TW201413009A - 鋼材 - Google Patents

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Abstract

一種鋼材，其化學組成以質量%計係：C：大於0.05%且至0.2%、Mn：1%~3%、Si：大於0.5%且至1.8%、Al：0.01%~0.5%、N：0.001%~0.015%、Ti或是V與Ti的合計：大於0.1%且至0.25%、Ti：0.001%以上、Cr：0%~0.25%、Mo：0%~0.35%、且剩餘部分：Fe及不純物；鋼組織係具有主相及第2相之複相組織，其中該主相係由50面積%以上的肥粒鐵所構成，而該第2相係含有選自於由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上者；前述第2相的平均奈米硬度為小於6.0GPa；在將結晶的方位差為2°以上的境界定義為晶界，且將被該晶界包圍的區域定義為結晶粒之情況時，前述主相及前述第2相之整體結晶粒的平均粒徑為3μm以下，且方位差2°~小於15°之小角晶界的長度在總晶界的長度所佔的比率為15%以上。

Description

鋼材 發明領域
本發明係有關於一種鋼材，具體而言係有關於一種適合作為在衝撃荷重負荷時能夠抑制產生裂紋，而且有效流動應力高的衝撃吸收構件之材料之鋼材。本申請係基於2012年7月20日在日本提出申請之特願2012-161730號而主張優先權，並且將其內容引用於此。
發明背景
近年來，從地球環境保護的觀點，作為減低來自汽車的CO2排出量之一環，汽車車體係被要求輕量化且指向汽車用鋼材的高強度化。這是因為藉由提升鋼材的強度，汽車用鋼材能夠薄壁化。另一方面，對提升汽車的衝撞安全性之社會性的要求亦進一步提高，不僅是只有鋼材的高強度化，亦被期待開發在行駛中衝撞時之耐衝撃性優越的鋼材。
在此，因為衝撞時之汽車用鋼材的各部位，係以數10(s-1)以上的高應變速度承受變形，而被要求動態強度特性優越之高強度鋼材。
作為此種高強度鋼材，已知靜動差(靜態強度與 動態強度之差)高之低合金TRIP鋼；以麻田散鐵作為主體之具有第2相的複相組織鋼之高強度複相組織鋼材。
關於低合金TRIP鋼，例如在專利文獻1揭示一種動態變形特性優越之汽車衝撞能量吸收用的加工誘發變態型高強度鋼板(TRIP鋼板)。
又，關於以麻田散鐵作為主體之具有第2相的複相組織鋼板，有揭示如下述的發明。
專利文獻2係揭示一種高強度鋼板，其係由微細的肥粒鐵粒所構成；滿足結晶粒徑為1.2μm以下之奈米結晶粒的平均粒徑ds、與結晶粒徑為大於1.2μm之微結晶粒的平均結晶粒徑dL係dL/ds≧3的關係，而且強度與延展性平衡優越且靜動差為170MPa以上。
專利文獻3係揭示一種靜動比高之鋼板，其係由平均粒徑為3μm以下的麻田散鐵及平均粒徑為5μm以下之麻田散鐵的2相組織所構成。
專利文獻4係揭示一種衝撃吸收特性優越之冷軋鋼板，其係含有75%以上之平均粒徑為3.5μm以下的肥粒鐵相，剩餘部分係由回火麻田散鐵所構成。
專利文獻5係揭示一種滿足在5×102~5×103/s的應變速度之靜動差為60MPa以上之冷軋鋼板，其係施加預應變且設為由肥粒鐵及麻田散鐵所構成之2相組織。
而且，專利文獻6係揭示一種耐衝撃特性優越之高強度熱軋鋼板，其係只有由85%以上的變韌鐵及麻田散鐵等的硬質相所構成。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開平11-80879號公報
專利文獻2：日本國特開2006-161077號公報
專利文獻3：日本國特開2004-84074號公報
專利文獻4：日本國特開2004-277858號公報
專利文獻5：日本國特開2000-17385號公報
專利文獻6：日本國特開平11-269606號公報
發明概要
但是，先前的衝撃吸收構件之材料亦即鋼材，係有如以下的課題。亦即，為了提升衝撃吸收構件(以下，亦有簡稱「構件」之情形)的衝撃吸收能量，衝撃吸收構件之材料亦即鋼材(以下，亦有簡稱「鋼材」之情形)必須高強度化。
