TWI486460B - Steel - Google Patents

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Masahito Tasaka
Yoshiaki Nakazawa
Toshiro Tomida
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

鋼材 發明領域
本發明係有關於一種鋼材，具體而言係有關於一種具有能夠抑制在衝撃荷重負荷時之裂紋產生、並且有效流動應力高、且適合作為衝撃吸收構件之材料的鋼材。本申請係基於已於2012年8月21日在日本提出申請之特願2012-182710號主張優先權，並且將其內容引用於此。
 背景技術
近年來，從地球環境保護的觀點，作為減低來自汽車的CO2 排出量之一環，汽車車體係被要求輕量化，且目標於汽車用鋼材的高強度化。這是因為藉由使鋼材的強度提升，可使汽車用鋼材薄壁化。另一方面，對汽車的衝撞安全性提升之社會性的要求亦進一步提高，故不僅是只有鋼材的高強度化，開發具有優異之在行駛中衝撞時之耐衝撃性的鋼材亦受期待。
在此，因為衝撞時汽車用鋼材的各部位係以數10(s-1 )以上的高應變速度承受變形，而被要求動態強度特性優越之高強度鋼材。
作為此種高強度鋼材，已知有靜動差(靜態強度 與動態強度之差)高之低合金TRIP鋼、及具有以麻田散鐵為主體之第2相的複相組織鋼之高強度複相組織鋼材。
關於低合金TRIP鋼，例如在專利文獻1揭示一種動態變形特性優越之汽車衝撞能量吸收用的加工誘發變態型高強度鋼板(TRIP鋼板)。
又，關於具有以麻田散鐵為主體之第2相的複相組織鋼板，有揭示如下述的發明。
專利文獻2係揭示一種高強度鋼板，其係由微細的肥粒鐵粒所構成；且結晶粒徑為1.2μm以下之奈米結晶粒的平均粒徑ds、與結晶粒徑為大於1.2μm之微結晶粒的平均結晶粒徑dL係滿足與dL/ds≧3的關係；而且強度與延展性平衡優越且靜動差為170MPa以上。
專利文獻3係揭示一種靜動比高之鋼板，其係由平均粒徑為3μm以下的麻田散鐵與平均粒徑為5μm以下之麻田散鐵的2相組織所構成。
專利文獻4係揭示一種衝撃吸收特性優越之冷軋鋼板，其係含有75%以上之平均粒徑為3.5μm以下的肥粒鐵相，且剩餘部分係由回火麻田散鐵所構成。
專利文獻5係揭示一種施加預應變且為由肥粒鐵及麻田散鐵所構成之2相組織，且滿足在5×102 ~5×103 /s的應變速度之靜動差為60MPa以上之冷軋鋼板。
而且，專利文獻6係揭示一種耐衝撃特性優越之高強度熱軋鋼板，其係只有由85%以上的變韌鐵及麻田散鐵等的硬質相所構成。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開平11-80879號公報
專利文獻2：日本國特開2006-161077號公報
專利文獻3：日本國特開2004-84074號公報
專利文獻4：日本國特開2004-277858號公報
專利文獻5：日本國特開2000-17385號公報
專利文獻6：日本國特開平11-269606號公報
 發明概要
但是，習知的衝撃吸收構件之材料亦即鋼材，係存在有如以下的課題。亦即，為了提升衝撃吸收構件(以下，亦有簡稱「構件」之情形)的衝撃吸收能量，衝撃吸收構件之材料亦即鋼材(以下，亦有簡稱「鋼材」之情形)必須高強度化。
但是，如同在「塑性與加工」第46卷第534期第641~645頁所揭示，決定衝撃吸收能量之平均荷重(Fave )係如以下的方式提供，衝撃吸收能量係非常依憑於鋼材的板厚度，
σY：有效流動應力
t：板厚度。
因而，僅將鋼材高強度化時，對衝撃吸收構件來說，要 使薄壁化與高衝撃吸收性能並存係有限度的。
在此，所謂流動應力，係意謂在塑性變形開始時或開始後，為了使塑性變形繼續產生所必要的應力；而所謂有效流動應力，係意味經考慮鋼材的板厚度、形狀、衝撃時構件所承受的應變速度後之塑性流動應力。
另一方面，例如如同在國際公開第2005/010396號小冊子、國際公開第2005/010397號小冊子、以及國際公開第2005/010398號小冊子亦揭示，衝撃吸收構件的衝撃吸收能量係非常地依憑於其形狀。
亦即，藉由將衝撃吸收構件的形狀最佳化而使塑性變形工作量増大，係有能夠將衝撃吸收構件的衝撃吸收能量飛躍地提高至僅將鋼材高強度化時無法達到的水準之可能性。
但是，即便將衝撃吸收構件的形狀最佳化而使塑性變形工作量増大，若是鋼材不具有能夠經得起其塑性變形工作量之變形能力時，則在所設想的塑性變形完成之前，衝撃吸收構件會在早期就產生裂紋，結果無法使塑性變形工作量増大而無法使衝撃吸收能量飛躍地提高。又，衝撃吸收構件若在早期產生裂紋時，有可能引起損傷與該衝撃吸收構件鄰接配置的其他構件等無法預料的情況。
