WO2016010144A1 - 鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material and a method for producing the same, and more particularly to a steel material having a tensile strength of 980 MPa or more and having excellent ductility and impact properties and a method for producing the same.
  • the tensile strength of the steel material is 980 MPa or more, and the tensile strength (TS) and total elongation (EL ) And the product value (TS ⁇ EL) is preferably 16000 MPa ⁇ % or more.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • TS ⁇ EL product value
  • An object of the present invention is to provide a steel material having excellent ductility and impact properties while having a tensile strength of 980 MPa or more, and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, the following knowledge was obtained.
  • decarburized ferrite layer When the steel material is heated to a two-phase region of ferrite and austenite, the surface is decarburized to form a soft ferrite phase structure (hereinafter referred to as “decarburized ferrite layer”). And if decarburization becomes remarkable, a decarburized ferrite layer will be formed thickly on the surface of steel materials.
  • the thickness of the decarburized ferrite layer is 5 ⁇ m or more, coarse ferrite is generated, and as a result, ductility and impact characteristics may be deteriorated.
  • the present invention has been made on the basis of the above-mentioned knowledge, and the gist thereof is the following steel material and its manufacturing method.
  • the chemical composition and the metal composition are appropriate, a tensile strength with a tensile strength of 980 MPa or more, and excellent ductility and impact properties can be obtained.
  • Al 0.001% to 3.0%, N: 0.01% or less, V: 0% to 1.0%, Ti: 0% to 1.0%, Nb: 0% to 1.0%, Cr: 0% to 1.0%, Mo: 0% to 1.0%, Cu: 0% to 1.0%, Ni: 0% to 1.0%, Ca: 0% to 0.01%, Mg: 0% to 0.01%, REM: 0% to 0.01%, Zr: 0% to 0.01%, B: 0% to 0.01%, Bi: 0% to 0.01%, And remainder: having a chemical composition represented by Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C 0.050% to 0.35%
  • C is an element that contributes to strength increase and ductility improvement.
  • the C content is set to 0.1%. It is necessary to set it to 050% or more. However, when C is contained exceeding 0.35%, the impact characteristics deteriorate. For this reason, C content needs to be 0.35% or less, and it is preferable to set it as 0.25% or less.
  • the C content is preferably 0.080% or more.
  • Si 0.50% to 3.0% Si is an element that contributes to the improvement of ductility by increasing the strength and promoting the generation of austenite.
  • the Si content needs to be 0.50% or more.
  • Si content shall be 3.0% or less.
  • Mn More than 3.0% and 7.5% or less Mn, like Si, is an element that contributes to the improvement of ductility by promoting the generation of austenite with increasing strength.
  • TS ⁇ EL product
  • Mn content needs to be 7.5% or less, and preferably 6.5% or less.
  • the Mn content is preferably 4.0% or more.
  • P 0.05% or less
  • P is an element contained as an impurity, but may be positively contained because it is also an element contributing to an increase in strength. However, when P exceeds 0.05%, the weldability is remarkably deteriorated. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.02% or less. When it is desired to obtain the above effect, the P content is preferably 0.005% or more.
  • S 0.01% or less Since S is inevitably contained as an impurity, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the weldability is remarkably deteriorated. For this reason, S content shall be 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.0015% or less.
  • sol. Al 0.001% to 3.0%
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel. In order to make steel materials sound, sol. Al is contained in an amount of 0.001% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 3.0%, casting becomes extremely difficult. For this reason, sol. The Al content is 3.0% or less. sol. The Al content is preferably 0.010% or more, and preferably 1.2% or less. Note that sol. Al content means content of acid-soluble Al in steel materials.
  • N 0.01% or less Since N is inevitably contained as an impurity, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the aging resistance is remarkably deteriorated. For this reason, N content shall be 0.01% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • V, Ti, Nb, Cr, Mo, Ni, Ca, Mg, REM, Zr, and Bi are not essential elements, but are appropriately limited to a predetermined amount in the steel material according to the present embodiment and the steel material used for manufacturing the steel material. It is an optional element that may be contained.
  • V 0% to 1.0%
  • V is an element that significantly increases the yield strength of the steel and prevents decarburization. Therefore, V may be contained. However, when V is contained exceeding 1.0%, hot working becomes extremely difficult. For this reason, V content shall be 1.0% or less.
