鋼材的制作方法【專利摘要】本發(fā)明涉及一種鋼材，其化學(xué)組成以質(zhì)量％計為C：超過0.05％～0.2％、Mn：1％～3％、Si：超過0.5％～1.8％、Al：0.01％～0.5％、N：0.001％～0.015％、Ti或者V和Ti的總計：超過0.1％～0.25％、Ti：0.001％以上、Cr：0％～0.25％、Mo：0％～0.35％、余量：Fe和雜質(zhì)；鋼組織為多相組織，該多相組織具有：50面積％以上的由鐵素體構(gòu)成的主相，以及包含選自由貝氏體、馬氏體和奧氏體組成的組中的1種或2種以上的第2相，前述第2相的平均納米硬度為不足6.0GPa，在將晶體的位相差為2°以上的邊界定義為晶界，將被該晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒時，前述主相和前述第2相的全體晶粒的平均粒徑為3μm以下，位相差2°～小于15°的小角度晶界長度占晶界總長度的比率為15％以上。【專利說明】鋼材【
技術(shù)領(lǐng)域：
】[0001]本發(fā)明涉及鋼材，具體而言，涉及負載沖擊載荷時裂紋的產(chǎn)生被抑制，進而有效流動應(yīng)力高，適宜作為沖擊吸收部件的原材料的鋼材。本申請主張2012年7月20日在日本提出申請的特愿2012-161730號的優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容援用至此。【
背景技術(shù)：
】[0002]近年，從地球環(huán)境保護的觀點來看，作為降低來自汽車的CO2排出量的一環(huán)，要求汽車車身的輕量化，指向汽車用鋼材的高強度化。這是因為，通過提高鋼材的強度從而使汽車用鋼材的薄壁化成為可能。另一方面，社會對汽車的沖撞安全性提升的要求進一步提高，不只期望鋼材的高強度化，并且還期望開發(fā)在行駛中沖撞時的耐沖擊性優(yōu)異的鋼材。[0003]此處，沖撞時的汽車用鋼材的各部位受到數(shù)十（?Γ1)以上的高應(yīng)變速度的變形，因此要求動態(tài)強度特性優(yōu)異的高強度鋼材。[0004]作為這樣的高強度鋼材，已知有靜動差（靜態(tài)強度與動態(tài)強度之差）高的低合金TRIP鋼、具有以馬氏體為主體的第2相的多相組織鋼這樣的高強度多相組織鋼材。[0005]對于低合金TRIP鋼，例如專利文獻1中公開了動態(tài)變形特性優(yōu)異的汽車沖撞能量吸收用的加工誘發(fā)相變型高強度鋼板（TRIP鋼板）。[0006]另外，對于具有以馬氏體為主體的第2相的多相組織鋼板，公開有如下發(fā)明。[0007]專利文獻2中公開了一種高強度鋼板，其包含微細的鐵素體粒，晶體粒徑為1.2μ--以下的納米晶粒的平均粒徑ds與晶體粒徑超過1.2μ--的微晶粒的平均晶體粒徑dL滿足dL/ds彡3的關(guān)系，強度與延性平衡優(yōu)異、且靜動差為170MPa以上。[0008]專利文獻3中公開了一種鋼板，其由平均粒徑為3μπι以下的馬氏體與平均粒徑為5μπι以下的馬氏體的2相組織構(gòu)成，靜動比高。[0009]專利文獻4中公開了一種冷軋鋼板，其含有75%以上的平均粒徑為3.5μm以下的鐵素體相，余量由回火馬氏體構(gòu)成，沖擊吸收特性優(yōu)異。[0010]專利文獻5中公開了一種冷軋鋼板，施加預(yù)應(yīng)變制成由鐵素體和馬氏體構(gòu)成的2相組織，滿足5XIO2?5X103/s的應(yīng)變速度下靜動差為60MPa以上。[0011]此外，專利文獻6中公開了一種高強度熱軋鋼板，其僅包含85%以上的貝氏體和馬氏體等硬質(zhì)相，耐沖擊特性優(yōu)異。[0012]現(xiàn)有專利文獻[0013]專利文獻：[0014]專利文獻1:日本特開平11-80879號公報[0015]專利文獻2:日本特開2006-161077號公報[0016]專利文獻3:日本特開2004-84074號公報[0017]專利文獻4:日本特開2004-277858號公報[0018]專利文獻5:日本特開2000-17385號公報[0019]專利文獻6:日本特開平11-269606號公報【
