CN104583444B - 钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种钢材，以质量％计为，C：超过0.05％～0.18％、Mn：1％～3％、Si：超过0.5％～1.8％、Al：0.01％～0.5％、N：0.001％～0.015％、V、Ti的任意一者或者两者：总计为0.01％～0.3％、Cr：0％～0.25％、Mo：0％～0.35％，余量：Fe以及杂质；以面积％计，含有80％以上的贝氏体并且含有总计为5％以上的选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上，前述贝氏体的平均块尺寸不足2.0μm，前述铁素体、马氏体以及奥氏体整体的平均粒径不足1.0μm，前述贝氏体的平均纳米硬度为4.0GPa～5.0GPa，当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物以300nm以下的平均颗粒间隔存在。

Description

钢材
技术领域
本发明涉及钢材，具体而言，涉及负载冲击载荷时的裂纹的产生被抑制、此外有效流动应力高、适合作为冲击吸收构件的原材料的钢材。本申请要求基于2012年8月21日在日本提出的日本特愿2012-182710号的优先权，将其内容引用于此。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，作为减少来自汽车的CO2排出量的一环，要求汽车车身的轻量化，指向汽车用钢材的高强度化。这是因为通过提高钢材的强度，使汽车用钢材的薄壁化成为可能。另一方面，对于汽车的碰撞安全性提高的社会的要求也进一步提高，不仅期望钢材的高强度化、而且期望开发在行驶中发生碰撞时的耐冲击性也优异的钢材。
在此，碰撞时的汽车用钢材的各部位承受数10(s-1)以上的高应变速率地变形，因此要求动态强度特性优异的高强度钢材。
作为这样的高强度钢材，已知有静动差(静态强度与动态强度的差)高的低合金TRIP钢、具有以马氏体为主体的第2相的多相组织钢之类的高强度多相组织钢材。
关于低合金TRIP钢，例如，专利文献1中公开了动态变形特性优异的汽车碰撞能量吸收用的加工诱发相变型高强度钢板(TRIP钢板)。
此外，关于具有以马氏体为主体的第2相的多相组织钢板，公开了如下所述的发明。
专利文献2中公开了包含微细的铁素体粒，晶体粒径为1.2μm以下的纳米晶粒的平均粒径ds与晶体粒径超过1.2μm的微米晶粒的平均晶体粒径dL满足dL/ds≥3的关系的、强度与延性平衡优异、并且静动差为170MPa以上的高强度钢板。
专利文献3中公开了包含平均粒径为3μm以下的马氏体与平均粒径为5μm以下的马氏体的2相组织，静动比高的钢板。
专利文献4中公开了含有75％以上的平均粒径为3.5μm以下的铁素体相，余量包含回火马氏体的冲击吸收特性优异的冷轧钢板。
专利文献5中公开了施加预应变、制成由铁素体和马氏体构成的2相组织，5×102～5×103/s的应变速度下的静动差满足60MPa以上的冷轧钢板。
此外，专利文献6中公开了仅由85％以上的贝氏体和马氏体等硬质相构成的耐冲击特性优异的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-80879号公报
专利文献2：日本特开2006-161077号公报
专利文献3：日本特开2004-84074号公报
专利文献4：日本特开2004-277858号公报
专利文献5：日本特开2000-17385号公报
专利文献6：日本特开平11-269606号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，以往的作为冲击吸收构件的原材料的钢材具有如下所述的问题。即，为了提高冲击吸收构件(以下也仅称为“构件”)的冲击吸收能量，作为冲击吸收构件的原材料的钢材(以下也仅称为“钢材”)的高强度化是必须的。
顺带一提，如“塑性と加工”第46卷第534号641～645页中公开了以如下方式赋予确定冲击吸收能量的平均载荷(Fave)，冲击吸收能量大幅依赖于钢材的板厚。
Fave∝(σY·t2)/4
σY：有效流动应力
t：板厚
因此，仅将钢材高强度化对于使冲击吸收构件兼具薄壁化与高冲击吸收性能是有限度的。
在此，流动应力是为了在塑性变形的开始时或者开始后继续引起塑性变形所需的应力，有效流动应力意味着考虑了钢材的板厚、形状、冲击时施于构件的应变速率的塑性流动应力。
另一方面，例如国际公开第2005/010396号小册子、国际公开第2005/010397号小册子、以及国际公开第2005/010398号小册子中所公开的那样，冲击吸收构件的冲击吸收能量也大幅依赖于其形状。
