TWI558824B - Heat treated steel and its manufacturing method - Google Patents

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Shinichiro Tabata
Kazuo Hikida
Nobusato Kojima
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

熱處理鋼材及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種被使用在汽車等之熱處理鋼材及其製造方法。
發明背景
汽車用鋼板係被要求提升燃料消耗率及耐衝撞特性。因此，謀求汽車用鋼板的高強度化。但是，通常因為隨著強度的提升而壓製成形性等的延伸性降低，所以製造複雜形狀的零件係變為困難。例如，隨著延伸性的降低，加工度較高的部位產生斷裂，或是彈回及壁翹曲變大且尺寸精確度劣化。因而，藉由將高強度鋼板、特別是具有780MPa以上的拉伸強度之鋼板壓製成形而製造零件係不容易的。
針對高強度鋼板且以得到較高的成形性作為目的，專利文獻1及2係記載一種以之使用熱壓印法之成形方法。使用熱壓印法時，能夠將高強度鋼板以較高的精確度成形且使用熱壓印法所得到的鋼材亦具有高強度。又，相較於藉由將高強度的複相組織鋼板進行冷成形而得到的鋼材，使用熱壓印法所得到的鋼材之微組織，係大致為麻田 散鐵單相且具有優異的局部變形能力及韌性。
通常、汽車衝撞時的壓壞強度係大大地依存於材料強度。因此，近年來，例如具有2.000GPa以上的拉伸強度的鋼材之需要性提高，專利文獻3係記載一種以得到2.0GPa以上的拉伸強度之鋼材作為目的之方法。
依照專利文獻3所記載的方法，雖然能夠達成預期的目的，但是有無法得到充分的韌性及熔接性之情形。即便使用專利文獻4~7所記載的鋼板等其他的先前技術，雖然能夠得到優異的韌性及熔接性，但是有無法得到2.000GPa以上的拉伸強度之情形。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2002-102980號公報
專利文獻2：日本特開2012-180594號公報
專利文獻3：日本特開2012-1802號公報
專利文獻4：日本特表2011-505498號公報
專利文獻5：日本特開2006-152427號公報
專利文獻6：國際公開第2013/105631號
專利文獻7：日本特開2013-104081號公報
發明概要
本發明之目的，係提供一種能夠得到優異的韌性及熔接性，同時能夠得到2.000GPa以上的拉伸強度之熱處 理鋼材及其製造方法。
為了解決上述課題，本發明者等專心研討的結果，詳細係後述，發現熱處理鋼材含有適量的C、Si及Mn時，能夠得到優異的韌性及熔接性，同時能夠得到2.000GPa以上的強度。
C含量越高、麻田散鐵中的差排密度越高且舊沃斯田鐵粒內的下部組織(板條、方塊、包體)係變成微細。因此，能夠認為除了C的固溶強化以外之重要原因亦大大地有助於麻田散鐵的強度。在麻田散鐵中產生差排之機構及下部組織變成微細之機構，係推測如下述。因為隨著從沃斯田鐵變態成為麻田散鐵係產生膨脹，且隨著麻田散鐵變態而將應變(變態應變)導入至周圍的未變態沃斯田鐵，為了緩和該變態應變，剛變態後的麻田散鐵係進行補充變形。此時，因為在藉由C而被強化的沃斯田鐵之變態應變為較大，所以為了減低變態應變而生成微細的板條及方塊，又，麻田散鐵係邊導入大量的差排邊進行補充變形。推測藉由此種機構，麻田散鐵中的差排密度係變為較高且舊沃斯田鐵粒內的下部組織係變為微細。
基於上述的推測，本發明者等發現，鋼板係含有與C同樣地將壓縮應變導入至周圍的晶格之Mn時，隨著淬火而差排密度増加，結晶粒微細化且拉伸強度係大幅地増加。亦即，發現麻田散鐵作為主組織之熱處理鋼材係含有預定量的Mn時，除了Mn的固溶強化以外，亦能夠享受藉由 差排強化及結晶粒微細化強化之間接性強化，且能夠得到所需要的拉伸強度。而且，依照本發明者等，清楚明白針對以麻田散鐵作為主組織之熱處理鋼材，Mn具有包含上述間接的強化且100MPa/質量%左右的強化能力。
先前，認為麻田散鐵的強度係主要依存於C的固溶強化能力，合金元素係幾乎沒有影響(例如，鐵鋼材料學：萊斯利(Lesly)等、丸善(1985))，且不知道Mn係對提升熱處理鋼材的強度造成重大的影響。