但是，在「塑性及加工」第46卷、第534期、第641~645頁，所揭示決定衝撃吸收能量之平均荷重(Fave)係如以下的方式提供，衝撃吸收能量係非常依存於鋼材的板厚度，
σY：有效流動應力
t：板厚度
因而，只有將鋼材高強度化時，針對衝撃吸收構件，使薄壁化高衝撃吸收性能並存係有限度的。
在此，所謂流動應力，係意謂著在塑性變形開始 時或開始後，為了使其繼續產生塑性變形所必要的應力，所謂有效流動應力，係意味著考慮鋼材的板厚度、形狀、衝撃時在構件所承受的應變速度後之塑性流動應力。
例如在國際公開第2005/010396號小冊子、國際 公開第2005/010397號小冊子、以及國際公開第2005/010398號小冊子亦揭示，衝撃吸收構件的衝撃吸收能量係非常地依存於其形狀。
亦即，藉由將衝撃吸收構件的形狀最佳化而使塑 性變形工作量増大，係有能夠將衝撃吸收構件的衝撃吸收能量，飛躍地提高至只有將鋼材高強度化時係無法達到的水準之可能性。
但是，即便將衝撃吸收構件的形狀最佳化而使塑 性變形工作量増大，若是鋼材不具有能夠經得起其塑性變形工作量之變形能力時，在完成所設想的塑性變形之前，衝撃吸收構件係在早期產生裂紋，結果，無法使塑性變形工作量増大而無法使衝撃吸收能量飛躍地提高。又，衝撃吸收構件係早期產生裂紋時，有可能引起損傷鄰接該衝撃吸收構件而配置的其他構件等無法預料的情況。
先前係基於吸收構件的衝撃吸收能量係依存於 鋼材的動態強度之技術思想，而指向提高鋼材的動態強度，只有指向提高鋼材的動態強度時，有引起顯著的變形能力降低之情形。因此，即便將衝撃吸收構件的形狀最佳化而使塑性變形工作量増大，未必能夠飛躍地提高衝撃吸 收構件的衝撃吸收能量。
又，因為以往畢竟是將使用基於上述技術思想而 製造的鋼材設為前提，而研討衝撃吸收構件的形狀，所以衝撃吸收構件形狀的最佳化，係將最初已知的鋼材變形能力設為前提而進行研討；將鋼材的變形能力提高，來使塑性變形工作量増大且將衝撃吸收構件的形狀最佳化之研討本身，以往係未充分地進行。
本發明之課題，係提供一種適合作為衝撃吸收構 件的材料之鋼材及其製造方法，該衝撃吸收構件係有效流動應力高，因而，在衝撃吸收能量高之同時，能夠在衝撃荷重負荷時抑制產生裂紋。
如上述，為了提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量，不僅是鋼材而且將衝撃吸收構件的形狀最佳化，來使塑性變形工作量増大係重要的。
關於鋼材，為了使能夠使塑性變形工作量増大之將衝撃吸收構件的形狀最佳化成為可能，以在衝撃荷重負荷時抑制產生裂紋之同時，使塑性變形工作量増大之方式來提高有效流動應力係重要的。
為了提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量，本發明者等針對鋼材，專心研討在衝撃荷重負荷時抑制產生裂紋，來進一步提高有效流動應力之方法，而得到在以下所列出之新知識。
[衝撃吸收能量的提升]
(1)為了提高鋼材的衝撃吸收能量，賦予5%的真應變時，對於提高有效流動應力(以下，記載「5%流動應力」)係有效的。
(2)為了提高5%流動應力，提高降伏強度及在低應變區域之加工硬化係數係有效的。
(3)為了提高降伏強度，鋼組織的微細化係必要的。
(4)為了提高在低應變區域之加工硬化係數，有效率地提高在低應變區之差排密度係有效的。
(5)為了有效率地提高在低應變區域之差排密度，在結晶晶界之中，提高小角晶界(方位差角為小於15°的晶界)之比率係有效的。其理由係相對於大角晶界所堆積的差排容易下沈(消滅位置)，小角晶界係容易積蓄差排，因此，藉由提高小角晶界的比率，即便是低應變區域，亦能夠有效率地提高差排密度。
[在衝撃荷重負荷時抑制產生裂紋]
(6)在衝撃吸收構件，在衝撃荷重負荷時產生裂紋時，衝撃吸收能量低落。又，亦有使鄰接該構件之其他構件損傷之情形。
(7)將鋼材的強度、特別是提高降伏強度時，在衝撃荷重負荷時對裂紋(以下，亦稱為「衝撃裂紋」)之感受性(以下，亦稱為「衝撃裂紋感受性」)變高。
