WO2014030663A1 - 鋼材 - Google Patents

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WO2014030663A1
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less
bainite
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steel material
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PCT/JP2013/072262
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河野　佳織
泰明 田中
田坂　誠均
嘉明 中澤
富田　俊郎
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more specifically, to a steel material that is suitable as a material for an impact-absorbing member, in which the occurrence of cracks during impact load application is suppressed and the effective flow stress is high.
  • Such high-strength steel materials include high-strength composites such as low-alloy TRIP steel, which has a high static difference (difference between static strength and dynamic strength), and multi-phase structure steel having a second phase mainly composed of martensite. Phase structure steels are known.
  • Patent Document 1 discloses a work-induced transformation type high strength steel plate (TRIP steel plate) for absorbing automobile collision energy having excellent dynamic deformation characteristics.
  • the following invention is disclosed regarding the multiphase steel sheet having the second phase mainly composed of martensite.
  • Patent Document 2 discloses an average grain size ds of nanocrystal grains made of fine ferrite grains and having a crystal grain size of 1.2 ⁇ m or less, and an average crystal grain size dL of microcrystal grains having a crystal grain size exceeding 1.2 ⁇ m.
  • a high-strength steel sheet that satisfies the relationship of dL / ds ⁇ 3, is excellent in strength and ductility balance, and has a static difference of 170 MPa or more is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet having a high static ratio, which is composed of a two-phase structure of martensite having an average particle diameter of 3 ⁇ m or less and martensite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 discloses a cold-rolled steel sheet containing 75% or more of a ferrite phase having an average particle size of 3.5 ⁇ m or less, and the balance being tempered martensite and having excellent impact absorption characteristics.
  • Patent Document 5 discloses a cold rolling method in which a pre-strain is applied to form a two-phase structure composed of ferrite and martensite and a static difference at a strain rate of 5 ⁇ 10 2 to 5 ⁇ 10 3 / s satisfies 60 MPa or more.
  • a steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance properties consisting of 85% or more of a hard phase such as bainite and martensite.
  • the steel material that is the material of the conventional shock absorbing member has the following problems. That is, in order to improve the impact absorption energy of an impact absorbing member (hereinafter also simply referred to as “member”), the strength of a steel material (hereinafter also simply referred to as “steel material”) that is a material of the impact absorbing member is increased. It is essential.
  • the average load (F ave ) that determines the impact absorption energy is F ave ⁇ ( ⁇ Y ⁇ t 2 ) / 4
  • ⁇ Y effective flow stress t: given as a plate thickness
  • the impact absorption energy largely depends on the plate thickness of the steel material. Therefore, there is a limit in achieving both a reduction in the thickness of the impact absorbing member and a high impact absorbing performance by simply increasing the strength of the steel material.
  • the flow stress is a stress necessary to continue the plastic deformation at the start or after the start of the plastic deformation, and the effective flow stress is applied to the member at the time of steel plate thickness, shape, and impact. It means the plastic flow stress considering the strain rate.
  • the impact absorbing energy of the impact absorbing member is It also depends greatly on the shape.
  • the shock absorbing energy of the shock absorbing member can be dramatically reduced to a level that cannot be achieved simply by increasing the strength of the steel material. There is a possibility that can be increased.
  • the shape of the shock absorbing member is optimized so as to increase the plastic deformation work, if the steel material does not have a deformability capable of withstanding the plastic deformation work, the assumed plastic deformation is completed. Before this, the impact absorbing member is cracked at an early stage. As a result, the amount of plastic deformation work cannot be increased, and the impact absorbing energy cannot be dramatically increased. Moreover, if a crack occurs in the impact absorbing member at an early stage, an unexpected situation such as damage to other members disposed adjacent to the impact absorbing member may occur.
  • the optimization of the shape of the shock absorbing member is based on the deformability of the existing steel material from the beginning.
  • studies have been made to improve the deformability of the steel material and optimize the shape of the shock absorbing member so as to increase the work of plastic deformation.
  • the present invention provides a steel material suitable as a material for an impact-absorbing member, which has a high effective flow stress, and therefore has a high impact absorption energy, and at the same time, is suppressed from cracking when an impact load is applied. Let it be an issue.
  • the work of plastic deformation can be increased, and the work of plastic deformation can be increased while suppressing the occurrence of cracks when impact load is applied so that the shape of the shock absorbing member can be optimized. It is important to increase the effective flow stress.
  • impact cracking sensitivity the sensitivity (hereinafter also referred to as “impact cracking sensitivity”) to cracking (hereinafter also referred to as “impact cracking”) at the time of impact load application increases.
  • ductility can be increased by refining bainite as a main phase.
  • the second phase contains one or more selected from the group consisting of ferrite, martensite and austenite. Can be improved.
  • the present invention has been made on the basis of the above new findings, and the gist thereof is as follows.
  • the present invention it is possible to suppress or eliminate the occurrence of cracks in the impact absorbing member when an impact load is applied, and to obtain an impact absorbing member having a high effective flow stress. It is possible to dramatically increase the absorbed energy. By applying such a shock absorbing member, it is possible to further improve the collision safety of products such as automobiles, which is extremely useful in industry.
  • C more than 0.05% to 0.18% C strengthens the steel by the action of promoting the formation of bainite as the main phase and austenite as the second phase, the action of improving the yield strength and tensile strength by increasing the strength of the second phase, and solid solution strengthening. , Has the effect of improving yield strength and tensile strength. Furthermore, it combines with Ti and V to precipitate MX type fine carbides, and has the effect of improving the yield stress and the work hardening coefficient in the low strain region. If the C content is 0.05% or less, it may be difficult to obtain the effect by the above-described action. Therefore, the C content is more than 0.05%.
  • the C content is 0.18% or less. Preferably it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.13% or less. In addition, this invention includes the case where C content is 0.18%.
  • Mn 1% to 3% Mn has the effect of promoting the formation of bainite by enhancing the hardenability, and the effect of strengthening the steel by solid solution strengthening and improving the yield strength and tensile strength. If the Mn content is less than 1%, it may be difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the Mn content is 1% or more. Preferably it is 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3%, excessive martensite and austenite may be generated, which may cause a significant decrease in local ductility. Therefore, the Mn content is 3% or less. Preferably it is 2.5% or less.
  • the present invention includes cases where the Mn content is 1% and 3%.
  • Si more than 0.5% to 1.8% Si suppresses the formation of carbides in bainite and martensite, thereby improving the uniform ductility and local ductility, and strengthening the steel by solid solution strengthening, thereby improving the yield strength and tensile strength.
  • the Si content is more than 0.5%. Preferably it is 0.8% or more, More preferably, it is 1% or more.
  • the Si content exceeds 1.8%, austenite may remain excessively and the impact cracking sensitivity may be remarkably increased. Therefore, the Si content is 1.8% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.3% or less.
  • this invention includes the case where Si content is 1.8%.
  • Al 0.01% to 0.5%
  • Al has the effect
  • the present invention includes cases where the Al content is 0.01% and 0.5%.
  • N 0.001% to 0.015%
  • N has the effect of suppressing the impact cracking by suppressing the grain growth of austenite and ferrite by forming nitrides and by refining the structure.
  • the N content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the N content is 0.001% or more.
  • the N content exceeds 0.015%, the nitride becomes coarse, which promotes impact cracking. Therefore, the N content is set to 0.015% or less.
  • this invention includes the case where N content is 0.001% and the case of 0.015%.
  • V or Ti in total or both V and Ti generate carbides such as VC and TiC in steel, and suppress the impact cracking by suppressing the coarsening of crystal grains by the pinning effect on the ferrite grain growth. Furthermore, it has the effect
  • the total content of V and Ti (hereinafter, also referred to as “(V + Ti) content”) is less than 0.01%, it is difficult to obtain the effect by the above-described action. Therefore, the (V + Ti) content is set to 0.01% or more.
  • the (V + Ti) content is more than 0.3%, VC or TiC is excessively generated, and the impact cracking sensitivity is increased. Therefore, the (V + Ti) content is 0.3% or less.
  • the present invention includes the case where the total content of V and Ti is 0.01% and 0.3%. When only 0.01% to 0.3% of V is contained, when only 0.01% to 0.3% of Ti is contained, both V and Ti are contained in total of 0.01% to 0.3%. If you want, you can either.
