本發(fā)明涉及鋼材及其制造方法，特別涉及抗拉強(qiáng)度為980MPa以上、具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，要求開發(fā)有助于省能量化的鋼材。在汽車用鋼材、油井管用鋼材及建筑結(jié)構(gòu)用鋼材等領(lǐng)域中，輕量且能在嚴(yán)酷的使用環(huán)境中應(yīng)用的超高強(qiáng)度鋼材的需求提高，其應(yīng)用范圍變寬。其結(jié)果是，在用于這些領(lǐng)域的超高強(qiáng)度鋼材中，不僅強(qiáng)度特性，確保使用環(huán)境下的安全性也變得重要。具體而言，通過提高鋼材的延展性來提高相對(duì)于外部的塑性變形的容許度變得重要。
例如，當(dāng)汽車沖撞結(jié)構(gòu)體時(shí)，為了通過車輛的對(duì)沖撞用部件將該沖擊充分緩和，希望鋼材的抗拉強(qiáng)度為980MPa以上、且抗拉強(qiáng)度(TS)與總延伸率(EL)的積的值(TS×EL)成為16000MPa·％以上。但是，由于伴隨著抗拉強(qiáng)度的上升，延展性顯著降低，因此，至今為止還沒有滿足上述特性、在工業(yè)上能量產(chǎn)的超高強(qiáng)度鋼材。因而，為了改善超高強(qiáng)度鋼材的延展性，進(jìn)行了各種研究開發(fā)，提出了用于實(shí)現(xiàn)該延展性的組織控制方法(參照專利文獻(xiàn)1～4)。
但是，在以往的技術(shù)中，無法在確保980MPa以上的抗拉強(qiáng)度的同時(shí)得到充分的延展性及沖擊特性。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本特開2004－269920號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2：日本特開2010－90475號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)3：日本特開2003－138345號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)4：日本特開2014－25091號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的課題
本發(fā)明的目的在于提供具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度、并具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材及其制造方法。
用于解決課題的手段
本發(fā)明人為了解決上述課題而進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果是，得到了以下的見解。
將鋼原材料加熱至鐵素體和奧氏體的二相域時(shí)，通過表面脫碳而形成由軟質(zhì)的鐵素體相構(gòu)成的組織(以下，稱為“脫碳鐵素體層”)。并且，脫碳顯著時(shí)，在鋼材的表面形成厚的脫碳鐵素體層。
脫碳鐵素體層的厚度為5μm以上時(shí)，生成粗大的鐵素體，結(jié)果有可能發(fā)生延展性及沖擊特性的劣化。
因此，對(duì)于為了制造高強(qiáng)度的鋼材而特別地比通常積極地含有Si及Mn的鋼原材料，實(shí)施適當(dāng)?shù)臒崽幚?，從而抑制了表面的脫碳?？芍纱四芊€(wěn)定地得到通過以往技術(shù)無法制造的、具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度且具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材。
本發(fā)明以上述見解為基礎(chǔ)而作成，以下述的鋼材及其制造方法為要旨。
(1)一種鋼材，其特征在于，具有以下所示的化學(xué)組成：
以質(zhì)量％計(jì)，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超過3.0％且為7.5％以下、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：0.001％～3.0％、
N：0.01％以下、
V：0％～1.0％、