而且，本申請發明者等，係基於該等知識而想出了如以下所表示之本發明的各種態樣。
(1)一種熱處理鋼材，其特徵在於以質量%計，具有以下述表示之化學組成，C：0.05%~0.30%、Si：0.50%~5.00%、Mn：2.0%~10.0%、Cr：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~0.100%、B：0.0020%~0.0100%、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%、剩餘部分：Fe及不純物；而且將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，(式1)為成立；而且具有以下表示之微組織，麻田散鐵：90體積%以上；而且麻田散鐵中的差排密度為1.2×1016m-2以上，拉伸強度為2.000GPa以上，4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)。
(2)如(1)之熱處理鋼材，其中在前述化學組成，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%、或是滿足該等任意的組合。
(3)一種熱處理鋼材之製造方法，其特徵在於具有以下的步驟：將鋼板以10℃/s以上的平均升溫速度加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域之步驟；其次，將前述鋼板以上部臨界冷卻速度以上的速度從前 述溫度區域冷卻至Ms點為止之步驟；其次，將前述鋼板從Ms點以50℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100℃為止之步驟；前述鋼板以質量%計，具有以下述表示之化學組成，C：0.05%~0.30%、Si：0.50%~5.00%、Mn：2.0%~10.0%、Cr：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~0.100%、B：0.0020%~0.0100%、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%、剩餘部分：Fe及不純物；而且將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，(式1)為成立，4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)。
(4)如(3)之熱處理鋼材之製造方法，其中在前述 化學組成，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%、或是滿足該等任意的組合。
(5)如(3)或(4)之熱處理鋼材之製造方法，其中具有以下的步驟：將前述鋼板加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域之後起算，至前述鋼板的溫度到達Ms點為止之期間內，進行成形之步驟。
依照本發明，能夠得到優異的韌性及熔接性，同時能夠得到2.000GPa以上的強度。
用以實施發明之形態
以下，說明本發明的實施形態。詳細係如後述，本發明的實施形態之熱處理鋼材，係預定熱處理用鋼板藉由進行淬火來製造。因而，熱處理用鋼板之淬火性及淬火條件係對熱處理鋼材造成影響。
首先，說明在本發明的實施形態之熱處理鋼材及其製造所使用的熱處理用鋼板之化學組成。在以下的說明，在熱處理鋼材及其製造所使用的鋼板所含有的各元素的含量之單位亦即「%」，係只要未特別預先告知，就意味著「質量%」。在本實施形態之熱處理鋼材及其製造所使用的鋼板，係具有以下述表示之化學組成，C：0.05%~0.30%、Si：0.50%~5.00%、Mn：2.0%~10.0%、Cr：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~0.100%、B：0.0020%~0.0100%、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%、剩餘部分：Fe及不純物，而且將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，(式1)為成立。作為不純物，係能夠例示在礦石、廢料等的原材料所含有者；在製造步驟所含有者。