  • Cr 0% to 0.25%
  • Cr is an optionally contained element, it has the effect of promoting the formation of bainite by enhancing the hardenability and the effect of strengthening the steel by solid solution strengthening and improving the yield strength and tensile strength.
  • Cr 0.05% or more is preferable.
  • the Cr content is 0.25% or less.
  • this invention includes the case where content of Cr is 0.25%.
  • Mo 0% to 0.35%
  • Mo is an optional element, but it enhances hardenability, promotes the formation of bainite and martensite, and strengthens steel by solid solution strengthening, and improves yield strength and tensile strength.
  • Mo 0.1% or more is preferable.
  • the Mo content exceeds 0.35%, the martensite phase is excessively generated and the impact cracking sensitivity is increased. Therefore, when it contains Mo, the content shall be 0.35% or less.
  • this invention includes the case where content of Mo is 0.35%.
  • the steel material of the present invention contains the above-described essential elements, and further contains optional elements as necessary, and the balance is Fe and impurities.
  • impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap, and those contained in the production process. However, it is allowed to contain other components as long as the properties of the steel material of the present invention are not impaired.
  • P and S are contained as impurities in the steel, but P and S are preferably limited as follows.
  • the upper limit of P is 0.02% or less.
  • the upper limit of P is 0.02%. Desirably, it is 0.015% or less.
  • the upper limit of P is set to 0.005% or less.
  • the upper limit of S is 0.005% on the assumption that the S content is removed within the range of realistic manufacturing processes and manufacturing costs. Desirably, it is 0.002% or less.
  • the steel structure according to the present invention increases the effective flow stress by obtaining high yield strength and a high work hardening coefficient in a low strain region, and has a fine block size in order to combine impact cracking resistance.
  • the main phase is bainite, and the plastic flow stress is improved by fine precipitates.
  • the area ratio of bainite 80% or more If the area ratio of bainite as the main phase is less than 80%, it is difficult to ensure high yield strength. Therefore, the area ratio of bainite as the main phase is 80% or more.
  • the area ratio of bainite is preferably 85% or more, more preferably more than 90%.
  • Average block size of bainite less than 2.0 ⁇ m
  • Ductility can be increased by refining bainite as the main phase.
  • the average block size of bainite is 2.0 ⁇ m or more, it is difficult to improve ductility. Therefore, the average block size of bainite is less than 2.0 ⁇ m. This block size is preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • a total of 5% or more of one or more selected from the group consisting of ferrite, martensite, and austenite, and the average particle size of the ferrite, martensite, and bainite is less than 1.0 ⁇ m.
  • the second phase contains one or more selected from the group consisting of ferrite, martensite and austenite, and when these are refined, the local ductility can be further improved. it can.
  • the total area ratio of ferrite, martensite and austenite is less than 5%, or the average particle size of the entire ferrite, martensite and austenite is 1.0 ⁇ m or more, it is difficult to further improve the local ductility. Therefore, the total content of one or more selected from the group consisting of ferrite, martensite and austenite is 5% or more, and the total average particle size of the ferrite, martensite and austenite is less than 1.0 ⁇ m.
  • Average nanohardness of bainite 4.0 GPa or more and 5.0 GPa or less
  • a steel material having a bainite area ratio of 80% or more ensures a tensile strength of 980 MPa or more. It becomes difficult. Therefore, the average nano hardness of bainite is 4.0 GPa or more.
  • the average nanohardness of bainite exceeds 5.0 GPa, it becomes difficult to suppress the occurrence of cracks when an impact load is applied. Therefore, the average nano hardness of bainite is set to 5.0 GPa or less.
  • the nano hardness is a value obtained by measuring the nano hardness in the bainite block using nano indentation.
  • a cube corner indenter is used, and nano hardness obtained with an indentation load of 500 ⁇ N is adopted.
  • MX type carbide is a carbide having a NaCl type crystal structure, and is composed of V and / or Ti and C.
  • the size of the MX type carbide that exhibits the pinning effect is 10 nm or more in terms of equivalent circle diameter. If the size of the MX type carbide is less than 10 nm in the equivalent circle diameter, the pinning effect on the movement of the grain boundary cannot be expected. Therefore, although the microstructure is refined by the presence of MX type carbide having an equivalent circle diameter of 10 nm or more, it is difficult to obtain a sufficient pinning effect if the average particle spacing exceeds 300 nm. Accordingly, it is assumed that MX type carbides having an equivalent circle diameter of 10 nm or more are present at an average particle interval of 300 nm or less.
  • the lower limit of the average particle interval is not particularly defined, but it is practically 50 nm or more.
  • the upper limit of the size of the MX carbide is not particularly specified, but it is preferable that the upper limit of the MX carbide size (equivalent circle diameter) is 50 nm because it is excessively coarse and may adversely affect the ductility.
  • the steel material according to the present invention is characterized in that the effective flow stress is high and the impact absorption energy is high, and at the same time, the occurrence of cracks when an impact load is applied is suppressed. This feature is demonstrated by a high 5% flow stress, a high average crush load, and a high stable buckling rate in a buckling test, as shown in the examples described later.
  • the 5% flow stress is preferably 700 MPa or more.
  • Other mechanical properties include tensile strength of 982 MPa or more, uniform elongation (total elongation) of 7% or more, and hole expansion ratio of Japan Iron and Steel Federation Standard JFS. It can be mentioned that the measurement method according to T 1001-1996 is 120% or more and has high strength and excellent ductility and hole expansibility.
  • the steel material of the present invention can be obtained, for example, by the following production methods (1) to (3).
  • Manufacturing method (1) Hot rolled material (no heat treatment)
  • VC and TiC are appropriately precipitated in the hot rolling process, and the coarsening of crystal grains is suppressed by the pinning effect of VC and TiC, and the thermal history is controlled. Therefore, it is preferable to optimize the multiphase structure.
  • multi-pass rolling with a slab having the above chemical composition at 1200 ° C. or higher and a total rolling reduction of 50% or higher is performed, and rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of 500 ° C. or less at a cooling rate of 600 ° C./second or more, and is wound in a temperature range of 300 ° C. or more to 500 ° C. or less to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the austenite coarsens and the precipitation density of MX type carbides decreases, so that the intended steel structure cannot be obtained, and ductility and strength may decrease. is there. Furthermore, if the above cooling conditions are not satisfied, the generation of ferrite in the cooling process becomes excessive, and the block size of bainite becomes excessive, and desired impact characteristics may not be obtained.
  • rapid cooling is performed at a cooling rate of 600 ° C./second or more to a temperature range of 500 ° C. or less within 0.4 seconds.
  • the substantial completion of hot rolling means the pass in which substantial rolling was performed at the end among the multiple-pass rolling performed in the finish rolling of hot rolling. For example, when substantial final reduction is performed in the upstream pass of the finish rolling mill and substantial rolling is not performed in the downstream pass of the finish rolling mill, the rolling in the upstream pass is finished. Thereafter, rapid cooling is performed to a temperature range of 500 ° C. or less within 0.4 seconds. Also, for example, when substantial rolling is performed up to the downstream pass of the finish rolling mill, rapid cooling to a temperature range of 500 ° C.
  • the rapid cooling is basically performed by a cooling nozzle disposed on the run-out table, but can also be performed by an inter-stand cooling nozzle disposed between each pass of the finish rolling mill.
  • the pre-cooling rate (600 ° C./second or more) is based on the sample surface temperature (steel plate surface temperature) measured by the thermotracer.
  • the cooling rate (average cooling rate) of the entire steel sheet is estimated to be about 200 ° C./second or more when converted from the cooling rate based on the surface temperature (600 ° C./second or more).
  • Production method (2) Hot rolling, heat treated material
  • VC and TiC are appropriately precipitated in the temperature raising process of the hot rolling step and the heat treatment step, It is preferable to suppress the coarsening of crystal grains by the pinning effect by VC or TiC and to optimize the multiphase structure during the heat treatment.
  • multi-pass rolling with a slab having the above chemical composition at 1200 ° C. or higher and a total rolling reduction of 50% or higher is performed, and rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • cooling is performed at a cooling rate of 600 ° C./second or more to a temperature range of 700 ° C. or less (this cooling is also referred to as primary cooling), and then a cooling rate of less than 100 ° C./second.
  • a temperature range of 500 ° C. or lower this cooling is also referred to as secondary cooling
  • the substantial completion of the hot rolling is the last of the multiple-pass rolling performed in the finish rolling of the hot rolling. It means a pass where substantial rolling has been performed.