Ti：0％～1.0％、
Nb：0％～1.0％、
Cr：0％～1.0％、
Mo：0％～1.0％、
Cu：0％～1.0％、
Ni：0％～1.0％、
Ca：0％～0.01％、
Mg：0％～0.01％、
REM：0％～0.01％、
Zr：0％～0.01％、
B：0％～0.01％、
Bi：0％～0.01％、且
剩余部分：Fe及雜質(zhì)，
具有脫碳鐵素體層的厚度為5μm以下、殘留奧氏體的體積率為10％～40％的金屬組織，
抗拉強(qiáng)度為980MPa以上。
(2)根據(jù)上述(1)所述的鋼材，其特征在于，在所述金屬組織中，滲碳體的個(gè)數(shù)密度低于2個(gè)/μm2。
(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的鋼材，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，滿足V：0.05％～1.0％。
(4)根據(jù)上述(1)至(3)中的任一項(xiàng)所述的鋼材，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，滿足
Ti：0.003％～1.0％、
Nb：0.003％～1.0％、
Cr：0.01％～1.0％、
Mo：0.01％～1.0％、
Cu：0.01％～1.0％、或
Ni：0.01％～1.0％、
或者它們的任意的組合。
(5)根據(jù)上述(1)至(4)中任一項(xiàng)所述的鋼材，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，滿足
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、
Zr：0.0003％～0.01％、
B：0.0003％～0.01％、或
Bi：0.0003％～0.01％、
或者它們的任意的組合。
(6)根據(jù)上述(1)至(5)中的任一項(xiàng)所述的鋼材，其中，所述殘留奧氏體中的平均C濃度以質(zhì)量％計(jì)為0.60％以下。
(7)一種鋼材的制造方法，其特征在于，具備下述工序：
將鋼原材料按照從500℃至670℃為的期間的平均加熱速度成為1℃/s～5℃/s的方式加熱至670℃以上的溫度的工序，
在所述加熱后，在670℃～780℃的溫度域下保持60s～1200s的工序，和
在所述保持后，按照從所述溫度域至150℃的期間的平均冷卻速度成為5℃/s～500℃/s的方式冷卻至150℃以下的溫度的工序，
其中，所述鋼原材料具有以下所示的化學(xué)組成：
以質(zhì)量％計(jì)，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超過3.0％且為7.5％以下、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：0.001％～3.0％、
N：0.01％以下、
V：0％～1.0％、
Ti：0％～1.0％、
Nb：0％～1.0％、
Cr：0％～1.0％、
Mo：0％～1.0％、
Cu：0％～1.0％、
Ni：0％～1.0％、
Ca：0％～0.01％、
Mg：0％～0.01％、
REM：0％～0.01％、
Zr：0％～0.01％、
B：0％～0.01％、
Bi：0％～0.01％、且
剩余部分：Fe及雜質(zhì)，
所述鋼原材料具有貝氏體及馬氏體的體積率合計(jì)為90％以上、且貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值為1.5以上的金屬組織。
(8)根據(jù)上述(7)所述的鋼材的制造方法，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，滿足V：0.05％～1.0％，
所述鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，由于化學(xué)組成及金屬組成適當(dāng)，因此可得到抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的抗拉強(qiáng)度、和優(yōu)異的延展性及沖擊特性。
具體實(shí)施方式
1.化學(xué)組成