  • V content shall be 1.0% or less.
  • the V content is more preferably 0.15% or more.
  • V when V is contained in the steel material, it becomes easy to adjust the average value of the aspect ratio of bainite and martensite to 1.5 or more in the steel material.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements.
  • a lanthanoid it is industrially added in the form of misch metal.
  • the decarburized ferrite layer is a structure composed of a soft ferrite phase formed by decarburizing the surface of a steel material during heat treatment. . Further, the decarburized ferrite layer is a structure including 90% or more of a ferrite phase having a columnar shape or a polygonal shape in an area ratio. In order to maintain excellent impact characteristics while having a high tensile strength of 980 MPa or more, it is necessary to suppress decarburization in the surface layer portion. If the thickness of the decarburized ferrite layer exceeds 5 ⁇ m, not only the fatigue characteristics of the steel material but also the impact characteristics are deteriorated. Therefore, the thickness of the decarburized ferrite layer is set to 5 ⁇ m or less.
  • volume ratio of retained austenite 10% to 40%
  • the volume ratio of retained austenite needs to be 10% or more in order to remarkably improve the ductility of the steel material while having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the volume fraction of retained austenite exceeds 40%, the delayed fracture resistance is deteriorated. For this reason, the volume ratio of retained austenite is made 40% or less.
  • the number density of cementite less than 2 pieces / ⁇ m 2
  • the number density of cementite is preferably less than 2 pieces / ⁇ m 2 in order to significantly improve the impact characteristics.
  • Average C concentration in retained austenite 0.60% or less
  • the average C concentration in the retained austenite is preferably set to 0.60% or less in mass%. The lower the average C concentration in the retained austenite, the lower the better, so there is no particular lower limit.
  • the steel material according to the embodiment of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the tensile strength of the steel material is preferably 1000 MPa or more.
  • the outstanding ductility and impact characteristic can be acquired.
  • ductility with a product of tensile strength and total elongation of 16000 MPa ⁇ % or more can be obtained.
  • a 0.2% yield strength (yield strength) with a yield strength of 900 MPa or more can be obtained.
  • Manufacturing method Although there is no restriction
  • a steel material to be subjected to heat treatment for example, a metal having a total volume ratio of bainite and martensite of 90% or more and an average aspect ratio of bainite and martensite of 1.5 or more.
  • the volume ratio of bainite and martensite is preferably 95% or more in total.
  • the V content of the steel material is 0.05% to 1.0%, it is preferable that 70% or more of the V contained in the steel material is in solid solution.
  • the volume ratio of bainite and martensite in the steel material is less than 90% in total, it is difficult to make the tensile strength of the steel material 980 MPa or more. Furthermore, there is a possibility that the volume ratio of retained austenite is lowered and ductility is deteriorated. Moreover, when the aspect ratio of bainite and martensite increases, cementite precipitates in parallel to the steel sheet surface, and decarburization is shielded. When the average aspect ratio of bainite and martensite is less than 1.5, the decarburization shielding is insufficient, and a decarburized ferrite layer is generated.
  • the aspect ratio is a value obtained by dividing the major axis of each grain by the minor axis when observed from a section perpendicular to the rolling direction (hereinafter referred to as L section) with respect to the prior austenite grains of bainite and martensite. Further, an average value of aspect ratios obtained for all grains on the observation surface is adopted.
  • V dissolved in V contained in the steel is less than 70%, the desired yield strength cannot be obtained after the heat treatment. Further, since the austenite growth during the heat treatment is delayed, the volume ratio of retained austenite may be lowered. Therefore, it is preferable that 70% or more of V contained in the steel material is dissolved.
  • the solid solution amount of V can be measured, for example, by electrolytically extracting a steel material and then analyzing the residue using ICP-OES (Inductively-Coupled-Plasma-Optical-Emission-Spectrometry).
  • the above steel material can be manufactured by hot rolling at a relatively low temperature, for example. Specifically, hot rolling is performed so that the finishing temperature is 800 ° C. or less and the final pass reduction ratio is 10% or more, and the average cooling rate of 20 ° C./s or more is 600 ° C. or less within 3 s after finishing rolling. Quench quickly to the temperature of. Such relatively low temperature hot rolling is generally avoided because non-recrystallized grains are formed.