習知係基於衝擊吸收構件的衝撃吸收能量係依憑於鋼材的動態強度之技術思想，而目標於提高鋼材的動態強度，但只有目標於提高鋼材的動態強度時，有引起顯著的變形能力降低之情形。因此，即便將衝撃吸收構件的 形狀最佳化而使塑性變形工作量増大，亦未必能夠飛躍地提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量。
又，因為畢竟以往是以使用基於上述技術思想而製造出的鋼材為前提來研討衝撃吸收構件的形狀，所以衝撃吸收構件形狀的最佳化係將最初已知的鋼材變形能力作為前提而進行研討，則將鋼材的變形能力提高，來使塑性變形工作量増大且將衝撃吸收構件的形狀最佳化之研討本身，至今並未充分地進行。
本發明之課題係提供一種有效流動應力高、因而在衝撃吸收能量高之同時，能夠抑制在衝撃荷重負荷時之裂紋產生，且適合作為衝撃吸收構件的材料之鋼材及其製造方法。
如上述，為了提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量，不僅是鋼材而且將衝撃吸收構件的形狀最佳化，來使塑性變形工作量増大係重要的。
關於鋼材，為了可使能夠使塑性變形工作量増大之衝撃吸收構件的形狀最佳化，以在抑制衝撃荷重負荷時之裂紋產生之同時，使塑性變形工作量増大之方式來提高有效流動應力係重要的。
為了提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量，本發明者等針對鋼材，專心研討能抑制在衝撃荷重負荷時產生之裂紋，且進一步提高有效流動應力之方法，而得到以下所列出之新見解。
[衝撃吸收能量的提升]
(1)為了提高鋼材的衝撃吸收能量，提高賦予了5%的真應變時之有效流動應力(以下，記載為「5%流動應力」)係有效的。
(2)為了提高5%流動應力，提高降伏強度及在低應變區域之加工硬化係數係有效的。
(3)為了提高降伏強度，製成以變韌鐵為主相之鋼組織是有效的。
(4)為了提高在低應變區域之加工硬化係數，在以變韌鐵為主相之鋼材上使微細析出物以高密度存在是有效的。
[抑制在衝撃荷重負荷時產生之裂紋]
(5)在衝撃吸收構件，若於衝撃荷重負荷時產生裂紋時，則衝撃吸收能量會降低。又，亦有使與該構件鄰接之其他構件損傷之情形。
(6)若提高鋼材的強度、特別是提高降伏強度時，對在衝撃荷重負荷時產生之裂紋(以下，亦稱為「衝撃裂紋」)的感受性(以下，亦稱為「衝撃裂紋感受性」)會變高。
(7)為了抑制衝撃裂紋的產生，提高均勻延展性、局部延展性及破壞韌性係有效的。
(8)在以變韌鐵為主相的鋼材中，藉由將主相之變韌鐵微細化可提高延展性。
(9)使以變韌鐵為主相之鋼材中含有選自於由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上 者作為第2相，並圖謀使該等微細化可更使局部延展性提高。
(10)在以變韌鐵為主相之鋼材中，為了提高破壞韌性，製成第2相中含有肥粒鐵之組織係有效的。但，粗大的肥粒鐵會招致降伏應力及壓潰荷重的低下，因此微細化係必要的。
(11)在以變韌鐵為主相之鋼材中，為了提高均勻延展性，製成第2相中含有沃斯田鐵之組織係有效的。但，粗大的沃斯田鐵會因為應變誘發使麻田散鐵相變態進而對破壞韌性有不良影響，因此微細化係必要的。
(12)為了提高以變韌鐵為主相之鋼材之破壞韌性，第2相中含有沃斯田鐵之組織係有效的。但，粗大的沃斯田鐵會因為應變誘發而變態成麻田散鐵相，進而對破壞韌性造成不良影響，因此微細化係必要的。
本發明係基於上述的新見解而進行者，其要旨係如以下。
[1]一種鋼材，以質量%計為：C：大於0.05%且至0.18%、Mn：1%~3%、Si：大於0.5%且至1.8%、Al：0.01%~0.5%、N：0.001%~0.015%、V、Ti中之任一者或兩者：合計為0.01%~0.3%、Cr：0%~0.25%、及Mo：0%~0.35%，且剩餘部分：Fe及不純物；又，以面積%計，含有變韌鐵80%以上的同時，含有合計為5%以上選自於由肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上；前述變韌鐵的平均塊度係小於2.0μm，且前述肥粒鐵、麻田散鐵及沃 斯田鐵的整體平均粒徑係小於1.0μm；前述變韌鐵的平均奈米硬度為4.0GPa~5.0GPa；且圓等效直徑在10nm以上之MX型碳化物係以300nm以下的平均例子間隔存在。
[2]如[1]之鋼材，其以質量%計，含有由Cr：0.05%~0.25%、及Mo：0.1%~0.35%所構成群組之1種或2種元素。