(8)為了為了抑制產生衝撃裂紋，提高均勻延展性、局部延展性及破壞韌性係有效的。
(9)為了提高均勻延展性，設為由主相及第2相所 構成之複相組織係有效的，其中將肥粒鐵設為該主相；而該第2相係剩餘部分且含有選自由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所組成群組之1種或2種以上。
(10)為了提高局部延展性，將第2相設為軟質的 物質且使第2相具備與主相之肥粒鐵的塑性變形能力同等的塑性變形能力係有效的。
(11)為了提高破壞韌性，將主相之肥粒鐵及第2 相微細化係有效的。
本發明係基於上述的新知識而進行者，其要旨係 如以下。
[1]一種鋼材，其化學組成以質量%計係：C：大 於0.05%且至0.2%、Mn：1%~3%、Si：大於0.5%且至1.8%、Al：0.01%~0.5%、N：0.001%~0.015%、Ti或是V與Ti的合計：大於0.1%且至0.25%、Ti：0.001%以上、Cr：0%~0.25%、Mo：0%~0.35%、且剩餘部分：Fe及不純物；鋼組織係具有主相及第2相之複相組織，其中該主相係由50面積%以上的肥粒鐵所構成，而該第2相係含有選自於由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上者：前述第2相的平均奈米硬度為小於6.0GPa；在將結晶的方位差為2°以上的境界定義為晶界，且將被該晶界包圍的區域定義為結晶粒之情況時，前述主相及前述第2相之整體結晶粒的平均粒徑為3μm以下，且方位差2°~小於15°之小角晶界的長度在總晶界的長度所佔的比率為15%以上。
[2]如[1]之鋼材，其以質量%計，含有由Cr： 0.05%~0.25%、Mo：0.1%~0.35%所構成群組之1種或2種元素。
依照本發明，因為在負荷衝撃荷重時能夠抑制或消除衝撃吸收構件產生裂紋，而能夠得到有效流動應力更高的衝撃吸收構件，所以能夠飛躍地提高衝撃吸收構件的衝撃吸收能量。藉由應用此種衝撃吸收構件，因為能夠使汽車等的製品衝撞安全性進一步提升，在產業上係非常有益的。
圖1係顯示連續退火熱處理的溫度經歷。
圖2係顯示第2相的硬度及軸壓碎試驗所行之穩定挫曲率對平均粒徑的關係之圖表。￮係不產生裂紋而穩定挫曲者，△係於1/2的機率產生裂紋者，×係於2/2的機率產生裂紋且產生不穩定的彎曲者。
圖3係顯示平均粒徑與軸壓碎試驗所行之平均壓碎荷重的關係之圖表。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明。
1.化學組成
又，針對化學組成，以下所表示之「%」，只要未特別說明，係意味著「質量%」。
(1)C：大於0.05%且至0.2%，C係具有：促進生成在第2相所含有的變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵之作用；藉由提高第2相的強度而使降伏強度及拉伸強度提升之作用；及藉由固熔強化來將鋼強化且使降伏強度及拉伸強度提升之作用。C含量為0.05%以下時，有難以得到藉由上述作用之效果之情形。因而，C含量係設為大於0.05%。另一方面，C含量為大於0.2%時，麻田散鐵和沃斯田鐵係過度地硬質化，有引起局部延展性顯著地低落之情形。因而，C含量係設為0.2%以下。又，本發明係包含C含量為0.2%之情況。
(2)Mn：1%~3%，Mn係具有：促進以變韌鐵及麻田散鐵為代表之第2相的生成之作用；藉由固熔強化來強化鋼且使降伏強度及拉伸強度提升之作用；及藉由固熔強化來提高肥粒鐵的強度且提高在高應變負荷條件下之肥粒鐵的硬度，來使局部延展性提升之作用。Mn含量為小於1%時，有難以得到藉由上述作用之效果之情形。因而，Mn含量係設為1%以上。較佳為1.5%以上。另一方面，Mn含量為大於3%時，麻田散鐵和沃斯田鐵係過剩地生成，有引起局部延展性顯著地低落之情形。因而，Mn含量係設為3%以下。較佳為2.5%以下。又，本發明係包含Mn含量為1%之情況及3%之情況。