  • the rapid cooling is basically performed by a cooling nozzle disposed on the run-out table, but can also be performed by an inter-stand cooling nozzle disposed between each pass of the finish rolling mill.
  • the pre-cooling rate (600 ° C./second or more) is based on the sample surface temperature (steel plate surface temperature) measured by the thermotracer.
  • the cooling rate (average cooling rate) of the entire steel sheet is estimated to be about 200 ° C./second or more when converted from the cooling rate based on the surface temperature (600 ° C./second or more).
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step is a temperature range of 850 ° C. or more and 920 ° C. or less at an average temperature increase rate of 2 ° C./second or more and 50 ° C./second or less.
  • the temperature is raised to 100 ° C. for 300 seconds or less (annealing in FIG. 1).
  • the sample is cooled to a temperature range of 270 ° C. or more and 390 ° C. or less at an average cooling rate of 10 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, and heat treatment is performed in the temperature range for 10 seconds or more and 300 seconds or less (see FIG. 1). Quenching).
  • the average heating rate is less than 2 ° C./second, ferrite grain growth occurs during heating, and the crystal grains become coarse.
  • the average heating rate is preferably as high as possible, but practically it is 50 ° C./second or less. If the temperature held after the temperature rise is less than 850 ° C. or if the holding time is less than 100 seconds, austenitization necessary for quenching becomes insufficient, and it is difficult to obtain a target multiphase structure. Become. On the other hand, if the temperature maintained after the temperature rise is over 920 ° C. or over 300 seconds, austenite is coarsened, making it difficult to obtain a target multiphase structure.
  • the holding time in the temperature range of 270 ° C. or more and 390 ° C. or less is less than 10 seconds, the promotion of the bainite transformation may be insufficient.
  • the holding time in the temperature range of 270 ° C. or higher and 390 ° C. or lower exceeds 300 seconds, productivity is remarkably impaired.
  • the bainite hardness may be adjusted by performing a tempering treatment in which a temperature range of 400 ° C. or more and 550 ° C. or less is maintained for 10 seconds or more and 650 seconds or less as necessary (tempering 1 in FIG. 1). 2).
  • This tempering may be performed in one stage or may be performed in a plurality of stages.
  • FIG. 1 shows an example in which tempering is performed in two stages.
  • the tempering temperature is less than 400 ° C. or the tempering time is less than 10 seconds, the effect of tempering cannot be sufficiently obtained.
  • the tempering temperature is 550 ° C. or the tempering time exceeds 650 seconds, the target strength may not be obtained due to the strength reduction.
  • This tempering can be performed by two or more stages of heating within the above temperature range. In that case, it is preferable that the first stage heating temperature is lower than the second stage heating temperature.
  • Production method (3) Cold rolling, heat treated material
  • a hot rolling step and a heat treatment step are performed as in the production method (2). It is preferable to properly precipitate VC and TiC in the temperature rising process, suppress the coarsening of crystal grains by the pinning effect of VC and TiC, and optimize the multiphase structure during the heat treatment. For that purpose, it is preferable to manufacture by the manufacturing method provided with the following process.
  • multi-pass rolling with a slab having the above chemical composition at 1200 ° C. or higher and a total rolling reduction of 50% or higher is performed, and rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • cooling is performed at a cooling rate of 600 ° C./second or more to a temperature range of 700 ° C. or less (this cooling is also referred to as primary cooling), and then a cooling rate of less than 100 ° C./second.
  • a temperature range of 500 ° C. or lower this cooling is also referred to as secondary cooling
  • the substantial completion of hot rolling refers to a multi-pass rolling performed by hot rolling finish rolling. Of these, it means the path where the final rolling was performed.
  • the rapid cooling is basically performed by a cooling nozzle disposed on the run-out table, but can also be performed by an inter-stand cooling nozzle disposed between each pass of the finish rolling mill.
  • the pre-cooling rate (600 ° C./second or more) is based on the sample surface temperature (steel plate surface temperature) measured by the thermotracer.
  • the cooling rate (average cooling rate) of the entire steel sheet is estimated to be about 200 ° C./second or more when converted from the cooling rate based on the surface temperature (600 ° C./second or more).
  • the cold rolled steel sheet obtained by the cold rolling step is heated to a temperature range of 850 ° C. or more and 920 ° C. or less at an average temperature increase rate of 2 ° C./second or more and 50 ° C./second or less. For 100 seconds to 300 seconds (annealing in FIG. 1).
  • heat treatment is performed by cooling to a temperature range of 270 ° C. or more and 390 ° C. or less at an average cooling rate of 10 ° C./second or more and 50 ° C./second or less and maintaining the temperature range for 10 seconds or more and 300 seconds or less (see FIG. 1). Get in).
  • the average heating rate is less than 2 ° C./second, ferrite grain growth occurs during heating, and the crystal grains become coarse.
  • the average heating rate is preferably as high as possible, but practically it is 50 ° C./second or less. If the temperature held after the temperature rise is less than 850 ° C. or if the holding time is less than 100 seconds, austenitization necessary for quenching becomes insufficient, and it is difficult to obtain a target multiphase structure. Become. On the other hand, if the temperature maintained after the temperature rise is over 920 ° C. or over 300 seconds, austenite is coarsened, making it difficult to obtain a target multiphase structure.
  • the holding time in the temperature range of 270 ° C. or more and 390 ° C. or less is less than 10 seconds, the promotion of the bainite transformation may be insufficient.
  • the holding time in the temperature range of 270 ° C. or higher and 390 ° C. or lower exceeds 300 seconds, productivity is remarkably impaired.
  • the bainite hardness is maintained by maintaining a temperature range of 400 ° C. to 550 ° C. for 10 seconds to 650 seconds as necessary. May be adjusted.
  • the tempering temperature is less than 400 ° C. or the tempering time is less than 10 seconds, the effect of tempering cannot be sufficiently obtained.
  • the tempering temperature is 550 ° C. or the tempering time exceeds 650 seconds, the target strength may not be obtained due to the strength reduction.
  • This tempering can be performed by two or more stages of heating within the above temperature range. In that case, it is preferable that the first stage heating temperature is lower than the second stage heating temperature.
  • the steel material of the present invention may be a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate manufactured by the manufacturing methods (1) to (3) in this way, or may be cut from the steel plate and used as appropriate such as bending or pressing as required. It may be processed. Further, it may be a steel plate or may be plated after processing.
  • the plating may be either electroplating or hot dipping, and the plating type is not limited, but is usually zinc or zinc alloy plating.
  • the slab is reheated at 1250 ° C. within 1 hour, then subjected to 4 passes of rough hot rolling using a hot rolling tester, and further subjected to 3 passes of finish hot rolling, followed by primary cooling after the completion of rolling. And secondary cooling was implemented and it was set as the hot rolled sheet steel.
  • Table 2 shows the hot rolling conditions. Primary cooling and secondary cooling immediately after completion of rolling were performed by water cooling. Secondary cooling was completed at the coiling temperature in the table.
  • the steel plates with test numbers 1, 2, 6, 13, 15 to 17 were not hot-rolled and kept hot.
  • the other test plates 3-5, 7-12, and 14 were cold-rolled.
  • the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet was 1.6 mm.
  • the steel plates with test numbers 4, 5, 9-12 and 14 were heat-treated using a continuous annealing simulator under the heat pattern shown in FIG. 1 and the conditions shown in Table 3.
  • the temperature rise in the heat treatment ⁇ temperature maintenance is annealing
  • the cooling after annealing is quenching
  • the subsequent heat treatment is tempering for the purpose of hardness adjustment (softening).
  • tempering heat treatment in a temperature range of 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower was performed in two stages.
  • the steel plates of test numbers 3, 7, 8, and 13 were only tempered and not tempered after annealing.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were taken from the test steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was conducted to obtain 5% flow stress, maximum tensile strength (TS), uniform elongation (u-El). Asked.
  • the 5% flow stress is a stress at the time of plastic deformation at which the strain becomes 5% in the tensile test, and is proportional to the effective flow stress, and is an index thereof.
  • EBSD analysis was performed at a 1/4 depth position of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet to obtain an average grain size for the main phase and the second phase, and a grain interface orientation difference map was prepared.
  • block size of bainite an average block size was obtained by assuming that a structural unit surrounded by an interface having an orientation difference of 15 ° or more is a bainite block and averaging the equivalent circle diameter.
