CN106460115B - 热处理钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供在得到优异的韧性及焊接性的同时具有1.800GPa以上的抗拉强度的热处理钢材。热处理钢材具有以质量％计C：0.05％～0.30％、Mn：2.0％～10.0％、Cr：0.01％～1.00％、Ti：0.010％～0.100％、B：0.0010％～0.0100％、Si：0.08％以下、P：0.050％以下、S：0.0500％以下、N：0.0100％以下、Ni：0％～2.0％、Cu、Mo、V：分别为0％～1.0％、Al、Nb：分别为0％～1.00％、剩余部分：由Fe及杂质构成的化学组成，当设C含量为[C]、设Mn含量为[Mn]时，满足“4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800”，进而，具有90体积％以上由马氏体构成的显微组织，马氏体中的位错密度为9.0×1015m‑2以上。

Description

热处理钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车等中使用的热处理钢材及其制造方法。
背景技术
对于汽车用钢板，要求燃料效率及耐碰撞特性的提高。因此，正在谋求汽车用钢板的高强度化。但是，一般而言，由于伴随着强度的提高而加压成形性等延性降低，所以制造复杂的形状的部件变得困难。例如，伴随着延性的降低，加工度高的部位发生断裂，或者回弹及壁翘曲变大从而尺寸精度劣化。因此，通过将高强度钢板、特别是具有780MPa以上的抗拉强度的钢板进行加压成形来制造部件并不容易。
专利文献1及2中记载了以在高强度钢板中得到高的成形性为目的的被称为热冲压成形法的成形方法。根据热冲压成形法，能够将高强度钢板以高的精度进行成形，通过热冲压成形法而得到的钢材也具有高强度。此外，通过热冲压成形法而得到的钢材的显微组织大致为马氏体单相，与通过将高强度的复相组织钢板进行冷成形而得到的钢材相比，局部变形能力及韧性优异。
一般，汽车的碰撞时的抗压强度大大地依赖于材料强度。因此，近年来，例如具有1.800GPa以上的抗拉强度的钢材的需求提高，专利文献3中记载了以得到具有2.0GPa以上的抗拉强度的钢材为目的的方法。
根据专利文献3中记载的方法，虽然能够达成所期望的目的，但是无法得到充分的韧性及焊接性。通过专利文献4～6中记载的钢板等其他以往的技术，也无法在获得优异的韧性及焊接性的同时获得1.800GPa以上的抗拉强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-102980号公报
专利文献2：日本特开2012-180594号公报
专利文献3：日本特开2012-1802号公报
专利文献4：日本特开2013-104081号公报
专利文献5：日本特开2006-152427号公报
专利文献6：国际公开第2013/105631号
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的是提供能够在得到优异的韧性及焊接性的同时得到1.800GPa以上的抗拉强度的热处理钢材及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明人们为了解决上述课题而进行了深入研究，结果发现：详细情况在后面叙述，但在热处理钢材包含适量的C及Mn的情况下可以在得到优异的韧性及焊接性的同时得到1.800GPa以上的强度。
C含量越高，则马氏体中的位错密度越高，原奥氏体粒内的下部组织(板条、板条块、板条束)越变得微细。由此认为，C的固溶强化以外的要因也大大有助于马氏体的强度。在马氏体中产生位错的机制及下部组织变得微细的机制如下推测。由于在由奥氏体向马氏体的相变中伴随膨胀，所以伴随着马氏体相变而在周围的未相变奥氏体中导入应变(相变应变)，为了缓和该相变应变而刚相变后的马氏体发生补足变形。此时，由于通过C而强化的奥氏体中的相变应变大，所以为了降低相变应变而生成微细的板条及板条块，此外，导入许多的位错且马氏体发生补足变形。推测以这样的机制，马氏体中的位错密度高，原奥氏体粒内的下部组织变得微细。
基于上述的推测，本发明人们发现：即使是钢板含有与C同样地在周围的晶格中导入压缩应变的Mn的情况下，也伴随着淬火而位错密度增加，晶粒微细化，抗拉强度飞跃地增加。即，发现：当以马氏体为主组织的热处理钢材含有规定量的Mn时，除了Mn的固溶强化以外，还享受由位错强化及晶粒微细化强化带来的间接强化，可得到所期望的抗拉强度。进而，通过本发明人们，弄清楚在以马氏体为主组织的热处理钢材中，Mn具有包括上述间接强化在内的100MPa/质量％左右的强化能力。