  • the steel material contains 0.05% or more of V, it is hot-rolled so that the finishing temperature is 950 ° C. or less and the reduction rate of the final pass is 10% or more, and within 3 s after finishing rolling And rapidly cooling to a temperature of 600 ° C.
  • the average aspect ratio of bainite and martensite tends to be 1.5 or more.
  • the steel material may be tempered.
  • the steel material according to the present invention can be manufactured by subjecting the steel material to the following treatment. Each step will be described in detail below.
  • a) Heating step First, the steel material is heated to a temperature of 670 ° C. or higher so that the average heating rate between 500 ° C. and 670 ° C. is 1 ° C./s to 5 ° C./s.
  • Cementite has the effect of suppressing decarburization during heat treatment, but if coarse cementite remains in the steel material, the impact characteristics are significantly deteriorated. Therefore, control of the cementite particle size and the temperature between 500 ° C. and 670 ° C., which is easy to control the precipitation reaction, is extremely important.
  • the average heating rate is preferably 0.2 ° C./s to 500 ° C./s.
  • the productivity is lowered.
  • the average heating rate exceeds 500 ° C./s, temperature control from 500 ° C. to 670 ° C. may be difficult due to overshoot or the like.
  • the holding time is less than 60 s, the structure to be generated and the tensile strength are not stable, and it may be difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the holding time exceeds 1200 s, internal oxidation becomes remarkable, impact characteristics are deteriorated, and a decarburized ferrite layer is easily generated.
  • the holding time is preferably 120 s or more, and preferably 900 s or less.
  • Cooling step After the heating and holding described above, cooling is performed to a temperature of 150 ° C. or lower so that the average cooling rate between the temperature range and 150 ° C. is 5 ° C./s to 500 ° C./s.
  • the average cooling rate is less than 5 ° C./s, soft ferrite and pearlite are excessively produced, and it may be difficult to make the steel material have a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the average cooling rate exceeds 500 ° C./s, firing cracks are likely to occur.
  • the average cooling rate is preferably 8 ° C./s or more, and preferably 100 ° C./s or less. If the average cooling rate up to 150 ° C. is 5 ° C./s to 500 ° C./s, the cooling rate below 150 ° C. may be the same as or different from the above range.
  • C tends to be unevenly distributed in austenite in the temperature range from 350 ° C. to 150 ° C. during cooling. Therefore, in order to set the average C concentration in the retained austenite of the steel material to 0.60% or less, it is preferable to cool so that the residence time in the temperature range is 40 s or less.
  • the steel material having the chemical composition shown in Table 1 and the metal structure shown in Table 2 was subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 3.
  • the steel material used was manufactured by hot working a slab melted in the laboratory under the conditions shown in Table 2. This steel material was cut into dimensions of 1.6 mm in thickness, 100 mm in width, and 200 mm in length, and heated, held and cooled according to the conditions in Table 3. A thermocouple was attached to the surface of the steel material, and the temperature was measured during the heat treatment.
  • the average heating rate shown in Table 3 is a value between 500 ° C. and 670 ° C., and the holding time is the time held at that temperature after reaching the holding temperature.
  • the average cooling rate is a value between the holding temperature and 150 ° C.
  • the residence time is a residence time in the temperature range from 350 ° C. to 150 ° C. during cooling.
  • the metal structure of the steel material before heat treatment As explained below, the metal structure of the steel material before heat treatment, the metal structure and mechanical properties of the steel material obtained by heat treatment were investigated by metal structure observation, X-ray diffraction measurement, tensile test, and Charpy impact test. .
  • ⁇ Metal structure of steel material> The L section of the steel material was observed and photographed with an electron microscope, and the area ratio and aspect ratio of bainite and martensite were measured by analyzing a total area of 0.04 mm 2 . And since the structure
  • the observation position was set to a position of about 1/4 of the plate thickness (a position of 1/4 t), avoiding the center segregation portion.
  • the reason for avoiding the center segregation part is as follows.
  • the center segregation part may have a locally different metal structure with respect to a typical metal structure of a steel material.
  • the center segregation portion is a small region with respect to the entire plate thickness, and hardly affects the characteristics of the steel material. That is, it cannot be said that the metal structure of the central segregation part represents the metal structure of the steel material. Therefore, it is preferable to avoid the center segregation part in the identification of the metal structure.