(3)Si：大於0.5%且至1.8%，Si係具有：藉由抑制變韌鐵和麻田散鐵中之碳化物的生成，來使均勻延展性和局部延展性提升之作用；及藉由固 熔強化來強化鋼且使降伏強度及拉伸強度提升之作用。Si的含量為0.5%以下時，有難以得到藉由上述作用之效果之情形。因而，Si量係設為大於0.5%。較佳為0.8%以上，更佳為1%以上。另一方面，Si含量為大於1.8%時，沃斯田鐵係過剩地殘留，而有衝撃裂紋感受性係顯著地變高之情形。因而，Si含量係設為1.8%以下。較佳為1.5%以下，更佳為1.3%以下。又，本發明係包含Si含量為1.8%之情況。
(4)Al：0.01%~0.5%，Al係具有藉由脫酸來抑制鋼中之夾雜物的生成，而防止衝撃裂紋之作用。但是，Al含量為小於0.01%時，難以得到藉由上述作用之效果。因而，Al含量係設為0.01%以上。另一方面，Al含量為大於0.5%時，氧化物和氮化物係粗大化，反而助長衝撃裂紋。因而，Al含量係設為0.5%以下。又，本發明係包含Al含量為0.01%之情況及0.5%之情況。
(5)N：0.001%~0.015%，N係具有藉由生成氮化物來抑制沃斯田鐵和肥粒鐵的粒成長，且藉由將組織微細化來抑制衝撃裂紋之作用。但是，N含量為小於0.001%時，難以得到藉由上述作用之效果。因而，N含量係設為0.001%以上。另一方面，N含量為大於0.015%時，氮化物係粗大化掉，反而助長衝撃裂紋。因而，N含量係設為0.015%以下。又，本發明係包含N含量為0.001%之情況及0.015%之情況。
(6)Ti或是V與Ti的合計：大於0.1%且至0.25%，Ti及V係具有在鋼中生成TiC、VC等的碳化物，藉由對 肥粒鐵的粒成長之釘扎效果，來抑制結晶粒的粗大化，而具有抑制衝撃裂紋之作用。而且，具有藉由TiC和VC之析出強化來強化鋼且使降伏強度及拉伸強度提升之作用。Ti或是V與Ti的合計含量為0.1%以下時，難以得到該等作用。因而，Ti或是V與Ti的合計含量係設為大於0.1%。較佳為0.15%以上。另一方面，Ti或是V與Ti的合計含量為大於0.25%時，TiC和VC係過剩地生成，反而提高衝撃裂紋感受性。因而，Ti或是V與Ti的合計含量係設為0.25%以下。較佳為0.23%以下。又，本發明係包含Ti或是V與Ti的合計含量為0.25%之情況。
(7)Ti：0.001%以上，又，該等作用係藉由使Ti含有0.001%以上而變為更顯著。因而，前提係使Ti含有0.001%以上。V含量亦可為0%，但是以設為0.1%以上為佳，以設為0.15%以上為更佳。從使衝撃裂紋感受性減低的觀點，V含量係設為0.23%以下為佳。又，Ti含量係設為0.01%以下為佳，以設為0.007%以下為更佳。
而且，作為任意含有的元素，亦可含有Cr、Mo的1種或2種元素。
(8)Cr：0%~0.25%，Cr係任意含有的元素，具有：提高淬火性且促進變韌鐵和麻田散鐵的生成之作用；及藉由固熔強化來強化鋼且使降伏強度及拉伸強度提升之作用。為了更確實地得到該等的作用，Cr：0.05%以上為佳。但是，Cr含量為大於0.25% 時，麻田散鐵相係過剩地生成而提高衝撃裂紋感受性。因而，含有Cr時，其含量係設為0.25%以下。又，本發明係包含Cr的含量為0.25%之情況。
(9)Mo：0%~0.35%，與Cr同樣地，Mo係任意含有的元素，具有：提高淬火性且促進變韌鐵和麻田散鐵的生成之作用；及藉由固熔強化來強化鋼且使降伏強度及拉伸強度提升之作用。為了更確實地得到該等的作用，Mo：0.1%以上為佳。但是，Mo含量為大於0.35%時，麻田散鐵相係過剩地生成而提高衝撃裂紋感受性。因而，含有Mo時，其含量係設為0.35%以下。又，本發明係包含Mo的含量為0.35%之情況。
本發明的鋼材係含有以上的必須含有元素，而且按照必要而含有任意含有的元素，剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物，可例示在礦石、廢料等的原料所含有者，在製造步驟所含有者。但是，在不阻礙作為本發明的目的之鋼材的特性之範圍，亦容許含有其他成分。例如P、S係在鋼中以不純物的方式被含有，但是P、S係如以下的方式被限制為佳。
P：0.02%以下