依照本發明，因為能夠抑制或消除在負荷衝撃荷重時衝撃吸收構件產生的裂紋，並且能夠得到有效流動應力更高的衝撃吸收構件，所以能夠飛躍地提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量。藉由適用此種衝撃吸收構件，因為能夠使汽車等的製品的衝撞安全性進一步提升，故在產業上係非常有益的。
圖1係顯示於實施例中採用連續退火處理的加熱曲線圖。
 用以實施發明之形態
以下，將詳細地說明本發明。且在以下說明，有關鋼的化學組成的%係質量%。
1.化學組成。
又，針對化學組成而於以下所表示之「%」，只要未特別說明，係意味著「質量%」。
(1)C：大於0.05%且至0.18%
C具有促進主相之變韌鐵、第2相之沃斯田鐵之生成的作；藉由提高第2相的強度，使降伏強度及拉伸強度提升之作用；及藉由固熔強化來強化鋼，而使降伏強度及拉伸強度提升之作用。並且還具有可使Ti及V結合而析出MX型的微細碳化物，而使降伏應力及低應變區域的加工硬化係數提升之作用。C含量為0.05%以下時，有難以得到藉由上述作用帶來之效果的情形。因而，C含量係設為大於0.05%。另一方面，C含量為大於0.18%時，則有因麻田散鐵及沃斯田鐵會過度生成，而促進衝擊荷重負荷時裂紋產生之情形。因而，C含量係設為0.18%以下。較佳為0.15%以下。更佳為0.13%以下。又，本發明係包含C含量為0.18%之情況。
(2)Mn：1%~3%
Mn具有藉由提高淬火性以促進變韌鐵的生成之作用；藉由固熔強化來強化鋼，而使降伏強度及拉伸強度提升之作用。Mn含量為小於1%時，有難以得到藉由上述作用帶來之效果的情形。因而，Mn含量係設為1%以上。較佳為1.5%以上。另一方面，Mn含量為大於3%時，則有因麻田散鐵及沃斯田鐵過剩地生成，而引起局部延展性顯著地低落之情形。因而，Mn含量係設為3%以下。較佳為2.5%以下。又，本發明係包含Mn含量為1%之情況及3%之情況。
(3)Si：大於0.5%且至1.8%
Si具有藉由抑制變韌鐵及麻田散鐵中之碳化物的生成，來使均勻延展性及局部延展性提升之作用；及藉由固熔強化來強化鋼，而使降伏強度及拉伸強度提升之作用。Si的 含量為0.5%以下時，有難以得到藉由上述作用帶來之效果的情形。因而，Si量係設為大於0.5%。較佳為0.8%以上，更佳為1%以上。另一方面，Si含量為大於1.8%時，則有沃斯田鐵過剩地殘留，而衝撃裂紋感受性顯著地變高之情形。因而，Si含量係設為1.8%以下。較佳為1.5%以下，更佳為1.3%以下。又，本發明係包含Si含量為1.8%之情況。
(4)Al：0.01%~0.5%
Al具有藉由脫酸來抑制鋼中之夾雜物的生成，而防止衝撃裂紋之作用。但是，Al含量為小於0.01%時，難以得到藉由上述作用帶來之效果。因而，Al含量係設為0.01%以上。另一方面，Al含量為大於0.5%時，氧化物及氮化物會粗大化，反而助長衝撃裂紋。因而，Al含量係設為0.5%以下。又，本發明係包含Al含量為0.01%之情況及0.5%之情況。
(5)N：0.001%~0.015%
N係具有藉由生成氮化物來抑制沃斯田鐵及肥粒鐵的粒成長，且藉由將組織微細化來抑制衝撃裂紋之作用。N含量為小於0.001%時，難以得到藉由上述作用帶來之效果。因而，N含量係設為0.001%以上。另一方面，N含量為大於0.015%時，氮化物會粗大化，反而助長衝撃裂紋。因而，N含量係設為0.015%以下。又，本發明係包含N含量為0.001%之情況及0.015%之情況。
(6)V、Ti中之任一者或兩者合計為0.01%~0.3%
V及Ti具有在鋼中生成VC或TiC等的碳化物，而藉由對肥粒鐵的粒成長之釘扎效果，來抑制結晶粒的粗大化，而 抑制衝撃裂紋之作用。而且，具有藉由VC或TiC之析出強化來強化鋼，而使降伏強度及拉伸強度提升之作用。因此，而使含有V、Ti中之任一者或兩者。V與Ti的合計含量(以下，亦稱為「(V+Ti)」含量)為小於0.01%時，難以得到上述作用。因而，設(V+Ti)含量為大於0.01%。另一方面，(V+Ti)含量為大於0.3%時，VC或TiC會過剩地生成，反而提高衝撃裂紋感受性。因而，(V+Ti)含量係設為0.3%以下。又，本發明係包含V與Ti的合計含量為0.01%之情況與0.3%之情況。且亦可為僅含V為0.01%~0.3%之情況、僅含Ti為0.01%~0.3%之情況、或含V與Ti兩者合計為0.01%~0.3%之任一情況佳。
而且，作為任意含有的元素，亦可含有Cr、Mo之1種或2種。
(7)Cr：0%~0.25%
Cr係任意含有的元素，且具有藉由提高淬火性來促進變韌鐵的生成之作用；及藉由固熔強化來強化鋼使降伏強度及拉伸強度提升之作用。為了更確實地得到該等的作用，以Cr：0.05%以上為佳。但是，Cr含量為大於0.25%時，麻田散鐵相會過剩地生成而提高衝撃裂紋感受性。因而，Cr含量係設為0.25%以下。又，本發明係包含Cr的含量為0.25%之情況。