  • ⁇ Thickness of decarburized ferrite layer> The thickness of the decarburized ferrite layer was measured by observing and photographing the L cross section of the steel material with an electron microscope and analyzing the 1 mm region on the steel plate surface.
  • ⁇ Cementite number density> Regarding the number density of cementite, the number density of cementite was measured by analyzing a total area of 2500 ⁇ m 2 .
  • ⁇ Tensile test> A JIS No. 5 tensile test piece having a thickness of 1.6 mm was collected from each steel material, and subjected to a tensile test according to JIS Z 2241 (2011). TS (tensile strength), YS (yield strength, 0.2% proof stress) and EL (total elongation) was measured. The value of TS ⁇ EL was calculated from TS and EL.
  • test numbers 2, 4, 9, 34 and 44 which are comparative examples, had an aspect ratio of bainite and martensite of the steel material of less than 1.5. The thickness exceeded 5 ⁇ m, and as a result, the impact characteristics were poor.
  • Test Nos. 8 and 39 since the average cooling rate was low, barlite was generated excessively, and a tensile strength of 980 MPa or more was not obtained.
  • Test No. 3 due to the high average heating rate in the heat treatment, the thickness of the decarburized ferrite layer was 5 ⁇ m or more, and as a result, the impact characteristics were poor.
  • Test No. 11 was inferior in impact characteristics because the Si content was higher than the specified range.
  • Test No. 14 had inferior impact characteristics because the C content was higher than the specified range.
  • Test Nos. 13 and 32 since the holding temperature in the heat treatment was high, the volume ratio of retained austenite was low, and as a result, the ductility was poor.
  • Test No. 17 since the holding time in the heat treatment was long, the thickness of the decarburized ferrite layer was 5 ⁇ m or more, and as a result, the impact characteristics were poor.
  • Test Nos. 18 and 26 had a Mn content lower than the specified range, Test No. 24 had a C content lower than the specified range, and Test No. 29 had a Si content lower than the specified range. Not only was it bad, but a tensile strength of 980 MPa or higher was not obtained.
  • Test No. 23 since the heating rate in the heat treatment was low, the volume ratio of the retained austenite was low, and as a result, the ductility was deteriorated and the impact characteristics were also poor.
  • Test No. 31 since the holding time in the heat treatment was short, the structure to be generated and the tensile strength were not stable, and a tensile strength of 980 MPa or more was not obtained. In Test No.
  • test numbers 1, 5 to 7, 10, 12, 15, 16, 19 to 22, 25, 27, 28, 30, 33, 35 to 38, 41, 42 and 45 to 47 which are examples of the present invention
  • the product of the tensile strength and the total elongation (TS ⁇ EL) has an excellent ductility of 16000 MPa ⁇ % or more
  • the impact value of the Charpy test at 0 ° C. is 30 J / cm 2. The impact characteristics were also good.
  • the present invention can be used for, for example, an automobile-related industry, an energy-related industry, and an architecture-related industry.

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Abstract

　鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５０％～０．３５％、Ｓｉ：０．５０％～３．０％、Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ残部：Ｆｅおよび不純物で表される化学組成を有し、脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以下であり、残留オーステナイトの体積率が１０％～４０％である金属組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

Description

鋼材およびその製造方法
　本発明は、鋼材およびその製造方法に係り、特に、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、優れた延性と衝撃特性とを有する鋼材およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境を保護する観点から、省エネルギー化に寄与する鋼材の開発が求められている。自動車用鋼材、油井管用鋼材および建築構造用鋼材等の分野においては、軽量かつ過酷な使用環境へ適用可能な超高強度鋼材の需要が高まり、その適用範囲が広まっている。その結果、これらの分野に使用する超高強度鋼材においては、強度特性だけでなく、使用環境における安全性を確保することが重要になっている。具体的には、鋼材の延性を高めることによって、外的な塑性変形に対する許容度を上げることが重要になっている。
　例えば、自動車が構造体に衝突した場合、その衝撃を車両の対衝突用部材で十分に緩和するためには、鋼材の引張強度が９８０ＭＰａ以上で、かつ、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積の値（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上となることが望まれる。しかし、引張強度の上昇に伴って延性は著しく低下するため、前記特性を満足し、工業的に量産できる超高強度鋼材はこれまで皆無であった。そこで、超高強度鋼材の延性を改善するために、様々な研究開発がなされ、それを実現する組織制御方法が提案されてきた（特許文献１～４参照）。
　しかしながら、従来の技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しながら十分な延性および衝撃特性を得ることができない。
特開２００４－２６９９２０号公報 特開２０１０－９０４７５号公報 特開２００３－１３８３４５号公報 特開２０１４－２５０９１号公報
　本発明は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性と衝撃特性とを有する鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
　鋼素材をフェライトとオーステナイトとの二相域まで加熱すると、表面が脱炭されることにより軟質なフェライト相からなる組織（以下、「脱炭フェライト層」という。）が形成される。そして、脱炭が顕著になると鋼材の表面に脱炭フェライト層が厚く形成される。
　脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以上になると、粗大なフェライトが生成されるようになり、結果的に、延性および衝撃特性の劣化が生じるおそれがある。
　そこで、高強度な鋼材を製造するために、特にＳｉおよびＭｎを通常より積極的に含有させた鋼素材に対して、適切な熱処理を施し、表面における脱炭を抑制するようにした。これによって、従来の技術では製造することができなかった、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性と衝撃特性とを有する鋼材を安定して得られることが明らかとなった。
　本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の鋼材およびその製造方法を要旨とする。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．０５０％～０．３５％、
　Ｓｉ：０．５０％～３．０％、
　Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ
　残部：Ｆｅおよび不純物、
　で表される化学組成を有し、
　脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以下であり、残留オーステナイトの体積率が１０％～４０％である金属組織を有し、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼材。
　（２）前記金属組織において、セメンタイトの個数密度が２個／μｍ２未満であることを特徴とする上記（１）に記載の鋼材。
　（３）前記化学組成において、
　Ｖ：０．０５％～１．０％
　が満たされることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の鋼材。
　（４）前記化学組成において、
　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％、もしくは
　Ｎｉ：０．０１％～１．０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする上記（１）から（３）のいずれかに記載の鋼材。
　（５）前記化学組成において、
　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％、もしくは
　Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする上記（１）から（４）のいずれかに記載の鋼材。
　（６）前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が、質量％で、０．６０％以下である、上記（１）から（５）のいずれかに記載の鋼材。
　（７）質量％で、
　Ｃ：０．０５０％～０．３５％、
　Ｓｉ：０．５０％～３．０％、
　Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ
　残部：Ｆｅおよび不純物で表される化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率が合計で９０％以上であり、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値が１．５以上である金属組織を有する鋼素材を、５００℃から６７０℃までの間の平均加熱速度が１℃／ｓ～５℃／ｓとなるように６７０℃以上の温度まで加熱する工程と、
　前記加熱した後に、６７０℃～７８０℃の温度域で６０ｓ～１２００ｓ保持する工程と、
　前記保持した後に、前記温度域から１５０℃までの間の平均冷却速度が５℃／ｓ～５００℃／ｓとなるように１５０℃以下の温度まで冷却する工程とを備えることを特徴とする鋼材の製造方法。
　（８）前記化学組成において、
　Ｖ：０．０５％～１．０％
　が満たされ、
　前記鋼素材中に含まれるＶのうちの７０％以上が固溶していることを特徴とする上記（７）に記載の鋼材の製造方法。