即，将冲击吸收构件的形状最适化以使塑性变形作功量增大，从而存在将冲击吸收构件的冲击吸收能量飞跃性地提高至仅将钢材高强度化所达不到的水平的可能性。
然而，即便将冲击吸收构件的形状最适化以使塑性变形作功量增大，钢材若不具有能够耐受其塑性变形作功量的变形能，则在完成假定的塑性变形之前，冲击吸收构件会提早产生裂纹，结果不能使塑性变形作功量增大，不能飞跃性地提高冲击吸收能量。此外，冲击吸收构件提早产生裂纹时，有可能导致损伤邻接于该冲击吸收构件而配置的其它的构件等不能预见的事态。
以往基于冲击吸收构件的冲击吸收能量依赖于钢材的动态强度的技术思想，指向提高钢材的动态强度，但仅指向提高钢材的动态强度时存在导致显著的变形能的降低的情况。因此，即便将冲击吸收构件的形状最适化以使塑性变形作功量增大，也不一定可以飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能量。
此外，最初以基于上述技术思想制造的钢材的使用为前提，研究了冲击吸收构件的形状，因此冲击吸收构件的形状的最适化当初是以已知的钢材的变形能为前提进行研究的，提高钢材的变形能、并且将冲击吸收构件的形状最适化以使塑性变形作功量增大的研究本身到目前为止还不充分。
本发明的课题在于提供有效流动应力高、因此冲击吸收能量高同时负载冲击载荷时的裂纹的产生被抑制的、作为冲击吸收构件的原材料适宜的钢材和其制造方法。
用于解决问题的方案
如上所述，为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能量，重要的是，不仅将钢材最适化，而且将冲击吸收构件的形状最适化，使得塑性变形作功量增大。
关于钢材，为了使能够增大塑性变形作功量的冲击吸收构件的形状的最适化成为可能，重要的是提高有效流动应力使得塑性变形作功量增大并抑制负载冲击载荷时的裂纹的产生。
本发明人等为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能量，对于钢材，深入研究抑制负载冲击载荷时的裂纹的产生、进而提高有效流动应力的方法，得到以下列举的新的见解。
[冲击吸收能量的提高]
(1)为了提高钢材的冲击吸收能量，提高赋予5％的真应变时的有效流动应力(以下记载为“5％流动应力”)是有效的。
(2)为了提高5％流动应力，提高屈服强度与低应变区域的加工硬化系数是有效的。
(3)为了提高屈服强度，制成以贝氏体为主相的钢组织是有效的。
(4)对于以贝氏体为主相的钢材，为了提高低应变区域的加工硬化系数，使微细析出物以高密度存在是有效的。
[抑制负载冲击载荷时的裂纹的产生]
(5)对于冲击吸收构件，若在负载冲击载荷时产生裂纹，则冲击吸收能量降低。此外，也存在使邻接于该构件的其它的构件损伤的情况。
(6)提高钢材的强度尤其是屈服强度时，对于负载冲击载荷时的裂纹(以下，也称为“冲击裂纹”)的敏感性(以下，也称为“冲击裂纹敏感性”)变高。
(7)为了抑制冲击裂纹的产生，提高均匀延性、局部延性以及断裂韧性是有效的。
(8)对于以贝氏体为主相的钢材，可以通过使作为主相的贝氏体微细化从而提高延性。
(9)对于以贝氏体为主相的钢材，制成含有选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上作为第2相的钢材，谋求它们的微细化时，可以进一步提高局部延性。
(10)对于以贝氏体为主相的钢材，为了提高断裂韧性，制成在第2相中含有铁素体的组织是有效的。但是，粗大的铁素体导致屈服应力以及压溃载荷的降低，因此需要微细化。
(11)对于以贝氏体为主相的钢材，为了提高均匀延性，制成在第2相中含有奥氏体的组织是有效的。但是，粗大的奥氏体由于应变诱发相变为马氏体相时，对断裂韧性产生不良影响，因此需要微细化。
(12)对于以贝氏体为主相的钢材，为了提高断裂韧性，制成在第2相中含有马氏体的组织是有效的。但是，粗大的马氏体对断裂韧性产生不良影响，因此需要微细化。
本发明是基于上述的新的见解而成的，其主旨如以下所述。
[1]一种钢材，以质量％计为，
C：超过0.05％～0.18％、
Mn：1％～3％、
Si：超过0.5％～1.8％、
Al：0.01％～0.5％、
N：0.001％～0.015％，
V、Ti的任意一者或者两者：总计为0.01％～0.3％、
Cr：0％～0.25％、
Mo：0％～0.35％，
余量：Fe以及杂质；
以面积％计，含有80％以上的贝氏体并且含有总计为5％以上的选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上，
所述贝氏体的平均块尺寸不足2.0μm，所述铁素体、马氏体以及奥氏体整体的平均粒径不足1.0μm，
所述贝氏体的平均纳米硬度为4.0GPa～5.0GPa，
