TW201610176A - 鋼材及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

一種鋼材，具有依質量%計且藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%；Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM：0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；且剩餘部分：Fe及雜質；又，具有脫碳肥粒體層之厚度為5μm以下且殘留沃斯田體之體積率為10%~40%之金屬組織，且抗拉強度為980MPa以上。

Description

鋼材及其製造方法 技術領域
本發明是有關於一種鋼材及其製造方法，特別是有關於一種抗拉強度為980MPa以上且具有優異之延性與衝擊特性之鋼材及其製造方法。
背景技術
近年來，依據保護地球環境之觀點而要求有助於節能化之鋼材之開發。於汽車用鋼材、油井管用鋼材及建築結構用鋼材等領域中，輕量且可應用於嚴苛之使用環境下的超高強度鋼材之需求提高，其應用範圍擴大。其結果，於使用在該等領域之超高強度鋼材中，不僅是強度特性，確保於使用環境下的安全性變得重要。具體而言，藉由提高鋼材之延性而提升對外在塑性變形之容忍度變得重要。
舉例言之，當汽車與結構體碰撞時，為了藉由車輛之防碰撞用構件充分地緩和該衝擊，較為理想的是鋼材之抗拉強度為980MPa以上，且令抗拉強度(TS)與總伸長(EL)之積之值(TS×EL)為16000MPa．%以上。然而，隨著抗拉強度之上升，延性會明顯降低，因此，到目前為止，完全沒 有可滿足前述特性且工業上可量產的超高強度鋼材。故，為了改善超高強度鋼材之延性而進行各種研究開發，目前揭示有實現其之組織控制方法(參照專利文獻1~4)。
然而，於習知技術中，並無法一面確保980MPa以上之抗拉強度，一面獲得充分之延性及衝擊特性。
先行技術文獻 專利文獻
[專利文獻1]日本特開2004-269920號公報
[專利文獻2]日本特開2010-90475號公報
[專利文獻3]日本特開2003-138345號公報
[專利文獻4]日本特開2014-25091號公報
發明概要
本發明之目的在提供一種鋼材及其製造方法，其具有980MPa以上之抗拉強度，同時也具有優異之延性與衝擊特性。
發明人為了解決前述課題進行銳意檢討。其結果，獲得以下見識。
若將鋼素材加熱至肥粒體與沃斯田體之二相區，則表面會脫碳以形成由軟質之肥粒體相所構成的組織(以下稱作「脫碳肥粒體層」。)。又，若脫碳變得顯著，則於鋼材之表面厚厚地形成脫碳肥粒體層。
若脫碳肥粒體層之厚度為5μm以上，則會生成粗大之肥粒體，結果，會有產生延性及衝擊特性之劣化之虞。
故，為了製造高強度之鋼材，對特別是比一般更積極含有Si及Mn之鋼素材施行適切之熱處理，並抑制於表面之脫碳。藉此，顯然可安定地製得習知技術中無法製造的鋼材，其具有980MPa以上之抗拉強度，同時也具有優異之延性與衝擊特性。
本發明乃將上述見識作為基礎而完成者，要旨是下述鋼材及其製造方法。
(1)一種鋼材，其具有依質量%計且藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%；Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM：0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；且剩餘部分：Fe及雜質；又，具有脫碳肥粒體層之厚度為5μm以下且殘留沃斯田體之體積率為10%~40%之金屬組織，且抗拉強度為980MPa以上。
(2)如上述(1)之鋼材，其中於前述金屬組織中，雪明碳體之個數密度小於2個/μm2。
(3)如上述(1)或(2)之鋼材，其中於前述化學組成中，滿足V：0.05%~1.0%。
(4)如上述(1)至(3)中任一項之鋼材，其中於前述 化學組成中，滿足Ti：0.003%~1.0%；Nb：0.003%~1.0%；Cr：0.01%~1.0%；Mo：0.01%~1.0%；Cu：0.01%~1.0%；或Ni：0.01%~1.0%；或是該等之任意組合。
(5)如上述(1)至(4)中任一項之鋼材，其中於前述化學組成中，滿足Ca：0.0003%~0.01%；Mg：0.0003%~0.01%；REM：0.0003%~0.01%；Zr：0.0003%~0.01%；B：0.0003%~0.01%；或Bi：0.0003%~0.01%；或是該等之任意組合。
(6)如上述(1)至(5)中任一項之鋼材，其中前述殘留沃斯田體中的平均C濃度乃依質量%計為0.60%以下。