　本発明によれば、化学組成及び金属組成が適切であるため、引張強度が９８０ＭＰａ以上の引張強度と、優れた延性および衝撃特性とを得ることができる。
　１．化学組成
　まず、本発明の実施形態に係る鋼材およびその製造に用いる鋼素材の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼材およびその製造に用いられる鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼材およびその製造に用いられる鋼素材は、Ｃ：０．０５０％～０．３５％、Ｓｉ：０．５０％～３．０％、Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ残部：Ｆｅおよび不純物で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石、スクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　Ｃ：０．０５０％～０．３５％
　Ｃは、強度上昇および延性向上に寄与する元素である。９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、さらに引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）の値が１６０００ＭＰａ・％以上の鋼材を得るためには、Ｃ含有量を０．０５０％以上とする必要がある。しかし、０．３５％を超えてＣを含有させると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．３５％以下とする必要があり、０．２５％以下とするのが好ましい。なお、１０００ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量は０．０８０％以上とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．５０％～３．０％
　Ｓｉは、強度上昇とともに、オーステナイトの生成を促進させ、延性向上に寄与する元素である。積（ＴＳ×ＥＬ）の値を１６０００ＭＰａ・％以上にするためには、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とする必要がある。しかし、３．０％を超えてＳｉを含有させると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。なお、溶接性を向上させるためには、Ｓｉ含有量は１．０％以上とすることが好ましい。
　Ｍｎ：３．０％を超えて７．５％以下
　ＭｎもＳｉと同様に、強度上昇とともに、オーステナイトの生成を促進させ、延性向上に寄与する元素である。鋼材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とするとともに、積（ＴＳ×ＥＬ）の値を１６０００ＭＰａ・％以上にするためには、３．０％を超えてＭｎを含有させる必要がある。しかし、７．５％を超えてＭｎを含有させると、転炉における精錬、鋳造が著しく困難になる。このため、Ｍｎ含有量は７．５％以下とする必要があり、６．５％以下とするのが好ましい。なお、１０００ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｍｎ含有量は４．０％以上とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、不純物として含有される元素であるが、強度上昇に寄与する元素でもあるので、積極的に含有させても良い。しかし、０．０５％を超えてＰを含有させると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合、Ｐ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、不純物として不可避的に含有されるため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％を超えると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下とするのが好ましく、０．００１５％以下とするのがより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～３．０％
　Ａｌは、鋼を脱酸する作用を有する元素である。鋼材を健全化するためには、ｓｏｌ．Ａｌは０．００１％以上含有させる。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．０％を超えると、鋳造が著しく困難になる。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は３．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、１．２％以下であるのが好ましい。なお、ｓｏｌ．Ａｌ含有量とは、鋼材中の酸可溶性Ａｌの含有量を意味する。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは不純物として不可避的に含有されるため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％を超えると、耐時効性が著しく劣化する。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は０．００６％以下であるのが好ましく、０．００４％以下であるのがより好ましい。
　Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＢｉは、必須元素ではなく、本実施形態に係る鋼材およびその製造に用いられる鋼素材に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　Ｖ：０％～１．０％
　Ｖは、鋼材の降伏強度を著しく高めるとともに、脱炭を防止する元素である。したがって、Ｖを含有させても良い。しかし、１．０％を超えてＶを含有させると、熱間加工が著しく困難になる。このため、Ｖ含有量は１．０％以下とする。また、鋼材の降伏強度を９００ＭＰａ以上にするためには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。なお、１１００ＭＰａ以上の引張強度を得たい場合は、Ｖ含有量は０．１５％以上とすることがさらに好ましい。また、鋼素材にＶが含まれていると、鋼素材中において、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値を１．５以上に調整しやすくなる。
　Ｔｉ：０％～１．０％
　Ｎｂ：０％～１．０％
　Ｃｒ：０％～１．０％
　Ｍｏ：０％～１．０％
　Ｃｕ：０％～１．０％
　Ｎｉ：０％～１．０％
　これらの元素は、鋼材の強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、上記の元素から選択される１種以上を含有させても良い。しかし、いずれも１．０％を超えて含有させると、熱間加工が困難になる。このため、各元素の含有量はそれぞれ１％以下とする必要がある。前記の効果を得たい場合は、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、もしくはＮｉ：０．０１％以上、又はこれらの任意の組合せが満たされることが好ましい。なお、上記の元素のうちの２種以上を複合的に含有させる場合、その合計含有量は３％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０％～０．０１％
