で 減 厚 率 50%(ε=0.69)で 加 工 し 50 /sで 室 温 まで 冷 却 した 単 軸 圧 縮 の 歪 み 速 度 は0.4/sと 一 定 である 実 験 方 法 を Fig.5-1に 示 す なお 各 試 料 を 1273K で 加 熱 後 K/sで 冷 却 時 の 膨 張 測 定

83

第５章 Ｔｉ析出物による局部伸びに優れた熱延鋼板の開発

5-1 緒言 第２章から第４章において、フェライト相単相鋼である極低炭素鋼を対象として、固溶 元素の存在形態によるｒ値への影響を検討した。この結果、固溶Ｃ、Ｎ、Ｂの存在形態の 制御によってｒ値を向上させ得ることが明確となった。 ｒ値は切り欠き伸びと相関があることは第１章で記述した通りであり、熱延板における穴 拡げ性の向上にはこの知見が有効であると考えられる。 一方、一般に鋼板強度が高くなると伸びや穴拡げ性などのいわゆる成形性が低下すると いう問題があり、高強度鋼板の適用を妨げる要因の１つとなっている。この問題に対して、 結晶粒の微細化は高強度化と同時に局部延性を向上させるという報告1)_{があり、他の強化} 法と比較して成形性の低下を抑制できる可能性がある。また、低合金成分で高強度化でき ることから、経済的な面でも利点があると考えられる。このような理由で、近年粒界強化 を利用した微細粒鋼が注目されつつある2∼8)_。 結晶粒微細化の手段としては種々検討されている5-7）_{が、これらの方法を薄鋼板製造プ} ロセスに適用するには加工度、加工温度、冷却速度などの点で困難な点が多い。そこで、 現有の圧延設備で容易に実施できるフェライト組織微細化の手法として熱間圧延中の動 的再結晶9-16）_{を利用することを検討し、そのための重要な条件として、低炭素鋼に適量の} Ti を添加しＴｉＣを析出させ加工前のγ粒径を制御することにより動的再結晶を発現さ せ、フェライト粒の微細化による局部延性に優れた鋼板を開発した。 5-2 実験方法 Table 5-1 に示す Ｔｉ量を変化させた化学成分の低炭素鋼を真空中で溶製し、厚さ３０ ｍｍのスラブに鍛造した。この鍛造材より、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの単軸圧縮用試験 片を、高さ方向が鍛造材の板厚方向となるように採取した。試験片は加熱・冷却が可能な 単軸圧縮試験機（富士電波社製；Thermec Master Z）を用いて室温から昇温速度３０Ｋ／ ｓで所定の温度に加熱し、１１５０℃から１２５０℃で９００秒間加熱した後、８５０℃

84 で減厚率５０％（ε＝０．６９）で加工し、５０℃／ｓで室温まで冷却した。単軸圧縮の 歪み速度は０．４／ｓと一定である。実験方法を Fig.5-1 に示す。なお、各試料を 1273K で加熱後、２０Ｋ/ｓで冷却時の膨張測定から供試鋼の変態点(Ａｒ_３)を求めた結果、Ｔｉ 量によらずほぼ８００℃一定であった。よって、いずれの鋼種においても８５０℃はγ単 相域である。圧縮中の応力、歪み変化を測定し、真応力−真歪み曲線の形状から、動的再 結晶発現の有無を調べた。 一般に、動的再結晶が生じている場合 Fig.5-2 に示すような真応力−真歪み曲線を示す ことが知られている 17)_{。すなわち、εｐまでの歪み量まで応力は増加し、ε} ｐでσｐの最 大応力を示したあと、εｐ以上の歪みでは応力が減少しσｓの定常応力を示す。動的変態が 生じた場合にも最大応力が観察されるが、最大に達した後の応力が直線的に減少すること

