CN107541665B - 包含薄膜状残余奥氏体的钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及钢材，其特征在于，具有由贝氏体及残余奥氏体形成的微细组织，上述残余奥氏体的面积率为10％以上，上述残余奥氏体由长度为宽度的3倍以上的薄膜状残余奥氏体和长度小于宽度的3倍的块状残余奥氏体形成，上述薄膜状残余奥氏体的面积为残余奥氏体的总面积的60％以上，由此可以显示优秀的强度及伸长率。

Description

包含薄膜状残余奥氏体的钢材
技术领域
本发明涉及钢材，更具体地，涉及包含大量的薄膜状残余奥氏体的钢材。
背景技术
相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢，是指残留在钢材内的亚稳态的奥氏体组织可通过在外部施加的塑性变形的作用下变形为马氏体，来获得强度和延展性同时得到提高的效果的钢。
在通常的钢材的情况下，若增加强度则伸长率降低，若伸长率提高则强度降低，但在相变诱导塑性钢的情况下，具有强度和伸长率均良好的特征。
对相变诱导塑性所必需的亚稳态残余奥氏体的形成过程如下。基本组织由铁素体和珠光体形成，当在铁素体和奥氏体共存的Ac1～Ac3之间的适当温度下保持具有适当量的Mn和Si的钢材时，钢材内的奥氏体的稳定化元素，尤其大部分的碳被使用于奥氏体内。将此快速冷却至比珠光体的变形区域低的贝氏体变形区域之后，进行保持数分钟的恒温变形处理，此时在奥氏体中形成基石铁素体，碳从铁素体向奥氏体扩散移动，进而增加奥氏体内的碳浓度，由此作为奥氏体的马氏体变形揭示温度的Ms点可以降低至常温以下，从而在常温条件下奥氏体也不会变形为马氏体，可以稳定地残留。当对包含这种残余奥氏体的钢材施加塑性变形时，此时的塑性变形因起到机械驱动力的作用而残余奥氏体变形为马氏体，而且因马氏体变形的加工硬化率的增加而缩颈被延迟，进而强度和延展性同时得到增加。
在韩国公开专利公报第10-2011-0100868号(2011年09月15日公开)中公开了作为本发明的背景技术的具有优秀的强度、屈服强度及伸长率的高强度冷轧钢板及其制造方法。
发明内容
本发明要解决的技术问题
本发明的另一目的在于提供包含大量的薄膜状残余奥氏体的钢材。
技术方案
为了达到上述目的，本发明的钢材具有由贝氏体及残余奥氏体形成的微细组织，上述残余奥氏体的面积率为10％以上，上述残余奥氏体由长度为宽度的3倍以上的薄膜状残余奥氏体和长度小于宽度的3倍的块状残余奥氏体形成，上述薄膜状残余奥氏体的面积为残余奥氏体的总面积的60％以上。
残余奥氏体可以分为块状残余奥氏体和薄膜状残余奥氏体。在本说明书中，分别将长度小于宽度的3倍的残余奥氏体定义为块状残余奥氏体，将长度为宽度的3倍以上的残余奥氏体定义为薄膜状残余奥氏体。
在基于上述的贝氏体区域中的恒温变形处理的残余奥氏体中包含一部分薄膜状残余奥氏体，但大部分为块状残余奥氏体。
块状残余奥氏体相对粗大，过饱和状态的碳浓度也相对低。由此存在若有一点变形则直接变形为马氏体的问题。相反，薄膜状残余奥氏体比较微细，且过饱和状态的碳浓度相对高，因此在大变形下也可以获得马氏体变形延迟的效果。
并且，上述钢材中，以重量百分比为基准，可以包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0～3.0重量百分比、Mn：1.0～3.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质。
并且，上述钢材中，以重量百分比为基准，可以包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0～3.0重量百分比、Mn：1.0～3.0重量百分比，还包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下、Al：小于0.5重量百分比、N：0.02重量百分比以下中的一种以上，或者还包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上、余量的Fe和不可避免的杂质。