P係使晶界脆弱化且引起熱加工性變差。因此，P之上限係設為0.02%以下。P含量係較少時，以越少越佳。將實際上的製造步驟及在製造成本的範圍內進行脫P設為前提時，P之上限係0.02%。較佳是0.015%以下。
S：0.005%以下， S係使晶界脆弱化且引起熱加工性和延展性劣化。因此，P之上限係設為0.005%以下。S含量為較少時，係越少越佳，但是將實際上的製造步驟及在製造成本的範圍內進行脫S設為前提時，S之上限係0.005%。較佳是0.002%以下。
2.鋼組織 (1)複相組織
本發明之鋼組織，係藉由得到高降伏強度及在低應變區域的高加工硬化係數，來提高有效流動應力，而且為了兼備耐衝撃裂紋性而設為具有主相及第2相之複相組織，其中將微細結晶粒的肥粒鐵設為該主相；而且第2相係含有微細結晶粒的變韌鐵、麻田散鐵、及沃斯田鐵的1種或2種以上。
主相之肥粒鐵的面積率為小於50%時，衝撃裂紋感受性變高且衝撃吸收特性低落。因而，主相之肥粒鐵的面積率係設為50%以上。肥粒鐵面積率之上限係沒有特別規定。伴隨著主相之肥粒鐵的比率増加，第2相的比率降低時，強度及加工硬化率低落。因而，肥粒鐵面積率之上限(換言之，係第2相的面積率之下限)係按照強度水準而設定。
第2相係含有選自由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所組成群組之1種或2種以上。第2相有不可避免地含有雪明碳鐵和波來鐵之情形，但是只要此種不可避的組織為5面積%以下時，就被容許。為了提高強度，第2相的面積率係以35%以上為佳，以40%以上為更佳。
(2)肥粒鐵(主相)及第2相的平均粒徑：3μm以下
本發明係為對象之鋼材，係將肥粒鐵與第2相整體的結 晶粒之平均粒徑設為3μm以下。此種微細組織係能夠藉由在輥軋及熱處理下工夫而得到，此時，主相及第2相的任一者均被微細化。又，此種微細組織時，針對主相之肥粒鐵及第2相的各自求取平均粒徑係困難的。因此，在本發明，係規定主相之肥粒鐵與第2相整體之平均粒徑。
在將肥粒鐵設為主相之鋼，肥粒鐵的平均粒徑為 微細化時，降伏強度提升，因而有效流動應力提高。肥粒鐵粒徑為粗大時，降伏強度不足而衝撃吸收能量低落。
又，變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵等的第2相微 細化，係使局部延展性且抑制衝撃裂紋。第2相的粒徑為粗大時，在受到衝撃荷重時，在第2相內變為容易產生脆性破壞且衝撃裂紋感受性變高。
因而，上述平均粒徑係設為3μm以下。較佳為2μm 以下。上述平均粒徑係以較微細為佳，但是藉由通常的輥軋及熱處理，能夠得到的肥粒鐵粒徑之微細化係有限度。 又，將第2相過度地微細化時，第2相的塑性變形能力降低，反而有延展性低落之情形。因而，上述平均粒徑係以設為0.5μm以上為佳。
(3)方位差2°~小於15°的小角晶界長度在總晶界長度佔有之比率：15%以上
晶界係具有差排生成位置、差排消滅位置(sink)及差排堆積位置的任一者之任務，而影響鋼材的加工硬化能力。 晶界之中，方位差15°以上的大角晶界所堆積的差排，係容易成為消滅位置。另一方面，方位差2°~小於15°的小角晶 界時，不容易產生差排消滅，而有助於差排密度的増加。因而，為了提高在低應變區域的加工硬化係數且使有效流動應力増加，必須提高上述小角晶界的比率。上述小角晶界長度之比率為小於15%時，提高在低應變區域的加工硬化係數且使有效流動應力増加係困難的。因而，將上述小角晶界長度之比率設為15%以上。較佳為20%以上，更佳為25%以上。上述小角晶界之比率為較高時，係越高越好，但是在通常的多結晶體，小角界面之比率係有限度的。亦即，上述小角晶界長度之比率，設為70%以下係實際的。