(7)一種鋼材之製造方法，其具備以下步驟，即：將鋼素材以500℃至670℃之間之平均加熱速度為1℃/s~5℃/s之方式加熱至670℃以上之溫度；在前述加熱後，於670℃~780℃之溫度區保持60s~1200s；及在前述保持後，以前述溫度區至150℃之間之平均冷卻速度為 5℃/s~500℃/s之方式冷卻至150℃以下之溫度；又，前述鋼素材具有依質量%計且藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%；Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM：0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；且剩餘部分：Fe及雜質；又，具有變韌體及麻田散體之體積率合計為90%以上且變 韌體及麻田散體之縱橫比之平均值為1.5以上之金屬組織。
(8)如上述(7)之鋼材之製造方法，其中於前述化學組成中，滿足V：0.05%~1.0%，且前述鋼素材中所含有的V中之70%以上呈固溶。
若藉由本發明，則由於化學組成及金屬組成適切，因此，可獲得抗拉強度為980MPa以上之抗拉強度與優異之延性及衝擊特性。
用以實施發明之形態
1.化學組成
首先，說明有關本發明之實施形態之鋼材及使用於其製造之鋼素材之化學組成。於以下說明中，只要未特別事先聲明，鋼材及使用於其製造之鋼板中所含有的各元素之含量單位「%」乃意味著「質量%」。有關本實施形態之鋼材及使用於其製造之鋼素材乃具有藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%；Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM： 0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；且剩餘部分：Fe及雜質。雜質可例示：礦石、廢料等原材料中所含有者、於製造步驟中所含有者。
C：0.050%~0.35%
C乃有助於強度上升及延性提升之元素。為了製得具有980MPa以上之抗拉強度且抗拉強度(TS)與總伸長(EL)之積(TS×EL)之值為16000MPa．%以上之鋼材，必須將C含量作成0.050%以上。然而，若使C含有大於0.35%，則衝擊特性劣化。故，C含量必須作成0.35%以下，且宜作成0.25%以下。另，為了獲得1000MPa以上之抗拉強度，C含量宜作成0.080%以上。
Si：0.50%~3.0%
Si乃有助於強度上升，同時促進沃斯田體之生成且延性提升之元素。為了將積(TS×EL)之值作成16000MPa．%以上，必須將Si含量作成0.50%以上。然而，若使Si含有大於3.0%，則衝擊特性劣化。故，Si含量乃作成3.0%以下。另，為了提升熔接性，Si含量宜作成1.0%以上。
Mn：大於3.0%、7.5%以下
Mn亦與Si相同，乃有助於強度上升，同時促進沃斯田體之生成且延性提升之元素。為了將鋼材之抗拉強度作成980MPa以上，同時將積(TS×EL)之值作成16000MPa．%以上，必須使Mn含有大於3.0%。然而，若使Mn含有大於7.5%，則轉爐中的精鍊、鑄造會明顯變得困難。故，Mn含量必須作成7.5%以下，且宜作成6.5%以下。另，為了獲得1000MPa 以上之抗拉強度，Mn含量宜作成4.0%以上。
P：0.05%以下
P乃作為雜質而含有的元素，但亦為有助於強度上升之元素，因此，亦可積極含有。然而，若使P含有大於0.05%，則熔接性會明顯劣化。故，P含量乃作成0.05%以下。P含量宜作成0.02%以下。欲獲得上述效果時，P含量宜作成0.005%以上。
S：0.01%以下
S乃作為雜質而不可避免會含有，因此，S含量乃越低越好。特別是若S含量大於0.01%，則熔接性會明顯劣化。故，S含量乃作成0.01%以下。S含量宜作成0.005%以下，更宜作成0.0015%以下。
sol.Al：0.001%~3.0%
Al乃具有將鋼脫氧之作用之元素。為了將鋼材健全化，sol.Al乃含有0.001%以上。另一方面，若sol.Al含量大於3.0%，則鑄造會明顯變得困難。故，sol.Al含量乃作成3.0%以下。sol.Al含量宜為0.010%以上，且宜為1.2%以下。另，所謂sol.Al含量乃意味著鋼材中的酸可溶性Al之含量。
N：0.01%以下
N乃作為雜質而不可避免會含有，因此，N含量乃越低越好。特別是若N含量大於0.01%，則耐時效性會明顯劣化。故，N含量乃作成0.01%以下。N含量宜為0.006%以下，且更宜為0.004%以下。