C

Si

Mn

P

S

Ti

N

A

0.070

0.50

0.61

0.009

0.001

0.052

0.0023

B

0.067

0.50

0.62

0.009

0.001

0.105

0.0022

C

0.074

0.50

0.62

0.009

0.001

0.156

0.0021

D

0.068

0.50

0.60

0.011

0.001

0.217

0.0021

Table

5-1 供試鋼の化学成分 /mass %

C

Si

Mn

P

S

Ti

N

A

0.070

0.50

0.61

0.009

0.001

0.052

0.0023

B

0.067

0.50

0.62

0.009

0.001

0.105

0.0022

C

0.074

0.50

0.62

0.009

0.001

0.156

0.0021

D

0.068

0.50

0.60

0.011

0.001

0.217

0.0021

Table

5-1 供試鋼の化学成分 /mass %

8mm 1 2 m m 加熱温度 1150-1250℃ Ｘ30分 850℃で 50%圧縮 (ε=0.4/s) 組織観察 組織観察 水冷 ・ 8mm 1 2 m m 加熱温度 1150-1250℃ Ｘ30分 850℃で 50%圧縮 (ε=0.4/s) 組織観察 組織観察 水冷 ・

Fig.5-1 実験方法

85 が知られており 18)_{、今回試験した限りにおいてはいずれも動的再結晶型のみが観察され} る。 圧縮試験後、試験片中央部を圧縮軸に平行方向で切断し、ナイタールで腐食した後、 切断面の中心部を光学顕微鏡により組織観察した。まず切断法による平均切片長さＬを求 め、これを 1.12 倍してフェライト公称粒径とした19)_{。また、各加熱温度におけるγ粒径} と Ti 析出物量を調べるため、加熱後直ちに水冷し、組織観察および析出物分析を行った。 5-3 実験結果 5-3-1 熱間加工時の応力−歪み曲線に及ぼす加熱温度および Ti 量の影響 Fig.5-3 に圧縮試験時の真歪み−真応力曲線に及ぼす加熱温度、Ｔｉ量の影響で示す。 加熱温度が１２００℃、１２５０℃と高温の場合は歪み量とともに応力が上昇する加工硬 化型の変形曲線を示した。一方加熱温度１１５０℃では、低Ｔｉ量（Ｔｉ=0.05%）のＡ鋼 を除くといずれもひずみ量が増加しても変形応力は増加せず、定常変形状態もしくは一旦 極大応力を示した後軟化する傾向を示した。変形中に応力が軟化する傾向は Ti 量が増加 するに従って顕著となる。

ε

s

真歪み

真

応

力

動的再結晶

加工硬化

ε

s

真歪み

真

応

力

動的再結晶

加工硬化

Fig．5-2 動的再結晶時の応力−ひずみ曲線

86 このように 0.1％以上の Ti 添加鋼を 1150℃に加熱した場合には、Fig.5-1 に示した現 象と同様の変形応力の変化を示したことから、動的再結晶が生じたものと考えられる。 5-3-2 動的再結晶挙動に及ぼす加工前組織の影響 Ｔｉ添加低炭素鋼ではこれまで低温γ域での動的再結晶はほとんど報告されていない が、上記のように Ti 添加量と加熱温度を適正化することによって動的再結晶が促進され る可能性が示唆された。動的再結晶には加工前の結晶粒径が影響する 17）_{ことが知られて} おり、詳細を議論するには Ti 添加量と加熱温度が加工前の結晶粒径に対してどのように 影響しているかを明らかにしておく必要がある。 そこでＡ，Ｃ，Ｄ鋼について１１５０℃、１２５０℃に加熱後直ちに水冷し、加工前の 初期γ組織を観察した。その結果を Fig.5-4 に示す。1250℃の高温加熱では、Ｔｉ添加量 の増加によりγ粒径は微細となるものの、各鋼とも２００μm 以上の粗大なγ粒である。 1150℃に加熱温度を低下させた場合には、低 Ti 添加鋼（Ａ鋼）のγ粒径は 200μｍから 150μｍに微細となるものの、その程度は小さい。しかし、Ti 量の増加に従いγ粒組織は Steel C(0.15%Ti) 100 200 400 300 0_{0 0.2 0.4 0.6 0.8} Steel D(0.21%Ti) 100 200 400 300 0_{0 0.2 0.4 0.6} Steel A(0.05%Ti) 0 100 200 400 300 0.2 0.4 0.6 0.8 0 真 応 力 / M P a 真ひずみ 0.8 真ひずみ 真ひずみ Steel C(0.15%Ti) 100 200 400 300 0_{0 0.2 0.4 0.6 0.8} Steel D(0.21%Ti) 100 200 400 300 0_{0 0.2 0.4 0.6} Steel A(0.05%Ti) 0 100 200 400 300 0.2 0.4 0.6 0.8 0 真 応 力 / M P a 真ひずみ 0.8 真ひずみ 真ひずみ 1250℃ 1200℃ 1150℃ 加熱温度 1250℃ 1200℃ 1150℃ 加熱温度 Fig.5-3 圧縮試験時の真ひずみ-真応力