  • the nanohardness of bainite was determined by the nanoindentation method. After the 1/4 depth position of the thickness of the cross-section specimen taken in parallel with the rolling direction is polished with emery paper, it is subjected to mechanochemical polishing with colloidal silica, and the processed layer is removed by electrolytic polishing for use in the test. did. Nanoindentation was performed using a cube corner indenter and an indentation load of 500 ⁇ N. The indentation size at this time is 0.5 ⁇ m or less in diameter. The bainite hardness of each sample was randomly measured at 20 points, and the average nano hardness of each sample was determined.
  • the austenite phase was distinguished by crystal system analysis by EBSD.
  • the pro-eutectoid ferrite phase and martensite phase were separated by hardness by nanoindentation. That is, a phase having a nano hardness of less than 4 GPa is a pro-eutectoid ferrite phase, while a phase having a nano hardness of 6 GPa or more is a martensite phase, and from a two-dimensional image by an atomic force microscope attached to the nano-indentation device, The total area ratio and average particle size of these ferrite phase, martensite phase and austenite phase were determined.
  • MX type carbide was identified by TEM observation using an extracted replica sample, and the average particle spacing of MX type carbide having an average particle size of 10 nm or more was calculated from a two-dimensional image of a TEM bright field image.
  • a rectangular tube member was produced using the steel plate, an axial crush test was performed at an axial collision speed of 64 km / h, and the impact absorption performance was evaluated.
  • the shape of the cross section perpendicular to the axial direction of the rectangular tube member was a regular octagon, and the axial length of the rectangular tube member was 200 mm.
  • the plate thickness was 1.6 mm, and the length of one side of the regular octagon (the length of the straight portion excluding the curved portion of the corner) (Wp) was 25.6 mm.
  • Two such square tube members were prepared for each steel plate and subjected to an axial crush test.
  • the evaluation was performed based on the average load (average value of two tests) at the time of axial crushing and the stable buckling rate.
  • the stable buckling rate is a ratio with respect to the total number of test specimens in which no crack occurred in the axial crush test.
  • the impact absorption energy increases, the possibility of cracking during crushing increases, and as a result, the plastic deformation work cannot be increased, and the impact absorption energy may not be increased. That is, no matter how high the average crushing load (impact absorbing performance) is, if the stable buckling rate is not good, high shock absorbing performance cannot be shown.
  • the steel material according to the present invention has a high average load by axial crushing of 0.38 kN / mm 2 or more. Furthermore, the stable buckling rate is 2/2, indicating good axial crushing characteristics. Further, the tensile strength was as high as 980 MPa or higher, the hole expansion rate was 122% or higher, the 5% flow stress was high as 745 MPa or higher, and the ductility was a sufficient value. Therefore, the steel material according to the present invention is suitable for use as a material for the above-described crash box, side member, center pillar, locker, and the like.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０.０５％超～０.１８％、Ｍｎ：１％～３％、Ｓｉ：０.５％超～１.８％、Ａｌ：０.０１％～０.５％、Ｎ：０.００１％～０.０１５％、Ｖ、Ｔｉのいずれか一方または両方：合計で０.０１％～０.３％、Ｃｒ：０％～０.２５％、Ｍｏ：０％～０.３５％であり、残部：Ｆｅおよび不純物であり、面積％で、ベイナイトを８０％以上含有するとともに、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を合計で５％以上含有し、前記ベイナイトの平均ブロックサイズが２.０μｍ未満、前記フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの全体の平均粒径が１.０μｍ未満であり、前記ベイナイトの平均ナノ硬さが４.０ＧＰａ～５.０ＧＰａであり、円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物が３００ｎｍ以下の平均粒子間隔で存在する、鋼材。

Description

鋼材
　本発明は、鋼材に関し、具体的には、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力が高い、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材に関する。本願は、２０１２年８月２１日に日本に出願された特願２０１２－１８２７１０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ2排出量の低減の一環として、自動車車体の軽量化が求められており、自動車用鋼材の高強度化が指向されている。これは、鋼材の強度を向上させることにより、自動車用鋼材の薄肉化が可能となるためである。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もいっそう高くなっており、単に鋼材の高強度化のみだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性に優れた鋼材の開発も望まれている。
　ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ－1）以上の高いひずみ速度で変形を受けるため、動的強度特性に優れた高強度鋼材が要求される。
　このような高強度鋼材として、静動差（静的強度と動的強度との差）が高い低合金ＴＲＩＰ鋼や、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼といった高強度複相組織鋼材が知られている。
　低合金ＴＲＩＰ鋼に関しては、例えば、特許文献１に、動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギー吸収用の加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。
　また、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼板に関しては、下記のような発明が開示されている。
　特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１.２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１.２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬとが、ｄＬ／ｄｓ≧３の関係を満足する、強度と延性バランスとが優れ、かつ静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。
　特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のマルテンサイトの２相組織からなり、静動比が高い鋼板が開示されている。