該小角晶界之比率，係在與鋼板的輥軋方向平行的剖面之板厚度的1/4深度位置，進行EBSD(電子射線後方散射)解析而求取。EBSP解析時，試料表面的測定區域係等間隔格柵狀地被測繪數萬點，且針對各格柵內求取結晶方位。因此，將在相鄰的格柵之間之結晶的方位差為2°以上的境界定義為晶界且將被該晶界包圍的區域設定為結晶粒。方位差小於2°時，未形成明確的晶界。總晶界之中，將方位差2°~小於15°的晶界定義為小角晶界，且對晶界的總和之長度，求取方位差2°~小於15°的小角晶界長度之比率。又，肥粒鐵(主相)及第2相的平均粒徑，係能夠計算在單位面積中同樣地被定義的結晶粒(被方位差為2°以上的晶界包圍之區域)之個數，基於結晶粒的平均面積而以圓相當直徑之方式求取。
(4)第2相的平均奈米硬度：小於6.0GPa
變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵等的第2相的硬度増加之 同時，局部延展性降低。具體而言，第2相的平均奈米硬度大於6.0GPa時，局部延展性降低致使衝撃裂紋感受性變高。因而，第2相平均奈米硬度係設為6.0GPa以下。
在此，奈米硬度係藉由使用奈米壓痕技術，測定 各相或組織的粒內之奈米硬度而得到的值。在本發明，係採用使用立方角(cube corner)壓頭且以壓入荷重1000μN而得到之奈米硬度。為了提升局部延展性，第2相的硬度係以較低為佳，但是第2相過度地軟化時，材料強度低落。因而，第2相的平均奈米硬度係以大於3.5GPa為佳，以大於4.0GPa為較佳。
3.製造方法
為了得到本發明的鋼材，係在熱軋步驟及熱處理步驟的升溫過程，使VC和TiC適當地析出，藉由VC和TiC所得到的釘扎效果，來抑制結晶粒粗大化之同時，以在隨後的熱處理，謀求複相組織的最佳化為佳。因此，係以使用以下的製造方法來製造為佳。
(1)熱軋步驟及冷卻步驟
將具有上述化學組成之厚塊(slab)設為1200℃而施行總軋縮率50%以上之多道次輥軋，而且於800℃以上且950℃以下的溫度區域完成熱軋。完成熱軋後，以600℃/秒以上的冷卻速度輥軋完成後，在0.4秒鐘以內，冷卻至700℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為一次冷卻)，於600℃以上且700℃以下的溫度區域保持0.4秒鐘以上。隨後，以小於100℃/秒的冷卻速度，冷卻至500℃以下的溫度區域(亦將該冷卻稱為 二次冷卻)，進而以0.03℃/秒以下的冷卻速度冷卻至室溫而製成熱軋鋼板。最後以0.03℃/秒以下的冷卻速度冷卻，係因為在捲取後的鋼捲狀態下所產生的冷卻，所以鋼板為鋼帶之情況，藉由在二次冷卻後將鋼帶捲取，能夠實現最後以0.03℃/秒以下的冷卻速度冷卻。
在此，前述一次冷卻時，熱軋係實質上完成之 後，進行在0.4秒鐘以內急冷卻至700℃以下的溫度區域。所謂熱軋實質上完成，係意味著在熱軋的精加工輥軋所進行的複數道次的輥軋之中，在最後進行實質上的輥軋之道次。例如，在精加工輥軋機的上游側之道次進行實質上的最後軋縮，而在精加工輥軋機的下游側之道次係未進行實質上的輥軋之情況，係在上游側之道次，輥軋結束之後，進行在0.4秒鐘以內急冷卻(一次冷卻)至700℃以下的溫度區域。又，例如，精加工輥軋機的下游側之道次為止，係進行實質上的輥軋之情況，係在下游側之道次，輥軋結束之後，進行在0.4秒鐘以內急冷卻(一次冷卻)至700℃以下的溫度區域。又，一次冷卻，基本上係藉由在輸出台所配置的冷卻噴嘴來進行，但是亦能夠藉由在精加工輥軋機的各道次之間所配置的機架間冷卻噴嘴來進行。
前述一次冷卻的冷卻速度(600℃/秒以上)及前述 二次冷卻的冷卻速度(小於100℃/秒)，任一者均是將使用熱像儀所測定之試樣表面的溫度(鋼板的表面溫度)設為基準。在前述一次冷卻之鋼板整體的冷卻速度(平均冷卻速度)，係從表面溫度基準的冷卻速度(600℃/秒以上)進行換 算，能夠推測為200℃/秒以上左右。
藉由上述的熱軋步驟及冷卻步驟，能夠得到V的 碳化物(VC)和Ti的碳化物(TiC)為高密度地析出至肥粒鐵晶界之熱軋鋼板。較佳是VC及TiC的平均粒徑為10nm以上，VC及TiC的平均粒子間距離為2μm以下。
(2)冷軋步驟
藉由上述熱軋步驟及冷卻步驟而得到的熱軋鋼板，係可直接提供給後述的熱處理步驟，亦可施行冷軋之後提供給後述的熱處理步驟。
對藉由上述熱軋步驟及冷卻步驟而得到的熱軋 鋼板施行冷軋時，係施行軋縮率30%以上且70%以下的冷軋而製成冷軋鋼板。