(8)Mo：0%~0.35%
與Cr同樣地，Mo係任意含有的元素，且具有藉由提高淬火性來促進變韌鐵及麻田散鐵的生成之作用；及藉由固 熔強化來強化鋼使降伏強度及拉伸強度提升之作用。為了更確實地得到該等的作用，以Mo：0.1%以上為佳。但是，Mo含量為大於0.35%時，麻田散鐵相會過剩地生成而提高衝撃裂紋感受性。因而，含有Mo時，其含量係設為0.35%以下。又，本發明係包含Mo的含量為0.35%之情況。
本發明的鋼材係含有以上的必須含有元素，而且按照必要而含有任意含有的元素，並且剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物，可例示礦石、廢料等的原料所含有者、及在製造步驟所含有者。但是，在不阻礙本發明目的之鋼材的特性之範圍內，亦容許含有其他成分。例如P、S係在鋼中以不純物的方式被含有，但是P、S係如以下的方式被限制為佳。
P：0.02%以下
P會使晶界脆弱而引起熱加工性變差。因此，P之上限係設為0.02%以下。雖P含量宜越少越佳，但以在實際上的製造步驟及在製造成本的範圍內進行脫P設為前提時，P之上限係0.02%。較佳是0.015%以下。
S：0.005%以下
S會使晶界脆弱而引起熱加工性及延展性劣化。因此，P之上限係設為0.005%以下。雖S含量宜越少越佳，但是以在實際上的製造步驟及在製造成本的範圍內進行脫S設為前提時，S之上限係0.005%。較佳是0.002%以下。
2.鋼組織
本發明之鋼組織，係藉由得到高降伏強度及在低應變 區域的高加工硬化係數，來提高有效流動應力，而且為了兼備耐衝撃裂紋性而以塊大小細微之變韌鐵為主相，並且藉由微細析出物來使塑性流動應力提升。
(1)變韌鐵面積率大於80%
主相之變韌鐵的面積率為低於80%時，難以確保高降伏強度。因而，主相之變韌鐵的面積率係設為80%以上。較佳的變韌鐵面積率為85%以上，更佳為超過90%。
(2)變韌鐵的平均塊大小：低於2.0μm
可藉由將主相之變韌鐵微細化來提升延性。但是，變韌鐵平均塊大小若為2.0μm以上則難以提昇延性。因而，變韌鐵的平均塊大小係設定為低於2.0μm。該塊大小以1.5μm以下為佳。
(3)以合計5%以上含有選自於由肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組中之1種或2種以上，且前述肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵的整體平均粒徑小於1.0μm
以變韌鐵為主相之鋼材，係將含有選自於由肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組中之1種或2種以上者作為第2相，並可謀求將之細微化以使局部延性更為提升。肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的合計面積小於5%，或肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的整體平均粒徑為1.0μm以上時，難以使局部延性更為提升。因而，設以合計5%以上含有選自於由肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組中之1種或2種以上者，且前述肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵的整體平均粒徑小於1.0μm。
又，若使第2相含有肥粒鐵可提升破壞韌性，使含有沃斯田鐵可使均勻伸長性提升，且使含有麻田散鐵可提高強度。除主相為變韌鐵以外的第2相中，除肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵，雖會有包含不可避免的雪明碳鐵或波來鐵之情況，但這類不可避免的組織只要為5面積%以下是可以被容許的。
(4)變韌鐵的平均奈米硬度：4.0GPa以上且5.0GPa以下
若變韌鐵的平均奈米硬度小於4.0GPa，則難以在變韌鐵面積率為80%以上的鋼材中確保980MPa以上的拉伸強度。因而，變韌鐵的平均奈米硬度設為4.0GPa以上。另一方面，若變韌鐵的平均奈米硬度超過5.0GPa時，責難以抑制衝擊荷重負荷裂紋的發生。因而，變韌鐵的平均奈米硬度設為5.0GPa以下。
於此，奈米硬度是使用奈米壓痕儀測定變韌鐵塊所得之值。本發明係所採用之奈米硬度係利用立方角穿透機押入荷重500μN所得。
(5)圓等效直徑為10nm以上之MX型碳化物的平均粒子間隔：300nm以下
在以變韌鐵為主相之鋼材中，第2相的析出位置為舊沃斯田鐵的粒界，為了第2相的微細化，沃斯田鐵粒的微細化是必要的。經檢討各種沃斯田鐵粒微細化的方法可清楚知道，如後所述，藉由採用適度的熱軋延條件及熱處理條件，並謀求MX型碳化物的釘札效果，結晶粒的粗大化會大幅受 到抑制。