4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)
(C：0.05%~0.30%)
C係提高熱處理用鋼板之淬火性，使熱處理鋼材的強度提升之元素。C含量小於0.05%時，熱處理鋼材的強度係無法成為充分者。因而，C含量係設為0.05%以上。C含量係較佳為0.08%以上。另一方面，C含量大於0.30%時，熱處理鋼材的強度太高而韌性及熔接性顯著地劣化。因而，C含量係設為0.30%以下。C含量係較佳為0.28%以下，更佳 為0.25%以下。
(Si：0.50%~5.00%)
Si係提高熱處理用鋼板之淬火性，使熱處理鋼材的強度提升之元素。Si係藉由固溶強化而亦具有使熱處理鋼材的強度提升之作用。Si含量小於0.50%時，熱處理鋼材的強度係無法成為充分者。因而，Si含量係設為0.50%以上。Si含量係較佳為0.75%以上。另一方面，Si含量大於5.00%時，產生沃斯田鐵變態的溫度係顯著地變高。因為該溫度越高，用以淬火的加熱所需要的成本上升，或是隨著加熱不足而容易產生淬火不足。因而，Si含量係設為5.00%。Si含量係較佳為4.00%以下。
(Mn：2.0%~10.0%)
Mn係提高熱處理用鋼板的淬火性之元素。Mn係除了固溶強化以外，藉由在製造熱處理鋼材時之麻田散鐵變態時促進導入大量的差排，而強化麻田散鐵。亦即，Mn係具有促進差排強化之作用。Mn係透過導入差排而使麻田散鐵變態後的舊沃斯田鐵粒內之下部組織微細化而強化麻田散鐵。亦即，Mn亦具有促進強化結晶粒微細化之作用。因而，特別是特重要的元素之C含量為0.05%~0.30%時，Mn含量小於2.0%時，Mn係無法藉由上述作用而充分地得到效果且熱處理鋼材的強度無法成為充分者。因而，Mn含量係設為2.0%以上。Mn含量係較佳為2.5%以上，更佳為3.6%以上。另一方面，Mn含量大於10.0%時，熱處理鋼材的強度太高而韌性及耐氫脆性顯著地劣化。因而，Mn含量係為10.0%以下。 Mn含量係較佳為9.0%以下。在以麻田散鐵作為主組織的熱處理鋼材之Mn的強化能力，係約100MPa/質量%，這是在以肥粒鐵作為主組織的鋼材之Mn的強化能力(約40MPa/質量%)之2.5倍左右。
(Cr：0.01%~1.00%)
Cr係能夠提高熱處理用鋼板之淬火性，來穩定地確保熱處理鋼材的強度之元素。Cr含量小於0.01%時，有無法藉由上述作用而充分地得到效果之情形。因而，Cr含量係設為0.01%以上。Cr含量係較佳為0.02%以上。另一方面，Cr含量大於1.00%時，Cr係濃化成為熱處理用鋼板中的碳化物而淬火性低落。這是因為碳化物係隨著Cr的濃化而安定化，在用以淬火的加熱時，碳化物的固溶遲延之緣故。因而，Cr含量係設為1.00%以下，Cr含量係較佳為0.80%以下。
(Ti：0.010%~0.100%)
Ti係具有使熱處理鋼材的韌性大幅度地提升之作用。亦即，Ti係在用以淬火之Ac3點以上的溫度之熱處理時，抑制再結晶且形成更微細的碳化物而抑制沃斯田鐵的粒成長。藉由抑制粒成長，能夠得到細小的沃斯田鐵粒且韌性大幅度地提升。Ti係藉由優先與熱處理用鋼板中的N鍵結，而亦具有抑制因BN析出而消耗B之作用。如後述地，因為B係具有提升淬火性之作用，所以藉由抑制B的消耗，而能夠確實地得到藉由B來提升淬火性之效果。Ti含量小於0.010%時，有無法充分地得到藉由上述作用的效果之情形。因而，Ti含量係設為0.010%以上。Ti含量係較佳為0.015%以上。另 一方面，Ti含量大於0.100%時，因為TiC的析出量増加而消耗C，所以熱處理鋼材有無法得到充分的強度之情形。因而，Ti含量係設為0.100%以下。Ti含量係較佳為0.080%以下。
(B：0.0020%~0.0100%)
B係具有顯著地提高熱處理用鋼板的淬火性的作用之非常重要的元素。B係藉由在晶界偏析，亦具有使晶界強化而提高韌性之作用。B係在熱處理用鋼板的加熱時，亦具有抑制沃斯田鐵的粒成長而提升韌性之作用。B含量小於0.0020%時，有無法充分地得到藉由上述作用的效果之情形。因而，B含量係設為0.0020%以上。B含量係較佳為0.0025%以上。另一方面，B含量大於0.0100%時，粗大的化合物大量地析出致使熱處理鋼材的韌性劣化。因而，B含量係設為0.0100%以下。B含量係較佳為0.0080%以下。
(P：0.050%以下)