發(fā)明內(nèi)容】[0020]發(fā)明要解決的問題[0021]但是，作為以往的沖擊吸收部件的原材料的鋼材存在如下課題。即，為了提高沖擊吸收部件（以下，也簡稱為"部件"）的沖擊吸收能量，作為沖擊吸收部件的原材料的鋼材(以下，也簡稱為"鋼材"）的高強度化是必須的。[0022]其中，"塑性t加工"第46卷第534號641?645頁公開了：決定沖擊吸收能量的平均載荷（FaJ按照如下的形式施加：[0023]Fave°c(〇Y.t2)/4[0024]〇Y:有效流動應(yīng)力[0025]t:板厚[0026]沖擊吸收能量高度依賴于鋼材的板厚。因此，僅使鋼材高強度化，對于使沖擊吸收部件兼顧薄壁化和高沖擊吸收性能是有限的。[0027]此處，流動應(yīng)力是指為了在塑性變形的開始時或開始后繼續(xù)引起塑性變形所需的應(yīng)力，有效流動應(yīng)力是指考慮到鋼材的板厚、形狀、沖擊時對部件施加的應(yīng)變速度的塑性流動應(yīng)力。[0028]然而，例如如國際公開第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號小冊子中公開的那樣，沖擊吸收部件的沖擊吸收能量也高度依賴于其形狀。[0029]S卩，優(yōu)化沖擊吸收部件的形狀來增大塑性變形做功量，從而存在可以使沖擊吸收部件的沖擊吸收能量飛躍性地提高至僅使鋼材高強度化所不能達成的水平的可能性。[0030]但是，即使優(yōu)化沖擊吸收部件的形狀來增大塑性變形做功量，但鋼材若不具有能夠耐受該塑性變形做功量的變形能力，則在設(shè)想的塑性變形結(jié)束前，沖擊吸收部件就提早產(chǎn)生裂紋，結(jié)果不能增大塑性變形做功量，不能飛躍性地提高沖擊吸收能量。另外，沖擊吸收部件提早產(chǎn)生裂紋時，則可能會招致與該沖擊吸收部件相鄰配置的其它部件的損傷等不能預(yù)期的事態(tài)。[0031]以往，基于沖擊吸收部件的沖擊吸收能量依賴于鋼材的動態(tài)強度的技術(shù)思想，指向提高鋼材的動態(tài)強度，但僅指向提高鋼材的動態(tài)強度有時招致變形能力的顯著降低。因此，即使優(yōu)化沖擊吸收部件的形狀來增大塑性變形做功量，也不一定能使沖擊吸收部件的沖擊吸收能量產(chǎn)生飛躍性地提高。[0032]另外，原本以基于上述技術(shù)思想制造的鋼材的使用為前提研宄了沖擊吸收部件的形狀，因此對于沖擊吸收部件的形狀的優(yōu)化，一直以來以現(xiàn)存的鋼材的變形能力為前提進行研宄，提高鋼材的變形能力、且優(yōu)化沖擊吸收部件的形狀來增大塑性變形做功量這樣的研宄本身至今為止并未充分進行。[0033]本發(fā)明的課題在于提供有效流動應(yīng)力高因而沖擊吸收能量高、同時負載沖擊載荷時的裂紋的產(chǎn)生被抑制的、適合作為沖擊吸收部件的原材料的鋼材及其制造方法。[0034]用于解決問題的方案[0035]如上所述，為了提高沖擊吸收部件的沖擊吸收能量，重要的是，不僅使鋼材優(yōu)化，而且優(yōu)化沖擊吸收部件的形狀來增大塑性變形做功量。[0036]對于鋼材，為了使能夠增大塑性變形做功量的沖擊吸收部件的形狀的優(yōu)化成為可能，以便抑制負載沖擊載荷時的裂紋的產(chǎn)生并且增大塑性變形做功量，重要的是提高有效流動應(yīng)力。[0037]本發(fā)明人等為了提高沖擊吸收部件的沖擊吸收能量，對于鋼材，深入研宄抑制負載沖擊載荷時的裂紋的產(chǎn)生、以及提高有效流動應(yīng)力的方法，發(fā)現(xiàn)下列的新見解。[0038][沖擊吸收能量的提高][0039](1)為了提尚鋼材的沖擊吸收能量，提尚賦予5%的真應(yīng)變時的有效流動應(yīng)力（以下，記為"5%流動應(yīng)力"）是有效的。[0040](2)為了提高5%流動應(yīng)力，提高屈服強度和低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)是有效的。[0041](3)為了提高屈服強度，鋼組織的微細化是必要的。