并且，上述钢材中，以重量百分比为基准，可以包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0重量百分比以下、Mn：1.0～3.0重量百分比、Al：0.5～2.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质。
并且，上述钢材中，以重量百分比为基准，可以包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0重量百分比以下、Mn：1.0～3.0重量百分比、Al：0.5～2.0重量百分比，还包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下及N：0.02重量百分比以下中的一种以上，或者还包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上、余量的Fe和不可避免的杂质。
有益效果
本发明的钢材包含大量的薄膜状残余奥氏体。由此，本发明的钢材比以往的主要包含块状残余奥氏体的钢材，强度和延展性相对优秀。
附图说明
图1为简要示出能够制造本发明的钢材的流程图。
图2为概念示出在第一次恒温变形之后形成贝氏体的图。
图3为概念示出在第二次恒温变形之后追加形成贝氏体的图。
图4为示出钢材种类型1的恒温变形的图表。
图5为示出钢材种类型2的恒温变形的图表。
图6为示出钢材种类型3的恒温变形的图表。
图7为示出试样11及试样12的微细组织的图。
图8为示出试样11及试样12的应力-应变曲线的图。
图9为示出对于试样11及试样12的多种变形的电子背散射衍射(ElectronBackscattered Diffraction，EBSD)结果的图。
图10为示出对于多种变形的被归一化处理的残余奥氏体的体积百分数的图。
具体实施方式
以下，参照附图，对包含本发明的薄膜状残余奥氏体的钢材进行详细的说明。
本发明的高强度钢板具有由贝氏体及残余奥氏体形成的微细组织。此时，残余奥氏体的面积率为10％以上，贝氏体的面积率为90％以下。
并且，残余奥氏体由薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体形成。
在本发明中，当薄膜状残余奥氏体的宽度大于长度时，是指长度为宽度的3倍以上，更具体地，最大长度为最大宽度的3倍以上的形式的残余奥氏体。并且，块状残余奥氏体是指薄膜状残余奥氏体以外的残余奥氏体，即长度小于宽度的3倍的形式的残余奥氏体。
块状残余奥氏体相对粗大，过饱和的状态的碳浓度也相对低。由此，存在若有一点变形则直接变形为马氏体的问题。相反，薄膜状残余奥氏体比较微细，过饱和状态的碳浓度相对高，因此在大变形下也可以获得马氏体变形延迟的效果。
此时，本发明的高强度钢板的薄膜状残余奥氏体的面积比块状残余奥氏体的面积大，尤其，薄膜状残余奥氏体的面积为残余奥氏体的总面积的60％以上。像这样，本发明的钢板的薄膜状残余奥氏体大量包含总残余奥氏体的60％以上，从而比以往的块状残余奥氏体的基板的钢材，在大变形下也可以延迟马氏体的变形，由此可大大提高强度和伸长率。
这种本发明的钢材的微细组织的特征可以基于包括后述的贝氏体区域中的多级恒温变形的制造方法来实现。
当本发明的钢材为具有在最终微细组织中能够包含残余奥氏体的合金结构的钢板时，可以不受限制而所适用，但更优选地，可以提供能够稳定确保10％以上的残余奥氏体的面积率的具有如下的合金结构的钢材。另外，在热处理之前的钢板的形态可以为热轧钢板或冷轧钢板，更优选为冷轧钢板。
本发明的优选的第一实施例的高强度钢板，以重量百分比为基准包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0～3.0重量百分比、Mn：1.0～3.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质。