　特許文献４には、平均粒径が３.５μｍ以下のフェライト相を７５％以上含有し、残部が焼き戻しマルテンサイトからなる衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が開示されている。
　特許文献５には、予歪を加えてフェライトとマルテンサイトから構成される２相組織とし、５×１０2～５×１０3／ｓの歪速度における静動差が６０ＭＰａ以上を満足する冷延鋼板が開示されている。
　さらに、特許文献６には、８５％以上のベイナイトとマルテンサイトなどの硬質相のみからなる耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
日本国特開平１１－８０８７９号公報 日本国特開２００６－１６１０７７号公報 日本国特開２００４－８４０７４号公報 日本国特開２００４－２７７８５８号公報 日本国特開２０００－１７３８５号公報 日本国特開平１１－２６９６０６号公報
　しかし、従来の衝撃吸収部材の素材である鋼材には、以下のような課題がある。すなわち、衝撃吸収部材（以下、単に「部材」ともいう。）の衝撃吸収エネルギーを向上するには、衝撃吸収部材の素材である鋼材（以下、単に「鋼材」ともいう。）の高強度化が必須である。
　ところで、「塑性と加工」第４６巻第５３４号６４１～６４５頁に、衝撃吸収エネルギーを決定づける平均荷重（Ｆave）が、
　　Ｆave∝（σＹ・ｔ2）／４
　　　　σＹ：有効流動応力
　　　　ｔ：板厚
として与えられることが開示されているように、衝撃吸収エネルギーは鋼材の板厚に大きく依存する。したがって、単に鋼材を高強度化することだけでは、衝撃吸収部材について薄肉化と高衝撃吸収性能とを両立させることには限界がある。
　ここで、流動応力とは、塑性変形の開始時または開始後に塑性変形を引き続き起こさせるのに必要な応力のことであり、有効流動応力とは、鋼材の板厚、形状、衝撃時に部材にかかるひずみ速度を考慮した塑性流動応力を意味する。
　一方で、例えば、国際公開第２００５／０１０３９６号パンフレット、国際公開第２００５／０１０３９７号パンフレット、さらには国際公開第２００５／０１０３９８号パンフレットにも開示されるように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーはその形状にも大きく依存する。
　すなわち、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化することによって、単に鋼材を高強度化することだけでは達成し得ないレベルまで、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができる可能性がある。
　しかし、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、鋼材がその塑性変形仕事量に耐え得る変形能を有していなければ、想定していた塑性変形が完了する前に、衝撃吸収部材に早期に割れが生じてしまい、結果的に塑性変形仕事量を増大させることができず、衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができない。また、割れが早期に衝撃吸収部材に生じると、この衝撃吸収部材に隣接して配置された他の部材を損傷する等の予期せぬ事態を招きかねない。
　従来は、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーが鋼材の動的強度に依存するとの技術思想に基づいて、鋼材の動的強度を高めることが指向されてきたが、単に鋼材の動的強度を高めることを指向するのでは顕著な変形能の低下を招く場合がある。このため、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができるとは限らなかった。
　また、そもそも上記技術思想に基づいて製造された鋼材の使用を前提として衝撃吸収部材の形状が検討されてきたため、衝撃吸収部材の形状の最適化は、当初から既存の鋼材の変形能を前提として検討されており、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材の変形能を高め、かつ衝撃吸収部材の形状を最適化するという検討自体が、これまで十分になされていなかった。
　本発明は、有効流動応力が高く、従って衝撃吸収エネルギーが高いと同時に、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制された、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材とその製造方法を提供することを課題とする。
　上述したように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材のみならず衝撃吸収部材の形状を最適化することが重要である。
　鋼材に関しては、塑性変形仕事量を増大させることができる、衝撃吸収部材の形状の最適化を可能にするように、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制しつつ、塑性変形仕事量を増大させるように有効流動応力を高めることが重要である。
　本発明者らは、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるために、鋼材について、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制し、さらに有効流動応力を高める方法を鋭意検討し、以下に列記する新たな知見を得た。
　［衝撃吸収エネルギーの向上］
　（１）鋼材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、５％の真ひずみを付与した際の有効流動応力（以下、「５％流動応力」と記載する。）を高めることが有効である。
　（２）５％流動応力を高めるには、降伏強度と低ひずみ域における加工硬化係数とを高めることが有効である。
　（３）降伏強度を高めるためには、ベイナイトを主相とする鋼組織とすることが有効である。
　（４）ベイナイトを主相とする鋼材において、低ひずみ域における加工硬化係数を高めるには、微細析出物を高い密度で存在させることが有効である。
　［衝撃荷重負荷時における割れの発生の抑制］
　（５）衝撃吸収部材において、衝撃荷重負荷時に割れが発生すると、衝撃吸収エネルギーが低下する。また、当該部材に隣接する他の部材を損傷させる場合もある。
　（６）鋼材の強度、特に、降伏強度を高めると、衝撃荷重負荷時における割れ（以下、「衝撃割れ」ともいう。）に対する感受性（以下、「衝撃割れ感受性」ともいう。）が高くなる。
　（７）衝撃割れの発生を抑制するには、均一延性、局部延性および破壊靭性を高めることが有効である。
　（８）ベイナイトを主相とする鋼材において、主相であるベイナイトを微細化することにより延性を高めることができる。
　（９）ベイナイトを主相とする鋼材において、第２相としてフェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含むものとし、これらの微細化を図ると局部延性をさらに向上させることができる。
　（１０）ベイナイトを主相とする鋼材において、破壊靭性を高めるには、フェライトを第２相に含有する組織とすることが有効である。ただし、粗大なフェライトは降伏応力および圧潰荷重の低下を招くので、微細化する必要がある。
　（１１）ベイナイトを主相とする鋼材において、均一延性を高めるには、オーステナイトを第２相に含有する組織とすることが有効である。ただし、粗大なオーステナイトは、歪誘起によりマルテンサイト相に変態すると破壊靭性に悪影響を及ぼすので、微細化する必要がある。
　（１２）ベイナイトを主相とする鋼材において、破壊靭性を高めるには、マルテンサイトを第２相に含有する組織とすることが有効である。ただし、粗大なマルテンサイトは破壊靭性に悪影響を及ぼすので、微細化する必要がある。
　本発明は上記の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　［１］
　質量％で、
Ｃ：０.０５％超～０.１８％、
Ｍｎ：１％～３％、
Ｓｉ：０.５％超～１.８％、
Ａｌ：０.０１％～０.５％、
Ｎ：０.００１％～０.０１５％、
Ｖ、Ｔｉのいずれか一方または両方：合計で０.０１％～０.３％、
Ｃｒ：０％～０.２５％、
Ｍｏ：０％～０.３５％、
であり、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　面積％で、ベイナイトを８０％以上含有するとともに、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を合計で５％以上含有し、
　前記ベイナイトの平均ブロックサイズが２.０μｍ未満、前記フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの全体の平均粒径が１.０μｍ未満であり、
　前記ベイナイトの平均ナノ硬さが４.０ＧＰａ～５.０ＧＰａであり、
　円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物が３００ｎｍ以下の平均粒子間隔で存在する、鋼材。
　［２］
　質量％で、
Ｃｒ：０．０５％～０.２５％、
Ｍｏ：０．１％～０.３５％、
からなる群から選択された１種または２種を含有する、［１］に記載の鋼材。
　本発明によれば、衝撃荷重が負荷された時における衝撃吸収部材の割れの発生を抑制または解消でき、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材を得ることが可能となるので、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることが可能となる。かかる衝撃吸収部材を適用することにより、自動車等の製品の衝突安全性を一層向上させることが可能になるので、産業上極めて有益である。
実施例で採用した連続焼鈍熱処理のヒートパターンを示す。
　以下、本発明について詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％は質量％である。
　１．化学組成
　なお、化学組成について以下に示す「％」は、特に説明がない限り、「質量％」を意味する。
　（１）Ｃ：０.０５％超～０.１８％
　Ｃは、主相であるベイナイト、第２相であるオーステナイトの生成を促進する作用、第２相の強度を高めることにより降伏強度および引張強度を向上させる作用、ならびに固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。さらには、ＴｉやＶと結合してＭＸ型の微細炭化物を析出させ、降伏応力および低歪域の加工硬化係数を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０.０５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.０５％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１８％を超えると、マルテンサイトやオーステナイトが過剰に生成して、衝撃荷重負荷時における割れの発生を促進する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.１８％以下とする。好ましくは０.１５％以下、さらに好ましくは０.１３％以下である。なお、本発明はＣ含有量が０．１８％の場合を含む。
　（２）Ｍｎ：１％～３％