以往，认为马氏体的强度主要依赖于C的固溶强化能力，几乎没有合金元素的影响(例如，铁钢材料学：レスリー等、丸善(1985))，并不知道Mn对热处理钢材的强度的提高产生大的影响。
进而，本申请发明人们基于这些见解，想到以下所示的发明的各方式。
(1)一种热处理钢材，其特征在于，
其具有以下所示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.30％、
Mn：2.0％～10.0％、
Cr：0.01％～1.00％、
Ti：0.010％～0.100％、
B：0.0010％～0.0100％、
Si：0.08％以下、
P：0.050％以下、
S：0.0500％以下、
N：0.0100％以下、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
V：0.0％～1.0％、
Al：0.00％～1.00％、
Nb：0.00％～1.00％、
剩余部分：Fe及杂质，
当将C含量(质量％)表示为[C]，将Mn含量(质量％)表示为[Mn]时，(式1)成立，
具有由马氏体：90体积％以上表示的显微组织，
马氏体中的位错密度为9.0×1015m-2以上，
抗拉强度为1.800GPa以上。
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 …(式1)
(2)根据(1)所述的热处理钢材，其特征在于，
在上述化学组成中，满足：
Ni：0.1％～2.0％、
Cu：0.1％～1.0％、
Mo：0.1％～1.0％、
V：0.1％～1.0％、
Al：0.01％～1.00％、或
Nb：0.01％～1.00％、
或它们的任意的组合。
(3)一种热处理钢材的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
将钢板以10℃/s以上的平均升温速度加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域的工序；
接着，将上述钢板从上述温度域以上部临界冷却速度以上的速度冷却至Ms点的工序；
接着，将上述钢板从Ms点以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃的工序，
上述钢板具有以下所示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.30％、
Mn：2.0％～10.0％、
Cr：0.01％～1.00％、
Ti：0.010％～0.100％、
B：0.0010％～0.0100％、
Si：0.08％以下、
P：0.050％以下、
S：0.0500％以下、
N：0.0100％以下、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
V：0.0％～1.0％、
Al：0.00％～1.00％、
Nb：0.00％～1.00％、
剩余部分：Fe及杂质，
当将C含量(质量％)表示为[C]，将Mn含量(质量％)表示为[Mn]时，(式1)成立。
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 …(式1)
(4)根据(3)所述的热处理钢材的制造方法，其特征在于，
在上述化学组成中，满足：
Ni：0.1％～2.0％、
Cu：0.1％～1.0％、
Mo：0.1％～1.0％、
V：0.1％～1.0％、
Al：0.01％～1.00％、或
Nb：0.01％～1.00％、
或它们的任意的组合。
(5)根据(3)或(4)所述的热处理钢材的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
在将上述钢板加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域后至上述钢板的温度达到Ms点为止的期间进行成形的工序。
发明效果
根据本发明，能够在得到优异的韧性及焊接性的同时得到1.800GPa以上的强度。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。本发明的实施方式所述的热处理钢材详细情况在后面叙述，但通过进行规定的热处理用的钢板的淬火来制造。因此，热处理用的钢板的淬火性及淬火的条件对热处理钢材产生影响。