并且，以第一实施例的高强度钢板代替Fe，以重量百分比为基准，还可以包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下、Al：小于0.5重量百分比及N：0.02重量百分比以下中的一种以上。进而，以上述实施例的高强度钢板代替Fe，以重量百分比为基准，还可以包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上。
碳(C)用于在钢板内大量形成残余奥氏体的元素。优选地，上述碳占钢板总重量的0.2～0.5重量百分比。当碳的含量小于0.2重量百分比时，在最终微细组织中可能很难确保10％以上的残余奥氏体。相反，当碳的含量大于0.5重量百分比时，可以降低焊接性。
由于硅(Si)抑制碳化物的生成，由此有助于残留奥氏体内的碳浓缩，进而有助于提高奥氏体的热稳定性和机械稳定性。在上述钢中起到脱氧剂作用。并且硅可以通过稳定化铁素体来加强强度。并且硅通过促进奥氏体-铁素体变形来增加铁素体的百分数的作用。在本实施例中，优选地，上述硅占钢板总重量的1.0～3.0重量百分比。当硅的含量小于1.0重量百分比时，该添加效果不充分。相反，当硅的含量大于3.0重量百分比时，可以降低焊接性及涂敷性。
锰(Mn)有助于提高奥氏体的稳定化及强度。优选地，上述锰以钢板总重量的1.0～3.0重量百分比来添加。当锰的添加量小于1.0重量百分比时，该添加效果不充分。相反，当锰的添加量大于3.0重量百分比时，可以产生氧化规模问题及涂敷性问题等。
另一方面，在本发明的高强度钢板中作为杂质或用于提高强度等而还可以包含磷(P)、硫(S)、氮(N)、铝(Al)、铬(Cr)、钼(Mo)、硼(B)、铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、钙(Ca)等。磷(P)、硫(S)、氮(N)有助于一部分的强度、加工性、晶粒的微细化等，但当大量包含时，可以引发韧性、开裂产生等，并且可以添加Al作为脱氧剂，当包含这些元素时，相对于钢板总重量，将该含量限制为P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下、Al：小于0.5重量百分比及N：0.02重量百分比以下。并且，Cr、Mo、B、Nb、V、Ti等的元素通过进行加工硬化、析出硬化等来提高钢的强度，Ca通过对夹杂物进行球状化处理来清理钢。但是，当这些成分过多时，因伸长率的降低而强度和伸长率的组合反而降低或饱和该效果，因此相对于钢板总重量，限制为Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下。
本发明的优选的第二实施例的高强度钢板以重量百分比为基准包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0重量百分比以下、Mn：1.0～3.0重量百分比、Al：0.5～2.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质。
并且，以第二实施例的高强度钢板代替Fe，以重量百分比为基准，还可以包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下及N：0.02重量百分比以下中的一种以上。进而，以上述实施例的高强度钢板代替Fe，以重量百分比为基准，还可以包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上。
第二实施例的高强度钢板不包含硅，或者在包含1.0重量百分比以下的硅的前提下，包含0.5～2.0重量百分比的Al。
在第二实施例的高强度钢板中，优选地，上述硅包含钢板总重量的1.0重量百分比以下。这是考虑到在本实施例的情况下，Al包含0.5～2.0重量百分比的情况，在本实施例中，当硅的含量大于1.0重量百分比时，可以降低焊接性及涂敷性。