首先，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式涉及的鋼材及其制造中使用的鋼原材料的化學(xué)組成進(jìn)行說明。在以下的說明中，鋼材及其制造中使用的鋼板中所含的各元素的含量的單位即“％”只要沒有特別說明，就表示“質(zhì)量％”。本實(shí)施方式涉及的鋼材及其制造中使用的鋼原材料具有以下所示的化學(xué)組成：C：0.050％～0.35％、Si：0.50％～3.0％、Mn：超過3.0％且為7.5％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.001％～3.0％、N：0.01％以下、V：0％～1.0％、Ti：0％～1.0％、Nb：0％～1.0％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％、Ni：0％～1.0％、Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％、Zr：0％～0.01％、B：0％～0.01％、Bi：0％～0.01％、且剩余部分：Fe及雜質(zhì)。作為雜質(zhì)，可例示出礦石、廢鐵等原材料中所含的物質(zhì)、制造工序中所含的物質(zhì)。
C：0.050％～0.35％
C為有助于強(qiáng)度上升及延展性提高的元素。為了得到具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度、進(jìn)而抗拉強(qiáng)度(TS)與總延伸率(EL)的積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上的鋼材，需要將C含量設(shè)為0.050％以上。但是，含有C超過0.35％時(shí)，沖擊特性劣化。因此，需要將C含量設(shè)為0.35％以下，優(yōu)選設(shè)為0.25％以下。另外，為了得到1000MPa以上的抗拉強(qiáng)度，C含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.080％以上。
Si：0.50％～3.0％
Si是使強(qiáng)度上升、且促進(jìn)奧氏體的生成、有助于延展性提高的元素。為了將積(TS×EL)的值設(shè)為16000MPa·％以上，需要將Si含量設(shè)為0.50％以上。但是，含有Si超過3.0％時(shí)，沖擊特性劣化。為此，Si含量設(shè)為3.0％以下。另外，為了使焊接性提高，Si含量?jī)?yōu)選設(shè)為1.0％以上。
Mn：超過3.0％且為7.5％以下
Mn也與Si同樣，是使強(qiáng)度上升、且促進(jìn)奧氏體的生成、有助于延展性提高的元素。為了將鋼材的抗拉強(qiáng)度設(shè)為980MPa以上、并使積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上，需要含有Mn超過3.0％。但是，含有Mn超過7.5％時(shí)，轉(zhuǎn)爐中的精煉、鑄造顯著地變得困難。為此，Mn含量需要設(shè)為7.5％以下，優(yōu)選設(shè)為6.5％以下。另外，為了得到1000MPa以上的抗拉強(qiáng)度，Mn含量?jī)?yōu)選設(shè)為4.0％以上。
P：0.05％以下
P是作為雜質(zhì)而含有的元素，但是也是有助于強(qiáng)度上升的元素，因此可以積極地含有。但是，含有P超過0.05％時(shí)，焊接性顯著地劣化。為此，P含量設(shè)為0.05％以下。P含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.02％以下。想要得到上述效果的情況下，P含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.005％以上。
S：0.01％以下
S作為雜質(zhì)不可避免地含有，因此，S含量越低越好。特別是S含量超過0.01％時(shí)，焊接性顯著劣化。為此，S含量設(shè)為0.01％以下。S含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.005％以下，更優(yōu)選設(shè)為0.0015％以下。
sol.Al：0.001％～3.0％