V、Ti、Nb、Cr、Mo、Ni、Ca、Mg、REM、Zr 及Bi並非必要元素，而是可在限度內於有關本實施形態之鋼材及使用於其製造之鋼素材中適當含有預定量之任意元素。
V：0%~1.0%
V乃明顯提高鋼材之降伏強度，同時防止脫碳之元素。故，可含有V。然而，若使V含有大於1.0%，則熱軋加工會明顯變得困難。故，V含量乃作成1.0%以下。又，為了將鋼材之降伏強度作成900MPa以上，宜使V含有0.05%以上。另，欲獲得1100MPa以上之抗拉強度時，V含量更宜作成0.15%以上。又，若鋼素材中含有V，則可輕易地將鋼素材中變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值調整為1.5以上。
Ti：0%~1.0%
Nb：0%~1.0%
Cr：0%~1.0%
Mo：0%~1.0%
Cu：0%~1.0%
Ni：0%~1.0%
該等元素乃用以安定地確保鋼材之強度有效之元素。故，可含有選自於上述元素中之1種以上。然而，若都含有大於1.0%，則熱軋加工會變得困難。故，各元素之含量必須分別作成1%以下。欲獲得前述效果時，宜滿足Ti：0.003%以上、Nb：0.003%以上、Cr：0.01%以上、Mo：0.01%以上、Cu：0.01%以上或Ni：0.01%以上，或是該等之任意組合。另，複合含有上述元素中之2種以上時，其合計含量宜 作成3%以下。
Ca：0%~0.01%
Mg：0%~0.01%
REM：0%~0.01%
Zr：0%~0.01%
B：0%~0.01%
Bi：0%~0.01%
該等元素乃具有提高低溫韌性之作用之元素。故，可含有選自於上述元素中之1種以上。然而，若都含有大於0.01%，則表面性狀劣化。故，各元素之含量必須分別作成0.01%以下。欲獲得前述效果時，宜將選自於該等元素中之1種以上之含量作成0.0003%以上。另，複合含有上述元素中之2種以上時，其合計含量宜作成0.05%以下。在此，REM是指Sc、Y及鑭系元素之合計17元素，且前述REM之含量乃意味著該等元素之合計含量。於鑭系元素之情形時，工業上乃以稀土金屬合金之形式添加。
2.金屬組織
脫碳肥粒體層之厚度：5μm以下
如上述，所謂脫碳肥粒體層乃熱處理中鋼材之表面脫碳而形成的由軟質之肥粒體相所構成的組織。又，脫碳肥粒體層乃依面積率含有呈柱狀或多角形狀之肥粒體相90%以上之組織。為了具有980MPa以上之高抗拉強度卻也維持優異之衝擊特性，必須抑制於表層部之脫碳。若脫碳肥粒體層之厚度大於5μm，則不僅是鋼材之疲勞特性，衝擊特 性亦會降低，因此，脫碳肥粒體層之厚度乃作成5μm以下。
殘留沃斯田體之體積率：10%~40%
於有關本發明之實施形態之鋼材中，為了一面具有980MPa以上之抗拉強度，一面明顯提升鋼材之延性，必須將殘留沃斯田體之體積率作成10%以上。另一方面，若殘留沃斯田體之體積率大於40%，則耐延遲斷裂特性劣化。故，殘留沃斯田體之體積率乃作成40%以下。
雪明碳體之個數密度：小於2個/μm2
於有關本發明之實施形態之鋼材中，為了明顯提升衝擊特性，宜將雪明碳體之個數密度作成小於2個/μm2。另，雪明碳體之個數密度乃以較小者為佳，因此，並未特別設置下限。
殘留沃斯田體中的平均C濃度：0.60%以下
又，若將殘留沃斯田體中的平均C濃度作成依質量%為0.60%以下，則伴隨著TRIP現象生成的麻田散體會變得軟質，且抑制微裂縫之產生，並明顯提升鋼材之衝擊特性。故，殘留沃斯田體中的平均C濃度宜作成依質量%為0.60%以下。殘留沃斯田體中的平均C濃度乃越低越理想，因此，並未特別設置下限。
3.機械性質
有關本發明之實施形態之鋼材乃具有980MPa以上之抗拉強度。鋼材之抗拉強度宜為1000MPa以上。又，若藉由有關本發明之實施形態之鋼材，則可獲得優異之延性與衝擊特性。舉例言之，可獲得抗拉強度與總伸長之積之值為 16000MPa．%以上之延性。舉例言之，可獲得0℃中的夏比試驗之衝擊值為30J/cm2以上之衝擊特性。再者，當鋼材中含有V時，可獲得例如降伏強度為900MPa以上之0.2%耐力(降伏強度)。
4.製造方法
有關本發明之鋼材之製造方法並無特殊之限制，舉例言之，可藉由對具有上述化學組成之鋼素材施行以下所示之熱處理來製造。
4-1鋼素材
作為供熱處理之鋼素材，舉例言之，乃使用具有以下金屬組織者，即：變韌體及麻田散體之體積率合計為90%以上，且變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值為1.5以上。又，變韌體及麻田散體之體積率合計為95%以上是較為理想的。再者，當鋼素材之V含量為0.05%~1.0%時，較為理想的是鋼素材中所含有的V中之70%以上呈固溶。