通常，Al作为脱氧剂来使用，在第二实施例的高强度钢板中，铝促进奥氏体-贝氏体状变形，由此具有提高生产性的作用。优选地，上述铝包含钢板总重量的0.5～2.0重量百分比。铝的添加量可以在小于0.5重量百分比的情况下生产性的提高效果不充分。相反，当铝的添加量大于2.0重量百分比时，钢板表面的质量可能会出现问题。
另一方面，在第二实施例的高强度钢板中，当硅和铝满足Si≤Al、Si+Al≤2.5重量百分比的条件时，在表面质量及涂敷性的方面上更优秀。
在第二实施例的高强度钢板的情况下，作为杂质或为了提高强度等还包含P、S、N、Al、Cr、Mo、B、Nb、V、Ti、Ca等。P、S、N有助于一部分的强度、加工性、晶粒的微细化等，但当大量包含时，可以诱发韧性、开裂产生等，当包含这些元素时，相对于钢板总重量，将该含量限制为P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下、Al：小于0.5重量百分比及N：0.02重量百分比以下。并且，Cr、Mo、B、Nb、V、Ti等的元素通过进行加工硬化、析出硬化等来提高钢的强度，Ca通过对夹杂物进行球状化处理来清理钢。但是，当这些成分过多时，因伸长率的降低而强度和伸长率的组合反而降低或饱和该效果，因此相对于钢板总重量，限制为Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下。
上述第一实施例或第二实施例的具有合金结构的高强度钢板通过与后述的制造方法相结合，来显示拉伸强度1000MPa以上及拉伸强度乘以伸长率的值为25000MPa·％以上，在几个实施例中可以显示30000MPa·％以上。进而，本发明的高强度钢板的伸长率可以显示25％以上。
但在C含量小于0.2重量百分比、Mn含量小于1.0重量百分比的钢的情况下，因可硬性(hardenability)低而进行奥氏体化处理之后在进行冷却中可能产生如铁素体等的高温相，因此很难确保贝氏组织。因此，如上所述的例子，C含量为0.2重量百分比以上、Mn含量为1.0重量百分比以上的钢材可以优选地适用于本发明。
图1为简要示出能够制造本发明的钢材的方法的流程图。
参照图1，本发明的实施例的高强度钢板的制造方法包括奥氏体化步骤S110、第一次恒温变形步骤S120及第二次恒温变形步骤S130。这种方法的特征在于，第一次恒温变形及第二次恒温变形均在比贝氏体区域，即马氏体变形温度高的温度下进行。
在奥氏体化步骤S110中通过加热钢板来进行奥氏体化处理。通过这些可以对整个微细组织进行奥氏体化处理。
所使用的钢板在具有在最终微细组织中可以包含残余奥氏体的合金结构的钢板的情况下，可以不受限制被所适用，但更优选地，可以提供能够稳定地确保10％以上的残余奥氏体的面积率的具有上述第一实施例或第二实施例的合金结构的钢板。并且，在热处理之前的钢板的形态可以为热轧钢板或冷轧钢板，更优选为冷轧钢板。
奥氏体化可以在Ac3～Ac3+200℃温度下，保持1分钟以上，例如1～30分钟的方法来进行。当奥氏体化的温度小于Ac3时，会残留大量铁素体，当奥氏体化的温度大于Ac3+200℃温度时，可能晶粒尺寸过于变大。并且，当奥氏体化处理小于1分钟时，奥氏体化处理可能会不充分。
其次，在第一次恒温变形步骤S120中，将经过奥氏体化处理的钢板第一次冷却至属于贝氏体区域的T1之后，进行第一次恒温变形。在此，贝氏体区域，是指作为贝氏体的变形开始温度的Bs以下至马氏体的变形开始温度的Ms以上的温度区域。
其中，第一次恒温变形可以在T1条件下进行，但并不局限于此，可根据工序设备条件等在比T1略低于10℃左右的温度下进行。这种概念也可以在后述的第二次恒温变形条件下适用。
如图2所示，贝氏体区域中的第一次恒温变形结果来看，奥氏体的一部分变形为贝氏体，更具体地，变形为条板(lath)形态的贝氏体。在贝氏体之间奥氏体以薄膜状来残留，但未形成有贝氏体的部分上大多数以块状来残留奥氏体。
在第一次恒温变形中可以进行30～70％面积率的贝氏体变形。这是考虑到如下问题而进行的，即，条板形态的贝氏体之间形成薄膜状的残余奥氏体，而且在第二次恒温变形后形成10％以上的面积率的残余奥氏体的情况。