　Ｍｎは、焼入れ性を高めることによりベイナイトの生成を促進する作用、固溶強化により鋼を強化し降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｍｎ含有量が１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１％以上とする。好ましくは１.５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％超では、マルテンサイトやオーステナイトが過剰に生成して、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３％以下とする。好ましくは２.５％以下である。なお、本発明はＭｎ含有量が１％の場合と３％の場合を含む。
　（３）Ｓｉ：０.５％超～１.８％
　Ｓｉは、ベイナイトやマルテンサイト中の炭化物の生成を抑制することにより、均一延性や局部延性を向上させる作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｓｉの含有量が０.５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｓｉ量は０.５％超とする。好ましくは０.８％以上、さらに好ましくは１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.８％を超えると、オーステナイトが過剰に残留し、衝撃割れ感受性が著しく高くなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１.８％以下とする。好ましくは１.５％以下、さらに好ましくは１.３％以下である。なお、本発明はＳｉ含有量が１．８％の場合を含む。
　（４）Ａｌ：０.０１％～０.５％
　Ａｌは、脱酸により鋼中の介在物の生成を抑制し、衝撃割れを防止する作用がある。Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０.５％超では、酸化物や窒化物が粗大化し、かえって衝撃割れを助長する。したがって、Ａｌ含有量は０.５％以下とする。なお、本発明はＡｌ含有量が０．０１％の場合と０．５％の場合を含む。
　（５）Ｎ：０.００１％～０.０１５％
　Ｎは、窒化物を生成することにより、オーステナイトやフェライトの粒成長を抑制し、組織を微細化することにより、衝撃割れを抑制する作用を有する。Ｎ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｎ含有量は０.００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０.０１５％超では、窒化物が粗大化してしまい、却って衝撃割れを助長する。したがって、Ｎ含有量は０.０１５％以下とする。なお、本発明はＮ含有量が０．００１％の場合と０．０１５％の場合を含む。
　（６）Ｖ、Ｔｉのいずれか一方または両方を合計で０.０１％～０.３％
　ＶおよびＴｉは、ＶＣやＴｉＣなどの炭化物を鋼中に生成し、フェライトの粒成長に対するピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制して、衝撃割れを抑制する作用を有する。さらに、ＶＣやＴｉＣによる析出強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｖ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含有させる。ＶとＴｉの合計含有量（以下、「（Ｖ＋Ｔｉ）含有量」ともいう。）が０.０１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、（Ｖ＋Ｔｉ）含有量は０.０１％以上とする。一方、（Ｖ＋Ｔｉ）含有量が０.３％超では、ＶＣまたはＴｉＣが過剰に生成してしまい、かえって衝撃割れ感受性を高める。したがって、（Ｖ＋Ｔｉ）含有量は０.３％以下とする。本発明はＶとＴｉの合計の含有量が０.０１％の場合と０.３％の場合を含む。Ｖのみを０.０１％～０.３％含有する場合、Ｔｉのみを０.０１％～０.３％含有する場合、ＶとＴｉの両方を合計で０.０１％～０.３％含有する場合、のいずれでも良い。
さらに、任意含有元素として、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種を含有しても良い。
　（７）Ｃｒ：０％～０.２５％、
　Ｃｒは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高めることによりベイナイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＣｒ：０.０５％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０.２５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｃｒ含有量は０.２５％以下とする。なお、本発明はＣｒの含有量が０.２５％の場合を含む。
　（８）Ｍｏ：０％～０.３５％、
　Ｃｒと同様に、Ｍｏは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＭｏ：０.１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０.３５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｍｏを含有する場合は、その含有量は０.３５％以下とする。なお、本発明はＭｏの含有量が０.３５％の場合を含む。
　本発明の鋼材は、以上の必須含有元素を含有し、さらに必要に応じて任意含有元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。但し、本発明の目的とする鋼材の特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容される。例えば、Ｐ、Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、Ｐ、Ｓは以下のように制限されることが望ましい。
　Ｐ：０．０２％以下、
　Ｐは、粒界を脆弱にし、熱間加工性の悪化を招く。そこで、Ｐの上限は０．０２％以下とする。Ｐ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｐすることを前提にすれば、Ｐの上限は０．０２％である。望ましくは０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｓは、粒界を脆弱にし、熱間加工性や延性の劣化を招く。そこで、Ｐの上限は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｓすることを前提にすれば、Ｓの上限は０．００５％である。望ましくは０．００２％以下である。
　２．鋼組織
　本発明に係る鋼組織は、高い降伏強度と低ひずみ域での高い加工硬化係数とを得ることで有効流動応力を高め、且つ、耐衝撃割れ性を兼ね備えるために、ブロックサイズが微細なベイナイトを主相とし、さらに、微細析出物により塑性流動応力を向上させる。
　（１）ベイナイト面積率：８０％以上
　主相であるベイナイトの面積率が８０％未満では、高い降伏強度を確保することが困難でとなる。したがって、主相であるベイナイトの面積率は８０％以上とする。ベイナイトの面積率は好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％超である。
　（２）ベイナイトの平均ブロックサイズ：２.０μｍ未満
　主相であるベイナイトを微細化することにより延性を高めることができる。ベイナイトの平均ブロックサイズが２.０μｍ以上では、延性を向上させることが困難である。したがって、ベイナイトの平均ブロックサイズは２.０μｍ未満とする。このブロックサイズは好ましくは１.５μｍ以下である。
　（３）フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を合計で５％以上含有し、前記フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの全体の平均粒径が１.０μｍ未満
　ベイナイトを主相とする鋼材において、第２相をフェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含むものとし、これらの微細化を図ると局部延性をさらに向上させることができる。フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの合計面積率が５％未満、もしくは、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの全体の平均粒径が１.０μｍ以上であると、局部延性をさらに向上させることが困難である。したがって、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を合計で５％以上含有し、かつ、前記フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの全体の平均粒径を１.０μｍ未満とする。
　なお、第２相にフェライトを含有させると破壊靭性を向上させることができ、オーステナイトを含有させると一様伸びを向上させることができ、マルテンサイトを含有させると強度を高めることができる。主相であるベイナイト以外の第２相には、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの他に、セメンタイトやパーライトが不可避的に含有される場合があるが、このような不可避的組織は５面積％以下であれば許容される。
　（４）ベイナイトの平均ナノ硬さ：４.０ＧＰａ以上５.０ＧＰａ以下
　ベイナイトの平均ナノ硬さが４.０ＧＰａ未満では、ベイナイト面積率が８０％以上である鋼材において９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、ベイナイトの平均ナノ硬さは４.０ＧＰａ以上とする。一方、ベイナイトの平均ナノ硬さが５.０ＧＰａ超では、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制することが困難となる。したがって、ベイナイトの平均ナノ硬さは５.０ＧＰａ以下とする。
　ここで、ナノ硬さは、ナノインデンテーションを用いて、ベイナイトブロック内のナノ硬さを測定することにより得られる値である。本発明では、キューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重５００μＮで得られるナノ硬さを採用する。
　（５）円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物の平均粒子間隔：３００ｎｍ以下
　ベイナイトを主相とする鋼材において、第２相の析出サイトは旧オーステナイト粒界であり、第２相の微細化のためには、オーステナイト粒の微細化が必要である。オーステナイト粒微細化の方法を種々検討した結果、後述するように、好適な熱間圧延条件や熱処理条件を採用して、ＭＸ型炭化物によるピンニング効果を図ることにより、結晶粒の粗大化が大幅に抑制されることが明らかとなった。
　ＭＸ型炭化物はＮａＣｌ型の結晶構造を有する炭化物であり、Ｖおよび／またはＴｉとＣとから構成される。ピンニング効果を発揮するＭＸ型炭化物のサイズは円相当直径で１０ｎｍ以上である。ＭＸ型炭化物のサイズが円相当直径で１０ｎｍ未満では粒界の移動に対するピンニング効果は期待できない。したがって、円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物を存在させることにより組織の微細化を図るのであるが、その平均粒子間隔が３００ｎｍ超では十分なピンニング効果を得ることが困難である。したがって、円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物が３００ｎｍ以下の平均粒子間隔で存在するものとする。