當鋼素材中的變韌體及麻田散體之體積率合計小於90%時，難以將鋼材之抗拉強度作成980MPa以上。再者，殘留沃斯田體之體積率會降低，並有延性劣化之虞。又，若變韌體及麻田散體之縱橫比變大，則雪明碳體相對於鋼板表面平行地析出，並遮蔽脫碳。若變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值小於1.5，則脫碳之遮蔽會變得不足，並生成脫碳肥粒體層。又，當變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值小於1.5時，會促進雪明碳體之核生成，且由於雪明碳體微細分散，因此，個數密度提高。另，縱橫比乃是 對變韌體及麻田散體之舊沃斯田體粒，自與壓延方向垂直之截面(以下為L截面)觀察時的各粒之長徑除以短徑之值。又，採用針對觀察面中的所有粒子所求取的縱橫比之平均值。
又，若鋼中所含有的V中呈固溶之V小於70%，則於熱處理後無法獲得所期望之降伏強度。再者，由於熱處理中之沃斯田體成長遲緩，因此，會有殘留沃斯田體之體積率降低之可能性。故，較為理想的是鋼素材中所含有的V中之70%以上呈固溶。舉例言之，V之固溶量可藉由下述來測定，即：電解萃取鋼素材後，將殘渣使用ICP-OES(感應耦合電漿光發射光譜測定法，Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)來分析。
上述鋼素材可藉由例如較低溫之熱軋壓延來製造。具體而言，熱軋壓延成最後溫度為800℃以下且最終道次之壓下率為10%以上，且於最後壓延結束後，在3s以內藉由20℃/s以上之平均冷卻速度急冷至600℃以下之溫度。此種較低溫之熱軋壓延通常會生成未再結晶粒，因此，會加以避免。又，當鋼素材含有0.05%以上之V時，熱軋壓延成最後溫度為950℃以下且最終道次之壓下率為10%以上，且於最後壓延結束後，在3s以內藉由20℃/s以上之平均冷卻速度急冷至600℃以下之溫度。特別是在含有V時，可輕易地令變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值為1.5以上。又，若為變韌體及麻田散體之縱橫比之平均值為1.5以上之鋼組織，則可將該鋼素材回火。
4-2熱處理
如上述，有關本發明之鋼材可藉由對上述鋼素材施行下述處理來製造。以下詳細說明各步驟。
a)加熱步驟
首先，將上述鋼素材以500℃至670℃之間之平均加熱速度為1℃/s~5℃/s之方式加熱至670℃以上之溫度。雪明碳體乃具有抑制熱處理中之脫碳之作用，然而，若粗大之雪明碳體殘存於鋼材中，則衝擊特性會明顯劣化。故，容易控制雪明碳體之粒徑及析出反應的500℃至670℃之間之溫度控制極為重要。
若平均加熱速度小於1℃/s，則雪明碳體會變得粗大，且可抑制脫碳。然而，粗大之雪明碳體殘存於熱處理後之鋼材中，且衝擊特性劣化。再者，沃斯田體之生成會變得不足，並有延性劣化之虞。另一方面，若平均加熱速度大於5℃/s，則於熱處理中雪明碳體容易溶解，且無法抑制熱處理中之脫碳反應。
另，在直到500℃為止之加熱時，宜將平均加熱速度作成0.2℃/s~500℃/s。若平均加熱速度低於0.2℃/s，則生產性降低。另一方面，若平均加熱速度大於500℃/s，則會因過衝等，而有500℃至670℃之間之溫度控制困難之虞。
b)保持步驟
在上述加熱後，於670℃~780℃之溫度區保持60s~1200s。若保持溫度小於670℃，則不僅是延性劣化，亦會有難以將 鋼材之抗拉強度作成980MPa以上之虞。另一方面，若保持溫度大於780℃，則無法將鋼材之殘留沃斯田體之體積率作成10%以上而有延性之劣化變得顯著之虞。
又，若保持時間小於60s，則由於生成的組織與抗拉強度不安定，因此，會有難以確保980MPa以上之抗拉強度之虞。另一方面，若保持時間大於1200s，則內部氧化變得顯著，不僅是衝擊特性劣化，亦容易生成脫碳肥粒體層。保持時間宜為120s以上，且宜為900s以下。
c)冷卻步驟
在上述加熱保持後，以前述溫度區至150℃之間之平均冷卻速度為5℃/s~500℃/s之方式冷卻至150℃以下之溫度。若平均冷卻速度小於5℃/s，則軟質之肥粒體及波來體過度地生成，並有難以將鋼材之抗拉強度作成980MPa以上之虞。另一方面，若平均冷卻速度大於500℃/s，則容易產生淬裂。
平均冷卻速度宜為8℃/s以上，且宜為100℃/s以下。若將直到150℃為止之平均冷卻速度作成5℃/s~500℃/s，則於150℃以下之冷卻速度可與上述範圍相同或相異。
又，於冷卻中的350℃至150℃之溫度區中，C容易不均勻分布於沃斯田體。故，為了將鋼材之殘留沃斯田體中的平均C濃度作成0.60%以下，較為理想的是採用於上述溫度區之停留時間為40s以下之方式來冷卻。
以下，藉由實施例，更具體說明本發明，然而，本發明並不限於該等實施例。