[0042](4)為了提高低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)，有效地提高低應(yīng)變區(qū)域的位錯密度是有效的。[0043](5)為了有效地提高低應(yīng)變區(qū)域的位錯密度，提高晶界中的小角度晶界（位相差角度為不足15°的晶界）的比率是有效的。這是因為，大角度晶界容易成為堆積的位錯的壑（湮滅地點），相對于此，小角度晶界容易蓄積位錯，因此，通過提高小角度晶界的比率，即使在低應(yīng)變區(qū)域也能有效地提高位錯密度。[0044][抑制負載沖擊載荷時的裂紋的產(chǎn)生][0045](6)沖擊吸收部件中，若在負載沖擊載荷時產(chǎn)生裂紋，沖擊吸收能量降低。另外，有時也損傷與該部件相鄰的其它部件。[0046](7)提高鋼材的強度、尤其是屈服強度時，負載沖擊載荷時的對于裂紋（以下，也稱"沖擊裂紋"）的敏感性（以下，也稱"沖擊裂紋敏感性"）提高。[0047](8)為了抑制沖擊裂紋的產(chǎn)生，提高均勻延性、局部延性和破裂韌性是有效的。[0048](9)為了提高均勻延性，制成多相組織是有效的，該多相組織以鐵素體為主相，余下由含有選自由貝氏體、馬氏體和奧氏體組成的組中的1種或2種以上的第2相構(gòu)成。[0049](10)為了提高局部延性，使第2相為軟質(zhì)相，且使第2相具備與作為主相的鐵素體的塑性變形能力同等的塑性變形能力是有效的。[0050](11)為了提高破裂韌性，使作為主相的鐵素體和第2相微細化是有效的。[0051]本發(fā)明是鑒于上述的新見解而完成的，其主旨如下。[0052][1]一種鋼材，其化學(xué)組成以質(zhì)量％計為C:超過0·05%?0·2%、Mn:1%?3%、Si:超過0·5%?L8%、Al:0·01%?0·5%、N:0·001%?0·015%、Ti或者V和Ti的總計：超過〇·1%?〇·25%、Ti:0·001%以上、Cr:0%?0·25%、Mo:0%?0·35%、余量：Fe和雜質(zhì)；鋼組織為多相組織，該多相組織具有：50面積％以上的由鐵素體構(gòu)成的主相，以及包含選自由貝氏體、馬氏體和奧氏體組成的組中的1種或2種以上的第2相，前述第2相的平均納米硬度為不足6.OGPa，在將晶體的位相差為2°以上的邊界定義為晶界，將被該晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒時，前述主相和前述第2相的全體晶粒的平均粒徑為3μπι以下，位相差2°?小于15°的小角度晶界的長度占晶界總長度的比率為15%以上。[0053][2]根據(jù)[1]所述的鋼材，其以質(zhì)量％計含有選自由Cr:0.05%?0.25%、Mo:0.1%?0.35%組成的組中的1種或2種。[0054]發(fā)明的效果[0055]根據(jù)本發(fā)明，可以抑制或消除負載沖擊載荷時的沖擊吸收部件的裂紋的產(chǎn)生，進而能得到有效流動應(yīng)力高的沖擊吸收部件，從而可以飛躍性地提高沖擊吸收部件的沖擊吸收能量。通過應(yīng)用該沖擊吸收部件，可以進一步提高汽車等制品的沖撞安全性，因此在工業(yè)上極有益。【專利附圖】【附圖說明】[0056]圖1表示連續(xù)退火熱處理的溫度歷程。[0057]圖2為表示第2相的硬度和軸向壓潰試驗（axialcrushtest)得到的穩(wěn)定屈曲率與平均粒徑的關(guān)系的圖。〇為未產(chǎn)生裂紋的穩(wěn)定屈曲，Λ為以1/2的概率產(chǎn)生裂紋，X為以2/2的概率產(chǎn)生裂紋、發(fā)生不穩(wěn)定的屈曲。[0058]圖3為表示平均粒徑與軸向壓潰試驗得到的平均壓潰載荷的關(guān)系的圖。【具體實施方式】[0059]以下，詳細說明本發(fā)明。[0060]1.化學(xué)組成[0061]需要說明的是，對于化學(xué)組成，以下所示的"％"只要無特別說明，則意指"質(zhì)量％"。[0062](I)C:超過0·05%?0·2%、[0063]C具有如下的作用：促進第2相所含有的貝氏體、馬氏體和奧氏體的生成的作用，通過提高第2相的強度來提高屈服強度和拉伸強度的作用，通過固溶強化使鋼強化、提高屈服強度和拉伸強度的作用。