首先，对本发明的实施方式所述的热处理钢材及用于其制造的热处理用的钢板的化学组成进行说明。在以下的说明中，热处理钢材及用于其制造的钢板中包含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式所述的热处理钢材及用于其制造的钢板具有以下所示的化学组成：C：0.05％～0.30％、Mn：2.0％～10.0％、Cr：0.01％～1.00％、Ti：0.010％～0.100％、B：0.0010％～0.0100％、Si：0.08％以下、P：0.050％以下、S：0.0500％以下、N：0.0100％以下、Ni：0.0％～2.0％、Cu：0.0％～1.0％、Mo：0.0％～1.0％、V：0.0％～1.0％、Al：0.00％～1.00％、Nb：0.00％～1.00％、剩余部分：Fe及杂质，当将C含量(质量％)表示为[C]，将Mn含量(质量％)表示为[Mn]时，(式1)成立。作为杂质，可例示出矿石或碎铁等原材料中包含的物质、制造工序中包含的物质。
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 …(式1)
(C：0.05％～0.30％)
C是提高热处理用的钢板的淬火性、使热处理钢材的强度提高的元素。C含量低于0.05％时，热处理钢材的强度不充分。因此，C含量设定为0.05％以上。C含量优选为0.08％以上。另一方面，C含量超过0.30％时，热处理钢材的强度过于变高，韧性及焊接性的劣化变得显著。因此，C含量设定为0.30％以下。C含量优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。
(Mn：2.0％～10.0％)
Mn是提高热处理用的钢板的淬火性的元素。Mn除了固溶强化以外，而且通过在制造热处理钢材时的马氏体相变时促进大量的位错的导入，强化马氏体。即，Mn具有促进位错强化的作用。Mn介由位错的导入而使马氏体相变后的原奥氏体粒内的下部组织变得微细，强化马氏体。即，Mn还具有促进晶粒微细化强化的作用。因此，Mn是特别重要的元素。C含量为0.05％～0.30％的情况下，Mn含量低于2.0％时，无法充分得到由上述作用产生的效果，热处理钢材的强度不充分。因此，Mn含量设定为2.0％以上。Mn含量优选为2.5％以上，更优选为3.6％以上。另一方面，Mn含量超过10.0％时，热处理钢材的强度过于变高，韧性及耐氢脆性的劣化变得显著。因此，Mn含量设定为10.0％以下。Mn含量优选为9.0％以下。以马氏体为主组织的热处理钢材中的Mn的强化能力约为100MPa/质量％，其是以铁素体为主组织的钢材中的Mn的强化能力(约40MPa/质量％)的2.5倍左右。
(Cr：0.01％～1.00％)
Cr是能够提高热处理用的钢板的淬火性、稳定地确保热处理钢材的强度的元素。Cr含量低于0.01％时，有时不能充分得到由上述作用产生的效果。因此，Cr含量设定为0.01％以上。Cr含量优选为0.02％以上。另一方面，Cr含量超过1.00％时，Cr在热处理用的钢板中的碳化物中发生浓化，淬火性降低。这是由于伴随着Cr的浓化，碳化物稳定化，在用于淬火的加热时碳化物的固溶延迟。因此，Cr含量设定为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下。
(Ti：0.010％～0.100％)
Ti具有使热处理钢材的韧性大大提高的作用。即，Ti在用于淬火的Ac3点以上的温度下的热处理时，抑制再结晶，进一步形成微细的碳化物而抑制奥氏体的晶粒生长。通过晶粒生长的抑制，得到细的奥氏体粒，韧性大大提高。Ti还具有通过与热处理用的钢板中的N优先结合，而抑制通过BN的析出而B被消耗的作用。如后述的那样，由于B具有提高淬火性的作用，所以通过抑制B的消耗，能够可靠地得到由B带来的淬火性的提高的效果。Ti含量低于0.010％时，有时不能充分得到由上述作用产生的效果。因此，Ti含量设定为0.010％以上。Ti含量优选为0.015％以上。另一方面，Ti含量超过0.100％时，由于TiC的析出量增加而C被消耗，所以有时热处理钢材中得不到充分的强度。因此，Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量优选为0.080％以下。
(B：0.0010％～0.0100％)
B是具有显著提高热处理用的钢板的淬火性的作用的非常重要的元素。B还具有通过在晶界中偏析而将晶界强化并提高韧性的作用。B还具有在热处理用的钢板的加热时抑制奥氏体的晶粒生长而提高韧性的作用。B含量低于0.0010％时，有时不能充分得到由上述作用产生的效果。因此，B含量设定为0.0010％以上。B含量优选为0.0012％以上。另一方面，B含量超过0.0100％时，析出许多粗大的化合物，热处理钢材的韧性劣化。因此，B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下。
(Si：0.08％以下)