MX型碳化物為具有NaCl型的結晶構造的碳化物，由V及/或Ti與C構成。可發揮釘札效果之MX型碳化物的大小以圓等效直徑計為10nm。當MX型碳化物的大小以圓等效直徑計低於10nm時，對於在晶界移動的釘札效果則不被受期待。因此，雖藉由使圓等效直徑為10nm以上的MX型碳化物存在來謀求組織的細微化，但若其平均粒子間隔超過300nm時則難以充分得到釘札效果。因而設定為圓等效直徑為10nm以上的MX型碳化物係以300nm以下的平均間隔粒子存在者。
圓等效直徑為10nm以上的MX型碳化物的密度宜越高越好，雖不特別規定其平均間隔粒子的下限，但實際上為50nm以上。MX碳化物的大小並無特別規定上限，但如過度粗大反而會有波及延性受到不良影響的可能，因此，MX型碳化物大小的上限(圓等效直徑)設定為50nm較佳。
3.特性
本發明之鋼材的有效流動應力高、衝擊吸收能量高的同時，還具有可抑制衝擊荷重負荷時發生裂紋的特徵。其特徵如後所述的實施例之表示，可藉由5%的流動應力高、平均壓潰荷重高及在彎曲試驗中穩定彎屈率高得以證實。且5%的流動應力宜為700MPa以上。
其他機械性性質可舉拉伸強度982MPa以上，均勻伸長(總伸長)7%以上，以日本鐵鋼聯盟規格JFS T 1001-1996為準所測出之擴孔性為120%以上，具有高強度及優異延展性及擴孔性。
4.製造方法
本發明之鋼材，可由下述的製造方法(1)~(3)得知。
製造方法(1)：熱軋延材(無經過熱處理)
要以熱軋延的狀態下得到本發明的鋼材，宜在熱軋延步驟終使VC及TiC適當的析出，並藉由VC及TiC的釘扎效果來抑制結晶粒粗大化之同時，藉由控制熱履歷來謀求複相組織的最佳化。
首先，將具有上述化學組成之扁胚作成1200℃並而施行總軋縮率50%以上之多道次軋延，且於800℃以上且950℃以下的溫度區域下完成軋延。在軋延完成後0.4秒鐘以內，以600℃/秒以上的冷卻速度冷卻至500℃以下的溫度區域，並在300℃以上且500℃以下的溫度區域下捲取而製成熱軋鋼板。
藉由上述熱軋延及冷卻，MX型碳化物會分散，而可在熱軋延狀態下得到以塊大小微細之變韌鐵組織為主體之鋼組織。
於不滿足上述熱軋延條件的情況下，因沃斯田鐵會粗大化，且MX型碳化物的析出密度會降低，而有無法得到所欲之鋼組織，且延展性與強度會降低的情況。此外，未滿足上述冷卻條件時，在冷卻過程中肥粒鐵會過剩生成，且變韌鐵的塊大小會過大，而可能又無法得到所期望之衝擊特性的情形。
在該製造方法(1)中，係在熱軋延實質上完成之後，於0.4秒鐘以內以600℃/秒以上的冷卻速度急速冷卻至500℃以下的溫度區域。所謂熱軋延實質上完成，係意味著在熱軋延的精工軋延中所進行的複數道次的軋延中，在最後所進行之實質上的軋延的道次。例如，在精加工軋延機的上游側之道次進行實質上的最後軋縮，而在精加工軋延機的下游側之道次未進行實質上的軋延之情況下，係在上游側之道次之軋延完成後，在0.4秒鐘以內急速冷卻至500℃以下的溫度區域。又，例如，進行實質上的軋延至精加工軋延機的下游側之道次為止之情況時，則係在下游側之道次之軋延完成後，在0.4秒鐘以內急速冷卻至500℃以下的溫度區域。又，急速冷卻基本上係藉由經配置在輸出台上的冷卻噴嘴來進行，但亦能夠藉由經配置在精加工軋延機的各道次間的機架間冷卻噴嘴來進行。
前述冷卻速度(600℃/秒以上)是以使用熱影像儀所測定之試樣表面的溫度(鋼板的表面溫度)為基準。鋼板整體的冷卻速度(平均冷卻速度)推測係從表面溫度基準的冷卻速度(600℃/秒以上)進行換算，為200℃/秒以上左右。
製造方法(2)：熱軋延，熱處理材
要於熱軋延後施行熱處理而得到本發明之鋼材，宜在熱軋延步驟及熱處理步驟的升溫過程中使VC及TiC適當地析出，並藉由VC及TiC的釘扎效果來抑制結晶粒粗大化之同時，在熱處理中謀求複相組織的最佳化。
首先，將具有上述化學組成之扁胚製成1200℃， 且施行總軋縮率50%以上之多道次軋延，並於800℃以上且950℃以下的溫度區域下完成軋延。於完成軋延後0.4秒鐘以內，以600℃/秒以上的冷卻速度，冷卻至700℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為一次冷卻)，隨後，以小於100℃/秒的冷卻速度，冷卻至500℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為二次冷卻)，並於300℃以上且500℃以下的溫度區域捲取而製成熱軋鋼板。