87 微細となり、Ti 量の影響が顕著である。Ti を 0.2％添加した D 鋼のγ粒径は 20μm と微細 である。 5-3-3 初期オーステナイト粒径に及ぼす Ti 析出物の影響 １１５０℃での低温加熱において加工前の初期γ粒径がもっとも微細であった D 鋼につ いて、加熱温度とＴｉ析出量の関係を調べた。D 鋼を１０００℃∼１２５０℃で９００秒 保持後直ちに水冷し、Ｔｉ析出量を定量した結果を Fig.5-5 に示す。１０００℃加熱では、 添加したＴｉ量の９０％以上が加熱時にＴｉ（Ｃ、Ｎ）として析出しているのに対して、 1250℃加熱では添加量の 10％が析出しているに過ぎない。

Steel A (0.05%Ti)

加熱温度/℃

1150℃

1250℃

150μｍ

200μｍ

Steel C (0.15%Ti)

40μｍ

180μｍ

Steel D (0.21%Ti)

20μｍ

90μｍ

50μm

Fig.5-4 加工前の初期γ組織

加熱温度/℃

加熱温度/℃

1150℃

1250℃

1150℃

1250℃

Steel A (0.05%Ti)

加熱温度/℃

1150℃

1250℃

150μｍ

200μｍ

Steel C (0.15%Ti)

40μｍ

180μｍ

Steel D (0.21%Ti)

20μｍ

90μｍ

50μm

Fig.5-4 加工前の初期γ組織

加熱温度/℃

加熱温度/℃

1150℃

1250℃

1150℃

1250℃

88 各温度でのＴｉ（Ｃ、Ｎ）の析出挙動を Thermo−Calc.により計算した結果を実測値と あわせて Fig.5-6 に示す。加熱温度による析出量の変化は計算値と実測値でよく一致し、 ほぼ平衡状態であることを示している。このように加熱段階でのＴｉ（Ｃ、Ｎ）析出量の 差が、加工前の初期γ粒径の微細化に寄与することが明らかとなった。