当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物以300nm以下的平均颗粒间隔存在。
[2]根据[1]所述的钢材，其中，以质量％计，含有选自由Cr：0.05％～0.25％、Mo：0.1％～0.35％组成的组中的1种或者2种。
发明的效果
根据本发明，可以抑制或者消除负载冲击载荷时的冲击吸收构件的裂纹的产生，进而可以得到有效流动应力高的冲击吸收构件，因此可以飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能量。通过应用所述冲击吸收构件，可以进一步提高汽车等制品的碰撞安全性，因此在产业上极其有益。
附图说明
图1表示实施例中采用的连续退火热处理的加热曲线。
具体实施方式
以下，对于本发明进行详细地说明。以下的说明中，关于钢的化学组成的％为质量％。
1.化学组成
需要说明的是，对于化学组成，以下示出的“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。
(1)C：超过0.05％～0.18％
C具有促进作为主相的贝氏体、作为第2相的奥氏体的生成的作用；通过提高第2相的强度从而提高屈服强度以及拉伸强度的作用；以及通过固溶强化对钢进行强化，提高屈服强度以及拉伸强度的作用。进而，具有与Ti、V键合使MX型的微细碳化物析出，提高屈服应力以及低应变区域的加工硬化系数的作用。C含量为0.05％以下时，存在难以得到基于上述作用的效果的情况。因此，C含量设为超过0.05％。另一方面，C含量超过0.18％时，存在马氏体、奥氏体过量地生成，促进负载冲击载荷时的裂纹的产生的情况。因此，C含量设为0.18％以下。优选为0.15％以下、进一步优选为0.13％以下。需要说明的是，本发明包括C含量为0.18％的情况。
(2)Mn：1％～3％
Mn具有通过提高淬透性从而促进贝氏体的生成的作用；通过固溶强化从而对钢进行强化、提高屈服强度以及拉伸强度的作用。Mn含量不足1％时，存在难以得到基于上述作用的效果的情况。因此，Mn含量设为1％以上。优选为1.5％以上。另一方面，Mn含量超过3％时，存在马氏体、奥氏体过量地生成，导致局部延性显著的降低的情况。因此，Mn含量设为3％以下。优选为2.5％以下。需要说明的是，本发明包括Mn含量为1％的情况和3％的情况。
(3)Si：超过0.5％～1.8％
Si具有通过抑制贝氏体、马氏体中的碳化物的生成，从而提高均匀延性、局部延性的作用；以及通过固溶强化对钢进行强化，使屈服强度以及拉伸强度提高的作用。Si的含量为0.5％以下时，存在难以得到基于上述作用的效果的情况。因此，Si量设为超过0.5％。优选为0.8％以上、进一步优选为1％以上。另一方面，Si含量超过1.8％时，存在奥氏体过量地残留，冲击裂纹敏感性显著地变高的情况。因此，Si含量设为1.8％以下。优选为1.5％以下、进一步优选为1.3％以下。需要说明的是，本发明包括Si含量为1.8％的情况。
(4)Al：0.01％～0.5％
Al存在通过脱氧抑制钢中的夹杂物的生成，防止冲击裂纹的作用。Al含量不足0.01％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，Al含量设为0.01％以上。另一方面，Al含量超过0.5％时，氧化物、氮化物粗大化，反而助长冲击裂纹。因此，Al含量设为0.5％以下。需要说明的是，本发明包括Al含量为0.01％的情况和0.5％的情况。
(5)N：0.001％～0.015％
N具有通过生成氮化物，从而抑制奥氏体、铁素体的晶粒生长，通过将组织微细化、从而抑制冲击裂纹的作用。N含量不足0.001％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，N含量设为0.001％以上。另一方面，N含量超过0.015％时，氮化物粗大化、反而助长冲击裂纹。因此，N含量设为0.015％以下。需要说明的是，本发明包括N含量为0.001％的情况和0.015％的情况。
(6)V、Ti的任意一者或者两者总计为0.01％～0.3％
V以及Ti具有在钢中生成VC、TiC等碳化物，通过对于铁素体的晶粒生长的钉扎效应抑制晶粒的粗大化，抑制冲击裂纹的作用。进而，具有通过基于VC、TiC的析出强化对钢进行强化，使屈服强度以及拉伸强度提高的作用。因此，含有V、Ti的任意一者或者两者。V和Ti的总计含量(以下，也称为“(V+Ti)含量”)不足0.01％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，(V+Ti)含量设为0.01％以上。另一方面，(V+Ti)含量超过0.3％时，VC或者TiC过量地生成，反而提高冲击裂纹敏感性。因此、(V+Ti)含量设为0.3％以下。本发明包括V和Ti的总计的含量为0.01％的情况和0.3％的情况。可以任意为仅含有0.01％～0.3％的V的情况、仅含有0.01％～0.3％的Ti的情况、总计含有0.01％～0.3％的V和Ti这两者的情况。