P不是必要元素，例如係以不純物的方式被含有在鋼中。P係使熱處理鋼材的韌性劣化。因此，P含量係越低越佳。特別是P含量大於0.050%時，韌性的低落係變為顯著。因而，P含量係設為0.050%以下。P含量係較佳為0.005%以下。為了使P含量降低至小於0.001%為止，係需要相當的成本，而且為了使其降低至小於0.001%為止，有進一步需要極大的成本之情形。因而，亦可以不使P含量降低至小於0.001%為止。
(S：0.0500%以下)
S係不是必要元素，例如係以不純物的方式被含有在鋼 中。S係使熱處理鋼材的韌性劣化。因此，S含量係越低越佳。特別是S含量大於0.0500%時，韌性的低落係變為顯著。因而，S含量係設為0.0500%以下。S含量係較佳為0.0300%以下。為了使S含量降低至小於0.0002%為止，係需要相當的成本，而且為了使其降低至小於0.0002%，有進一步需要極大的成本之情形。因而，亦可以不使S含量降低至小於0.0002%為止。
(N：0.0100%以下)
N不是必要元素，例如係以不純物的方式被含有在鋼中。N係有助於形成粗大的氮化物，而使熱處理鋼材的局部變形能力及韌性劣化。因此，N含量係越低越佳。特別是N含量大於0.0100%時，局部變形能力及韌性的低落係變為顯著。因而，N含量係設為0.0100%以下。為了使N含量降低至小於0.0008%為止，係需要相當的成本。因而，亦可以不使N含量降低至小於0.0008%為止。為了使N含量其降低至小於0.0002%，有進一步需要極大的成本之情形。
Ni、Cu、Mo、V、Al及Nb不是必要元素，係在熱處理用鋼板及熱處理鋼材亦可有限度適當地含有預定量之任意元素。
(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係能夠提高熱處理用鋼板之淬火性，而穩定地確保熱處理鋼材的強度之元素。因而，亦可以含有選自由該等元素所組成群組之1種或任意的組 合。但是Ni含量大於2.0%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，Ni含量係2.0%設為以下。Cu含量大於1.0%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，Cu含量係設為1.0%以下。Mo含量大於1.0%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，Mo含量係設為1.0%以下。V含量大於1.0%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，V含量係設為1.0%以下。Al含量大於1.00%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，Al含量係設為1.00%以下。Nb含量大於1.00%時，藉由上述作用所得到的效果飽和，只有成本白費地上升而已。因而，Nb含量係設為1.00%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Ni含量、Cu含量、Mo含量及V含量係任一者均是較佳為0.1%以上，Al含量及Nb含量係任一者均是較佳為0.01%以上。亦即以滿足「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%」、或是「Nb：0.01%~1.00%」、或該等任意的組合為佳。
如上述，C、Si及Mn係主要是藉由提高麻田散鐵的強度而提高熱處理鋼材的強度。但是，將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，不滿足(式1)時，係無法得到2.000GPa以上的拉伸強度。因此，必須滿足(式1)。
4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)
其次，說明本實施形態之熱處理鋼材的微組織。本實施形態之熱處理鋼材，係具有以麻田散鐵：90體積%以上表示之微組織。微組織的剩餘部分，係例如殘留沃斯田鐵。微組織係由麻田散鐵及殘留沃斯田鐵所構成時，麻田散鐵的體積率(體積%)，係能夠藉由X射線繞射法而高精確度地測定。亦即，能夠檢測麻田散鐵及殘留沃斯田鐵所得到的繞射X射線，且從該繞射曲線的面積比測定體積率。在微組織含有肥粒鐵等的其他相時，例如藉由顯微鏡觀察來測定該其他相的面積率(面積%)。因為熱處理鋼材的組織係各向同性，所以能夠將在剖面所得到之相的面積率之值，視為與在該熱處理鋼材之體積率等效。因而，能夠將藉由顯微鏡觀察所測定的面積率之值視為體積率(體積%)。