藉由該熱軋延步驟，能夠得到MX型碳化物高密度地析出至肥粒鐵晶界之熱軋鋼板。另一方面，於不滿足上述熱軋延條件的情況下，因MX型碳化物的平均粒徑會過小，而對粒成長的扎釘效果會低下；且MX型碳化物的平均粒子間距會過大而無法助於結晶粒的細微化等，故難以得到本發明之鋼材。
在該製造方法(2)中，係於熱軋延實質上完成後，於0.4秒鐘以內以600℃/秒以上的冷卻速度急速冷卻至700℃以下的溫度區域。和先前說明的製造方法(1)相同，於製造方法(2)中熱軋延實質上完成，係意味著在熱軋延的精加工軋延中所進行的複數道次的軋延中，在最後所進行的實質上的軋延之道次。急速冷卻基本上係藉由經設置在輸出台的冷卻噴嘴來進行，但是亦能夠藉由經設置在精加工軋延機的各道次間的機架間冷卻噴嘴來進行。
前冷卻速度(600℃/秒以上)是以使用熱影像儀所測定之試樣表面的溫度(鋼板的表面溫度)為基準。鋼板整體的冷卻速度(平均冷卻速度)，推測係從表面溫度基準的冷卻 速度(600℃/秒以上)進行換算，為200℃/秒以上左右。
此製造方法(2)中，接著，係將藉由上述熱軋延步驟而得到的熱軋鋼板，以2℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升溫速度，升溫至850℃以上且920℃以下的溫度區域，並在該溫度區域保持100秒鐘以上且300秒鐘以下(圖1的退火)。其次，以10℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻至270℃以上且390℃以下的溫度區域，並施行在該溫度區域保持10秒鐘以上且300秒鐘以下之熱處理(圖1的淬火)。
上述平均升溫速度為小於2℃/秒時，在升溫中會產生肥粒鐵的粒成長而致使結晶粒粗大化。雖上述平均升溫速度以越快為佳，但現實上為50℃/秒以下。於上述升溫後所保持的溫度低於850℃時、且保持時間低於100秒鐘時，淬火所需之沃斯田鐵化會不充分而難以得到目的所需之複相組織。另一方面，於上述升溫後所保持的溫度高於920℃、且超過300秒鐘時，沃斯田鐵會粗大化而難以得到目的所需之複相組織。
於上述升溫後，為得到變韌鐵主體的組織，必須於抑制肥粒鐵的變態的同時於變韌鐵變態溫度以下進行淬火。上述平均冷卻速度若低於10℃/秒，則肥粒鐵量會過剩而難以得到充分的強度。雖上述平均冷卻速度以越快為佳，但現實上為50℃/秒以下。又，上述冷卻的冷卻停止溫度若未達270℃，則麻田散鐵的面積率會過大，而使局部的延展性低下。另一方面，上述冷卻的冷卻停止溫度若超過390℃， 則變韌鐵的平均塊大小會粗大，使強度及延展性低下。又，在270℃以上且390℃以下的溫度區域中的保持時間少於10秒鐘時，變韌鐵變態的促進會有不充分的情況。另一方面，在270℃以上且390℃以下的溫度區域中的保持時間超過300秒鐘時，生產性會嚴重受到損害。
於上述淬火之後，亦可視其必要性進行於400℃以上且550℃以下的溫度區域保持10秒鐘以上且650秒鐘以下的回火處理，來調整變韌鐵的硬度(圖1之回火1、2)。此外，該回火可於1階段中進行，亦可分成多階段來進行。圖1為分做2階段的回火範例。
於此，回火溫度若低於400℃或回火時間少於10秒鐘時，無法充分得到回火所帶來的效果。另一方面，回火溫度若超過550℃或回火時間超過650秒鐘，則有因強度低下而無法達到目的所需之強度之情況。該回火可於上述溫度區域內藉由2階段以上的加熱來實施。於此情況，宜將1階段加熱溫度降為比2階段加熱溫度低。
製造方法(3)：冷軋延，熱處理材
為了於熱軋延與冷軋延之後進行熱處理而得到本發明的鋼材，宜與製造方法(2)相同，在熱軋延步驟及熱處理步驟的升溫過程中使VC及TiC適當地析出，並藉由VC及TiC的釘扎效果來抑制結晶粒粗大化之同時，在熱處理中謀求複相組織的最佳化。因此，係以藉由具備下述步驟的製造方法來製造為佳。
首先，將具有上述化學組成之扁胚設為1200℃並 施行總軋縮率50%以上之多道次軋延，且於800℃以上且950℃以下的溫度區域完成軋延。於完成軋延後0.4秒鐘以內，以600℃/秒以上的冷卻速度冷卻至700℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為一次冷卻)，隨後，以小於100℃/秒的冷卻速度，冷卻至500℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為二次冷卻)，並於300℃以上且500℃以下的溫度區域內捲取而製成熱軋鋼板。
藉由該熱軋延步驟，能夠得到MX型碳化物高密度地析出至肥粒鐵晶界之熱軋鋼板。另一方面，若未滿足上述熱軋延條件的情況下，因MX型碳化物的平均粒徑會過小，而對粒成長的扎釘效果會低下；且MX型碳化物的平均粒子間距會過大而無法助於結晶粒的細微化等，故難以得到本發明之鋼材。