Si并非必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。Si含量越高，产生奥氏体相变的温度越高。该温度越高，则用于淬火的加热所需要的成本越是上升，或者变得越容易产生伴随加热不足的淬火不足。进而，由于Si含量越高，热处理用的钢板的润湿性及合金化处理性越是降低，所以热浸镀处理及合金化处理的稳定性越是降低。因此，Si含量越低越好。特别是Si含量超过0.08％时，产生奥氏体相变的温度显著变高。因此，Si含量设定为0.08％以下。Si含量优选为0.05％以下。
(P：0.050％以下)
P并非必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。P会使热处理钢材的韧性劣化。因此，P含量越低越好。特别是P含量超过0.050％时，韧性的降低变得显著。因此，P含量设定为0.050％以下。P含量优选为0.005％以下。为了使P含量降低至低于0.001％需要相当大的成本，为了降低至低于0.001％有时需要更巨大的成本。因此，也可以不使P含量降低至低于0.001％。
(S：0.0500％以下)
S并非必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。S会使热处理钢材的韧性劣化。因此，S含量越低越好。特别是S含量超过0.0500％时，韧性的降低变得显著。因此，S含量设定为0.0500％以下。S含量优选为0.0300％以下。为了使S含量降低至低于0.0002％需要相当大的成本，为了降低至低于0.0002％有时需要更巨大的成本。因此，也可以不使S含量降低至低于0.0002％。
(N：0.0100％以下)
N并非必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。N有助于粗大的氮化物的形成，使热处理钢材的局部变形能力及韧性劣化。因此，N含量越低越好。特别是N含量超过0.0100％时，局部变形能力及韧性的降低变得显著。因此，N含量设定为0.0100％以下。为了使N含量降低至低于0.0008％需要相当大的成本。因此，也可以不使N含量降低至低于0.0008％。为了使N含量降低至低于0.0002％有时需要更巨大的成本。
Ni、Cu、Mo、V、Al及Nb并非必须元素，是也可以在热处理用的钢板及热处理钢材中限度地适当含有规定量的任选元素。
(Ni：0.0％～2.0％、Cu：0.0％～1.0％、Mo：0.0％～1.0％、V：0.0％～1.0％、Al：0.00％～1.00％、Nb：0.00％～1.00％)
Ni、Cu、Mo、V、Al及Nb是能够提高热处理用的钢板的淬火性、稳定地确保热处理钢材的强度的元素。因此，也可以含有选自由这些元素组成的组中的1种或任意的组合。但是，Ni含量超过2.0％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，Ni含量设定为2.0％以下。Cu含量超过1.0％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，Cu含量设定为1.0％以下。Mo含量超过1.0％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，Mo含量设定为1.0％以下。V含量超过1.0％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，V含量设定为1.0％以下。Al含量超过1.00％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，Al含量设定为1.00％以下。Nb含量超过1.00％时，由上述作用产生的效果饱和，只是徒然成本上升。因此，Nb含量设定为1.00％以下。为了可靠地获得由上述作用产生的效果，Ni含量、Cu含量、Mo含量及V含量均优选为0.1％以上，Al含量及Nb含量均优选为0.01％以上。即，优选满足“Ni：0.1％～2.0％”、“Cu：0.1％～1.0％”、“Mo：0.1％～1.0％”、“V：0.1％～1.0％”、“Al：0.01％～1.00％”、或“Nb：0.01％～1.00％”或它们的任意的组合。
如上述的那样，C及Mn主要通过提高马氏体的强度而提高热处理钢材的强度。然而，当将C含量(质量％)表示为[C]，将Mn含量(质量％)表示为[Mn]时，在不满足(式1)的情况下，得不到1.800GPa以上的抗拉强度。因此，必须满足(式1)。
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 …(式1)