(3)熱處理步驟(步驟(C1)及(C2))
將藉由上述熱軋步驟及冷卻步驟而得到的熱軋鋼板或藉由上述冷軋步驟而得到的冷軋鋼板，以2℃/秒以上且20℃/秒以下的平均升溫速度，升溫至750℃以上且920℃以下的溫度區域而在該溫度區域保持20秒鐘以上且100秒鐘以下(圖1的退火)。其次，以5℃/秒以上且20℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻至440℃以上且550℃以下的溫度區域而施行在該溫度區域保持30秒鐘以上且150秒鐘以下之熱處理(圖1的過時效1~3)。
上述平均升溫速度為小於2℃/秒時，在升溫中肥 粒鐵產生粒成長致使結晶粒粗大化。另一方面，上述平均升溫速度大於20℃/秒時，升溫中之VC和TiC的析出係變為 不充分，結晶粒徑反而粗大化。
在上述升溫後，保持溫度係小於750℃或大於 920℃時，難以得到設為目的之複相組織。
上述平均冷卻速度小於5℃/秒時，肥粒鐵量變為 過剩而難以得到充分的強度。另一方面，上述平均冷卻速度大於20℃/秒時，硬質第2相係過剩地生成而提高衝撃裂紋感受性。
為了促進第2相的軟質化而確保小於6.0GPa之第 2相的平均奈米硬度，上述冷卻後的保持係重要的。不滿足在440℃以上且550℃以下的溫度區域保持30秒鐘以上且150秒鐘以下的條件時，係難以得到所需要的第2相之性質。在該保持中，溫度不必設為一定溫度，只要在440℃以上且550℃以下的溫度區域，就能夠使其連續的或階段地變化(例如，參照圖1所顯示之過時效1~3)。從控制小角晶界及V和Ti的析出物之觀點，以使其階段地變化為佳。亦即，上述處理係相當於在連續退火之所謂過時效處理之處理，在過時效處理步驟的初期階段，係以藉由在上述變韌鐵溫度區域保持，來提高小角晶界之比率為佳。具體而言係以在480℃以上且580℃以下的溫度區域保持為佳。隨後，為了使肥粒鐵相和在第2相過飽和而殘留的Ti和V析出，以在440℃以上且480℃以下的溫度區域保持而使析出核生成，隨後，在480℃以上且550℃以下的溫度區域保持而提高析出量為佳。因為肥粒鐵相和在第2相中所析出的VC等的微細碳化物係使有效流動應力提升，所以藉由上述的過時效 處理來使其高密度地析出為佳。
本發明的鋼材係可以是如此進行而製成之熱軋 鋼板或冷軋鋼板的直接狀態，或者，亦可以是隨後被切斷，按照必要而經施行彎曲加工、衝壓加工等適當的加工者。 又，可為鋼板的直接狀態、或是加工後經施行鍍覆者。鍍覆係電鍍及熔融鍍覆的任一者均可，鍍覆種類係沒有限制，但是通常係鋅或鋅合金鍍覆。
[實施例]
使用在表1所顯示具有化學組成之厚塊(厚度：35mm、寬度：160~250mm、長度：70~90mm)進行實驗。表1中，「-」係意味著不積極地使其含有。底線係表示本發明的範圍外。鋼種E係V與Ti的合計含量為小於下限值之比較例。鋼種F係Ti的含量為小於下限值之比較例。鋼種H係Mn的含量為小於下限值之比較例。任一鋼種均是將150kg熔鋼進行真空熔製而鑄造之後，於爐內溫度1250℃加熱且於950℃以上的溫度進行熱鍛造而製成厚塊。
將上述厚塊，於1250℃再加熱1小時以內之後， 使用熱軋試驗機施行4道次的粗熱軋，而且施行3道次的精加工熱軋，在輥軋完成後，實施一次冷卻及二階段的冷卻而製成熱軋鋼板。將熱軋條件顯示在表2。輥軋剛完成後的一次冷卻及二次冷卻係使用水冷卻來實施。於表中的捲取溫度將二次冷卻結束，且藉由將鋼捲放冷來實現以0.03℃/秒以下的冷卻速度冷卻至室溫之冷卻。熱軋鋼板的板厚度係任一者均設為2mm。
對一部份的熱軋鋼板施行冷軋之後，使用連續退 火模擬裝置，對全部的鋼板以在圖1所顯示之加熱曲線(heat pattern)及在表3所顯示的條件施行熱處理。在本實施例，如圖1及在表3所顯示，以3階段不同的溫度來實施從退火溫度至冷卻之後的溫度保持(在實施例係稱為過時效)，係為了使小角晶界之比率及VC碳化物的析出密度増加。
針對如此進行而得到的熱軋鋼板及冷軋鋼板，進行以下的調查。
