５％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％に規制することと定めた。
【００４１】
ｉ）  本発明に係る軟質化鋼材の製造方法に適用される素材鋼（鋼片）は、前記の化学成分を含有すると共に残部はＦｅ及び不純物からなるものであるが、製造される鋼材（棒鋼，線材等）を更に軟質化させるためには不純物中のＶを  ０．００５％未満に制限するのが好ましい。また、同様の目的で不純物中のＮｂを  ０．００５％未満に制限するのも好ましい。更に、同じ目的で不純物中のＴｉを  ０．００５％未満に制限するのも好ましい。
即ち、これらＶ，ＮｂあるいはＴｉが上述した上限値を超えて素材鋼中に含まれると、熱間加工後再結晶したオーステナイトからのフェライト相変態及びパーライト相変態を遅延させるためにベイナイト組織の生成を助長してしまい、製造される鋼材に十分な軟質組織が得られないおそれがある。そのため、Ｖ，ＮｂあるいはＴｉの含有量はＶ：０．００５％未満，Ｎｂ：０．００５％未満，Ｔｉ：０．００５％未満に規制することが推奨される。
【００４２】
［Ｂ］  素材鋼の処理条件（鋼材製造条件）
ａ）  工程１）について
素材鋼（鋼片）の加熱温度が８５０℃未満では、圧延機に対する負荷が大きくなると共に、鋼片断面内で均一な温度分布を得るために長時間の加熱が必要となって生産性を阻害する上、圧延時における表面疵の発生原因ともなる。一方、鋼片の加熱温度が１２５０℃を超えると加熱中における脱炭層の発生量が急激に増加し、最終製品の脱炭層発生を防止することが困難となる。従って、鋼片の加熱温度は８５０〜１２５０℃と定めた。
なお、本発明において「温度」とは特に指定のない場合は鋼片，被圧延材又は圧延を終えてリング状に捲取られたコイルの表面温度を意味するものである。
【００４３】
ｂ）  工程２）について
粗圧延及び中間圧延での圧延温度及び通材温度が７３０℃未満となった場合、鋼材表層部においてフェライト変態が開始してオーステナイトとフェライトの２相組織となる。そして、この鋼材表層部に生成したフェライト相は引き続く仕上圧延や復熱などによってオーステナイトに逆変態するものの、再びオーステナイトからフェライトに変態する際にフェライト変態を促進するため、表層部にフェライト脱炭層を形成し易くなり、所定部品加工後の焼入れ・焼戻しなどの熱処理の際に表層硬度不良を引き起こす可能性がある。従って、粗圧延及び中間圧延を７３０℃以上で実施することと定めた。
【００４４】
また、この際、８５０℃未満の温度範囲で「減面率が１０％以上であって次パスまでのパス間時間を３０秒以下とする圧延」を少なくとも１回以上行うことによって加工歪が導入された未再結晶オーステナイトを得ることができ、そのため続く圧延パスでこの未再結晶オーステナイトを再結晶させれば８〜９番程度までオーステナイト粒を細粒化することが可能となって、フェライト相変態やパーライト相変態が促進されベイナイト相変態が抑制される。
なお、この８５０℃未満での未再結晶圧延は、任意の圧延スタンドにおいて連続もしくは不連続で１回以上行えば良く、これによってフェライト変態やパーライト変態の促進効果が認められる。また、未再結晶圧延に続く再結晶圧延も、粗圧延や中間圧延、更には仕上圧延における任意の圧延スタンドで行えば良い。
【００４５】
ここで、当該圧延の圧延温度が８５０℃以上であるとオーステナイトが再結晶するために加工歪の蓄積が不十分となり、前述した細粒化効果，フェライト相変態やパーライト相変態の促進効果が得られない。また、前記のパス間時間が３０秒を超えると、加工歪が静的に解放されてオーステナイトが静的に再結晶するために前述した細粒化効果が得られない。更に、前記の減面率が１０％未満では、加工度が小さいために加工歪の導入が不十分である。
【００４６】
ところで、上記「温度」は、例えば粗圧延機列と中間圧延機列との間に被圧延材の材料表面温度を測定できる温度計を複数個設置すると共に、圧延中、各温度計からの温度データを常時測定し、この測定結果に基づき圧延速度を変化させるなどして制御することができる。
【００４７】
ｃ）  工程３）について
仕上圧延における総減面率を３０％以上としたのは、再結晶によるオーステナイト結晶粒を微細化し、焼入性を低下させ、その後の相変態における初析フェライトの生成を促進させるためである。この総減面率が３０％未満ではその効果が不十分である。
【００４８】