C含量為0.05%以下時，有時難以得到由上述作用帶來的效果。因此，C含量設(shè)定為超過0.05%。另一方面，C含量超過0.2%時，有時馬氏體、奧氏體過度硬質(zhì)化，招致局部延性的顯著降低。因此，C含量設(shè)定為0.2%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括C含量為0.2%的情況。[0064](2)Μη:1%?3%、[0065]Mn具有如下作用：促進以貝氏體和馬氏體為代表的第2相的生成的作用，通過固溶強化使鋼強化、提高屈服強度和拉伸強度的作用，通過固溶強化提高鐵素體的強度，通過提高在高應(yīng)變負荷條件下的鐵素體的硬度來提高局部延性的作用。Mn含量為不足1%時，有時難以得到由上述作用帶來的效果。因此，Mn含量設(shè)定為1%以上。優(yōu)選為1.5%以上。另一方面，Mn含量超過3%時，有時過量生成馬氏體、奧氏體，招致局部延性的顯著降低。因此，Mn含量設(shè)定為3%以下。優(yōu)選為2.5%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Mn含量為1%的情況和為3%的情況。[0066](3)Si:超過0·5%?1.8%、[0067]Si具有如下作用：通過抑制貝氏體、馬氏體中的碳化物的生成來提高均勻延性、局部延性的作用，以及通過固溶強化使鋼強化、提高屈服強度和拉伸強度的作用。Si的含量為0.5%以下時，有時難以得到由上述作用帶來的效果。因此，Si量設(shè)定為超過0.5%。優(yōu)選為0.8%以上、進一步優(yōu)選為1%以上。另一方面，Si含量超過1.8%時，有時奧氏體過量殘留，沖擊裂紋敏感性顯著提高。因此，Si含量設(shè)定為1.8%以下。優(yōu)選為1.5%以下，進一步優(yōu)選為I.3%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Si含量為I.8%的情況。[0068](4)A1:0·01%?0·5%、[0069]Al具有通過脫氧來抑制鋼中夾雜物的生成、防止沖擊裂紋的作用。但是，Al含量為不足0.01%時，難以得到由上述作用帶來的效果。因此，Al含量設(shè)定為0.01%以上。另一方面，Al含量超過0.5%時，氧化物、氮化物粗大化，反而助長沖擊裂紋。因此，Al含量設(shè)定為0.5%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Al含量為0.01%的情況和為0.5%的情況。[0070](5)N:0·001%?0·015%、[0071]N具有通過生成氮化物來抑制奧氏體、鐵素體的晶粒生長，通過使組織微細化來抑制沖擊裂紋的作用。但是，N含量為不足0.001%時，難以得到由上述作用帶來的效果。因此，N含量設(shè)定為0.001%以上。另一方面，N含量超過0.015%時，氮化物粗大化，反而助長沖擊裂紋。因此，N含量設(shè)定為0.015%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括N含量為0.001%的情況和為0.015%的情況。[0072](6)Ti或者V和Ti的總計：超過0·1%?0·25%、[0073]Ti和V具有在鋼中生成TiC、VC等碳化物，通過對于鐵素體的晶粒生長的釘扎效應(yīng)而抑制晶粒的粗大化、抑制沖擊裂紋的作用。此外，具有通過基于TiC、VC的析出強化使鋼強化，提高屈服強度和拉伸強度的作用。Ti或者V和Ti的總計的含量為0.1%以下時，難以得到這些作用。因此，Ti或者V和Ti的總計的含量設(shè)定為超過0.1%。優(yōu)選為0.15%以上。另一方面，Ti或者V和Ti的總計的含量超過0.25%時，TiC、VC過量生成，反而提高沖擊裂紋敏感性。因此，Ti或者V和Ti的總計的含量設(shè)定為0.25%以下。優(yōu)選為0.23%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Ti或者V和Ti的總計的含量為0.25%的情況。