接着，对本实施方式所述的热处理钢材的显微组织进行说明。本实施方式所述的热处理钢材具有由马氏体：90体积％以上表示的显微组织。显微组织的剩余部分例如为残留奥氏体。显微组织由马氏体及残留奥氏体构成时，马氏体的体积率(体积％)可以通过X射线衍射法以高精度进行测定。即，可以检测基于马氏体及残留奥氏体的衍射X射线，由该衍射曲线的面积比测定体积率。在显微组织中包含铁素体等其他相时，例如通过显微镜观察测定该其他相的面积率(面积％)。热处理钢材的组织由于为各向同性，所以以某一截面得到的相的面积率的值视为与该热处理钢材中的体积率等价。因此，可以将通过显微镜观察测定的面积率的值视为体积率(体积％)。
接着，对本实施方式所述的热处理钢材中的马氏体中的位错密度进行说明。马氏体中的位错密度有助于抗拉强度的提高。马氏体中的位错密度低于9.0×1015m-2时，得不到1.800GPa以上的抗拉强度。因此，马氏体中的位错密度设定为9.0×1015m-2以上。
位错密度例如可以通过基于Williamson-Hall法的评价法而算出。Williamson-Hall法例如记载于“G.K.Williamson and W.H.Hall：Acta Metallurgica，1(1953)，22”及“G.K.Williamson and R.E.Smallman：Philosophical Magazine，8(1956)，34”等中。具体而言，进行体心立方晶体结构的{200}面、{211}面及{220}面的各衍射光谱的峰拟合，由各峰位置(θ)及半值宽度(β)将β×cosθ/λ绘制成横轴，将sinθ/λ绘制成纵轴。由该曲线得到的斜率与局部应变ε对应，由Williamson、Smallman等提出的下述的(式2)，求出位错密度ρ(m-2)。其中，b表示巴尔格矢量的大小(nm)。
ρ＝14.4×ε2/b2 …(式2)
进而，本实施方式所述的热处理钢材具有1.800GPa以上的抗拉强度。抗拉强度例如可以依据ASTM规格E8的规定来进行。这种情况下，在试验片的制作中，将均热部位磨削至厚度达到1.2mm为止，按照拉伸方向变得与轧制方向平行的方式，加工成ASTM规格E8的小型(half size)板状试验片。该小型板状试验片的平行部的长度为32mm，平行部的宽度为6.25mm。然后，在各试验片上贴附应变仪，以3mm/min的应变速度进行室温拉伸试验。
接着，对热处理钢材的制造方法、即将热处理用的钢板进行处理的方法进行说明。在热处理用的钢板的处理中，将热处理用的钢板以10℃/s以上的平均升温速度加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域，之后，将该钢板从该温度域以上部临界冷却速度以上的速度冷却至Ms点，之后，将该钢板从Ms点以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃。
若将热处理用的钢板加热至Ac3点以上的温度域，则组织变成奥氏体单相。此时的平均升温速度低于10℃/s时，有可能奥氏体粒过度地粗大化，或者通过恢复而位错密度降低，从而热处理钢材的强度及韧性劣化。因此，平均升温速度设定为10℃/s以上。该平均升温速度优选为20℃/s以上，更优选为50℃/s以上。加热的到达温度超过(Ac3点+200℃)时，有可能奥氏体粒过度地粗大化，或者位错密度降低，从而热处理钢材的强度及韧性劣化。因此，到达温度设定为(Ac3点+200℃)以下。
上述的一连串的加热及冷却例如可以通过同时进行热处理及热成形的热冲压成形法来实施，也可以通过高频加热淬火来实施。关于将钢板在Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域中保持的时间，从通过推进奥氏体相变并使碳化物溶解而提高钢的淬火性的观点出发，优选设定为30s以上。该保持时间从生产率的观点出发，优选设定为600s以下。
在上述加热之后，若将该钢板从该温度域以上部临界冷却速度以上的速度冷却至Ms点，则不会产生扩散相变而维持奥氏体单相的组织。该冷却速度低于上部临界冷却速度时，变得容易产生扩散相变而生成铁素体，变得得不到马氏体的体积率为90体积％以上的显微组织。因此，至Ms点为止的冷却速度设定为上部临界冷却速度以上。
至Ms点为止的冷却之后，若将该钢板从Ms点以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃，则产生由奥氏体向马氏体的相变，得到马氏体的体积率为90体积％以上的显微组织。如上述的那样，由于在由奥氏体向马氏体的相变中伴随膨胀，所以伴随着马氏体相变而在周围的未相变奥氏体中导入应变(相变应变)，为了缓和该相变应变而刚相变后的马氏体发生补足变形。具体而言，马氏体导入位错，同时发生滑动变形。其结果是，马氏体变得包含高密度的位错。本实施方式中，由于包含适量的C及Mn，所以在马氏体中以非常高密度生成位错，位错密度达到9.0×1015/m2以上。从Ms点至100℃为止的平均冷却速度低于50℃/s时，变得容易产生伴随自动回火(auto tempering)的位错的恢复，位错密度不足而变得得不到充分的抗拉强度。因此，该平均冷却速度设定为50℃/s以上。该平均冷却速度优选为100℃/s以上，更优选为500℃/s以上。