此外，作为任意含有元素，可以含有Cr、Mo的1种或2种。
(7)Cr：0％～0.25％、
Cr为任意含有元素，具有通过提高淬透性而促进贝氏体的生成的作用；以及通过固溶强化对钢进行强化，提高屈服强度以及拉伸强度的作用。为了更确实地得到这些作用，优选Cr：0.05％以上。然而，Cr含量超过0.25％时，马氏体相过量地生成、提高冲击裂纹敏感性。因此，Cr含量设为0.25％以下。需要说明的是，本发明包括Cr的含量为0.25％的情况。
(8)Mo：0％～0.35％、
与Cr同样地，Mo为任意含有元素，具有提高淬透性，促进贝氏体、马氏体的生成的作用；以及通过固溶强化对钢进行强化，提高屈服强度以及拉伸强度的作用。为了更确实地得到这些作用，优选Mo：0.1％以上。然而，Mo含量超过0.35％时，马氏体相过量地生成，提高冲击裂纹敏感性。因此，含有Mo时，其含量设为0.35％以下。需要说明的是，本发明包括Mo的含量为0.35％的情况。
本发明的钢材含有以上的必须含有元素，进而根据需要含有任意含有元素，余量为Fe以及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原料中包含的物质，在制造工序中含有的物质。但是，在不损害作为本发明的目标的钢材的特性的范围内，允许含有其它的成分。例如，P、S在钢中作为杂质而含有，期望如下地限制P、S。
P：0.02％以下、
P使晶界脆弱、导致热加工性的恶化。因此，P的上限设为0.02％以下。P含量期望越少越好，若以在现实的制造工序和制造成本的范围内进行脱P为前提，则P的上限为0.02％。期望为0.015％以下。
S：0.005％以下、
S使晶界脆弱，导致热加工性、延性劣化。因此，S的上限设为0.005％以下。S含量期望越少越好，若以在现实的制造工序和制造成本的范围内进行脱S为前提，则S的上限为0.005％。期望为0.002％以下。
2.钢组织
对于本发明的钢组织，为了通过得到高屈服强度和在低应变区域的高加工硬化系数而提高有效流动应力并且兼具耐冲击裂纹性，以块尺寸微细的贝氏体作为主相，进而通过微细析出物提高塑性流动应力。
(1)贝氏体面积率：80％以上
作为主相的贝氏体的面积率不足80％时，难以确保高屈服强度。因此，作为主相的贝氏体的面积率设为80％以上。贝氏体的面积率优选为85％以上、更优选为超过90％。
(2)贝氏体的平均块尺寸：不足2.0μm
可以通过使作为主相的贝氏体微细化从而提高延性。贝氏体的平均块尺寸为2.0μm以上时，难以提高延性。因此，贝氏体的平均块尺寸设为不足2.0μm。该块尺寸优选为1.5μm以下。
(3)含有总计为5％以上的选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上，前述铁素体、马氏体以及贝氏体整体的平均粒径不足1.0μm
对于以贝氏体为主相的钢材，将第2相制成包含选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上的相，谋求它们的微细化时，可以进一步提高局部延性。铁素体、马氏体以及奥氏体的总计面积率不足5％，或者铁素体、马氏体以及奥氏体整体的平均粒径为1.0μm以上时，难以进一步提高局部延性。因此，含有总计为5％以上的选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上，并且将前述铁素体、马氏体以及奥氏体整体的平均粒径设为不足1.0μm。
需要说明的是，第2相中含有铁素体时，可以提高断裂韧性，含有奥氏体时，可以提高均匀伸长率，含有马氏体时，可以提高强度。在除作为主相的贝氏体以外的第2相中，存在除铁素体、马氏体以及奥氏体之外不可避免地含有渗碳体、珠光体的情况，这样的不可避的组织若为5面积％以下则是允许的。
(4)贝氏体的平均纳米硬度：4.0GPa以上且5.0GPa以下
贝氏体的平均纳米硬度不足4.0GPa时，对于贝氏体面积率为80％以上的钢材来说，难以确保980MPa以上的拉伸强度。因此，贝氏体的平均纳米硬度设为4.0GPa以上。另一方面，贝氏体的平均纳米硬度超过5.0GPa时，难以抑制负载冲击载荷时的裂纹的产生。因此，贝氏体的平均纳米硬度设为5.0GPa以下。
在此，纳米硬度为使用纳米压痕法通过测定贝氏体块内的纳米硬度而得到的值。本发明中，采用使用角锥压头以压入载荷500μN得到的纳米硬度。