Al是具有將鋼脫氧的作用的元素。為了使鋼材健全化，sol.Al含有0.001％以上。另一方面，sol.Al含量超過3.0％時(shí)，鑄造顯著地變得困難。為此，sol.Al含量設(shè)為3.0％以下。sol.Al含量?jī)?yōu)選為0.010％以上，優(yōu)選為1.2％以下。另外，sol.Al含量表示鋼材中的酸可溶性Al的含量。
N：0.01％以下
N作為雜質(zhì)不可避免地含有，因此，N含量越低越好。特別是N含量超過0.01％時(shí)，耐時(shí)效性顯著地劣化。為此，N含量設(shè)為0.01％以下。N含量?jī)?yōu)選為0.006％以下，更優(yōu)選為0.004％以下。
V、Ti、Nb、Cr、Mo、Ni、Ca、Mg、REM、Zr及Bi不是必需元素，是在本實(shí)施方式涉及的鋼材及用于其制造的鋼原材料中可以以規(guī)定量為限度而適當(dāng)?shù)睾械娜芜x元素。
V：0％～1.0％
V是顯著地提高鋼材的屈服強(qiáng)度、同時(shí)防止脫碳的元素。因此，可以含有V。但是，含有V超過1.0％時(shí)，熱加工顯著地變困難。為此，V含量設(shè)為1.0％以下。此外，為了使鋼材的屈服強(qiáng)度為900MPa以上，優(yōu)選含有0.05％以上的V。另外，想要得到1100MPa以上的抗拉強(qiáng)度時(shí)，V含量更優(yōu)選設(shè)為0.15％以上。此外，在鋼原材料中含有V時(shí)，在鋼原材料中，變得容易將貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值調(diào)整為1.5以上。
Ti：0％～1.0％
Nb：0％～1.0％
Cr：0％～1.0％
Mo：0％～1.0％
Cu：0％～1.0％
Ni：0％～1.0％
這些元素是為了穩(wěn)定地確保鋼材的強(qiáng)度而有效果的元素。因此，可以含有選自上述元素中的1種以上。但是，任一者含有超過1.0％時(shí)，熱加工變得困難。為此，各元素的含量各自需要設(shè)為1％以下。想要得到上述效果的情況下，優(yōu)選滿足Ti：0.003％以上、Nb：0.003％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上、Cu：0.01％以上、或Ni：0.01％以上、或者它們的任意的組合。另外，復(fù)合地含有上述元素中的2種以上的情況下，其合計(jì)含量?jī)?yōu)選設(shè)為3％以下。
Ca：0％～0.01％
Mg：0％～0.01％
REM：0％～0.01％
Zr：0％～0.01％
B：0％～0.01％
Bi：0％～0.01％
這些元素是具有提高低溫靭性的作用的元素。因此，可以含有選自上述元素中的1種以上。但是，任一者含有超過0.01％時(shí)，表面性狀劣化。為此，各元素的含量各自需要設(shè)為0.01％以下。想要得到上述效果的情況下，優(yōu)選將選自這些元素中的1種以上的含量設(shè)為0.0003％以上。另外，復(fù)合地含有上述元素中的2種以上的情況下，其合計(jì)含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.05％以下。這里，REM是指Sc、Y及鑭系元素的合計(jì)17種元素，上述REM的含量是指這些元素的合計(jì)含量。鑭系元素的情況下，工業(yè)上以稀土金屬混合物(misch metal)的形式添加。
2.金屬組織
脫碳鐵素體層的厚度：5μm以下
如上所述，脫碳鐵素體層是指通過在熱處理中鋼材的表面脫碳而形成的、由軟質(zhì)的鐵素體相構(gòu)成的組織。此外，脫碳鐵素體層為以面積率計(jì)含有90％以上的呈現(xiàn)為柱狀或多角形狀的鐵素體相的組織。為了具有980MPa以上的高的抗拉強(qiáng)度、并維持優(yōu)異的沖擊特性，需要抑制表層部的脫碳。脫碳鐵素體層的厚度超過5μm時(shí)，不僅鋼材的疲勞特性降低，沖擊特性也降低，因此，脫碳鐵素體層的厚度設(shè)為5μm以下。
殘留奧氏體的體積率：10％～40％
本發(fā)明的實(shí)施方式涉及的鋼材中，為了具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度、并顯著提高鋼材的延展性，需要將殘留奧氏體的體積率設(shè)為10％以上。另一方面，殘留奧氏體的體積率超過40％時(shí)，耐延遲斷裂特性劣化。為此，殘留奧氏體的體積率設(shè)為40％以下。
滲碳體的個(gè)數(shù)密度：低于2個(gè)/μm2