其次，說明在本實施形態之熱處理鋼材之麻田散鐵中的差排密度。麻田散鐵中的差排密度係有助於提升拉伸強度。麻田散鐵中的差排密度小於1.2×1016m-2時，無法得到2.000GPa以上的拉伸強度。因而，麻田散鐵中的差排密度係設為1.2×1016m-2以上。
差排密度係例如能夠藉由威廉森(Williamson)評價法來算出。威廉森法係記載在例如「G.K.Williamson and W.H.Hall：Acta Metallurgica(冶金學報),1(1953),22」及「G.K.Williamson and R.E.Smallman：Philosophical Magazine(哲學雜誌),8(1956),34」等。具體而言，係進行體心立方結晶構造的{200}面、{211}面及{220}面的各繞射光譜之波峰擬合(peak fitting)，且從各尖峰位置(θ)及半寬
度(β)將β×cos θ/λ標繪在橫軸，將sin θ/λ標繪在縱軸。從該標繪所得到的斜度係對應局部應變ε，且從Williamson,Smallman等人提案之下述的(式2)求取差排密度ρ(m-2)。在此，b係表示伯格斯向量(Burgers vector)的大小(nm)。
ρ=14.4×ε2/b2．．．(式2)
而且，本實施形態之熱處理鋼材係具有2.000GPa以上的拉伸強度。拉伸強度係例如能夠依據ASTM規格E8的規定而進行。此時，在試片的製造，係以將均熱部位磨削至厚度成為1.2mm為止且拉伸方向與輥軋方向成為平行之方式，加工成為ASTM規格E8的二分之一縮尺板狀試片。該二分之一縮尺板狀試片的平行部之長度為32mm，平行部的寬度為6.25mm。而且，在各試片貼附應變計量器且以3mm/min的應變速度進行室溫拉伸試驗。
其次，說明熱處理鋼材的製造方法，亦即處理熱處理用鋼板之方法。在熱處理用鋼板的處理，係將熱處理用鋼板以10℃/s以上的平均升溫速度加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域，隨後，將該鋼板以上部臨界冷卻速度以上的速度從該溫度區域冷卻至Ms點為止，隨後，將該鋼板以50℃/s以上的平均冷卻速度從Ms點冷卻至100℃為止。
將熱處理用鋼板加熱至Ac3點以上的溫度區域時，組織係成為沃斯田鐵單相。此時的平均升溫速度小於10℃/s時，沃斯田鐵粒係過剩地粗大化，或是由於回復而差排密度低落，致使熱處理鋼材有強度及韌性劣化之可能性。因 而平均升溫速度係設為10℃/s以上。該平均升溫速度係較佳為20℃/s以上，更佳為50℃/s以上。加熱的到達溫度大於(Ac3點+200℃)時，沃斯田鐵粒係過剩地粗大化，或差排密度低落，致使熱處理鋼材有強度及韌性劣化之可能性。因而，到達溫度係設為(Ac3點+200℃)以下。
上述一系列的加熱及冷卻，係例如可藉由將熱處理及熱成形並行而進行之熱壓印法而實施，亦可藉由高頻加熱淬火而實施。在Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域保持鋼板之時間，從藉由進行沃斯田鐵變態而使碳化物溶解而提升鋼的淬火性之觀點而言，係以設為30s以上為佳。從生產性的觀點而言，該保持時間係以設為600s以下為佳。
上述加熱之後，將該鋼板以上部臨界冷卻速度以上的速度，從該溫度區域冷卻Ms點時，不會產生擴散變態而能夠維持沃斯田鐵單相的組織。該冷卻速度小於上部臨界冷卻速度時，係容易產生擴散變態而生成肥粒鐵，且無法得到麻田散鐵的體積率為90體積%以上的微組織。因而，至Ms點為止的冷卻速度係設為上部臨界冷卻速度以上。
在冷卻Ms點為止之後，該鋼板從Ms點以50℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100℃為止時，產生從沃斯田鐵變態成為麻田散鐵，且能夠得到麻田散鐵的體積率為90體積%以上的微組織。如上述，因為從沃斯田鐵變態成為麻田散鐵係伴隨著膨脹，所以隨著麻田散鐵變態而將應變(變態應變)導入至周圍的未變態沃斯田鐵，剛變態後麻田散鐵 係產生補充變形用以緩和該變態應變。具體而言係邊導入麻田散鐵邊進行滑動變形。該結果，麻田散鐵係含有高密度的差排。在本實施形態，因為含有適量的C、Si及Mn，所以在麻田散鐵中非常高密度地生成差排且差排密度為1.2×1016m-2以上。從Ms點至100℃為止的平均冷卻速度小於50℃/s時，容易產生伴隨著自動回火(autotemper)之差排回復，致使差排密度不足而無法得到充分的拉伸強度。因而，該平均冷卻速度係設為50℃/s以上。該平均冷卻速度係較佳為100℃/s以上，更佳為500℃/s以上。