在进行第一次冷却时，平均冷却速度为了最大限度抑制铁素体等的相转变发生，而可以适用20℃/sec以上条件，更优选为，可以适用50～100℃/sec的平均冷却速度。
其次，在第二次恒温变形步骤S130中，将经过第一次恒温变形的钢板以20℃/sec以上，例如20～100℃/sec的平均冷却速度来进行属于贝氏体区域的比T1低于50℃以上的T2的第二次冷却之后，进行第二次恒温变形。在第二次恒温变形之后，可以利用空气冷却、水冷却等的方式进行最终冷却，并且最终冷却可以进行至常温。
如图3所示，贝氏体区域中的第二次恒温变形结果，残留的奥氏体的一部分追加变形为贝氏体。在此过程中，在块状形状的奥氏体中形成贝氏体，进而薄膜状残余奥氏体的百分数变高。
在此，第二次恒温变形温度比第一次恒温变形温度低50℃以上的原因在于，如后述的实施例所述，当第二次恒温变形温度和第一次恒温变形温度的温度差小于50℃时，显示强度大大降低、强度伸长率的组合不完善结果。
即，在本发明的情况下，在第一次恒温变形中奥氏体相转变为贝氏体时，残留薄膜状奥氏体及块状奥氏体，尤其，在第二次恒温变形中，其特征在于，在第一次恒温变形中形成的块状的奥氏体追加形成贝氏体，从而薄膜状残余奥氏体的百分数变高。
另一方面，在具有第一实施例的合金结构的钢板的情况下，第一次恒温变形可以在400～600℃温度下进行20～100秒钟。在包括上述合金结构的钢板中，在T1小于400℃的条件下，可能难以进行Ms点以上的第二次恒温变形。此外，在第一次恒温变形时间小于20秒钟的情况下，可能不会充分形成贝氏体，当经过100秒钟时，在第二次恒温变形后难以形成面积率为10％以上的残余奥氏体。
并且，在进行恒温变形时为了充分形成贝氏体，而第二次恒温变形优选为进行100秒钟以上。此外，第二次恒温变形在比第一次恒温变形温度低于50℃的温度下进行。并且，第二次恒温变形进行100秒钟以上，更优选地，进行100～150秒钟。通过100秒钟以上的第二次恒温变形，通过条板形状的贝氏体追加变形，可以最大限度提高残余奥氏体中的薄膜状奥氏体的百分数。
相反，在具有第二实施例的合金结构的钢板情况下，第一次恒温变形可以在400～600℃温度下进行3～25秒钟。在本发明的情况下，添加0.5重量百分比以上的铝的结果，奥氏体-贝氏体相转变得到了促进，由此可以将相转变时间缩短为25秒钟以内。在第一次恒温变形时间小于3秒钟的情况下，可能未充分形成贝氏体。相反，在第一次恒温变形时间大于25秒钟的情况下，在第二次恒温变形之后难以形成10％以上的面积率的残余奥氏体。
并且，在进行第二次恒温变形时，为了充分形成贝氏体，而进行40秒钟以上，更优选地，进行40～80秒的第二次恒温变形。在具有第一实施例的合金结构的情况下，第二次恒温变形大约需要100秒钟以上，相反，在具有第二实施例的合金结构的情况下，通过添加铝的效果来第二次恒温变形也可以缩短为40秒钟以上。
实施例
以下，通过本发明的优选实施例来更详细说明本发明的结构及作用。但是，这些仅为例示本发明的优选实施例，不应解释为本发明限制于此。
在此处未记载的内容，对本发明所属领域的普通技术人员来说，可以充分地类推其技术方法，因此省略其说明。
1.钢板试样的制备
在900℃温度下，对具有表1中记载的合金成分的冷轧钢板试样进行10分钟的奥氏体化处理，以60℃/sec的平均冷却速度来第一次冷却至表2中记载的第一次恒温变形温度之后，进行30秒钟的第一次恒温变形，之后以25℃/sec的平均冷却速度来第二次冷却至在表2中记载的第二次恒温变形温度之后，进行100秒钟的第二次恒温变形之后，以30℃/sec的平均冷却速度来最终冷却至25℃，从而制备了钢板试样1～8。
表1
钢材种类 C Si Mn 备注
1 0.18 1.5 2.1 比较钢材
2 0.36 1.1 2.1 发明钢材
3 0.41 1.5 2.0 发明钢材
4 0.40 0.5 2.2 比较钢材
表2
Figure BDA0001333781360000101
Figure BDA0001333781360000111