在本發(fā)明的實(shí)施方式涉及的鋼材中，為了顯著提高沖擊特性，優(yōu)選將滲碳體的個(gè)數(shù)密度設(shè)為低于2個(gè)/μm2。另外，滲碳體的個(gè)數(shù)密度越小越好，因此，關(guān)于下限，沒有特別設(shè)定。
殘留奧氏體中的平均C濃度：0.60％以下
此外，將殘留奧氏體中的平均C濃度以質(zhì)量％計(jì)設(shè)為0.60％以下時(shí)，伴隨著TRIP現(xiàn)象而生成的馬氏體變成軟質(zhì)，可抑制微裂紋的產(chǎn)生，顯著提高鋼材的沖擊特性。因此，殘留奧氏體中的平均C濃度以質(zhì)量％計(jì)優(yōu)選設(shè)為0.60％以下。殘留奧氏體中的平均C濃度越低越優(yōu)選，因此，下限沒有特別設(shè)定。
3.機(jī)械性質(zhì)
本發(fā)明的實(shí)施方式涉及的鋼材具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。鋼材的抗拉強(qiáng)度優(yōu)選為1000MPa以上。此外，根據(jù)本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材，可得到優(yōu)異的延展性和沖擊特性。例如，可得到抗拉強(qiáng)度和總延伸率的積的值為16000MPa·％以上的延展性。例如，可得到0℃下的夏比試驗(yàn)的沖擊值為30J/cm2以上的沖擊特性。進(jìn)而，在鋼材含有V的情況下，例如，可得到屈服強(qiáng)度為900MPa以上的0.2％屈服應(yīng)力(屈服強(qiáng)度)。
4.制造方法
關(guān)于本發(fā)明的鋼材的制造方法，沒有特別限制，但是，例如，可通過對(duì)具有上述化學(xué)組成的鋼原材料實(shí)施如下所示的熱處理來制造。
4－1鋼原材料
作為供于熱處理的鋼原材料，例如使用具有貝氏體及馬氏體的體積率合計(jì)為90％以上、且貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值為1.5以上的金屬組織的鋼原材料。此外，優(yōu)選貝氏體及馬氏體的體積率合計(jì)為95％以上。進(jìn)而，鋼原材料的V含量為0.05％～1.0％時(shí)，優(yōu)選鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。
鋼原材料中的貝氏體及馬氏體的體積率合計(jì)低于90％時(shí)，使鋼材的抗拉強(qiáng)度為980MPa以上變得困難。進(jìn)而，殘留奧氏體的體積率變低，延展性有可能劣化。此外，貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比增大時(shí)，滲碳體相對(duì)于鋼板表面平行地析出，脫碳被遮蔽。貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值低于1.5時(shí)，脫碳的遮蔽變得不充分，生成脫碳鐵素體層。此外，貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值低于1.5時(shí)，促進(jìn)滲碳體的核生成，滲碳體微細(xì)分散，因而個(gè)數(shù)密度變高。另外，長(zhǎng)寬比為對(duì)于貝氏體及馬氏體的原奧氏體晶粒從與軋制方向垂直的截面(以下稱為L(zhǎng)截面)觀察時(shí)的各晶粒的長(zhǎng)徑除以短徑而得到的值。此外，采用對(duì)于觀察面中的全部晶粒求出的長(zhǎng)寬比的平均值。
此外，鋼中所含的V中固溶的V低于70％的情況下，在熱處理后，得不到所希望的屈服強(qiáng)度。進(jìn)而，由于熱處理中的奧氏體成長(zhǎng)延遲，因此殘留奧氏體的體積率有可能變低。因此，優(yōu)選鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。V的固溶量例如可以通過將鋼原材料電解提取后將殘?jiān)肐CP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry，電感耦合等離子體發(fā)射光譜法)進(jìn)行分析來測(cè)定。