實施例
藉由表3所示之條件，將具有表1所示之化學組成與表2所示之金屬組織之鋼素材供熱處理。
使用的鋼素材乃將實驗室中鑄錠的扁胚藉由表2所示之條件熱軋加工來製造。將該鋼素材切成厚度1.6mm、寬度100mm、長度200mm之尺寸，並依據表3之條件加熱、保持及冷卻。將熱電偶黏貼於鋼素材表面，並進行熱處理中之溫度測定。表3所示之平均加熱速度乃於500℃至670℃之間之值，保持時間乃到達保持溫度後藉由該溫度保持之時間。又，平均冷卻速度乃於保持溫度至150℃之間之值，停留時間乃於冷卻中的350℃至150℃之溫度區之停留時間。
如以下所說明，熱處理前之鋼素材之金屬組織、藉由熱處理而得之鋼材之金屬組織及機械性質乃藉由金屬組織觀察、X射線繞射測定、抗拉試驗及夏比衝擊試驗來調查。
<鋼素材之金屬組織>
藉由電子顯微鏡，觀察及拍攝鋼素材之L截面，並藉由解析合計0.04mm2之領域，測定變韌體及麻田散體之面積率及縱橫比。又，由於鋼素材之組織呈等向，因此，將上述面積率之值作成變韌體及麻田散體之體積率。另，縱橫比乃是對變韌體及麻田散體之舊沃斯田體粒，藉由各粒之長徑除以短徑來求取，並算出其平均值。
觀察位置乃避開中心偏析部，並作成板厚之約1/4之位置(1/4t之位置)。避開中心偏析部之理由如下。相對於鋼材之代表性金屬組織，中心偏析部有時會具有局部不同之金屬組織。然而，中心偏析部乃相對於板厚全體而為 微小之領域，幾乎不會對鋼材之特性造成影響。即，中心偏析部之金屬組織無法稱得上是代表鋼材之金屬組織。故，於金屬組織之識別中，宜避開中心偏析部。
<鋼素材之固溶V量>
電解萃取鋼素材後，將殘渣使用ICP-OES(感應耦合電漿光發射光譜測定法，Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)來分析，藉此，測定於該鋼素材中呈固溶的V量。
<鋼材之金屬組織>
自各鋼材採集寬度20mm、長度20mm之試驗片，並於該試驗片施行化學研磨而減厚0.4mm，且對化學研磨後之試驗片之表面實施3次X射線繞射。解析所得之剖面，並個別進行平均而算出殘留沃斯田體之體積率。
<殘留沃斯田體中的平均C濃度>
解析藉由X射線繞射所得之剖面，並算出沃斯田體之晶格常數，且根據下式，決定殘留沃斯田體中的平均C濃度。
c=(a-3.572)/0.033
不過，上述式中的各記號之意思如下。
a：沃斯田體之晶格常數(Å)
c：殘留沃斯田體中的平均C濃度(質量%)
<脫碳肥粒體層之厚度>
藉由電子顯微鏡，觀察、拍攝鋼材之L截面，並藉由解析鋼板表面之1mm領域，測定脫碳肥粒體層之厚度。
<雪明碳體之個數密度>
雪明碳體之個數密度乃藉由解析合計2500μm2之領域，測定雪明碳體之個數密度。
<抗拉試驗>
自各鋼材採集厚度1.6mm之JIS5號抗拉試驗片，並根據JIS Z 2241(2011)進行抗拉試驗，且測定TS(抗拉強度)、YS(降伏強度、0.2%耐力)及EL(總伸長)。又，自該TS與EL計算TS×EL之值。
<衝擊特性>
將各鋼材之表裡面研削成厚度為1.2mm，並製作V形缺口試驗片。將該試驗片積層4片而進行螺釘固定後，根據JIS Z 2242(2005)，供夏比衝擊試驗。衝擊特性乃將0℃中的衝擊值為30J/cm2以上時作為良好(○)，將小於30J/cm2時作為不良(×)。
表2乃歸納顯示鋼素材之金屬組織觀察之結果，表4乃歸納顯示X射線繞射測定、抗拉試驗及夏比衝擊試驗之結果。
如表2~4所示，屬於比較例之試驗編號2、4、9、34及44乃由於鋼素材之變韌體及麻田散體之縱橫比小於 1.5，因此，脫碳肥粒體層之厚度大於5μm，其結果，衝擊特性差。試驗編號8及39乃由於平均冷卻速度低，因此，波來體過度地生成，且無法獲得980MPa以上之抗拉強度。試驗編號3乃起因於熱處理中的平均加熱速度高，脫碳肥粒體層之厚度為5μm以上，其結果，衝擊特性差。
試驗編號11乃由於Si含量高於規定範圍，因此，衝擊特性低劣。試驗編號14乃由於C含量高於規定範圍，因此，衝擊特性低劣。試驗編號13及32乃由於熱處理中的保持溫度高，因此，殘留沃斯田體之體積率降低，其結果，延性差。試驗編號17乃由於熱處理中的保持時間長，因此，脫碳肥粒體層之厚度為5μm以上，其結果，衝擊特性差。
試驗編號18及26乃由於Mn含量低於規定範圍，試驗編號24乃由於C含量低於規定範圍，試驗編號29乃由於Si含量低於規定範圍，因此，不僅延性差，亦無法獲得980MPa以上之抗拉強度。試驗編號23乃由於熱處理中的加熱速度低，因此，殘留沃斯田體之體積率降低，其結果，延性惡化，再者，衝擊特性差。試驗編號31乃由於熱處理中的保持時間短，因此，生成的組織與抗拉強度不安定而無法獲得980MPa以上之抗拉強度。試驗編號40乃由於變韌體及麻田散體之體積率合計小於90%，試驗編號43乃由於熱處理中的保持溫度低，因此，殘留沃斯田體之體積率降低，其結果，延性差，更無法獲得980MPa以上之抗拉強度。