(5)当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物的平均颗粒间隔：300nm以下
在以贝氏体为主相的钢材中，第2相的析出位点为原奥氏体晶界，为了第2相的微细化，需要奥氏体粒的微细化。对于奥氏体粒微细化的方法进行过各种研究，结果明确如后所述采用适宜的热轧条件、热处理条件，谋求基于MX型碳化物的钉扎效应，从而大幅抑制晶粒的粗大化。
MX型碳化物为具有NaCl型的晶体结构的碳化物，由V和/或Ti与C构成。发挥钉扎效应的MX型碳化物的尺寸以当量圆直径计为10nm以上。MX型碳化物的尺寸以当量圆直径计不足10nm时，不能期待相对于晶界的移动的钉扎效应。因此，通过使当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物存在从而谋求组织的微细化，但其平均颗粒间隔超过300nm时，难以得到足够的钉扎效应。因此，使当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物以300nm以下的平均颗粒间隔存在。
当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物的密度越高越优选，因此其平均颗粒间隔的下限没有特别规定，现实上为50nm以上。MX碳化物的尺寸的上限没有特别规定，过度粗大时，反而存在对延性产生不良影响的可能性，因此MX碳化物尺寸的上限(当量圆直径)优选设为50nm。
3.特性
本发明所述的钢材在有效流动应力高、冲击吸收能量高、同时抑制负载冲击载荷时的裂纹的产生的方面具有特征。该特征如后述的实施例所示由5％流动应力高、平均压溃载荷高、以及压弯试验中的稳定压弯率高而被证实。5％流动应力为700MPa以上是优选的。
作为其它的机械性质，可以列举出拉伸强度为982MPa以上、均匀伸长率(总伸长率)为7％以上、扩孔率以基于日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996的测定法计为120％以上的高强度且延性以及扩孔性优异。
4.制造方法
本发明的钢材可以通过例如以下的制造方法(1)～(3)而得到。
制造方法(1)：热轧材(无热处理)
为了以热轧状态得到本发明的钢材，优选的是，在热轧工序中，使VC、TiC适当地析出，利用基于VC、TiC的钉扎效应抑制晶粒的粗大化、并且控制热历程，从而谋求多相组织的最适化。
首先，使具有上述化学组成的板坯为1200℃以上，实施总压下率50％以上的多道次轧制，在800℃以上且950℃以下的温度区域完成轧制。在轧制完成后0.4秒钟以内，以600℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的温度区域，在300℃以上且500℃以下的温度区域卷取而制成热轧钢板。
通过上述的热轧以及冷却，以热轧状态得到MX型碳化物分散、以块尺寸微细的贝氏体组织为主体的钢组织。
不满足上述的热轧条件时，奥氏体粗大化，并且MX型碳化物的析出密度降低，因此存在不能得到作为目标的钢组织、延性和强度降低的情况。此外，不满足上述的冷却条件的情况下，存在在冷却过程中的铁素体的生成过量，并且贝氏体的块尺寸过大，不能得到期望的冲击特性的情况。
该制造方法(1)中，热轧实质上完成之后，在0.4秒钟以内以600℃/秒以上的冷却速度进行骤冷至500℃以下的温度区域。热轧的实质上的完成是指在热轧的精轧所进行的多道次的轧制之中，最后进行实质性轧制的道次。例如，精轧机的上游侧的道次中进行实质的最终压下、精轧机的下游侧的道次中不进行实质性轧制的情况下，上游侧的道次中的轧制终止之后，在0.4秒钟以内进行骤冷至500℃以下的温度区域。此外，例如，直至精轧机的下游侧的道次进行实质性轧制的情况下，下游侧的道次中的轧制终止后，在0.4秒钟以内进行骤冷至500℃以下的温度区域。需要说明的是，骤冷基本上利用配置于输出辊道的冷却喷嘴来进行，也可以利用配置于精轧机的各道次间的轧机间冷却喷嘴来进行。
前冷却速度(600℃/秒以上)以利用热像仪(Thermotracer)测定的样品表面的温度(钢板的表面温度)为基准。钢板整体的冷却速度(平均冷却速度)由表面温度基准的冷却速度(600℃/秒以上)换算，推测为200℃/秒以上的水平。
制造方法(2)：热轧、热处理材
为了在热轧后实施热处理而得到本发明的钢材，优选的是，在热轧工序以及热处理工序的升温过程中，使VC、TiC适当地析出，由基于VC、TiC的钉扎效应抑制晶粒的粗大化、并且在热处理中谋求多相组织的最适化。