首先，藉由從供試鋼板在與輥軋方向垂直的方向採取JIS5號拉伸試片且進行拉伸試驗，來求取5%流動應力、最大拉伸強度(TS)、均勻伸長(u-El)。所謂5%流動應力，係在拉伸試驗之應變成為5%的塑性變形時之應力，與有效流動應力具有比例關係且當作其指標。
除了為了將端面損傷的影響除去，而對機械加工孔穴施行絞孔加工以外，係依據日本鋼鐵聯盟規格JFS T 1001-1996而進行擴孔試驗，來求取擴孔率。
在與鋼板的輥軋方向平行的剖面之板厚度的1/4深度位置進行EBSD解析。在EBSD解析，將結晶的方位差為2°以上的境界定義為晶界，而且在不區別主相及第2相而求取平均粒徑之同時，製作晶界面方位差圖。總晶界之中，將方位差2°~小於15°的晶界設作小角晶界，且對晶界的總和之長度，求取方位差2°~小於15°的小角晶界長度之比率。而且，從在該解析所得到的像質圖(image quality map)求取肥粒鐵的面積率。
第2相的奈米硬度係使用奈米壓痕技術法來求取。使用砂紙研磨在與輥軋方向平行所採取的剖面試片之板厚度的1/4深度位置後，使用膠體二氧化矽進行機械化學研磨，進而藉由電解研磨將加工層除去而提供試驗。奈米壓痕技術係使用立方角壓頭且以壓入荷重1000μN來進行。此時的壓痕大小係直徑0.5μm以下。將各試樣的第2相之硬 度無規地測定20點，來求取各自試樣的平均奈米硬度。
而且，使用上述鋼板而製造方形管構件，以軸方 向的衝撞速度64km/h實施軸壓碎試驗，來進行評價衝撞吸收性能。與方形管構件的軸方向垂直的剖面之形狀係設為正八角形，且方形管構件的軸方向長度係設為200mm。任一者均是以板厚度為1mm、上述正八角形的1邊之長度(將角部的曲線部除去之直線部的長度)(Wp)為16mm進行評價。針對各鋼板，各製造2個此種方形管構件且提供軸壓碎試驗。評價係依據軸壓碎時的平均荷重(2次試驗的平均值)及穩定挫曲率來實施。穩定挫曲率係在軸壓碎試驗，相對於總試驗體數，未產生裂紋的試驗體之比率。通常，衝撞吸收能量變高時，在壓碎途中產生裂紋之可能性提高，結果是無法使塑性變形工作量増大，而有無法提高衝撃吸收能量之情況。亦即，不論平均壓碎荷重(衝撃吸收性能)有多高，穩定挫曲率不良時，係無法顯示高衝撃吸收性能。
將以上的調查結果(鋼組織、機械特性、及軸壓 碎特性)整理且顯示在表4。
又，第2相的硬度及穩定挫曲率對試驗號碼1~16的平均粒徑之關係，以圖表顯示在圖2。圖3係顯示粒徑與平均壓碎荷重的關係之圖表。
從表4及圖2~3能夠得知，本發明之鋼材，其藉由 軸壓碎之平均荷重較高而為0.29kJ/mm2以上。而且，穩定挫曲率為2/2而顯示良好的軸壓碎特性。因而，適合使用作為上述碰撞吸能盒(crash box)、側面構件(side member)、中柱(center pillar)、刹車棒(locker)等的材料。

Claims (2)

  1. 一種鋼材，其化學組成以質量%計係：C：大於0.05%且至0.2%、Mn：1%~3%、Si：大於0.5%且至1.8%、Al：0.01%~0.5%、N：0.001%~0.015%、Ti或是V與Ti的合計：大於0.1%且至0.25%、Ti：0.001%以上、Cr：0%~0.25%、Mo：0%~0.35%、且剩餘部分：Fe及不純物；鋼組織係具有主相及第2相之複相組織，其中該主相係由50面積%以上的肥粒鐵所構成，而該第2相係含有選自於由變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵所構成群組之1種或2種以上者；前述第2相的平均奈米硬度為小於6.0GPa；在將結晶的方位差為2°以上的境界定義為晶界，且將被該晶界包圍的區域定義為結晶粒之情況時，前述主相及前述第2相之整體結晶粒的平均粒徑為3μm以下，且方位差2°~小於15°之小角晶界的長度在總晶界的長度所佔的比率為15%以上。
  2. 如請求項1之鋼材，其以質量%計，含有由Cr：0.05%~0.25%、Mo：0.1%~0.35%所構成群組之1種或2 種元素。
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