また、被圧延材の仕上圧延機出側温度が８００℃未満であると、圧延負荷が高くなり過ぎるために生産性を阻害したり設備故障の原因となるほか、オーステナイトの再結晶化が不十分なために部分的に未再結晶域で圧延されることとなり、製品における圧延材ミクロ組織が長手方向へバンド状となって冷間鍛造時の加工割れを助長する。一方、被圧延材の仕上圧延機出側温度が９５０℃を超えるような場合には、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化してしまうために焼入性が高くなり、十分な軟質組織が得られない。従って、仕上圧延は、総減面率が３０％以上で被圧延材の仕上圧延機出側温度が８００〜９５０℃となるように実施することと定めた。
【００４９】
なお、上記の「温度」は、例えば仕上圧延機列の直前及び途中に水冷設備を設置し、また仕上圧延機列の出側に被圧延材の表面温度を測定できる温度計を設置して、測定した温度に応じて水冷設備の冷却水量や圧延速度を変化させることにより制御することができる。
【００５０】
ｄ）  工程４）について
仕上圧延後は直ちに前記被圧延材をＭｓ  点〜６５０℃の温度範囲まで一旦急冷するが、この工程は本発明において極めて重要である。
即ち、仕上圧延後、直ちに被圧延材をＭｓ  点〜６５０℃の温度範囲まで急冷すると、再結晶したオーステナイトが一旦過冷されることによってその後の所定温度区間滞在工程でのフェライト変態及びパーライト変態が著しく促進されてフェライト変態及びパーライト変態が早く始まりそれらの十分な変態が早く終了することとなるので、フェライト分率，パーライト分率が高くなり、その分だけベイナイト分率，マルテンサイト分率が低くなって速やかにかつ安定して軟質組織が得られるようになる。
【００５１】
この場合、急冷温度がＭｓ  点未満にまで達すると急冷過程で既にマルテンサイト変態が起こり、これがそのまま製品に残存して製品の強度を著しく上昇させ冷間加工性を劣化させる。一方、上記急冷温度が６５０℃にまで達しなかった場合には、前記の過冷オーステナイトを利用したフェライト変態及びパーライト変態の促進効果が得られない。
【００５２】
なお、上記「急冷温度」については、例えば仕上圧延機列の出側から捲取機までの間に水冷設備及び被圧延材の表面温度を測定できる温度計を設置し、測定した温度に応じて水冷設備の冷却水量や圧延速度を変化させることにより制御することができる。
【００５３】
ところで、本発明で言う「Ｍｓ  点」とは、鋼（被圧延材）の成分含有量を下記の式に代入して算出される値を意味するものである。
2005023366.tif 000003
【００５４】
ｅ）  工程５）について
本発明では、仕上圧延後に一旦急冷した被圧延材を捲取機でル−ズな非同心円のリング状に捲取ってから保有熱等により６５０〜７５０℃に復熱させ、この温度域から６００℃までの温度区間に５５０〜９００秒間滞在させる処理がなされる。
この際、捲取機で捲取ったリング状材の温度が７５０℃を超えてしまってこの温度から５５０〜９００秒間の滞在処理を実施した場合には、フェライトとオーステナイトの２相域で長時間保持される状態が懸念され、このような状態に置かれると鋼材（リング状の捲取り材）表面の初析フェライト生成が必要以上に助長されてフェライト脱炭層の発生を回避できなくなる。一方、リング状材の復熱温度が６５０℃未満であると、その温度から６００℃までの温度区間が短いために軟質組織の形成に極めて厳密な温度制御を有することとなり、実際作業上の困難性が増大する。
【００５５】
６５０〜７５０℃に復熱せしめられたリング状材は、この温度域から６００℃までの温度区間に５５０〜９００秒間滞在せしめられることによって十分な軟質組織の形成が図られるが、この時間は再結晶オーステナイトからのフェライト変態及びパーライト変態を終了させるための時間であり、当該時間が５５０秒未満では、上記フェライト相とパーライト相からなる軟質組織を十分に得ることができず、Ｃ濃度の高いオーステナイトから硬質組織であるベイナイト組織の生成を招く。一方、軟質組織を得る上では前記時間の上限を定める必要はないが、この時間が長いと生産性の点で不利になる上、フェライト脱炭層の発生を助長するおそれや、酸洗性を劣化させる厚いスケールを生成させるおそれがあるので、上限を９００秒とした。
【００５６】
なお、“生産性の向上”，“フェライト脱炭抑制”あるいは“酸洗性を考慮した生成スケ−ルの厚肉化の抑制”という観点からすれば、前記温度区間に５５０〜９００秒間滞在させた後は放冷とするのが望ましく、より好ましくは急冷とするのが良い。
ここで、前記温度区間に５５０〜９００秒間滞在させるための手法としては、当該滞在時間を満足する緩冷却（十分な軟質組織を安定して得るためには冷却速度０．０１℃／秒未満の緩冷却が好ましい）あるいは等温保持が適用される。