另一方面，屬於本發明例之試驗編號1、5~7、10、12、15、16、19~22、25、27、28、30、33、35~38、41、 42及45~47乃具有980MPa以上之抗拉強度，同時抗拉強度與總伸長之積(TS×EL)之值為16000MPa．%以上而延性優異，再者，0℃中的夏比試驗之衝擊值為30J/cm2以上而衝擊特性亦良好。
產業上之可利用性
若藉由本發明，則可利用在例如汽車相關產業、能源相關產業及建築相關產業。

Claims (8)

  1. 一種鋼材，其具有依質量%計且藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%；Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM：0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%； 且剩餘部分：Fe及雜質；又，具有脫碳肥粒體層之厚度為5μm以下且殘留沃斯田體之體積率為10%~40%之金屬組織，且抗拉強度為980MPa以上。
  2. 如請求項1之鋼材，其中於前述金屬組織中，雪明碳體之個數密度小於2個/μm2。
  3. 如請求項1或2之鋼材，其中於前述化學組成中，滿足V：0.05%~1.0%。
  4. 如請求項1或2之鋼材，其中於前述化學組成中，滿足Ti：0.003%~1.0%；Nb：0.003%~1.0%；Cr：0.01%~1.0%；Mo：0.01%~1.0%；Cu：0.01%~1.0%；或Ni：0.01%~1.0%；或是該等之任意組合。
  5. 如請求項1或2之鋼材，其中於前述化學組成中，滿足Ca：0.0003%~0.01%；Mg：0.0003%~0.01%；REM：0.0003%~0.01%；Zr：0.0003%~0.01%；B：0.0003%~0.01%；或Bi：0.0003%~0.01%；或是該等之任意組合。
  6. 如請求項1或2之鋼材，其中前述殘留沃斯田體中的平均C濃度乃依質量%計為0.60%以下。
  7. 一種鋼材之製造方法，其具備以下步驟，即：將鋼素材以500℃至670℃之間之平均加熱速度為1℃/s~5℃/s之方式加熱至670℃以上之溫度；在前述加熱後，於670℃~780℃之溫度區保持60s~1200s；及在前述保持後，以前述溫度區至150℃之間之平均冷卻速度為5℃/s~500℃/s之方式冷卻至150℃以下之溫度；又，前述鋼素材具有依質量%計且藉由以下所表示之化學組成，即：C：0.050%~0.35%；Si：0.50%~3.0%；Mn：大於3.0%、7.5%以下；P：0.05%以下；S：0.01%以下；sol.Al：0.001%~3.0%；N：0.01%以下；V：0%~1.0%；Ti：0%~1.0%；Nb：0%~1.0%；Cr：0%~1.0%；Mo：0%~1.0%； Cu：0%~1.0%；Ni：0%~1.0%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；REM：0%~0.01%；Zr：0%~0.01%；B：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；且剩餘部分：Fe及雜質；又，具有變韌體及麻田散體之體積率合計為90%以上且變韌體及麻田散體之縱橫比為1.5以上之金屬組織。
  8. 如請求項7之鋼材之製造方法，其中於前述化學組成中，滿足V：0.05%~1.0%，且前述鋼素材中所含有的V中之70%以上呈固溶。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101677396B1 (ko) 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
EP3388541B1 (en) * 2016-01-29 2021-01-13 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working, and method for producing same
WO2017131053A1 (ja) * 2016-01-29 2017-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101819380B1 (ko) * 2016-10-25 2018-01-17 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