首先，使具有上述化学组成的板坯为1200℃以上，实施总压下率50％以上的多道次轧制，在800℃以上且950℃以下的温度区域完成轧制。在轧制完成后0.4秒钟以内，以600℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度区域(也将该冷却称为一次冷却)，接着以不足100℃/秒的冷却速度冷却至500℃以下的温度区域(也将该冷却称为二次冷却)，在300℃以上且500℃以下的温度区域卷取，制成热轧钢板。
通过该热轧工序，得到MX型碳化物在铁素体晶界高密度地析出的热轧钢板。另一方面，在不满足上述的热轧条件的情况下，由于MX型碳化物的平均粒径过小而对于晶粒生长的钉扎效应减少，MX型碳化物的平均颗粒间距过大而无助于晶粒的微细化等，从而难以得到本发明的钢材。
该制造方法(2)中，热轧实质上完成之后，在0.4秒钟以内以600℃/秒以上的冷却速度进行骤冷至700℃以下的温度区域。与先前说明的制造方法(1)同样地，在制造方法(2)中，热轧的实质的完成是指在热轧的精轧所进行的多道次的轧制之中，最后进行实质性轧制的道次。骤冷基本上利用配置于输出辊道的冷却喷嘴来进行，也可以利用配置于精轧机的各道次间的轧机间冷却喷嘴来进行。
前冷却速度(600℃/秒以上)以利用热像仪测定的样品表面的温度(钢板的表面温度)为基准。钢板整体的冷却速度(平均冷却速度)由表面温度基准的冷却速度(600℃/秒以上)换算，推测为200℃/秒以上的水平。
该制造方法(2)中，接着将由上述热轧工序而得到的热轧钢板以2℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温至850℃以上且920℃以下的温度区域，在该温度区域保持100秒钟以上且300秒钟以下(图1的退火)。接着，实施以10℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至270℃以上且390℃以下的温度区域，在该温度区域保持10秒钟以上且300秒钟以下的热处理(图1的淬火)。
上述平均升温速度不足2℃/秒时，升温中产生铁素体的晶粒生长、晶粒粗大化。上述平均升温速度越快越优选，现实上为50℃/秒以下。在上述升温后保持的温度不足850℃、或保持时间不足100秒钟时，淬火中必要的奥氏体化不充分，难以得到作为目标的多相组织。另一方面，在上述升温后保持的温度超过920℃、或超过300秒钟时，奥氏体粗大化，难以得到作为目标的多相组织。
在上述升温之后，为了得到贝氏体主体的组织，需要抑制铁素体相变并且在贝氏体相变温度以下淬火。上述平均冷却速度不足10℃/秒时，铁素体量过量、难以得到足够的强度。上述平均冷却速度越快越优选，现实上为50℃/秒以下。此外，上述冷却的冷却停止温度不足270℃时，马氏体面积率过大，局部延性降低。另一方面，上述冷却的冷却停止温度超过390℃时，贝氏体的平均块尺寸粗大、强度以及延性降低。此外，270℃以上且390℃以下的温度区域的保持时间不足10秒钟时，存在贝氏体相变的促进变得不充分的情况。另一方面，270℃以上且390℃以下的温度区域的保持时间超过300秒钟时，生产率明显受损。
在上述淬火之后，根据需要也可以进行在400℃以上且550℃以下的温度区域保持10秒钟以上且650秒钟以下的回火处理，进行贝氏体的硬度的调整(图1的回火1、2)。需要说明的是，该回火可以为1阶段或者分为多个阶段进行。图1示出分为2阶段进行回火的例子。
在此，回火温度不足400℃或者回火时间不足10秒时，不能充分得到基于回火的效果。另一方面，回火温度超过550℃或者回火时间超过650秒钟时，存在由于强度降低而不能得到作为目标的强度的情况。该回火在上述温度区域内可以通过2阶段以上的加热来实施。此时，优选第1阶段的加热温度比第2阶段的加热温度低。
制造方法(3)：冷轧、热处理材
为了在热轧和冷轧之后实施热处理而得到本发明的钢材，与制造方法(2)同样优选的是，在热轧工序以及热处理工序的升温过程中，使VC、TiC适当地析出，由基于VC、TiC的钉扎效应抑制晶粒的粗大化、并且在热处理中谋求多相组织的最适化。为此，优选通过具备下述工序的制造方法来制造。
首先，使具有上述化学组成的板坯为1200℃以上，实施总压下率50％以上的多道次轧制，在800℃以上且950℃以下的温度区域完成轧制。在轧制完成后0.4秒钟以内，以600℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度区域(也将该冷却称为一次冷却)，接着以不足100℃/秒的冷却速度冷却至500℃以下的温度区域(也将该冷却称为二次冷却)，在300℃以上且500℃以下的温度区域卷取，制成热轧钢板。
通过该热轧工序，得到MX型碳化物在铁素体晶界高密度地析出的热轧钢板。另一方面，在不满足上述的热轧条件的情况下，由于MX型碳化物的平均粒径过小而对于晶粒生长的钉扎效应减少，MX型碳化物的平均颗粒间距过大而无助于晶粒的微细化等，从而难以得到本发明的钢材。