【００５７】
一般に熱間圧延を施された鋼材のフェライト相変態，パーライト相変態は連続冷却により行われるとされるているが、本発明法に従った処理過程では再結晶オーステナイトからのフェライト変態及びパーライト変態は極めて等温変態に近い挙動の下で生じるので、相変態に要する時間のみを管理すれば、フェライト相とパーライト相を主体とした軟質組織が得られる。そのため、前記温度区間の冷却速度は０℃／秒（所謂“等温変態”）でも構わないわけである。
【００５８】
一旦急冷した被圧延材を６５０〜７５０℃に復熱させ、この温度域から６００℃までの温度区間に５５０〜９００秒間滞在させる処理の実施には、例えばヒーター等の加熱装置を有した徐冷カバーや徐冷ポットを設置する手段を採用することができる。また、５５０〜９００秒間の滞在を開始する鋼材温度は、例えば捲取機から徐冷カバーの間にコンベア設備を設置すると共に、徐冷カバー直前にリング状材（鋼材）の表面温度を測定できる温度計を設置し、測定した温度に応じてコンベア速度を変化させることで制御できる。そして、前記温度区間における滞在時間の制御は、コンベア速度を調整したり、ポット内での滞在時間を調整することにより可能である。
【００５９】
この方法によれば、数千秒もの長時間徐冷を必要としないので生産性の阻害もなく、規定した必要十分な滞在時間を確保すればその後の冷却は放冷もしくは急冷でも良いので、さらに生産性を向上させることも可能であり、また余分な脱炭を助長することもない。
【００６０】
ところで、本発明に係る軟質化鋼材の製造方法においては、“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるに際しての滞在開始”までの時間を２５秒以上に調整することが推奨される。
なぜなら、当該時間が２５秒未満の場合には、鋼材（リング状材）が過冷オーステナイトを有したままの状態で前記温度区間にて５５０〜９００秒間滞在せしめられることになりがちで、そのため前記温度区間での滞在中に十分なフェライト変態，パーライト変態が行われずにベイナイト組織が生成し、軟質化効果が十分に得られないことが懸念されるからである。
また、当然、捲取られたリング状材のエッジ部（両外側部）とセンター部（リング状の中央を結ぶ領域部）では放冷速度が異なるので、仕上圧延終了から前記滞在処理の開始までの時間を十分に採って復熱温度の均一化を図らないとリング内での材料強度がばらついてしまうおそれもある。
【００６１】
しかし、“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるにあたっての滞在開始”までの時間を２５秒以上に制御した場合には、エッジ部とセンター部の温度状態が多少ばらついていてもそのバラツキを最小限に抑えることができ、従ってリング内での材料強度バラツキも最小限にくい止めることが可能である。
この観点からは、“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるにあたっての滞在開始”までの時間は長くても差し支えないが、生産性を考慮すると１００秒以下に止めるのが妥当であると考えられる。
【００６２】
なお、“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるに際しての滞在開始”までの時間は、例えば圧延速度や捲取機から徐冷設備までの間のコンベア速度を変化させることにより制御可能である。また、予め、この時間を考慮して捲取機から徐冷設備までの間に設置するコンベアの長さを設計しておくことも考慮すべきである。
【００６３】
以下、本発明を実施例によって説明する。
【実施例】
表１に示す化学成分組成の鋼をそれぞれ転炉溶製した後（必要に応じて炉外精錬も加えた）、これを連続鋳造し、更に分塊圧延にて２Ｔｏｎ  ビレットを作成して供試材とした。
【００６４】
【表１】
2005023366.tif 000004
【００６５】
次に、このビレットを表２又は表３に示す条件で熱間圧延して直径がφ５．５ｍｍ  乃至はφ１８ｍｍの線材又は棒鋼とし、直ちに表２又は表３に示す熱履歴で捲取り冷却制御した。
なお、圧延材の直径は粗圧延，中間圧延，仕上圧延の総減面率を変えることによって造り分けた。
【００６６】
【表２】
2005023366.tif 000005
【００６７】
【表３】
2005023366.tif 000006
【００６８】
このようにして得られたリング状の線材コイル及び棒鋼コイルにつき、通常の端切り処理を行った後、コイル全長、即ち先端，胴中，後端の５箇所以上から各１リングずつ試料採取し、引張試験及びミクロ観察を実施した。