并且，在900℃温度下，对具有在表3中记载的合金成分的冷轧钢板的试样进行10分钟的奥氏体化处理，以60℃/sec的平均冷却速度来第一次冷却至在表4中记载的第一次恒温变形温度之后，在此温度下进行第一次恒温变形，之后以25℃/sec的平均冷却速度来第二次冷却至在表2中记载的第二次恒温变形温度之后，进行60秒钟的第二次恒温变形之后，以30℃/sec的平均冷却速度来最终冷却至25℃，从而制备了钢板试样9～10。
表3
钢材种类 C Si Mn Al 备注
5 0.31 0.7 2.0 0.8 发明钢材
6 0.29 2.0 1.5 发明钢材
表4
Figure BDA0001333781360000112
2.微细组织及物性评价
对已制备的钢板试样1～10，利用标准电子组件(Standard Electronic Modules，SEM)图片及透射电子显微镜(Transmission electron microscope，TEM)图片的分析来计算残余奥氏体的百分数，并且最大长度为最大宽度的3倍以上的试样定为薄膜状残余奥氏体。并且，对制备的钢板试样进行拉伸试验，来检测了拉伸强度及伸长率。
其结果显示在表5中。
表5中γ百分数是指残余奥氏体的百分数，f-γ百分数是指残余奥氏体内的薄膜状残余奥氏体的百分数。
表5
Figure BDA0001333781360000121
参照表5，在残余奥氏体的百分数为10％以上的面积率、残余奥氏体内的薄膜状残余奥氏体的百分数为60％以上的试样2、6、7、9、10的情况下，显示了1000MPa以上的拉伸强度及拉伸强度乘以伸长率的值为25000MPa·％以上，并且，显示了25％以上的伸长率。
相反，在残余奥氏体的百分数为小于10％的面积率或残余奥氏体内的薄膜状残余奥氏体的百分数小于60％的试样1、3、4、5、8的情况下，拉伸强度小于1000MPa，或者拉伸强度乘以伸长率的值未达到25000MPa·％。其原因在于，未能够生成10％以上的残余奥氏体的合金结构，或者未进行2级恒温变形或即使进行了2级恒温变形也变形温度差距小于50℃。
图4为示出钢材种类2的恒温变形的图表的图，图5为示出钢材种类5的恒温变形的图表的图，图6为示出钢材种类6的恒温变形的图表的图。参照图4至图6，可观察出：与未添加Al的钢材种类2相比，在添加有0.5重量百分比以上的Al的钢材种类5及钢材种类6的情况下，显著降低变形时间。
通过这些结果可观察出：在试样9、10的情况下，与试样2、6、7相比尽管恒温变形时间相对短，但所制造的钢板可以显示出同等以上的物性，因此在生产性方面上更加优选。
图7为示出试样11及试样12的微细组织的图，图8为示出试样11及试样12的应力-应变曲线的图。
通过如下的过程来制造图7及图8的试样11及试样12。
在950℃温度下，对具有钢材种类2的结构的冷轧钢板试样进行5分钟的奥氏体化处理，以20℃/sec的平均冷却速度来冷却至400℃之后，进行100秒钟的恒温变形之后，通过水淬火(water quenching)来制备了试样11。
并且，在950℃温度下，对具有钢材种类2结构的冷轧钢板试样进行5分钟的奥氏体化处理之后，以20℃/sec的平均冷却速度来第一次冷却至500℃，并进行30秒钟的第一次恒温变形，再次以20℃/sec的平均冷却速度来第二次冷却至400℃，并进行100秒钟的第二次恒温变形之后，通过水淬火来制备了试样12。
参照图7，在试样11的微细组织(图7的(a)部分)中可以观察出多数块状残余奥氏体(γB)，但在试样12的微细组织(图7的(b)部分)中，可观察出大部分的残余奥氏体为薄膜状残余奥氏体(γF)。
并且，参照图8，可观察出：试样11和试样12显示相互类似的拉伸强度，但在大量包含块状残余奥氏体的试样11的情况下，显示约为25％左右的伸长率，在大量包含薄膜状残余奥氏体的试样12的情况下，显示约为30％的伸长率。
图9为示出对于试样11及试样12的多种变形的电子背散射衍射结果的图，图10为示出对于多种变形的被归一化的残余奥氏体的体积分数的图。