[0074](7)Ti:0·001%以上、[0075]另外，這些作用在含有0.001%以上的Ti時變得進一步顯著。因此，以含有0.001%以上的Ti為前提。V含量也可以為0%、優(yōu)選設(shè)定為0.1%以上、進一步優(yōu)選設(shè)定為0.15%以上。從降低沖擊裂紋敏感性的觀點來看，V含量優(yōu)選設(shè)定為0.23%以下。另外，Ti含量優(yōu)選設(shè)定為〇.01%以下、進一步優(yōu)選設(shè)定為〇.007%以下。[0076]進而，作為任意含有元素，也可以含有Cr、Mo中的1種或2種。[0077](8)Cr:0%?0·25%、[0078]Cr為任意含有元素，具有如下作用：提高淬透性，促進貝氏體、馬氏體的生成的作用，以及通過固溶強化使鋼強化、提高屈服強度和拉伸強度的作用。為了更確切地得到這些作用，優(yōu)選為Cr:0.05%以上。但是，Cr含量超過0.25%時，馬氏體相過量生成，提高沖擊裂紋敏感性。因此，含有Cr時，其含量設(shè)定為0.25%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Cr的含量為0.25%的情況。[0079](9)Mo:0%?0·35%、[0080]與Cr同樣，Mo為任意含有元素，具有如下作用：提高淬透性，促進貝氏體、馬氏體的生成的作用，以及通過固溶強化使鋼強化、提高屈服強度和拉伸強度的作用。為了更確切地得到這些作用，優(yōu)選為Mo:0.1%以上。但是，Mo含量超過0.35%時，馬氏體相過量生成，提高沖擊裂紋敏感性。因此，含有Mo時，其含量設(shè)定為0.35%以下。需要說明的是，本發(fā)明包括Mo的含量為0.35%的情況。[0081]本發(fā)明的鋼材含有以上的必須含有元素，進而根據(jù)需要含有任意含有元素，余量為Fe和雜質(zhì)。作為雜質(zhì)，可例示出礦石、廢料等原料所包含的雜質(zhì)、制造工序中包含的雜質(zhì)。其中，在不妨礙作為本發(fā)明目的的鋼材的特性的范圍內(nèi)，也允許含有其它成分。例如，P、S在鋼中作為雜質(zhì)而被含有，但理想的是P、S受到如下限制。[0082]P:0.02%以下，[0083]P使晶界脆弱，招致熱加工性的惡化。因此，P的上限設(shè)定為0.02%以下。P含量越少越理想，若在現(xiàn)實的制造工序和制造成本的范圍內(nèi)以脫P為前提，則P的上限為0.02%。理想的是0.015%以下。[0084]S:0.005%以下，[0085]S使晶界脆弱，招致熱加工性、延性的劣化。因此，S的上限設(shè)定為0.005%以下。S含量越少越理想，若在現(xiàn)實的制造工序和制造成本的范圍內(nèi)以脫S為前提，則S的上限為0.005%。理想的是0.002%以下。[0086]2.鋼組織[0087](1)多相組織[0088]為了通過得到高屈服強度和在低應(yīng)變區(qū)域的高加工硬化系數(shù)從而提高有效流動應(yīng)力、且兼?zhèn)淠蜎_擊裂紋性，使本發(fā)明的鋼組織為多相組織，所述多相組織以晶粒微細的鐵素體為主相，并且具有含有晶粒微細的貝氏體、馬氏體、和奧氏體中的1種或2種以上的第2相。[0089]作為主相的鐵素體的面積率為不足50%時，沖擊裂紋敏感性變高，沖擊吸收特性降低。因此，作為主相的鐵素體的面積率設(shè)定為50%以上。對鐵素體面積率的上限沒有特別的規(guī)定。隨著作為主相的鐵素體的比率的增加，第2相的比率降低，且強度和加工硬化率降低。因此，鐵素體面積率的上限（換言之，第2相的面積率的下限）根據(jù)強度水平來設(shè)定。[0090]第2相含有選自由貝氏體、馬氏體和奧氏體組成的組中的1種或2種以上。第2相中有時不可避免地含有滲碳體、珠光體，這樣的不可避免的組織若為5面積％以下則是允許的。為了提高強度，第2相的面積率優(yōu)選為35%以上、進一步優(yōu)選為40%以上。[0091](2)鐵素體（主相）和第2相的平均粒徑：3μm以下[0092]作為本發(fā)明的對象的鋼材，使鐵素體和第2相的全體晶粒的平均粒徑為3μπι以下。