如此進行而能夠製造具備優異的韌性及熔接性以及2.000GPa以上的拉伸強度之本實施形態的熱處理鋼材。在熱處理鋼材之舊沃斯田鐵粒的平均粒徑係成為10μm~20μm左右。
從小於100℃起至室溫為止的冷卻速度，係以空氣冷卻以上的速度為佳。慢慢冷卻那樣地以小於空氣冷卻之較慢的速度進行冷卻時，由於自動回火的影響致使拉伸強度有低落之可能性。
在上述的一系列之加熱及冷卻時，亦可進行上述的熱壓印等的熱成形。亦即，在從加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域之後，至溫度到達Ms點為止之期間，亦可使用模具將熱處理用鋼板成形。作為熱成形，可舉出彎曲加工、引伸成形、鼓脹成形、擴孔成形、凸緣成形等。該等係屬於壓製成形，只要是與熱成形並行、或剛熱成形後能夠將鋼板冷卻，亦可進行輥軋成形等的壓製成 形以外的熱成形。
熱處理用鋼板，係可為熱軋鋼板，亦可為冷軋鋼板。亦可將對熱軋鋼板或冷軋鋼板施行退火後的退火熱軋鋼板或退火冷軋鋼板使用作為熱處理用鋼板。
熱處理用鋼板亦可以是鍍敷鋼板等的表面處理鋼板。亦即，亦可在熱處理用鋼板設置鍍敷層。鍍敷層係例如有助於提升耐蝕性等。鍍敷層係可為電鍍層，亦可為熔融鍍敷層。作為電鍍層，可例示電鍍鋅層、電鍍Zn-Ni合金層等。作為熔融鍍敷層，可例示熔融鋅鍍敷層、合金化熔融鋅鍍敷層、熔融鋁鍍敷層、熔融Zn-Al合金鍍敷層、熔融Zn-Al-Mg合金鍍敷層、熔融Zn-Al-Mg-Si合金鍍敷層等。鍍敷層的附著量係沒有特別限制、例如設為通常的範圍內之附著量。與熱處理用鋼板同樣地，亦可在熱處理鋼材設置鍍敷層。
又，上述實施形態，任一者均不過是在實施本發明時所揭示的具體化例子，本發明的技術範圍係不可被該等限定地解釋。亦即，本發明係在不脫離其技術思想、或其主要的特徵，能夠以各式各樣的形態實施。
實施例
其次，說明本申請發明者等所進行的試驗。
在該試驗，具有表1所顯示的化學組成之鋼胚係經過熱軋及冷軋而製造厚度為1.4mm的冷軋鋼板作為熱處理用鋼板。表1中的空欄係表示該元素的含量為小於檢測界限，剩餘部分係Fe及不純物。
表1中的底線，係表示其數值係從本發明範圍脫離。
而且，從各冷軋鋼板，製造厚度為1.4mm、寬度為30mm、長度為200mm的試料，在表2所顯示的條件下進行試料的加熱及冷卻。該加熱及冷卻係模擬在熱成形之熱處理。在該試驗的加熱，係藉由通電加熱來進行。在冷卻之後，從試料切取均熱部位且將該均熱部位提供拉伸試驗及X射線繞射試驗。
拉伸試驗係依據ASTM規格E8的規定而進行。拉伸試驗係使用INSTRON公司製的拉伸試驗機。試片的製造係將均熱部位磨削厚度成為1.2mm為止，且以拉伸方向成為與輥軋方向平行的方式加工作為ASTM規格E8的二分之一縮尺板狀試片。該二分之一縮尺板狀試片的平行部之長度為32mm，平行部的寬度為6.25mm。而且，在各試片貼附應變計量器，且以3mm/min的應變速度進行室溫拉伸試驗。作為應變計量器，係使用共和電業公司製的KFG-5(計量器長度：5mm)。
在X射線繞射試驗，係使用氫氟酸及過氧化氫水將從均熱部位的表面起至0.1mm的深度為止之部分進行化學研磨，而製成厚度為1.1mm的X射線繞射試驗用試片。然後，使用Co管球而在2 θ且從45°起130°的範圍取得試片的X射線繞射光譜，且藉由該X射線繞射光譜來求取差排密度。又，從繞射X射線的檢測結果及按照必要而考慮光學顯微鏡觀察的結果亦求取麻田散鐵的體積率。
差排密度，係藉由基於上述的威廉森-霍爾(Williamson-Hall)法之評價法來算出。在該試驗，具體而言 係行體心立方結晶構造的{200}面、{211}面及{220}面的各繞射光譜之尖峰擬合，從各尖峰位置(θ)及半寬度(β)將β×cos θ/λ標繪在橫軸，將sin θ/λ標繪在縱軸。然後，從(式2)求取差排密度ρ(m-2)。
該等將結果顯示在表2。表2中的底線亦表示該數值係從本發明的範圍脫離。
如表2所顯示，因為試料No.1~No.6、No.10~No.13及No.16~No.20之化學組成係在本發明的範圍內且製造條 件亦在本發明的範圍內，所以在熱處理鋼材，能夠得到所需要的微組織及差排密度。而且，因為化學組成、微組織及差排密度係在本發明的範圍內，所以能夠得到2.000GPa以上的拉伸強度。