上述鋼原材料例如可以通過較低溫度的熱軋來制造。具體而言，以精軋溫度為800℃以下且最終道次的壓下率成為10％以上的方式進(jìn)行熱軋，在精軋結(jié)束后3s以內(nèi)以20℃/s以上的平均冷卻速度驟冷至600℃以下的溫度。這樣的較低溫度的熱軋通常因生成未再結(jié)晶晶粒而被避免。此外，在鋼原材料含有0.05％以上的V的情況下，以精軋溫度為950℃以下且最終道次的壓下率成為10％以上的方式進(jìn)行熱軋，在精軋的結(jié)束后3s以內(nèi)以20℃/s以上的平均冷卻速度驟冷至600℃以下的溫度。特別是含有V的情況下，容易使貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值成為1.5以上。此外，若是貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比的平均值為1.5以上的鋼組織，則也可以對(duì)該鋼原材料進(jìn)行回火。
4－2熱處理
如上所述，本發(fā)明的鋼材可通過對(duì)上述鋼原材料實(shí)施下述處理來制造。關(guān)于各步驟，以下詳細(xì)說明。
a)加熱步驟
首先，將上述鋼原材料按照從500℃至670℃的期間的平均加熱速度成為1℃/s～5℃/s的方式加熱至670℃以上的溫度。滲碳體具有抑制熱處理中的脫碳的作用，但是，若粗大的滲碳體殘存于鋼材中，則沖擊特性顯著劣化。因此，容易控制滲碳體的粒徑及析出反應(yīng)的從500℃至670℃的期間的溫度控制極其重要。
平均加熱速度低于1℃/s時(shí)，滲碳體變得粗大，脫碳被抑制。但是，粗大的滲碳體殘存在熱處理后的鋼材中，沖擊特性劣化。進(jìn)而，奧氏體的生成變得不充分，延展性有可能劣化。另一方面，平均加熱速度超過5℃/s時(shí)，在熱處理中滲碳體容易溶解，變得無法抑制熱處理中的脫碳反應(yīng)。
另外，在加熱至500℃為止時(shí)，優(yōu)選將平均加熱速度設(shè)為0.2℃/s～500℃/s。平均加熱速度低于0.2℃/s時(shí)，生產(chǎn)性降低。另一方面，平均加熱速度超過500℃/s時(shí)，因溫度瞬間超越(overshoot)等，500℃至670℃的期間的溫度控制有可能變得困難。
b)保持步驟
上述加熱后，在670℃～780℃的溫度域中保持60s～1200s。保持溫度低于670℃時(shí)，不僅延展性劣化，而且有可能變得難以使鋼材的抗拉強(qiáng)度成為980MPa以上。另一方面，保持溫度超過780℃時(shí)，無法將鋼材的殘留奧氏體的體積率設(shè)為10％以上，延展性的劣化有可能變得顯著。
此外，保持時(shí)間低于60s時(shí)，生成的組織和抗拉強(qiáng)度不穩(wěn)定，因此有可能難以確保980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。另一方面，保持時(shí)間超過1200s時(shí)，內(nèi)部氧化變得顯著，不僅沖擊特性劣化，而且容易生成脫碳鐵素體層。保持時(shí)間優(yōu)選為120s以上，優(yōu)選為900s以下。
c)冷卻步驟
上述的加熱保持后，按照從上述溫度域至150℃的期間的平均冷卻速度成為5℃/s～500℃/s的方式冷卻至150℃以下的溫度。平均冷卻速度低于5℃/s時(shí)，軟質(zhì)的鐵素體及珠光體過度生成，有可能難以使鋼材的抗拉強(qiáng)度成為980MPa以上。另一方面，若平均冷卻速度超過500℃/s，則容易發(fā)生淬裂。
優(yōu)選平均冷卻速度為8℃/s以上，優(yōu)選為100℃/s以下。只要將至150℃為止的平均冷卻速度設(shè)為5℃/s～500℃/s即可，150℃以下的冷卻速度可以與上述范圍相同，也可以不同。
此外，在冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中，C容易偏向存在于奧氏體中。因此，為了將鋼材的殘留奧氏體中的平均C濃度設(shè)為0.60％以下，優(yōu)選按照上述溫度域中的滯留時(shí)間為40s以下的方式進(jìn)行冷卻。
以下，通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更具體地說明，但是，本發(fā)明并不限定于這些實(shí)施例。
實(shí)施例
將具有表1所示的化學(xué)組成和表2所示的金屬組織的鋼原材料按表3所示的條件供于熱處理。
表1
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