T

i析

出

物

比

率

/

%

加熱温度/℃

1150℃

1000℃

1250℃

0

25

50

75

100

T

i析

出

物

比

率

/

%

加熱温度/℃

1150℃

1000℃

1250℃

0

25

50

75

100

Fig.5-5 加熱温度によるTi析出物率

Fig.5-6 Thermo.Calc.と実験によるTi析出量の温度変化

20

16

12

8

4

0 600

800

1000

1200

Ti

C

測定値

x10-2

24

28

加熱温度/℃

析

出

量

/

m

as

s%

20

16

12

8

4

0 600

800

1000

1200

Ti

C

測定値

x10-2

24

28

加熱温度/℃

析

出

量

/

m

as

s%

89 また、Ｔｉ析出物の電子顕微鏡による観察結果を Fig.5-7 に示す。主として 0.1μｍ以 下の微細なＴｉ（Ｃ、Ｎ）が観察された。Ｔｉ析出物はγ粒成長の抑制に加えてγ→α変 態の促進や、再結晶時のフェライト粒の粒成長抑制にも効果があると言われており、これ らが相乗して最終的なフェライト粒微細化に寄与している可能性がある。この点について はさらに検討を進めている。 5-3-4 フェライト粒径に及ぼす動的再結晶の影響 加熱温度１１５０℃∼１２５０℃で９００秒間加熱後、歪速度０.４／ｓ，減厚率５０％ （ε＝0.69）で圧縮試験後のフェライト粒径を光学顕微鏡で観察し、平均結晶粒径を求め た結果を Fig.5-8 に示す。なお、圧縮試験後の冷却速度は５０℃／s とした。Ｔｉ量の増 加、あるいは加熱温度の低下にともなって粒が微細化する傾向が認められる。加熱温度が １２５０℃の場合、鋼中Ｔｉ量を０.２１%まで増加しても平均粒径は１０μm 以上と大き く、しかも混粒組織であった。一方、Ｔｉ＝０.２１％の D 鋼を１１５０℃で加熱した場 合の粒が最も微細で、かつ均一であった。すなわち動的再結晶が発現した場合、変態後に は微細で等軸なα粒が得られることがわかる。

Fig . 5-7 Ti析出物のTEM観察

0.1μm

Fig . 5-7 Ti析出物のTEM観察

0.1μm

90 5-4 考察

5-4-1 Ti 添加鋼の動的再結晶による見かけの活性化エネルギー

低炭素鋼に０.１％以上のＴｉを添加し低温に加熱した鋼では、上述のように低温γ域 でも動的再結晶が生じることが明らかとなった。そこで、Ｃ−Ｔｉ鋼の動的再結晶挙動を Zenner-Hollomon 因子Ｚ（＝ε．exp(Q/RT)、以下Ｚ因子と記載）で整理する 17)_{ことを考え}

る。 酒井らは動的再結晶に伴って現れる典型的な応力−ひずみ（σ-ε）曲線は低 Z 変形で は多重ピーク型、高 Z になるに従い単一ピーク後滑らかに加工軟化し、高ひずみではいず れも変形応力がほぼ一定となる定常状態変形を示すようになる20)_{と結論している。今回Ｔ} ｉ添加鋼で動的再結晶が起きた場合に得られたσ-ε曲線はいすれも単一ピーク型形状で あることから、今回の動的再結晶は比較的高Ｚ領域で生じたものと考えられる。 動的再結晶の kinetics は Z 因子で代表される加工温度(T)と歪み速度(ε ． )によって決定 される。加工温度が低くなるほど、歪み速度が大きくなるほど、すなわち Z 因子が大きく なるほど、動的再結晶を生じる臨界歪量は大きくなり、動的再結晶は生じにくくなる。一 方、牧ら21)_{は、動的再結晶後のγ粒径はＺ因子が大きいほど小さくなること、初期γ粒径} （D０）が小さくなるほど動的再結晶の生じる変形条件が高Ｚ側に拡大すること、を明らか