图9的(a)部分、图9的(b)部分、图9的(c)部分是有关试样11的图，图9的(d)部分、图9的(e)部分、图9的(f)部分、图9的(g)部分是有关试样12的图。并且，图9的(a)部分变形0％、图9的(b)部分变形6％、图9的(c)部分变形14％、图9的(d)部分变形0％、图9的(e)部分变形8％、图9的(f)部分变形14％、图9的(g)部分变形24％。
参照图9的(a)部分及图9的(d)部分，可观察出：在试样11的情况下多数存在块状残余奥氏体，但在试样12的情况下，多数存在薄膜状残余奥氏体。
并且，参照图9及图10，可观察出：对于14％为止的变形，在试样11的情况下，残余奥氏体大部分变形为马氏体(图9的(b)部分、图9的(c)部分)。但在试样12的情况下，可观察出：对于14％为止的变形几乎未变形为马氏体，依然保持残余奥氏体相(图9的(e)部分、图9的(f)部分)，在经过25％的变形时，实现马氏体的变形(图9的(g)部分)。
以上，以本发明的实施例为重点进行了说明，但在本发明所属领域的普通技术人员的水平上，可以进行各种变更或变形。这些变更及变形在不脱离本发明所提供的技术思想的范围内，可以解释为属于本发明。因此，本发明的要求范围应该根据以下所记载的发明要求保护范围来进行确定。

Claims (5)

1.一种钢材，其特征在于，
上述钢材中，以重量百分比为基准，包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0～3.0重量百分比、Mn：1.0～3.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质，
并且，上述钢材具有仅由贝氏体及残余奥氏体形成的微细组织，上述残余奥氏体的面积率为10％以上，
上述残余奥氏体由长度为宽度的3倍以上的薄膜状残余奥氏体和长度小于宽度的3倍的块状残余奥氏体形成，上述薄膜状残余奥氏体的面积为残余奥氏体的总面积的60％以上，
上述薄膜状残余奥氏体具有比上述块状残余奥氏体更微细的晶粒，
并且相比于上述块状残余奥氏体，上述薄膜状残余奥氏体的过饱和状态的碳浓度高。
2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，还包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下、Al：小于0.5重量百分比、N：0.02重量百分比以下中的一种以上，或者还包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上。
3.一种钢材，其特征在于，上述钢材中，以重量百分比为基准，包含C：0.2～0.5重量百分比、Si：1.0重量百分比以下、Mn：1.0～3.0重量百分比、Al：0.5～2.0重量百分比、余量的Fe和不可避免的杂质，
并且，上述钢材具有仅由贝氏体及残余奥氏体形成的微细组织，上述残余奥氏体的面积率为10％以上，
上述残余奥氏体由长度为宽度的3倍以上的薄膜状残余奥氏体和长度小于宽度的3倍的块状残余奥氏体形成，上述薄膜状残余奥氏体的面积为残余奥氏体的总面积的60％以上，
上述薄膜状残余奥氏体具有比上述块状残余奥氏体更微细的晶粒，
并且相比于上述块状残余奥氏体，上述薄膜状残余奥氏体的过饱和状态的碳浓度高。
4.根据权利要求3所述的钢材，其特征在于，上述钢材满足Si≤Al、Si+Al≤2.5重量百分比的条件。
5.根据权利要求3所述的钢材，其特征在于，上述钢材中，以重量百分比为基准，还包含P：0.1重量百分比以下、S：0.1重量百分比以下及N：0.02重量百分比以下中的一种以上，或者还包含Cr：3.0重量百分比以下、Mo：1.0重量百分比以下、B：0.005重量百分比以下、Nb：0.1重量百分比以下、V：0.5重量百分比以下、Ti：0.1重量百分比以下及Ca：0.005重量百分比以下中的一种以上。
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