表2
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的化學(xué)組成的范圍。
表示貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比。
表3
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
#1表示從500℃至670℃的期間的平均加熱速度。
#2表示到達(dá)保持溫度后，在該溫度下保持的時(shí)間。
#3表示從保持溫度至150℃的期間的平均冷卻速度。
#4表示冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中的滯留時(shí)間。
使用的鋼原材料將通過實(shí)驗(yàn)室熔煉的板坯在表2所示的條件下熱加工而制造。將該鋼原材料切斷成厚度為1.6mm、寬度為100mm、長(zhǎng)度為200mm的尺寸，按照表3的條件加熱、保持及冷卻。將熱電偶貼附在鋼原材料表面，進(jìn)行熱處理中的溫度測(cè)定。表3所示的平均加熱速度為從500℃至670℃的期間的值，保持時(shí)間為到達(dá)保持溫度后，在該溫度下保持的時(shí)間。此外，平均冷卻速度為從保持溫度至150℃的期間的值，滯留時(shí)間為冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中的滯留時(shí)間。
關(guān)于熱處理前的鋼原材料的金屬組織、通過熱處理得到的鋼材的金屬組織及機(jī)械性質(zhì)，按照以下說明，通過金屬組織觀察、X射線衍射測(cè)定、拉伸試驗(yàn)、及夏比沖擊試驗(yàn)進(jìn)行了調(diào)查。
＜鋼原材料的金屬組織＞
將鋼原材料的L截面用電子顯微鏡進(jìn)行觀察及拍攝，通過對(duì)合計(jì)0.04mm2的區(qū)域進(jìn)行解析，測(cè)定了貝氏體及馬氏體的面積率及長(zhǎng)寬比。并且，由于鋼原材料的組織為各向同性，因此，將上述面積率的值設(shè)為貝氏體及馬氏體的體積率。另外，關(guān)于長(zhǎng)寬比，通過對(duì)于貝氏體及馬氏體的原奧氏體晶粒將各晶粒的長(zhǎng)徑除以短徑而求出，算出其平均值。
觀察位置避開中心偏析部，設(shè)為板厚的約1/4的位置(1/4t的位置)。避開中心偏析部的理由如下所述。中心偏析部有時(shí)相對(duì)于鋼材的代表性的金屬組織具有局部地不同的金屬組織。但是，中心偏析部相對(duì)于板厚整體為微小的區(qū)域，對(duì)鋼材的特性幾乎沒有影響。即，中心偏析部的金屬組織不能說代表了鋼材的金屬組織。因此，在金屬組織的鑒定中，優(yōu)選避開中心偏析部。
＜鋼原材料的固溶V量＞
將鋼原材料電解提取后，通過將殘?jiān)肐CP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)進(jìn)行分析，測(cè)定在該鋼原材料中固溶的V的量。
＜鋼材的金屬組織＞
從各鋼材寬度為20mm、長(zhǎng)度為20mm的試驗(yàn)片，對(duì)該試驗(yàn)片實(shí)施化學(xué)研磨而減厚0.4mm，對(duì)于化學(xué)研磨后的試驗(yàn)片的表面實(shí)施了3次X射線衍射。對(duì)得到的輪廓進(jìn)行解析，對(duì)各自進(jìn)行平均而算出殘留奧氏體的體積率。
＜?xì)埩魥W氏體中的平均C濃度＞
對(duì)通過X射線衍射得到的輪廓進(jìn)行解析，算出奧氏體的晶格常數(shù)，基于下式，確定了殘留奧氏體中的平均C濃度。
c＝(a－3.572)/0.033
其中，上述式中的各記號(hào)的意思如下所述。
a：奧氏體的晶格常數(shù)
c：殘留奧氏體中的平均C濃度(質(zhì)量％)
＜脫碳鐵素體層的厚度＞
將鋼材的L截面用電子顯微鏡進(jìn)行觀察、拍攝，對(duì)鋼板表面的1mm區(qū)域進(jìn)行解析，由此測(cè)定了脫碳鐵素體層的厚度。
＜滲碳體的個(gè)數(shù)密度＞
關(guān)于滲碳體的個(gè)數(shù)密度，通過對(duì)合計(jì)2500μm2的區(qū)域進(jìn)行解析，測(cè)定了滲碳體的個(gè)數(shù)密度。
＜拉伸試驗(yàn)＞