於該製造方法(3)中，係於熱軋延實質上完成後0.4秒鐘以內，以600℃/秒以上的冷卻速度急速冷卻至700℃以下的溫度區域。和先前說明的製造方法(1)、(2)相同，於製造方法(3)中熱軋延實質上完成完成，係意味著在熱軋延的精加工軋延中所進行的複數道次的軋延中，在最後逤進行實質上的軋延之道次。急速冷卻基本上係藉由經設置在輸出台的冷卻噴嘴來進行，但是亦能夠藉由經設置在精加工軋延機的各道次間的機架間冷卻噴嘴來進行。
前述冷卻速度(600℃/秒以上)是以使用熱影像儀所測定之試樣表面的溫度(鋼板的表面溫度)設為基準。鋼板整體的冷卻速度(平均冷卻速度)，推測係從表面溫度基準的 冷卻速度(600℃/秒以上)進行換算，為200℃/秒以上左右。
於該製造方法(3)中，係接著施行軋縮率30%以上且70%以下的冷軋延而製成冷軋鋼板。
接著，對藉由上述冷軋延步驟而得到的冷軋鋼板，以2℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升溫速度，升溫至850℃以上且920℃以下的溫度區域，並在該溫度區域保持100秒鐘以上且300秒鐘以下(圖1的退火)。其次，以10℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻至270℃以上且390℃以下的溫度區域，並施行在該溫度區域保持10秒鐘以上且300秒鐘以下之熱處理(圖1的淬火)。
上述平均升溫速度若小於2℃/秒時，則在升溫中會產生肥粒鐵的粒成長而致使結晶粒粗大化。雖上述平均升溫速度以越快為佳，但現實上為50℃/秒以下。於上述升溫後溫度所保持的溫度低於850℃、且保持時間少於100秒鐘時，淬火所需之沃斯田鐵化會不充分而難以得到目的所需之複相組織。另一方面，上述升溫後所保持的溫度若超過920℃、且超過300秒鐘時，沃斯田鐵會粗大化，而難以得到目的所需之複相組織。
於上述升溫後，為得到變韌鐵主體組織，必須於抑制肥粒鐵的變態的同時於變韌鐵變態溫度以下進行淬火。上述平均冷卻速度若低於10℃/秒，肥粒鐵量會過剩而難以得到充分的強度。雖上述平均冷卻速度以越快為佳，但現實上為50℃/秒以下。又，上述冷卻的冷卻停止溫度若未達270℃，則麻田散鐵的面積率會過大，而使局部的延展性低 下。另一方面，上述冷卻的冷卻停止溫度若超過390℃，則變韌鐵平均塊大小會粗大，而使強度及延展性低下。又，在270℃以上且390℃以下的溫度區域中的保持時間若未達10秒鐘，變韌鐵變態的促進會有不充分的情況。另一方面，在270℃以上且390℃以下的溫度區域中的保持時間若超過300秒鐘，則生產性會嚴重受到損害。
與前述製造方法(2)相同，可於上述淬火之後，視其必要性進行於400℃以上且550℃以下的溫度區域保持10秒鐘以上650秒鐘以下的回火處理，來調整變韌鐵的硬度。於此，回火溫度若低於400℃或回火時間少於10秒鐘，則無法充分得到回火所帶來的效果。另一方面，回火溫度若超過550℃或回火時間超過650秒鐘，則因強度低下而有無法獲得目的所需之強度之情況。該回火於上述溫度區域內可藉由2階段以上的加熱來實施。於此情況，宜將1階段加熱溫度降為比2階段加熱溫度低。
本發明的鋼材，可為經上述製造方法(1)~(3)所製出之熱軋鋼板或冷軋鋼板的狀態，或者，亦可為自其切斷，並按照必要而經施行彎曲加工、壓製加工等適當的加工者。又，亦可為鋼板的狀態、或是於加工後經施行鍍覆者。鍍覆可為電鍍及熔融鍍覆中任一者，而並無限制鍍覆種類，但是通常係鋅或鋅合金鍍覆。
實施例
使用具有表1所示之化學組成的扁胚(厚度：35mm、寬度：160~250mm、長度：70~140mm)進行了實驗。 表1中，「-」係意味著不積極地使其含有。底線係表示為本發明的範圍外。鋼種D係V與Ti的合計含量為小於下限值之比較例。鋼種I係Mn的含量為超過上限值之比較例。鋼種J係C的含量為超過上限值之比較例。不論哪一鋼種均是將150kg熔鋼進行真空熔製並鑄造後，於爐內溫度1250℃下進行加熱，且於950℃以上的溫度進行熱鍛造而製成扁胚。
底線所指為本發明範圍外之意。
將上述扁胚進行在1250℃ 1小時內再加熱之後，利用熱軋延測試機施以4道次軋延的粗熱軋延，再施以3道次的精加工熱軋延，並於軋延完成後施行一次冷卻及二次冷卻而製成熱軋鋼板。並將熱軋延條件示於表2。剛軋延完成後的一次及二次冷卻係以水冷卻而實施。且以表中的捲取溫度結束二次冷卻。
底線所指為本發明範圍外之意。
測試號碼1、2、6、13、15~17之鋼板係無經過冷軋延而為熱軋延狀態。其他的測試號碼3~5、7~12、14之鋼板係經進行過冷軋延。如同由表2及表3可知，所得到之熱軋鋼板及冷軋鋼板，任一板厚皆為1.6mm。測試號碼4、5、9~12、14之鋼板，係利用連續退火模擬器以圖1所示之加熱 曲線圖及表3所示之條件施以了熱處理。本實施例中，熱處理中的升溫→溫度保持為退火，退火後的冷卻為淬火，其後的熱處理則為以調整硬度(軟化)為目的的回火。如圖1及表3可知，係以第2階段進行在400℃以上且550℃以下之溫度區域的回火熱處理。又，測試號碼3、7、8、13之鋼板係於退火後只進行淬火，而無進行回火。