這樣的微細組織通過軋制和熱處理方式得到，此時主相和第2相均被微細化。另外，在這樣的微細組織中難以對作為主相的鐵素體和第2相分別求出平均粒徑。因此，本發(fā)明中，對于作為主相的鐵素體和第2相的整體的平均粒徑進行規(guī)定。[0093]以鐵素體為主相的鋼中，鐵素體的平均粒徑微細化時，屈服強度提高，隨之有效流動應(yīng)力提高。鐵素體粒徑粗大時，屈服強度不足，沖擊吸收能量降低。[0094]另外，貝氏體、馬氏體和奧氏體等第2相的微細化使局部延性提高，抑制沖擊裂紋。若第2相的粒徑粗大，則受到?jīng)_擊載荷時，容易在第2相內(nèi)產(chǎn)生脆性破壞，沖擊裂紋敏感性增高。[0095]因此，上述平均粒徑設(shè)定為3μπι以下。優(yōu)選為2μπι以下。優(yōu)選上述平均粒徑更微細，但由普通的軋制和熱處理得到的鐵素體粒徑的微細化是有限的。另外，使第2相過度微細化時，有時第2相的塑性變形能力降低，延性反而降低。因此，上述平均粒徑優(yōu)選設(shè)定為0·5μπι以上。[0096](3)位相差2°?小于15°的小角度晶界的長度占晶界總長度的比率：15%以上[0097]晶界具有位錯生成位點、位錯湮滅位點（壑）和位錯堆積位點中任一者的作用。影響鋼材的加工硬化能力。晶界之中，位相差15°以上的大角度晶界容易成為堆積的位錯的湮滅位點。另一方面，位相差2°?小于15°的小角度晶界不易引起位錯的湮滅，有助于位錯密度的增加。因此，為了提高在低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)、增加有效流動應(yīng)力，需要提高上述小角度晶界的比率。上述小角度晶界的長度的比率為不足15%時，難以提高在低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)、增加有效流動應(yīng)力。因此，將上述小角度晶界的長度的比率設(shè)定為15%以上。優(yōu)選為20%以上、進一步優(yōu)選為25%以上。上述小角度晶界的比率越高越優(yōu)選，但通常的多晶所能具有的小角界面的比率有限。即，現(xiàn)實的是上述小角度晶界的長度的比率設(shè)定為70%以下。[0098]該小角度晶界的比率在鋼板的與軋制方向相平行的截面的板厚的1/4深度位置進行EBSD(電子背散射）分析來求出。EBSP分析中，試樣表面的測定區(qū)域被數(shù)萬點映射成等間隔的網(wǎng)格狀，求出網(wǎng)格內(nèi)的晶體取向。因此，將相鄰網(wǎng)格間的晶體的位相差為2°以上的邊界定義為晶界，將被該晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒。位相差為不足2°時不能形成明確的晶界。所有晶界之中，將位相差為2°?小于15°的晶界定義為小角度晶界，相對于晶界的總長度，求出位相差為2°?小于15°的小角度晶界長度的比率。需要說明的是，鐵素體(主相）和第2相的平均粒徑可以在單位面積中對同樣定義的晶粒（被位相差為2°以上的晶界包圍的區(qū)域）的個數(shù)進行計數(shù)，基于晶粒的平均面積作為當(dāng)量圓直徑而求出。[0099](4)第2相的平均納米硬度：不足6.OGPa[0100]隨著貝氏體、馬氏體和奧氏體等第2相的硬度的增加，局部延性降低。具體而言，第2相的平均納米硬度超過6.OGPa時，由于局部延性的降低而使沖擊裂紋敏感性增高。因此，第2相的平均納米硬度設(shè)定為6.OGPa以下。[0101]此處，納米硬度是通過使用納米壓痕法，測定各相或組織的晶粒內(nèi)部的納米硬度而得到的值。本發(fā)明中，采用使用角錐壓頭（cubecornerindenter)在壓入載荷ΙΟΟΟμΝ下得到的納米硬度。為了提高局部延性，理想的是第2相的硬度低，第2相過度軟化時材料強度降低。因此，第2相的平均納米硬度優(yōu)選為超過3.5GPa、更優(yōu)選為超過4.OGPa。[0102]3.