该制造方法(3)中，热轧实质上完成之后，在0.4秒钟以内以600℃/秒以上的冷却速度进行骤冷至700℃以下的温度区域。与先前说明的制造方法(1)、(2)同样地，在制造方法(3)中，热轧的实质的完成也是指在热轧的精轧所进行的多道次的轧制之中，最后进行实质性轧制的道次。骤冷基本上利用配置于输出辊道的冷却喷嘴来进行，也可以利用配置于精轧机的各道次间的轧机间冷却喷嘴来进行。
前冷却速度(600℃/秒以上)以利用热像仪测定的样品表面的温度(钢板的表面温度)为基准。钢板整体的冷却速度(平均冷却速度)由表面温度基准的冷却速度(600℃/秒以上)换算，推测为200℃/秒以上的水平。
该制造方法(3)中，接着实施压下率30％以上且70％以下的冷轧而制成冷轧钢板。
接着，对由上述冷轧工序而得到的冷轧钢板，以2℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温至850℃以上且920℃以下的温度区域，在该温度区域保持100秒钟以上且300秒钟以下(图1的退火)。接着，实施以10℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至270℃以上且390℃以下的温度区域，在该温度区域保持10秒钟以上且300秒钟以下的热处理(图1的淬火)。
上述平均升温速度不足2℃/秒时，升温中产生铁素体的晶粒生长、晶粒粗大化。上述平均升温速度越快越优选，现实上为50℃/秒以下。在上述升温后保持的温度不足850℃、或保持的时间不足100秒钟时，淬火中必要的奥氏体化不充分，难以得到作为目标的多相组织。另一方面，在上述升温后保持的温度超过920℃、或超过300秒钟时，奥氏体粗大化，难以得到作为目标的多相组织。
在上述升温之后，为了得到贝氏体主体的组织，需要抑制铁素体相变并且在贝氏体相变温度以下淬火。上述平均冷却速度不足10℃/秒时，铁素体量过量、难以得到足够的强度。上述平均冷却速度越快越优选，现实上为50℃/秒以下。此外，上述冷却的冷却停止温度不足270℃时，马氏体面积率过大，局部延性降低。另一方面，上述冷却的冷却停止温度超过390℃时，贝氏体的平均块尺寸粗大、强度以及延性降低。此外，270℃以上且390℃以下的温度区域的保持时间不足10秒钟时，存在贝氏体相变的促进变得不充分的情况。另一方面，270℃以上且390℃以下的温度区域的保持时间超过300秒钟时，生产率明显受损。
与先前说明的制造方法(2)同样地，在上述淬火之后，根据需要也可以进行在400℃以上且550℃以下的温度区域保持10秒钟以上且650秒钟以下的回火处理、进行贝氏体的硬度的调整。在此，回火温度不足400℃或者回火时间不足10秒时，不能充分得到基于回火的效果。另一方面，回火温度超过550℃或者回火时间超过650秒钟时，存在由于强度降低而不能得到作为目标的强度的情况。该回火在上述温度区域内可以通过2阶段以上的加热来实施。此时，优选第1阶段的加热温度比第2阶段的加热温度低。
本发明的钢材可以就为如此操作地通过制造方法(1)～(3)而制造的热轧钢板或者冷轧钢板，或者也可以为此后被切断并根据需要实施弯曲加工、压制加工等适当的加工的钢材。此外，可以就为钢板，或者可以为在加工后实施镀覆的钢材。镀覆可以为电镀和热浸镀的任一种，对镀覆种类没有限制，通常为锌或锌合金镀覆。
实施例
使用具有表1中示出的化学组成的板坯(厚度：35mm、宽度：160～250mm、长度：70～140mm)进行实验。表1中，“-”意味着不积极地含有。下划线表示本发明的范围外。钢种D为V、Ti的总计含量的不足下限值的比较例。钢种I为Mn的含量超过上限值的比较例。钢种J为C的含量超过上限值的比较例。对于所有钢种，将150kg的钢水进行真空熔炼、铸造之后，在炉内温度1250℃下进行加热，以950℃以上的温度进行热锻，制成板坯。
[表1]
下划线意味着在本发明的范围外。
对于上述板坯，在1250℃下1小时以内的再加热后，使用热轧试验机实施4道次的粗热轧、进而实施3道次的精热轧，在轧制完成后实施一次冷却以及二次冷却，制成热轧钢板。在表2中示出热轧条件。刚轧制完成之后的一次冷却以及二次冷却通过水冷来实施。在表中的卷取温度下终止二次冷却。
[表2]
下划线意味着在本发明的范围外。
试验编号1、2、6、13、15～17的钢板未进行冷轧、维持热轧状态。其它的试验编号3～5、7～12、14的钢板进行冷轧。如表2以及表3可知，所得到的热轧钢板或者冷轧钢板的板厚均为1.6mm。试验编号4、5、9～12、14的钢板使用连续退火模拟器以图1中示出的加热曲线以及表3中示出的条件实施热处理。本实施例中，热处理中的升温→温度保持为退火、退火后的冷却为淬火、其后的热处理为以硬度调整(软化)为目的的回火。如图1以及表3可知，以2阶段实施400℃以上且550℃以下的温度区域的回火热处理。需要说明的是，试验编号3、7、8、13的钢板在退火后仅进行淬火、不进行回火。