從各鋼材采集厚度為1.6mm的JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，按照J(rèn)IS Z 2241(2011)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定了TS(抗拉強(qiáng)度)、YS(屈服強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力)及EL(總延伸率)。此外，由該TS和EL計(jì)算了TS×EL的值。
＜沖擊特性＞
將各鋼材的表背面按照厚度成為1.2mm的方式進(jìn)行研削，制作了V型缺口試驗(yàn)片。將該試驗(yàn)片4片層疊并螺旋夾住后，根據(jù)JIS Z 2242(2005)供于夏比沖擊試驗(yàn)。關(guān)于沖擊特性，將0℃下的沖擊值為30J/cm2以上的情況設(shè)為良好(○)，將低于30J/cm2的情況設(shè)為不良(×)。
將鋼原材料的金屬組織觀察的結(jié)果示于表2，將X射線衍射測(cè)定、拉伸試驗(yàn)及夏比沖擊試驗(yàn)的結(jié)果匯總示于表4。
表4
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
#表示因殘留奧氏體的體積率不滿足條件而未測(cè)定。
如表2～4所示，作為比較例的試驗(yàn)編號(hào)2、4、9、34及44由于鋼原材料的貝氏體及馬氏體的長(zhǎng)寬比低于1.5，因此，脫碳鐵素體層的厚度超過5μm，其結(jié)果是，沖擊特性差。試驗(yàn)編號(hào)8及39由于平均冷卻速度低，因而珠光體過剩地生成，未得到980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。試驗(yàn)編號(hào)3起因于熱處理中的平均加熱速度高，脫碳鐵素體層的厚度成為5μm以上，其結(jié)果是，沖擊特性差。
試驗(yàn)編號(hào)11由于Si含量高于規(guī)定范圍，因而沖擊特性差。試驗(yàn)編號(hào)14由于C含量高于規(guī)定范圍，因而沖擊特性差。試驗(yàn)編號(hào)13及32由于熱處理中的保持溫度高，因而殘留奧氏體的體積率變低，其結(jié)果是，延展性差。試驗(yàn)編號(hào)17由于熱處理中的保持時(shí)間長(zhǎng)，因而脫碳鐵素體層的厚度成為5μm以上，其結(jié)果是，沖擊特性差。
試驗(yàn)編號(hào)18及26的Mn含量低于規(guī)定范圍，試驗(yàn)編號(hào)24的C含量低于規(guī)定范圍，試驗(yàn)編號(hào)29的Si含量低于規(guī)定范圍，因此，不僅延展性差，而且未得到980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。試驗(yàn)編號(hào)23由于熱處理中的加熱速度低，因而殘留奧氏體的體積率變低，其結(jié)果是，延展性惡化，進(jìn)而沖擊特性差。試驗(yàn)編號(hào)31由于熱處理中的保持時(shí)間短，因而生成的組織和抗拉強(qiáng)度不穩(wěn)定，未得到980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。試驗(yàn)編號(hào)40由于貝氏體及馬氏體的體積率合計(jì)低于90％，因此，試驗(yàn)編號(hào)43的熱處理中的保持溫度低，因而殘留奧氏體的體積率降低，其結(jié)果是，延展性差，進(jìn)而未得到980MPa以上的抗拉強(qiáng)度。
另一方面，作為本發(fā)明例的試驗(yàn)編號(hào)1、5～7、10、12、15、16、19～22、25、27、28、30、33、35～38、41、42及45～47具有980MPa以上的抗拉強(qiáng)度，并且抗拉強(qiáng)度與總延伸率的積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上，延展性優(yōu)異，進(jìn)而0℃下的夏比試驗(yàn)的沖擊值為30J/cm2以上，沖擊特性也良好。
產(chǎn)業(yè)上的可利用性
根據(jù)本發(fā)明，可利用于例如汽車相關(guān)產(chǎn)業(yè)、能源相關(guān)產(chǎn)業(yè)及建筑相關(guān)產(chǎn)業(yè)。