制造方法[0103]為了得到本發(fā)明的鋼材，優(yōu)選的是，用熱軋工序和熱處理工序的升溫過程使VC、TiC恰當(dāng)?shù)匚龀觯ㄟ^基于VC、TiC的釘扎效應(yīng)抑制晶粒的粗大化，并且謀求在其后的熱處理中多相組織的優(yōu)化。因此優(yōu)選通過以下的制造方法制造。[0104](1)熱軋工序和冷卻工序[0105]使具有上述化學(xué)組成的板坯為1200°C以上，實施總壓下率50%以上的多道次軋制，在800°C以上且950°C以下的溫度區(qū)域結(jié)束熱軋。結(jié)束熱軋后，以600°C/秒以上的冷卻速度在軋制結(jié)束后〇.4秒鐘以內(nèi)冷卻至700°C以下的溫度區(qū)域（該冷卻也稱一次冷卻），在600°C以上且700°C以下的溫度區(qū)域保持0.4秒鐘以上。其后，以不足100°C/秒的冷卻速度冷卻至500°C以下的溫度區(qū)域（該冷卻也稱二次冷卻），進一步以0.03°C/秒以下的冷卻速度冷卻至室溫，制成熱軋鋼板。最后的以〇.〇3°C/秒以下的冷卻速度的冷卻是卷取成卷材狀態(tài)下發(fā)生的冷卻，因此在鋼板為鋼帶的情況下，在二次冷卻后通過卷取鋼帶從而實現(xiàn)最后的以0.〇3°C/秒以下的冷卻速度的冷卻。[0106]此處，對于前述一次冷卻，在熱軋實質(zhì)上結(jié)束后，在0.4秒鐘以內(nèi)進行驟冷至700°C以下的溫度區(qū)域。熱軋實質(zhì)上的結(jié)束是指，在熱軋的精軋所進行的多道次的軋制之中，最后進行實質(zhì)上的軋制的道次。例如，在精軋機的上游側(cè)的道次中進行實質(zhì)上的最終壓下、在精軋機的下游側(cè)的道次中未進行實質(zhì)上的軋制的情況下，在上游側(cè)的道次中的軋制結(jié)束后，在0.4秒鐘以內(nèi)進行驟冷至700°C以下的溫度區(qū)域（一次冷卻）。另外，例如，在直至精軋機的下游側(cè)的道次為止進行實質(zhì)上的軋制時，在下游側(cè)的道次中的軋制結(jié)束后，在0.4秒鐘以內(nèi)進行驟冷至700°C以下的溫度區(qū)域（一次冷卻）。需要說明的是，一次冷卻基本上是通過配置在輸出輥道（run-out-table)上的冷卻噴嘴來進行，也可以通過配置在精軋機的各道次間的軋機間冷卻噴嘴來進行。[0107]前述一次冷卻的冷卻速度（600°C/秒以上）和前述二次冷卻的冷卻速度（不足100°C/秒）均以由熱像儀（thermotracer)所測定的樣品表面的溫度（鋼板的表面溫度）為基準。前述一次冷卻中的鋼板總體的冷卻速度（平均冷卻速度）由表面溫度基準的冷卻速度（600°C/秒以上）換算，推測為200°C/秒以上的水平。[0108]通過上述的熱軋工序和冷卻工序，得到V的碳化物（VC)、Ti的碳化物（TiC)在鐵素體晶界高密度地析出的熱軋鋼板。VC和TiC的平均粒徑為IOnm以上、VC和TiC的平均顆粒間距離為2μπι以下是優(yōu)選的。[0109](2)冷軋工序[0110]上述通過熱軋工序和冷卻工序得到的熱軋鋼板可以直接供于后述熱處理工序，也可以在實施冷軋后供于后述熱處理工序。[0111]在對上述通過熱軋工序和冷卻工序得到的熱軋鋼板實施冷軋時，實施壓下率30%以上且70%以下的冷乳，制成冷軋鋼板。[0112](3)熱處理工序（工序（Cl)和（C2))[0113]將上述通過熱軋工序和冷卻工序得到的熱軋鋼板或上述通過冷軋工序得到的冷軋鋼板以2°C/秒以上且20°C/秒以下的平均升溫速度升溫至750°C以上且920°C以下的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持20秒鐘以上且100秒鐘以下（圖1的退火）。接著，實施以5°C/秒以上且20°C/秒以下的平均冷卻速度冷卻至440°C以上且550°C以下的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持30秒鐘以上且150秒鐘以下的熱處理（圖1的過時效1?3)。[0114]上述平均升溫速度為不足2°C/秒時，升溫中發(fā)生鐵素體的晶粒生長而使晶粒粗大化。另一方面，上述平均升溫速度超過20°C/秒時，升溫中的VC、TiC的析出變得不充分，晶體粒徑反而粗大化。