Fig. 5-8 フェライト粒径に及ぼす加熱温度およびTi添加量の影響

0

5

10

15

1150

1200

1250

20

加熱温度 / ℃

平

均

フ

ェ

ラ

イ

ト

粒

径

/

μ

m

Ti=0.05% Ti=0.10% Ti=0.15% Ti=0.21%

0

5

10

15

1150

1200

1250

20

加熱温度 / ℃

平

均

フ

ェ

ラ

イ

ト

粒

径

/

μ

m

Ti=0.05% Ti=0.10% Ti=0.15% Ti=0.21% Ti=0.05% Ti=0.10% Ti=0.15% Ti=0.21%

91 にしている。本実験においてＴｉ添加および加熱温度の低温化は、加工前の初期γ粒径の 粒成長を抑制して微細する効果があり、これにより動的再結晶が起こり易くなることが判 明した。また動的再結晶により微細なγ粒組織が得られるのは粒成長の抑制によるもので あり、変態後の微細なα粒を得るのに効果的であったものと考えられる。 また、実際の熱間圧延工程を考えた場合、本実験の結果は仕上圧延に相当する低温γ 域・高歪速度域での動的再結晶が可能であることを示しており、工業的な観点からも有益 な情報である。 ところで、本鋼においてＺ因子を決定するためにはみかけの活性化エネルギーＱの値が 必要となる。一般に極大応力σpと変形条件（Ｔ、ε ． ）の間には通常ε ． ＝A σpnexp(-Q/RT) が成立することが知られている。そこで、化学組成が 0.12%Ｃ-0.7%Ｓｉ-1.4%Ｍｎ-0.16% Ｔｉ鋼を用いて、加工フォーマスターにより、加熱温度を１１５０℃とし、歪み速度＝０. ０１／s、０.１／s、１／ｓ、変形温度＝１０００℃、１１００℃、１１５０℃、歪み量 ＝０.６９で変形させた圧縮加工実験を行った。この時の初期γ粒径は４０μｍであった。 すべての実験条件において変形途中にピーク応力（σp）を示す真応力−真歪み曲線を示 した。このピーク応力（σp）は変形温度（T）とひずみ速度（ε ． ）との関係式ε．=A*σ pn*exp(-Q/RT)で表される。従って、ε ． とσpの関係から「ｎ」を求めることができ、また σpと１/T のアレニウス型プロットからみかけの活性化エネルギーを求める事ができる。 これらの結果からみかけの活性化エネルギーQ を求めた結果、本鋼においてＱ＝３４０ｋ Ｊ/ｍoｌを得た。この値は鉄の自己拡散エネルギー（２８５ｋＪ/ｍoｌl）より若干大き く、Ｎｂ添加鋼について牧らが報告25)_{した３２７ｋＪ/ｍoｌにほぼ等しい値となった。す} なわち、活性化エネルギーの点からも本鋼において高Ｚ領域まで動的再結晶が生じたこと を傍証する結果が得られた。Fig.5-9 にσｐとＺの関係を示す。Ｚ＝Aσｐｎの関係が成立し ている。

92 以上のようにＴｉ添加低炭素鋼で初期γ粒径を微細化（50μm 以下）することにより低 温γ域まで動的再結晶が生じる。本鋼の動的再結晶はこれまで研究された C−Mn 鋼、Nb 鋼より低温、高歪み速度で生じるため、より高 Z 変形となり、γ粒の微細化には効果的で あることが判明した。 5-4-2 動的再結晶挙動に及ぼす固溶 C の影響 Ti 添加低炭素鋼の動的再結晶挙動が主として初期γ粒径に依存しているかどうかを明 らかにするには固溶 C の影響を明確にしておく必要がある。そこで、種々の C 量(０.０４ mass%∼０.２０mass％)を含有するＴｉ無添加鋼を用いて、動的再結晶挙動におよぼす加 工前γ粒径の影響を検討した。

Fig.5-9 Zener - Hollomon パラメーターによる動的再結晶の検証

1.6

Q=340kJ/mol

1.7

1.8

1.9

2.0

2.1

2.2

10

9

10

10

10

11

10

12

10

13

10

14

10

15

10

16

Z=ε

exp

(Q/RT)

L

og

σ

p

・

1.6

Q=340kJ/mol

1.7

1.8

1.9

2.0

2.1

2.2

10

9

10

10

10

11

10

12

10

13

10

14

10

15

10

16

Z=ε

exp

(Q/RT)

L

og

σ

p

・

93 0.04%C-0.5%Si-0.6%Mn-Ti 無添加鋼および 0.12%C-0.5%Si-0.6%Mn-Ti 無添加鋼を加工フ ォーマスターにより、１０００℃、１０５０℃、１１００℃に加熱後、９００℃で歪み速 度０.４/s、歪み量０.６９の圧下を施した。0.04％Ｃ鋼および 0.12％Ｃ鋼の真歪み-真応 力曲線を Fig.5-10 に示す。0.04％Ｃ鋼では１０００℃、１０５０℃に加熱後圧縮した場 合に動的再結晶型の応力歪み曲線を示した。0.12％Ｃ鋼ではすべての加熱温度において、 動的再結晶型の応力歪み曲線を示した。動的再結晶の有無を初期γ粒径で整理して Fig.5-11 に示す。固溶Ｃ量に関わらず加工前のγ粒径を８０μｍ以下に微細化することに より、動的再結晶が発現する。すなわち、動的再結晶発現に対して、固溶Ｃ量はほとんど 影響しないことがわかる。 次に、固溶Ｔｉの影響について考察する。動的再結晶型の応力-歪み曲線が観察された C 鋼、D 鋼におけるＴｉは、平衡溶解度積からの計算ではいずれも１１５０℃でＴｉＣとし て析出し、固溶Ｔｉとしては存在しない。実験的には十分平衡に達していたかどうか疑問 はあるが、供試鋼はいずれもＴｉ/Ｃは４以下であり、Ｔｉ量に対してＣ量を過剰に添加 した成分系である。従って動的再結晶が観察された温度域ではＴｉはＴｉＣとして十分析 出し、固溶Ｔｉは無視できる程度であったと推定する。