なお、引張試験は各リングについて８件以上行い、その引張強さの平均値（以下“引張平均強度”と称す）と最大値／最小値の差（以下“引張強度バラツキ”と称す）を確認した。
また、ミクロ観察試料は各リングから３件以上採取し、その横断面表層部におけるフェライト脱炭層の有無を各試料当り８箇所で確認した。
これらの結果を表２及び表３に併せて示す。
【００６９】
さて、表２に示す結果から明らかなように、本発明方法（区分１〜２４）によれば、何れも引張平均強度が８５０ＭＰａ以下、引張強度バラツキも１００ＭＰａ未満で、表層部に脱炭が発生していない軟質棒鋼，線材が得られている。
【００７０】
また、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉをそれぞれ  ０．００５％未満，  ０．００５％未満，  ０．００５％未満に管理したものは、これらの元素をそれら管理値を超える“不純物レベルの量”で含有しているものに比べて引張強度バラツキが低くなっていることも確認できる。
これは、表２における区分６（Ｄ鋼を適用）と区分９（Ｅ鋼を適用）との結果の対比、区分１１（Ｆ鋼を適用）と区分１２及び１３（Ｇ鋼及びＨ鋼を適用）との結果の対比、区分１５（Ｊ鋼を適用）と区分１８（Ｋ鋼を適用）との結果の対比、区分２２（Ｍ鋼を適用）と区分２３（Ｎ鋼を適用）との結果の対比より明らかである。
【００７１】
更に、“仕上圧延終了”から“リング状材を６５０〜７５０℃に復熱させた後６００℃までの温度区間で５５０〜９００秒間滞在させるに際しての滞在開始”までの時間を２５秒以上に管理すると、このような管理を行わない場合に比べて引張平均強度が低く、引張強度バラツキも小さくなって、冷間加工性が一段と向上することが分かる。
これは、区分５と区分４（何れもＣ鋼を適用）との結果の対比、区分６と区分７（何れもＤ鋼を適用）との結果の対比、区分１１と区分１０（何れもＦ鋼を適用）との結果の対比、区分１５と区分１６（何れもＪ鋼を適用）との結果の対比より明らかである。
【００７２】
これに対して、表３の結果が示すように、圧延条件や熱履歴が本発明の規定条件から外れた方法（区分２５〜４８）では、得られた棒鋼，線材は表層部に脱炭が生成したり、引張強度の上昇やバラツキが顕著となっている。
【００７３】
例えば、粗圧延から中間圧延の工程で被圧延材の温度が７３０℃未満となったもの（区分２７，４１，４５）や、再結晶オーステナイトからのフェライト変態及びパーライト変態を行わせるための熱処理の開始温度が７５０℃を超えたもの（区分２８，２９，３１，３４，３８〜４０，４２，４６〜４８）では、得られた棒鋼，線材の表層にフェライト脱炭を発生している。
また、それ以外の条件が本発明の規定から外れているもの（区分２５，２６，３０，３２〜３３，３５〜３７，４２〜４４）については、引張強度が本発明に係るものよりも高く、引張強度のバラツキも１００ＭＰａ以上となっている。
【００７４】
【発明の効果】
以上に説明した如く、この発明によれば、熱間圧延のままの状態で、表層部に脱炭層がなく、かつ軟質組織を有し、しかも強度バラツキが少ない冷間加工性に優れた軟質化鋼材（棒鋼，線材等）を優れた生産性の下で製造することが可能になるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼における熱加工履歴（粗加工温度及び加工間のパス間時間）とミクロ組織の関係を示したグラフである。
【図２】ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼における熱間加工後の等温変態曲線（Ｔ．Ｔ．Ｔ．）である。
【図３】ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼及びＳＣＭ４４０相当鋼における仕上圧延後の過冷温度と得られた圧延材の引張強度との関係を示したグラフである。
【図４】ＪＩＳのＳＣＭ４３５相当鋼における熱間加工終了後の連続冷却変態曲線（Ｃ．Ｃ．Ｔ．）である。
【図５】本発明法による直接軟化鋼材の製造方法に係る熱履歴と冶金学的メカニズムの模式図である。
【符号の説明】
Ｆｓ：フェライト変態開始時間
Ｐｓ：パーライト開始時間
Ｐｆ：パーライト変態終了時間
【図１】
2005023366.tif 000007
【図２】
2005023366.tif 000008
【図３】
2005023366.tif 000009
【図４】
2005023366.tif 000010
【図５】
2005023366.tif 000011