[0115]上述升溫后保持的溫度為不足750°C或者超過920°C時，難以得到作為目標的多相組織。[0116]上述平均冷卻速度為不足5°C/秒時，鐵素體量變得過剩而難以得到充分的強度。另一方面，上述平均冷卻速度超過20°C/秒時，硬質(zhì)第2相過量生成，沖擊裂紋敏感性增高。[0117]上述冷卻后的保持促進第2相的軟質(zhì)化，對于確保不足6.OGPa這樣的第2相的平均納米硬度來說是重要的。不滿足在440°C以上且550°C以下的溫度區(qū)域保持30秒鐘以上且150秒鐘以下這樣的條件時，難以得到所期望的第2相的性質(zhì)。在該保持中，溫度不必是固定溫度，只要是在440°C以上且550°C以下的溫度區(qū)域，則可以連續(xù)或階段性變化（例如，參照圖1所示的過時效1?3)。從控制小角度晶界和V、Ti的析出物的觀點看來，優(yōu)選階段性變化。即，上述處理是與連續(xù)退火中所謂的過時效處理相當(dāng)?shù)奶幚恚谶^時效處理工序的初始階段，通過在上貝氏體溫度區(qū)域進行保持來提高小角度晶界的比率是優(yōu)選的。具體而言，優(yōu)選保持在480°C以上且580°C以下的溫度區(qū)域。其后，為了使鐵素體相、第2相中過飽和地殘留的Ti、V析出，優(yōu)選的是，保持在440°C以上且480°C以下的溫度區(qū)域而生成析出核，接著保持在480°C以上且550°C以下的溫度區(qū)域來提高析出量。鐵素體相、第2相中析出的VC等微細碳化物提高有效流動應(yīng)力，因此理想的是通過上述過時效處理使之高密度地析出。[0118]本發(fā)明的鋼材可以就為如此制造的熱軋鋼板或冷軋鋼板，或者也可以為將其切斷并根據(jù)需要實施彎曲加工、壓制加工等適當(dāng)?shù)募庸ざ玫降匿摬摹Ａ硗猓部梢跃蜑殇摪寤蛘咴诩庸ず髮嵤┝隋兎蟮匿摪濉ｅ兎罂梢允请婂兒蜔峤兊娜我徽撸瑢﹀兎蠓N類沒有限制，通常為鍍鋅或鍍鋅合金。[0119]實施例[0120]使用具有表1所示化學(xué)組成的板坯（厚度：35mm、寬度：160?250mm、長度：70?90mm)進行實驗。表1中，意指不積極地含有。下劃線表示在本發(fā)明的范圍外。鋼種E為V和Ti的總計含量不足下限值的比較例。鋼種F為Ti的含量不足下限值的比較例。鋼種H為Mn的含量不足下限值的比較例。對于任一鋼種，將150kg的鋼水真空熔煉、鑄造后，在爐內(nèi)溫度1250°C下進行加熱，在950°C以上的溫度下進行熱鍛，制成板坯。[0121]表1[0122]【權(quán)利要求】1.一種鋼材，其化學(xué)組成w質(zhì)量％計為C;超過0.05%?0.2%、Mn;1%?3%、Si;超過0.5%?1.8%、A1;0.01%?0.5%、N;0.001%?0.015%、Ti或者V和Ti的總計：超過0.1%?0.25%、Ti;0.001%W上、Cr;0%?0.25%、Mo;0%?0.35%、余量；Fe和雜質(zhì)；鋼組織為多相組織，該多相組織具有；50面積％W上的由鐵素體構(gòu)成的主相，W及包含選自由貝氏體、馬氏體和奧氏體組成的組中的1種或2種W上的第2相，所述第2相的平均納米硬度為不足6.OGPa，在將晶體的位相差為2°W上的邊界定義為晶界，將被該晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒時，所述主相和所述第2相的全體晶粒的平均粒徑為3ymW下，位相差2°?小于15°的小角度晶界的長度占晶界總長度的比率為15%W上。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述鋼材，其W質(zhì)量％計含有選自由化；0.05%?0.25%、Mo:0.1%?0.35%組成的組中的1種或2種。【文檔編號】C22C38/38GK104471094SQ201380037672【公開日】2015年3月25日申請日期:2013年7月22日優(yōu)先權(quán)日:2012年7月20日【發(fā)明者】河野佳織,田坂誠均,中澤嘉明,田中泰明,富田俊郎申請人:新日鐵住金株式會社