EP3658307B9 (de) * 2017-07-25 2022-01-12 ThyssenKrupp Steel Europe AG Blechbauteil, hergestellt durch warmumformen eines stahlflachprodukts und verfahren zu dessen herstellung
WO2021145310A1 (ja) * 2020-01-14 2021-07-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN111549287B (zh) * 2020-06-28 2021-08-03 宝钢特钢韶关有限公司 中碳钢及其生产工艺

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1199375B1 (en) 2000-03-24 2004-06-02 JFE Steel Corporation Non-refined steel being reduced in anisotropy of material and excellent in strength, toughness and machinability
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
JP2004269920A (ja) 2003-03-05 2004-09-30 Jfe Steel Kk スポット溶接性に優れた高延性高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101542004B (zh) 2007-04-18 2011-02-16 新日本制铁株式会社 切削性和冲击值优异的热加工钢材
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101304009B1 (ko) 2008-11-19 2013-09-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판 및 표면 처리 강판 및 그들의 제조 방법
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5825119B2 (ja) * 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
BR112014001994A2 (pt) * 2011-07-29 2017-02-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço galvanizado de alta resistência excelente em flexibilidade e método de fabricação da mesma
KR101594268B1 (ko) * 2011-09-30 2016-02-15 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
TWI507538B (zh) * 2011-09-30 2015-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp With excellent burn the attachment strength of the hardenable galvannealed steel sheet, a high strength galvannealed steel sheet and manufacturing method, etc.
US9976203B2 (en) 2012-01-19 2018-05-22 Arcelormittal Ultra fine-grained advanced high strength steel sheet having superior formability
JP5857905B2 (ja) 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP5920118B2 (ja) * 2012-08-31 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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