这样操作，能够制造具备优异的韧性及焊接性以及1.800GPa以上的抗拉强度的本实施方式所述的热处理钢材。热处理钢材中的原奥氏体粒的平均粒径变成10μm～20μm左右。
从低于100℃至室温为止的冷却速度优选为空冷以上的速度。像慢冷却那样以低于空冷的慢的速度进行冷却时，有可能因自动回火的影响而抗拉强度降低。
在上述的一连串的加热及冷却时，也可以进行上述的热冲压成形等热成形。即，在从加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域到温度达到Ms点为止的期间，也可以将热处理用的钢板以模具进行成形。作为热成形，可列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形、凸缘成形等。它们属于加压成形，但只要是能够与热成形同时进行、或在热成形之后立即将钢板冷却，则也可以进行辊成形等除加压成形以外的热成形。
热处理用的钢板可以是热轧钢板，也可以是冷轧钢板。也可以使用对热轧钢板或冷轧钢板实施退火而得到的退火热轧钢板或退火冷轧钢板作为热处理用的钢板。
热处理用的钢板也可以是镀覆钢板等表面处理钢板。即，也可以在热处理用的钢板上设置有镀层。镀层例如有助于耐蚀性的提高等。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层的附着量没有特别限制，例如设定为一般范围内的附着量。与热处理用的钢板同样地，也可以在热处理钢材上设置有镀层。
另外，上述实施方式均不过是表示实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明只要不脱离其技术思想、或其主要特征，可以以各种形式实施。
实施例
接着，对本申请发明人们所进行的试验进行说明。
在该试验中，经由具有表1中所示的化学组成的板坯的热轧及冷轧，制造了厚度为1.4mm的冷轧钢板作为热处理用钢板。表1中的空栏表示该元素的含量低于检测限，剩余部分为Fe及杂质。表1中的下划线表示该数值从本发明的范围脱离。
然后，由各冷轧钢板，制作厚度为1.4mm、宽度为30mm、长度为200mm的试样，在表2中所示的条件下进行试样的加热及冷却。该加热及冷却模拟了热成形中的热处理。该试验中的加热通过通电加热来进行。在冷却之后，由试样切取均热部位，将该均热部位供于拉伸试验及X射线衍射试验。
拉伸试验依据ASTM规格E8的规定来进行。拉伸试验中，使用了Instron公司制的拉伸试验机。在试验片的制作中，将均热部位磨削至厚度达到1.2mm为止，按照拉伸方向变得与轧制方向平行的方式，加工成ASTM规格E8的小型板状试验片。该小型板状试验片的平行部的长度为32mm，平行部的宽度为6.25mm。然后，在各试验片上贴附应变仪，以3mm/min的应变速度进行室温拉伸试验。作为应变仪，使用了共和电业社制的KFG-5(应变片长度：5mm)。
在X射线衍射试验中，使用氢氟酸及双氧水，将从均热部位的表面至0.1mm的深度为止的部分进行化学研磨，制作了厚度为1.1mm的X射线衍射试验用的试验片。然后，使用Co管球，以2θ在45°至130°的范围内取得试验片的X射线衍射光谱，由该X射线衍射光谱求出位错密度。此外，加上衍射X射线的检测结果及根据需要的光学显微镜观察的结果还求出马氏体的体积率。
位错密度通过上述的基于Williamson-Hall法的评价法而算出。在该试验中，具体而言，进行体心立方晶体结构的{200}面、{211}面及{220}面的各衍射光谱的峰拟合，由各峰位置(θ)及半值宽度(β)将β×cosθ/λ绘制成横轴，将sinθ/λ绘制纵轴。进而，由(式2)求出位错密度ρ(m-2)。
将它们的结果示于表2中。表2中的下划线表示该数值从本发明的范围脱离。
表2
如表2中所示的那样，在试样No.1～No.6、No.10～No.13及No.16～No.20中，由于化学组成在本发明的范围内，制造条件也在本发明的范围内，所以在热处理钢材中，得到所期望的显微组织及位错密度。进而，由于化学组成、显微组织及位错密度在本发明的范围内，所以得到1.800GPa以上的抗拉强度。
在试样No.7～No.9、No.14、No.15及No.21～No.22中，虽然化学组成在本发明的范围内，但由于制造条件脱离本发明的范围，所以无法得到所期望的位错密度。进而，由于位错密度脱离本发明的范围，所以抗拉强度低至低于1.800GPa。
在试样No.23及No.24中，由于Mn含量脱离本发明的范围，所以即使制造条件在本发明的范围内，位错密度也低于9.0×1015m-2，抗拉强度低至低于1.800GPa。