底線所指為本發明範圍外之意。
針對如此進行而得到的熱軋鋼板及冷軋鋼板，進行了以下的調査。
首先，藉由從供試鋼板在與軋延方向呈垂直方向採取JIS5號拉伸試片且進行拉伸試驗，來求取5%流動應力、最大拉伸強度(TS)、均勻伸長(u-E1)。所謂5%流動應力，係在拉伸試驗中應變成為5%的塑性變形時之應力，與有效流動應力具有比例關係且當作其指標。
為了將端面損傷的影響除去，而對機械加工孔穴施行絞孔加工，除此之外，依據日本鐵鋼聯盟規格JFS T 1001-1996而進行擴孔試驗，來求取擴孔率。
在與鋼板的軋延方向呈平行的剖面之板厚度1/4深度位置進行EBSD解析，對主相與第2相求取平均粒徑之同時，製作晶界面方位差圖。變韌鐵的塊大小係將被方位差為15℃以上的界面包圍之組織單位假設為變韌鐵塊，並平均其圓等效直徑藉此求得平均塊大小。
變韌鐵的奈米硬度係使用奈米壓痕技術法來求取。於使用砂紙研磨在與軋延方向呈平行所採取的剖面試片之板厚度1/4深度位置後，使用膠質氧化矽進行機械化學研磨，進而藉由電解研磨將加工層除去而供於試驗。奈米壓痕技術係使用立方角壓頭以壓入荷重500μN來進行。此時的壓痕大小係直徑0.5μm以下。將各試樣的變韌鐵硬度以無規地測定20處，來求取各自試樣的平均奈米硬度。
第2相中，沃斯田鐵相可藉由EBSD所行的結晶系解析清楚區別。又，初析肥粒鐵相及麻田散鐵相是以奈米 壓痕技術法的硬度而分離。即，將奈米硬度低於4GPa的相作為初析肥粒鐵相，另一方面，將奈米硬度為6GPa以上的相作為麻田散鐵相，並由奈米壓痕技術裝置上併設的原子間力顯微鏡的2次元影像求得該等肥粒鐵相、麻田散鐵相及沃斯田鐵相的合計面積率及平均粒徑。
MX行碳化物係藉由使用了抽出複製樣本的TEM觀察來鑑別，而平均粒徑為10nm以上的MX碳化物的平均間隔粒子是由TEM明視野像的2次元影像算出。
並且，使用上述鋼板製作多邊管狀構件，以軸方向的衝撞速度64km/h實施軸壓潰試驗，來進行評價衝撞吸收性能力。與多邊管狀構件的軸方向呈垂直的剖面之形狀係正八角形，且多邊管狀構件的軸方向長度係200mm。均以板厚度為1.6mm、上述正八角形的1邊之長度(將角部的曲線部除去之直線部的長度)(Wp)為25.6mm進行評價。針對各鋼板，各製造2個此種多邊管狀構件且供於軸壓潰試驗。評價係依據軸壓潰時的平均荷重(2次試驗的平均值)及穩定挫曲率來實施。穩定挫曲率係在軸壓潰試驗中，未產生裂紋的試驗體相對於總試驗體數之比率。通常，衝撞吸收能量變高時，在壓潰途中產生裂紋之可能性會提高，而結果無法使塑性變形工作量増大，而有無法提高衝撃吸收能量之情況。亦即，不論平均壓潰荷重(衝撃吸收性能力)有多高，穩定挫曲率不良時，係無法顯示高衝撃吸收性能力。
將以上的調査結果(鋼組織、機械特性、及軸壓潰特性)整理且顯示在表4。
底線所指為本發明範圍外之意。
從表4可知，本發明之鋼材，其進行軸壓潰之平均荷重較高而為0.38kN/mm2 以上。並且，穩定挫曲率為2/2而顯示良好的軸壓潰特性。又，拉伸強度係980MPa以上為高強度，擴孔率係122%以上，5%流動應力係745MPa以上皆為高，且延展性也顯示充分的數值。因而，本發明之鋼材適合作為上述碰撞吸能盒、側面構件、中柱、刹車棒等素材使用。

Claims (2)

  1. 一種鋼材，以質量%計為：C：大於0.05%且至0.18%、Mn：1%~3%、Si：大於0.5%~1.8%、Al：0.01%~0.5%、N：0.001%~0.015%、V、Ti中之任一者或兩者：合計為0.01%~0.3%、Cr：0%~0.25%、及Mo：0%~0.35%，且剩餘部分：Fe及不純物；又以面積%計，含有變韌鐵80%以上的同時，含有合計為5%以上選自於由肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上；前述變韌鐵的平均塊度係小於2.0μm，且前述肥粒鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的整體平均粒徑係小於1.0μm；前述變韌鐵的平均奈米硬度為4.0GPa~5.0GPa；且圓等效直徑在10nm以上之MX型碳化物係以300nm以下的平均粒子間隔存在。
  2. 如請求項1之鋼材，其以質量%計，含有由Cr：0.05%~0.25%、及Mo：0.1%~0.35%所構成群組之1種或2種元素。
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