　円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物の密度は高いほど好ましいので、その平均粒子間隔の下限は特に規定しないが、現実的には５０ｎｍ以上である。ＭＸ炭化物のサイズの上限は特に規定しないが、過度に粗大であるとかえって延性に悪影響を及ぼす可能性があることから、ＭＸ炭化物サイズの上限（円相当直径）は５０ｎｍとすることが好ましい。
　３．特性
　本発明に係る鋼材は、有効流動応力が高く、衝撃吸収エネルギーが高いと同時に、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制されている点に特徴を有する。この特徴は、後述する実施例に示すように、５％流動応力が高いこと、平均圧潰荷重が高いこと、及び座屈試験における安定座屈率が高いことにより実証される。５％流動応力は７００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　他の機械的性質として、引張強度は９８２ＭＰａ以上、一様伸び（全伸び）は７％以上、穴広げ率は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ
Ｔ １００１－１９９６に準じた測定法で１２０％以上と、高強度で延性及び穴広げ性に優れていることが挙げられる。
　４．製造方法
　本発明の鋼材は、例えば以下の製造方法（１）～（３）によって得ることができる。
　製造方法（１）：熱間圧延材（熱処理なし）
　熱間圧延ままで本発明の鋼材を得るには、熱間圧延工程においてＶＣやＴｉＣを適正に析出させ、ＶＣやＴｉＣによるピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制するとともに、熱履歴を制御することにより複相組織の最適化を図ることが好ましい。
　先ず、上記化学組成を有するスラブを１２００℃以上として総圧下率５０％以上の多パス圧延を施し、８００℃以上９５０℃以下の温度域で圧延を完了する。圧延完了後０.４秒間以内に、６００℃／秒以上の冷却速度で、５００℃以下の温度域まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
　上記の熱間圧延および冷却により、ＭＸ型炭化物が分散し、ブロックサイズが微細なベイナイト組織を主体とする鋼組織が熱間圧延ままで得られる。
　上記の熱間圧延条件を満たさない場合には、オーステナイトが粗大化するうえに、ＭＸ型炭化物の析出密度が低下するため、目的とする鋼組織が得られず、延性と強度が低下する場合がある。さらに、上記の冷却条件を満たさない場合には、冷却過程におけるフェライトの生成が過剰になるうえに、ベイナイトのブロックサイズが過大となり、所望の衝撃特性が得られない場合がある。
　この製造方法（１）では、熱間圧延が実質的に完了した後、０.４秒間以内に５００℃以下の温度域まで、６００℃／秒以上の冷却速度で急冷却が行われる。熱間圧延の実質的な完了とは、熱間圧延の仕上げ圧延で行われる複数パスの圧延のうち、最後に実質的な圧延が行われたパスを意味する。例えば、仕上げ圧延機の上流側のパスで実質的な最終圧下が行われ、仕上げ圧延機の下流側のパスでは実質的な圧延が行われない場合は、上流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に５００℃以下の温度域まで急冷却が行われる。また、例えば、仕上げ圧延機の下流側のパスまで実質的な圧延が行われる場合は、下流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に５００℃以下の温度域まで急冷却が行われる。なお、急冷却は、基本的にはランナウトテーブルに配置された冷却ノズルによって行われるが、仕上げ圧延機の各パス間に配置されたスタンド間冷却ノズルによって行うこともできる。
　前冷却速度（６００℃／秒以上）は、サーモトレーサーにより測定されるサンプル表面の温度（鋼板の表面温度）を基準とする。鋼板全体の冷却速度（平均冷却速度）は、表面温度基準の冷却速度（６００℃／秒以上）から換算して、２００℃／秒以上程度と推察される。
　製造方法（２）：熱間圧延、熱処理材
　熱間圧延後に熱処理を施して本発明の鋼材を得るには、熱間圧延工程および熱処理工程の昇温過程においてＶＣやＴｉＣを適正に析出させ、ＶＣやＴｉＣによるピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制するとともに、熱処理中に複相組織の最適化を図ることが好ましい。
　先ず、上記化学組成を有するスラブを１２００℃以上として総圧下率５０％以上の多パス圧延を施し、８００℃以上９５０℃以下の温度域で圧延を完了する。圧延完了後０.４秒間以内に、６００℃／秒以上の冷却速度で、７００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を一次冷却ともいう。）、次に１００℃／秒未満の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を二次冷却ともいう。）、３００℃以上５００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
　この熱間圧延工程により、ＭＸ型炭化物がフェライト粒界に高密度に析出した熱延鋼板が得られる。一方、上記の熱間圧延条件を満たさない場合には、ＭＸ型炭化物の平均粒径が過小となって粒成長に対するピンニング効果が低減する、ＭＸ型炭化物の平均粒子間距離が過大となって結晶粒の微細化に寄与しないなどにより、本発明の鋼材を得ることが困難となる。
　この製造方法（２）では、熱間圧延が実質的に完了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで、６００℃／秒以上の冷却速度で急冷却が行われる。先に説明した製造方法（１）と同様に、製造方法（２）においても、熱間圧延の実質的な完了とは、熱間圧延の仕上げ圧延で行われる複数パスの圧延のうち、最後に実質的な圧延が行われたパスを意味する。急冷却は、基本的にはランナウトテーブルに配置された冷却ノズルによって行われるが、仕上げ圧延機の各パス間に配置されたスタンド間冷却ノズルによって行うこともできる。
　前冷却速度（６００℃／秒以上）は、サーモトレーサーにより測定されるサンプル表面の温度（鋼板の表面温度）を基準とする。鋼板全体の冷却速度（平均冷却速度）は、表面温度基準の冷却速度（６００℃／秒以上）から換算して、２００℃／秒以上程度と推察される。
　この製造方法（２）では、次に、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、２℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で８５０℃以上９２０℃以下の温度域まで昇温して該温度域に１００秒間以上３００秒間以下保持する（図１の焼鈍）。次いで、１０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で２７０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却して、該温度域で１０秒間以上３００秒間以下保持する熱処理を施す（図１の焼き入れ）。
　上記平均昇温速度が２℃／秒未満では、昇温中にフェライトの粒成長が生じてしまい、結晶粒が粗大化する。上記平均昇温速度は速いほど好ましいが、現実的には５０℃／秒以下である。上記昇温後に保持する温度が８５０℃未満であったり、保持する時間が１００秒間未満であったりすると、焼入れに必要なオーステナイト化が不十分となり、目的とする複相組織が得ることが困難となる。一方、上記昇温後に保持する温度が９２０℃超であったり、３００秒間超であったりすると、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする複相組織が得ることが困難となる。
　上記昇温の後には、ベイナイト主体の組織を得るために、フェライト変態を抑制しつつベイナイト変態温度以下に焼入れる必要がある。上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、フェライト量が過剰となり十分な強度を得ることが困難である。上記平均冷却速度は速いほど好ましいが、現実的には５０℃／秒以下である。また、上記冷却の冷却停止温度が２７０℃未満では、マルテンサイト面積率が大きくなりすぎ、局部延性が低下する。一方、上記冷却の冷却停止温度が３９０℃超では、ベイナイトの平均ブロックサイズが粗大となり、強度および延性が低下する。また、２７０℃以上３９０℃以下の温度域における保持時間が１０秒間未満では、ベイナイト変態の促進が不十分となる場合がある。一方、２７０℃以上３９０℃以下の温度域における保持時間が３００秒間超では生産性が著しく害される。
　上記焼入れの後に、必要に応じて４００℃以上５５０℃以下の温度域に１０秒間以上６５０秒間以下保持する焼戻し処理を行って、ベイナイトの硬さの調整を行ってもよい（図１の焼戻し１、２）。なお、この焼戻しは、１段階でも良く、あるいは、複数段階に分けて行っても良い。図１は、２段階に分けて焼戻しを行う例を示す。
ここで、焼き戻し温度が４００℃未満または焼き戻し時間が１０秒未満では、焼き戻しによる効果を十分に得られない。一方、焼き戻し温度が５５０℃または焼き戻し時間が６５０秒間超では、強度低下により目的とする強度をえることができない場合がある。この焼戻しは、上記温度域内において２段以上の加熱により実施することができる。その場合、１段目の加熱温度を２段目の加熱温度より低くすることが好ましい。
　製造方法（３）：冷間圧延、熱処理材
　熱間圧延と冷間圧延の後に熱処理を施して本発明の鋼材を得るには、製造方法（２）と同様に、熱間圧延工程および熱処理工程の昇温過程においてＶＣやＴｉＣを適正に析出させ、ＶＣやＴｉＣによるピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制するとともに、熱処理中に複相組織の最適化を図ることが好ましい。そのためには下記工程を備える製造方法により製造することが好ましい。
　先ず、上記化学組成を有するスラブを１２００℃以上として総圧下率５０％以上の多パス圧延を施し、８００℃以上９５０℃以下の温度域で圧延を完了する。圧延完了後０.４秒間以内に、６００℃／秒以上の冷却速度で、７００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を一次冷却ともいう。）、次に１００℃／秒未満の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を二次冷却ともいう。）、３００℃以上５００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
　この熱間圧延工程により、ＭＸ型炭化物がフェライト粒界に高密度に析出した熱延鋼板が得られる。一方、上記の熱間圧延条件を満たさない場合には、ＭＸ型炭化物の平均粒径が過小となって粒成長に対するピンニング効果が低減する、ＭＸ型炭化物の平均粒子間距離が過大となって結晶粒の微細化に寄与しないなどにより、本発明の鋼材を得ることが困難となる。
　この製造方法（３）では、熱間圧延が実質的に完了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで、６００℃／秒以上の冷却速度で急冷却が行われる。先に説明した製造方法（１）、（２）と同様に、製造方法（３）においても、熱間圧延の実質的な完了とは、熱間圧延の仕上げ圧延で行われる複数パスの圧延のうち、最後に実質的な圧延が行われたパスを意味する。急冷却は、基本的にはランナウトテーブルに配置された冷却ノズルによって行われるが、仕上げ圧延機の各パス間に配置されたスタンド間冷却ノズルによって行うこともできる。
　前冷却速度（６００℃／秒以上）は、サーモトレーサーにより測定されるサンプル表面の温度（鋼板の表面温度）を基準とする。鋼板全体の冷却速度（平均冷却速度）は、表面温度基準の冷却速度（６００℃／秒以上）から換算して、２００℃／秒以上程度と推察される。