0

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

真歪み

C=0.04%

₁₆₀

C=0.12%

140 120 100 80 60 40 20 0

0

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

160 140 120 100 80 60 40 20 0

真

応

力

/

M

P

a

真歪み

0

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

真歪み

C=0.04%

₁₆₀

C=0.12%

140 120 100 80 60 40 20 0

0

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

160 140 120 100 80 60 40 20 0

真

応

力

/

M

P

a

真歪み

1000℃ 1050℃ 1100℃ 加熱温度 1000℃ 1050℃ 1100℃ 加熱温度

Fig. 5-10 真ひずみ-真応力に及ぼす鋼中C量の影響

94 以上の結果から、Ｔｉ添加鋼の動的再結晶に対する固溶Ｃの影響はなく、本論文成分で は主として初期γ粒径の微細化によって動的再結晶を生じ易くなったものと考えられる。 5-4-3 穴拡げ性と局部伸びの関係 このように TiC の析出により動的再結晶を発現させ、フェライト粒を微細化させた熱延 鋼板の材料特性を Table 5-2 に示す。微細化させることにより穴拡げ性が向上した。この 原因として、局部伸びおよび、切り欠き伸び、r 値の面内異方性の影響を Fig.5-12 に示す。 局部伸び、切り欠き伸びと穴拡げ性は良い相関を示し、穴拡げ性の向上には局部伸びの向 上が有効であることが判明した。 0 0.04 0.08 0.12 0.16 0.20 0.24 0 20 40 60 80 100 120 × × × C量 / mass% 初 期 オ ー ス テ ナ イ ト 粒 径 / μ m

Fig .5-11 動的再結晶の発現に及ぼす鋼中C量と初期γ粒径の影響

0 0.04 0.08 0.12 0.16 0.20 0.24 0 20 40 60 80 100 120 × × × C量 / mass% 初 期 オ ー ス テ ナ イ ト 粒 径 / μ m

Fig .5-11 動的再結晶の発現に及ぼす鋼中C量と初期γ粒径の影響

590MPa級  開発鋼

         従来鋼

780MPa級  開発鋼

         従来鋼

YS

(MPa)

TS

(MPa)

El

(%)

λ

(%)

FL

(MPa)

480

510

600

600

31

27

120

60

280

250

690

710

790

790

22

20

80

40

370

310

Table 5-2 開発鋼の材料特性

590MPa級  開発鋼

         従来鋼

780MPa級  開発鋼

         従来鋼

YS

(MPa)

TS

(MPa)

El

(%)

λ

(%)

FL

(MPa)

480

510

600

600

31

27

120

60

280

250

690

710

790

790

22

20

80

40

370

310

Table 5-2 開発鋼の材料特性

95 5-5 小括 低炭素 Ti 添加鋼において TiC 析出により動的再結晶発現とフェライト粒の微細化が可能 であることを明確にした。 （１） 加熱温度、鋼中の Ti 量によって熱間圧縮時の応力-歪み曲線は影響を受け、初 期γ粒径を 50μm 以下とした場合に、加熱温度 1423K、歪み速度 0.4/s で動的 再結晶に特徴的な応力-歪み曲線を示す。 （２） 初期γ粒径は加熱時に析出する Ti(C,N)量と対応しており、初期γ粒の微細化 には Ti(C,N)によるγ粒界のピンニングが重要であることが示唆される。また Ti 無添加鋼においても初期γ粒径を 80μm 以下にすることにより、動的再結晶 型真ひずみ-真応力曲線を示すことから、動的再結晶の発現は初期γ粒径を微細 化することが重要でありことがわかる。動的再結晶に及ぼす固溶 C や固溶Ｔｉ の影響は小さいものと考えられる。 （３） 種々の加工条件下で得られたピーク応力は Z 因子を用いてよく整理され、これ より求めた見かけの活性化エネルギーは 340kJ/mol である。この値はγ中の鉄