在试样No.25中，由于C含量脱离本发明的范围，所以即使制造条件在本发明的范围内，位错密度也低于9.0×1015m-2，抗拉强度低至低于1.800GPa。
在试样No.26中，由于不满足(式1)，所以即使制造条件在本发明的范围内，位错密度也低于9.0×1015m-2，抗拉强度低至低于1.800GPa。
由这些结果获知，根据本发明，可得到高强度的热处理钢材。此外，根据本发明，由于为了得到高强度并不需要韧性及焊接性劣化程度的C，所以还能够确保优异的韧性及焊接性。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于汽车中使用的热处理部件等制造产业及利用产业。本发明还可以利用于其他机械结构部件的制造产业及利用产业等。

Claims (5)

1.一种热处理钢材，其特征在于，其具有以下所示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.30％、
Mn：2.0％～10.0％、
Cr：0.01％～1.00％、
Ti：0.010％～0.100％、
B：0.0010％～0.0100％、
Si：0.08％以下、
P：0.050％以下、
S：0.0500％以下、
N：0.0100％以下、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
V：0.0％～1.0％、
Al：0.00％～1.00％、
Nb：0.00％～1.00％、
剩余部分：Fe及杂质，
当将以质量％计的C含量表示为[C]，将以质量％计的Mn含量表示为[Mn]时，式1成立，
具有由经淬火得到的马氏体：90体积％以上表示的显微组织，
经淬火得到的马氏体中的位错密度为9.0×1015m-2以上，
抗拉强度为1.800GPa以上，
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 (式1)。
2.根据权利要求1所述的热处理钢材，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Mn：3.6％～10.0％、
Ni：0.1％～2.0％、
Cu：0.1％～1.0％、
Mo：0.1％～1.0％、
V：0.1％～1.0％、
Al：0.01％～1.00％、或
Nb：0.01％～1.00％、
或它们的任意的组合。
3.一种热处理钢材的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：将钢板以10℃/s以上的平均升温速度加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域的工序；
接着，将所述钢板从所述温度域以上部临界冷却速度以上的速度冷却至Ms点的工序；
接着，将所述钢板从Ms点以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃的工序，
所述钢板具有以下所示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.30％、
Mn：2.0％～10.0％、
Cr：0.01％～1.00％、
Ti：0.010％～0.100％、
B：0.0010％～0.0100％、
Si：0.08％以下、
P：0.050％以下、
S：0.0500％以下、
N：0.0100％以下、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
V：0.0％～1.0％、
Al：0.00％～1.00％、
Nb：0.00％～1.00％、
剩余部分：Fe及杂质，
当将以质量％计的C含量表示为[C]，将以质量％计的Mn含量表示为[Mn]时，式1成立，
4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800 (式1)。
4.根据权利要求3所述的热处理钢材的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Ni：0.1％～2.0％、
Cu：0.1％～1.0％、
Mo：0.1％～1.0％、
V：0.1％～1.0％、
Al：0.01％～1.00％、或
Nb：0.01％～1.00％、
或它们的任意的组合。
5.根据权利要求3或4所述的热处理钢材的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：在将所述钢板加热至Ac3点以上且(Ac3点+200℃)以下的温度域后至所述钢板的温度达到Ms点为止的期间，进行成形。
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