　この製造方法（３）では、次に、圧下率３０％以上７０％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
　次に、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、２℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で８５０℃以上９２０℃以下の温度域まで昇温して該温度域に１００秒間以上３００秒間以下保持する（図１の焼鈍）。次いで、１０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で２７０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却して該温度域で１０秒間以上３００秒間以下保持する熱処理を施す（図１の焼き入れ）。
　上記平均昇温速度が２℃／秒未満では、昇温中にフェライトの粒成長が生じてしまい、結晶粒が粗大化する。上記平均昇温速度は速いほど好ましいが、現実的には５０℃／秒以下である。上記昇温後に保持する温度が８５０℃未満であったり、保持する時間が１００秒間未満であったりすると、焼入れに必要なオーステナイト化が不十分となり、目的とする複相組織が得ることが困難となる。一方、上記昇温後に保持する温度が９２０℃超であったり、３００秒間超であったりすると、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする複相組織が得ることが困難となる。
　上記昇温の後には、ベイナイト主体の組織を得るために、フェライト変態を抑制しつつベイナイト変態温度以下に焼入れる必要がある。上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、フェライト量が過剰となり十分な強度を得ることが困難である。上記平均冷却速度は速いほど好ましいが、現実的には５０℃／秒以下である。また、上記冷却の冷却停止温度が２７０℃未満では、マルテンサイト面積率が大きくなりすぎ、局部延性が低下する。一方、上記冷却の冷却停止温度が３９０℃超では、ベイナイトの平均ブロックサイズが粗大となり、強度および延性が低下する。また、２７０℃以上３９０℃以下の温度域における保持時間が１０秒間未満では、ベイナイト変態の促進が不十分となる場合がある。一方、２７０℃以上３９０℃以下の温度域における保持時間が３００秒間超では生産性が著しく害される。
　先に説明した製造方法（２）と同様に、上記焼入れの後に、必要に応じて４００℃以上５５０℃以下の温度域に１０秒間以上６５０秒間以下保持する焼戻し処理を行って、ベイナイトの硬さの調整を行ってよい。ここで、焼き戻し温度が４００℃未満または焼き戻し時間が１０秒未満では、焼き戻しによる効果を十分に得られない。一方、焼き戻し温度が５５０℃または焼き戻し時間が６５０秒間超では、強度低下により目的とする強度をえることができない場合がある。この焼戻しは、上記温度域内において２段以上の加熱により実施することができる。その場合、１段目の加熱温度を２段目の加熱温度より低くすることが好ましい。
　本発明の鋼材は、こうして製造方法（１）～（３）によって製造された熱延鋼板または冷延鋼板のままでもよく、あるいはこれから切断され、必要に応じて曲げ加工やプレス加工などの適当な加工を施されたものであってもよい。また、鋼板のまま、あるいは加工後にめっきを施されたものであってもよい。めっきは電気めっきと溶融めっきのいずれでもよく、めっき種に制限はないが、通常は亜鉛または亜鉛合金めっきである。
　表１に示す化学組成を有するスラブ（厚さ：３５ｍｍ、幅：１６０～２５０ｍｍ、長さ：７０～１４０ｍｍ）を用いて実験を行った。表１中、「－」は、積極的な含有をしていないことを意味する。下線は、本発明の範囲外を示す。鋼種Ｄは、Ｖ、Ｔｉの合計含有量が下限値未満の比較例である。鋼種Ｉは、Ｍｎの含有量が上限値超えの比較例である。鋼種Ｊは、Ｃの含有量が上限値超えの比較例である。いずれの鋼種も１５０ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、炉内温度１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度で熱間鍛造を行いスラブとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記スラブを、１２５０℃で１時間以内の再加熱後に、熱間圧延試験機を用いて、４パスの粗熱間圧延を施し、さらに３パスの仕上熱間圧延を施し、圧延完了後に一次冷却および二次冷却を実施し、熱延鋼板とした。熱間圧延条件を表２に示す。圧延完了直後の一次冷却および二次冷却は水冷により実施した。表中の巻取温度で二次冷却を終了した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　試験番号１、２、６、１３、１５～１７の鋼板は、冷間圧延をせず、熱間圧延ままとした。その他の試験番号３～５、７～１２、１４の鋼板は、冷間圧延を行った。表２および表３からわかるように、得られた熱延鋼板または冷延鋼板は、いずれも板厚が１.６ｍｍであった。試験番号４、５、９～１２、１４の鋼板は、連続焼鈍シミュレータを用いて図１に示すヒートパターンおよび表３に示す条件で熱処理を施した。本実施例では、熱処理における昇温→温度保持が焼鈍、焼鈍後の冷却が焼入れ、その後の熱処理は硬さ調整（軟化）を目的とする焼戻しである。図１および表３からわかるように、４００℃以上５５０℃以下の温度域での焼戻し熱処理を２段階で実施した。なお、試験番号３、７、８、１３の鋼板は、焼鈍後、焼入れのみを行い、焼戻しをしなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　このようにして得られた熱延鋼板および冷延鋼板について、以下の調査を行った。
　まず、供試鋼板から、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、５％流動応力、最大引張強さ（ＴＳ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。５％流動応力とは、引張試験において歪みが５％となる塑性変形時の応力であり、有効流動応力と比例関係にあり、その指標となる。
　端面ダメージの影響を除去するために機械加工穴についてリーマー加工を施した以外は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ
Ｔ １００１－１９９６に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。
　鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置においてＥＢＳＤ解析を行い、主相と第２相とについて平均粒径を求めるとともに、粒界面方位差マップを作製した。ベイナイトのブロックサイズは、方位差が１５°以上の界面で包まれた組織単位をベイナイトブロックと仮定し、その円相当直径を平均することにより平均ブロックサイズを求めた。
　ベイナイトのナノ硬さはナノインデンテーション法によって求めた。圧延方向と平行に採取した断面試験片の板厚の１／４深さ位置をエメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにてメカノケミカル研磨を行い、さらに電解研磨により加工層を除去して試験に供した。ナノインデンテーションはキューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重５００μＮで行った。この時の圧痕サイズは直径０.５μｍ以下である。各サンプルのベイナイトの硬さをランダムに２０点測定し、それぞれのサンプルの平均ナノ硬さを求めた。
　第２相のうち、オーステナイト相はＥＢＳＤによる結晶系解析により峻別した。また初析フェライト相およびマルテンサイト相はナノインデンテーションによる硬さで分離した。すなわち、ナノ硬さが４ＧＰａ未満の相を初析フェライト相とし、一方、ナノ硬さが６ＧＰａ以上の相をマルテンサイト相とし、ナノインデンテーション装置に併設の原子間力顕微鏡による２次元画像から、これらフェライト相、マルテンサイト相およびオーステナイト相の合計面積率および平均粒径を求めた。
　ＭＸ型炭化物は、抽出レプリカサンプルを用いたＴＥＭ観察により同定し、平均粒径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物の平均粒子間隔は、ＴＥＭ明視野像の２次元画像から算出した。
　さらに、上記鋼板を用いて角筒部材を作製し、軸方向の衝突速度６４ｋｍ／ｈで軸圧潰試験を実施し、衝突吸収性能を評価した。角筒部材の軸方向に垂直な断面の形状は正八角形として、角筒部材の軸方向長さは２００ｍｍとした。いずれも板厚は１.６ｍｍ、上記正八角形の１辺の長さ（角部の曲線部を除く直線部の長さ）（Ｗｐ）は２５.６ｍｍで評価した。各鋼板についてこのような角筒部材を２個ずつ作製し、軸圧潰試験に供した。評価は、軸圧潰時の平均荷重（２回の試験の平均値）および安定座屈率により実施した。安定座屈率は、軸圧潰試験において割れが生じなかった試験体の全試験体数に対する割合である。一般に、衝突吸収エネルギーが高くなると、圧潰途中で割れが生じる可能性が高まり、結果的に塑性変形仕事量を増大させることはできず、衝撃吸収エネルギーを高めることができない場合がある。つまり、いくら平均圧潰荷重（衝撃吸収性能）が高くても、安定座屈率が良好でないと、高い衝撃吸収性能を示すことができない。
　以上の調査結果（鋼組織、機械特性、および軸圧潰特性）を表４にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４からわかるように、本発明に係る鋼材は、軸圧潰による平均荷重が０.３８ｋＮ／ｍｍ2以上と高い。さらに、安定座屈率が２／２と良好な軸圧潰特性を示す。また、引張強度が９８０ＭＰａ以上と高強度で、穴広げ率は１２２％以上、５％流動応力は７４５ＭＰａ以上といずれも高く、延性も十分な値を示した。したがって、本発明に係る鋼材は、上述したクラッシュボックス、サイドメンバー、センターピラー、ロッカー、等の素材として用いるのに好適である。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０.０５％超～０.１８％、
    Ｍｎ：１％～３％、
    Ｓｉ：０.５％超～１.８％、
    Ａｌ：０.０１％～０.５％、
    Ｎ：０.００１％～０.０１５％、
    Ｖ、Ｔｉのいずれか一方または両方：合計で０.０１％～０.３％、
    Ｃｒ：０％～０.２５％、
    Ｍｏ：０％～０.３５％、
    であり、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　面積％で、ベイナイトを８０％以上含有するとともに、フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を合計で５％以上含有し、
    　前記ベイナイトの平均ブロックサイズが２.０μｍ未満、前記フェライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの全体の平均粒径が１.０μｍ未満であり、
    　前記ベイナイトの平均ナノ硬さが４.０ＧＰａ～５.０ＧＰａであり、
    　円相当直径が１０ｎｍ以上のＭＸ型炭化物が３００ｎｍ以下の平均粒子間隔で存在する、鋼材。
  2. 　質量％で、
    Ｃｒ：０．０５％～０.２５％、
    Ｍｏ：０．１％～０.３５％、
    からなる群から選択された１種または２種を含有する、請求項１に記載の鋼材。
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