Fig.5-12 穴拡げ性に及ぼす切り欠き伸びおよび塑性異方性の影響

20

40

60

80

100

120

140

160

6

8

10

12

14

切欠伸び/%

穴

拡

げ

率

/

%

20

40

60

80

100

120

140

160

6

8

10

12

14

切欠伸び/%

穴

拡

げ

率

/

%

20

40

60

80

100

120

140

160

-0.2

-0.25

-0.3

-0.35

-0.4

Δr

穴

拡

げ

率

/

%

20

40

60

80

100

120

140

160

-0.2

-0.25

-0.3

-0.35

-0.4

Δr

穴

拡

げ

率

/

%

96 の自己拡散における活性化エネルギー(285kJ/mol)より若干大きく、Nb 添加低 炭素鋼で牧らが報告している値(327kJ/mol)に近い。 （４） 以上のように微細粒組織を有する鋼板は局部延性に優れる事から、穴拡げ性 が向上し、高強度鋼においても、高い成形性を有する。 5-6 参考文献 (1) 鉄鋼の高温変形−進歩総説−，鉄鋼基礎共同研究会 高温変形部会，日本鉄鋼協会， (1979) (2) 平成９年度ﾌﾛﾝﾁﾃｲｱ構造材料研究ｾﾝﾀｰ ﾌﾟﾛｸﾞﾚｽﾚﾎﾟｰﾄ：金属材料技術研究所 (3) E.Yasuhara、A.Tosaka、O.Furukimi、M.Morita：材料とプロセス，CAMP-ISIJ， 12(1999)， 377 (4) 第 2 回スーパーメタルシンポジウム講演集：JRCM RIMCOF(1999) (5) 結晶粒微細化への新アプローチ：日本金属学会(2000) (6) 第３回スーパーメタルシンポジウム講演集：JRCMRIMCOF(2001) (7) Fifth Workshop on the Ultra-steel：NRIM(2001)

(8) Masaaki Fujioka, Yoshio Abe, Yukito Ogiwara, Yoshitaka Adati, Takuo Hosoda and Hidesato Mabuchi：CAMP-ISIJ，13(2000)，458

(9) T.Sakai：Recrystallization, Texture and Their Application to Structural Control ISIJ ，(1999)，106

(10) R.A.P.DJAIG and J.J.Jonas：JISI，210(1972)，256

(11) C.M.Sellars and W.J.MCG.TEGAR：Int.Met.Rev.，17(1972)，1 (12) Masahisa Nakamura and Masanori Ueki：材料，23(1974)，182

(13) Seita Sakui, Taku Sakai and Kazuo Takeishi：鉄と鋼，62(1977)，856 (14) T.Sakai and J.J.Jonas：Acta Metall.，32 (1984)，189

(15) 大橋正幸、遠藤孝雄、酒井拓：日本金属学会誌、54(1990)、435

(16) Tadashi Maki, Koichi Akasaka, Koji Okuno and Imao Tamura：鉄と鋼，66(1980)1659 (17) T.Maki and I.Tamura：材料，30(1981)，211

97

(18) Yada Hiroshi：Committee on Ultrafine-grain Steels，ISIJ ，9(1991) (19) Minoru Umemoto：Bull. Iron Steel Inst. Jpn，2(1997)，10

(20) T.Sakai：鉄と鋼，81(1995)，１

(21) T.Maki, K.Akasaka and I.Tamura : Proc. Int. Conf. On Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite，AIME，Pittsburgh，(1981)，217