[表3]
下划线意味着在本发明的范围外。
对于如此操作而得到的热轧钢板以及冷轧钢板进行以下的调查。
首先，从供试钢板在与轧制方向垂直的方向采取JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验，从而求出5％流动应力、最大拉伸强度(TS)、均匀伸长率(u-El)。5％流动应力是指在拉伸试验中应变为5％的塑性变形时的应力，与有效流动应力存在比例关系，成为其指标。
为了去除端面损伤的影响，对于机械加工孔，实施铰孔，除此以外基于日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996进行扩孔试验，求出扩孔率。
在钢板的与轧制方向平行的截面的板厚的1/4深度位置进行EBSD分析，对于主相和第2相求出平均粒径并且制作晶界面取向差图。对于贝氏体的块尺寸，将被取向差为15°以上的界面包围的组织单元假定为贝氏体块，通过对其当量圆直径取平均来求出平均块尺寸。
贝氏体的纳米硬度通过纳米压痕法而求出。用砂纸研磨与轧制方向平行地采取的截面试验片的板厚的1/4深度位置之后，用胶体二氧化硅进行机械化学研磨，进而通过电解研磨去除加工层，供于试验。纳米压痕法使用角锥压头，以压入载荷500μN来进行。此时的圧痕尺寸为直径0.5μm以下。对于各样品的贝氏体的硬度随机测定20个点，求出各个样品的平均纳米硬度。
第2相之中，奥氏体相利用基于EBSD的晶系分析来严加区别。此外，先共析铁素体相以及马氏体相以基于纳米压痕法得到的硬度来分离。即，将纳米硬度不足4GPa的相视为先共析铁素体相，另一方面，将纳米硬度为6GPa以上的相视为马氏体相，由基于与纳米压痕装置同时设置的原子力显微镜的2维图像求出这些铁素体相、马氏体相以及奥氏体相的总计面积率以及平均粒径。
MX型碳化物利用使用提取复型样品的TEM观察来鉴定，平均粒径为10nm以上的MX型碳化物的平均颗粒间隔由TEM明视场像的2维图像算出。
进而，使用上述钢板制作角管构件，以轴向的碰撞速度64km/h实施轴压溃试验，评价碰撞吸收性能。角管构件的垂直轴向的截面的形状设为正八角形，角管构件的轴向长度设为200mm。板厚均为1.6mm、上述正八角形的1边的长度(除了角部的曲线部之外的直线部的长度)(Wp)为25.6mm来评价。对于各钢板，各制作2个这样的角管构件，供于轴压溃试验。评价通过轴压溃时的平均载荷(2次试验的平均值)以及稳定压弯率来实施。稳定压弯率为在轴压溃试验中不产生裂纹的试验体相对于试验体总数的比例。通常，碰撞吸收能量变高时，在压溃途中产生裂纹的可能性提高，结果存在不能使塑性变形作功量增大，不能提高冲击吸收能量的情况。即，无论平均压溃载荷(冲击吸收性能)多高，若稳定压弯率不良好，则也不能表现出高冲击吸收性能。
将以上的调查结果(钢组织、机械特性、以及轴压溃特性)总结示出于表4。
[表4]
下划线意味着在本发明的范围外。
如表4可知，对于本发明的钢材，基于轴压溃的平均载荷高达0.38kN/mm2以上。此外，稳定压弯率为2/2、表现出良好的轴压溃特性。此外，拉伸强度为980MPa以上的高强度、且扩孔率为122％以上、5％流动应力为745MPa以上均很高，延性也表现出足够的值。因此，本发明的钢材用作上述的碰撞吸能盒、侧梁、中心立柱、摇杆等的原材料是适宜的。

Claims (2)

1.一种钢材，以质量％计为，
C：超过0.05％～0.18％、
Mn：1％～3％、
Si：超过0.5％～1.8％、
Al：0.01％～0.5％、
N：0.001％～0.015％、
V、Ti的任意一者或者两者：总计为0.01％～0.3％、
Cr：0％～0.25％、
Mo：0％～0.35％，
P：0.02％以下，
S：0.005％以下，
余量：Fe以及杂质；
以面积％计，含有80％以上的贝氏体并且含有总计为5％以上的选自由铁素体、马氏体以及奥氏体组成的组中的1种或者2种以上，
所述贝氏体的平均块尺寸不足2.0μm，所述铁素体、马氏体以及奥氏体整体的平均粒径不足1.0μm，
所述贝氏体的平均纳米硬度为4.0GPa～5.0GPa，
当量圆直径为10nm以上的MX型碳化物以300nm以下的平均颗粒间隔存在。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，以质量％计，含有选自由Cr：0.05％～0.25％、Mo：0.1％～0.35％组成的组中的1种或者2种。
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