在試料No.7~No.9、No.14、No.15及No.21~No.22，雖然化學組成係在本發明的範圍內，但是因為製造條件係從本發明的範圍脫離，而無法得到所需要的差排密度。而且，因為差排密度係從本發明的範圍脫離，所以拉伸強度為較低而小於2.000GPa。
在試料No.23及No.24，因為Mn含量係從本發明的範圍脫離，所以即便製造條件在本發明的範圍內，差排密度小於1.2×1016m-2，且拉伸強度為較小而小於2.000GPa。
在試料No.25，因為C含量係從本發明的範圍脫離，所以即便製造條件在本發明的範圍內，差排密度小於1.2×1016m-2，且拉伸強度較小而小於2.000GPa。
在試料No.26，因為不滿足(式1)，所以即便製造條件在本發明的範圍內，差排密度小於1.2×1016m-2，且拉伸強度為較低而小於2.000GPa。
從該等結果，得知依照本發明，能夠得到高強度的熱處理鋼材。又，依照本發明，因為不必為了得到高強度而將C設為韌性及熔接性劣化之程度，所以亦能夠確保優異的韌性及熔接性。
產業上之可利用性
本發明係能夠利用在例如汽車所使用的熱處理 構件等的製造產業及利用產業。本發明亦能夠利用在其他的機械構造零件之製造產業及利用產業等。

Claims (5)

  1. 一種熱處理鋼材，其特徵在於以質量%計，具有以下述表示之化學組成，C：0.05%~0.30%、Si：0.50%~5.00%、Mn：2.0%~10.0%、Cr：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~0.100%、B：0.0020%~0.0100%、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%、剩餘部分：Fe及不純物；而且將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，(式1)為成立；而且具有以下表示之微組織， 麻田散鐵：90體積%以上；而且麻田散鐵中的差排密度為1.2×1016m-2以上，拉伸強度為2.000GPa以上，4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)。
  2. 如請求項1之熱處理鋼材，其中在前述化學組成，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%、或是滿足該等任意的組合。
  3. 一種熱處理鋼材之製造方法，係用以製造如請求項1之熱處理鋼材之方法；其特徵在於具有以下的步驟：將鋼板以10℃/s以上的平均升溫速度加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域之步驟；其次，將前述鋼板以上部臨界冷卻速度以上的速度從前述溫度區域冷卻至Ms點為止之步驟；其次，將前述鋼板從Ms點以50℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100℃為止之步驟；前述鋼板以質量%計，具有以下述表示之化學組成，C：0.05%~0.30%、 Si：0.50%~5.00%、Mn：2.0%~10.0%、Cr：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~0.100%、B：0.0020%~0.0100%、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%、剩餘部分：Fe及不純物；而且將C含量(質量%)以[C]表示、將Si含量(質量%)以[Si]、將Mn含量(質量%)以[Mn]表示時，(式1)為成立，4612×[C]+51×[Si]+102×[Mn]+605≧2000．．．(式1)。
  4. 如請求項3之熱處理鋼材之製造方法，其中在前述化學組成，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%、或是滿足該等任意的組合。
  5. 如請求項3或4之熱處理鋼材之製造方法，其中具有以下的步驟：將前述鋼板加熱至Ac3點以上且(Ac3點+200℃)以下的溫度區域之後起算，至前述鋼板的溫度到達Ms點為止之期間內，進行成形之步驟。
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