　Ｍｇ：０％～０．０１％
　ＲＥＭ：０％～０．０１％
　Ｚｒ：０％～０．０１％
　Ｂ：０％～０．０１％
　Ｂｉ：０％～０．０１％
　これらの元素は、低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、上記の元素から選択される１種以上を含有させても良い。しかし、いずれも０．０１％を超えて含有させると、表面性状が劣化する。このため、各元素の含有量はそれぞれ０．０１％以下とする必要がある。前記の効果を得たい場合は、これらの元素から選択される１種以上の含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、上記の元素のうちの２種以上を複合的に含有させる場合、その合計含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　２．金属組織
　脱炭フェライト層の厚さ：５μｍ以下
　上述のように、脱炭フェライト層とは、熱処理中に鋼材の表面が脱炭されることにより形成される、軟質なフェライト相からなる組織である。また、脱炭フェライト層は、柱状または多角形状を呈するフェライト相を面積率で９０％以上含む組織である。９８０ＭＰａ以上という高い引張強度を有しつつも、優れた衝撃特性を維持するためには、表層部における脱炭を抑制する必要がある。脱炭フェライト層の厚さが５μｍを超えると、鋼材の疲労特性だけでなく、衝撃特性も低下するため、脱炭フェライト層の厚さは５μｍ以下とする。
　残留オーステナイトの体積率：１０％～４０％
　本発明の実施形態に係る鋼材においては、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、鋼材の延性を著しく向上させるため、残留オーステナイトの体積率を１０％以上とする必要がある。一方、残留オーステナイトの体積率が４０％を超えると、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は４０％以下とする。
　セメンタイトの個数密度：２個／μｍ２未満
　本発明の実施形態に係る鋼材においては、衝撃特性を著しく向上させるため、セメンタイトの個数密度を２個／μｍ２未満とすることが好ましい。なお、セメンタイトの個数密度は小さい方が良いため、下限については特に設けない。
　残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度：０．６０％以下
　また、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を、質量％で、０．６０％以下にすると、ＴＲＩＰ現象に伴い生成するマルテンサイトが軟質になり、マイクロクラックの発生が抑制され、鋼材の衝撃特性が著しく向上する。そのため、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度は、質量％で、０．６０％以下とするのが好ましい。残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度は、低ければ低い方が好ましいため下限は特に設けない。
　３．機械的性質
　本発明の実施形態に係る鋼材は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する。鋼材の引張強度は、１０００ＭＰａ以上であることが好ましい。また、本発明の実施形態に係る鋼材によれば、優れた延性と衝撃特性とを得ることができる。例えば、引張強度と全伸びとの積の値が１６０００ＭＰａ・％以上の延性を得ることができる。例えば、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃特性を得ることができる。さらに鋼材にＶが含まれている場合には、例えば降伏強度が９００ＭＰａ以上の０．２％耐力（降伏強度）を得ることができる。
　４．製造方法
　本発明に係る鋼材の製造方法について特に制限はないが、例えば、上記の化学組成を有する鋼素材に対して以下に示す熱処理を施すことにより製造することができる。
　４－１　鋼素材
　熱処理に供する鋼素材としては、例えばベイナイトおよびマルテンサイトの体積率が合計で９０％以上であり、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値が１．５以上である金属組織を有するものを用いる。また、ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率は合計で９５％以上であることが好ましい。さらに、鋼素材のＶ含有量が０．０５％～１．０％である場合には、鋼素材中に含まれるＶのうちの７０％以上が固溶していることが好ましい。
　鋼素材中のベイナイトおよびマルテンサイトの体積率が合計で９０％未満の場合、鋼材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となる。さらには、残留オーステナイトの体積率が低くなり延性が劣化するおそれがある。また、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比が大きくなると、セメンタイトが鋼板表面に対して平行に析出し、脱炭が遮蔽されるようになる。ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値が１．５未満では、脱炭の遮蔽が不十分となり、脱炭フェライト層が生成するようになる。また、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値が１．５未満の場合には、セメンタイトの核生成が促進され、セメンタイトが微細分散するため、個数密度が高くなる。なお、アスペクト比は、ベイナイトおよびマルテンサイトの旧オーステナイト粒に対して、圧延方向に垂直な断面（以下、Ｌ断面）から観察した際の各粒の長径を短径で除した値である。また、観察面における全ての粒について求めたアスペクト比の平均値を採用することとする。
　また、鋼中に含まれるＶのうち固溶しているＶが７０％未満では、熱処理後において、所望の降伏強度が得られない。さらに、熱処理中のオーステナイト成長が遅れるため、残留オーステナイトの体積率が低くなる可能性がある。したがって、鋼素材中に含まれるＶのうちの７０％以上が固溶していることが好ましい。Ｖの固溶量は、例えば、鋼素材を電解抽出した後、残渣をＩＣＰ－ＯＥＳ（Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry）を用いて分析することにより、測定することができる。
　上記の鋼素材は、例えば、比較的低温の熱間圧延によって製造することができる。具体的には、仕上げ温度が８００℃以下かつ最終パスの圧下率が１０％以上となるように熱間圧延し、仕上げ圧延終了後３ｓ以内に２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで急冷する。このような比較的低温の熱間圧延は、通常、未再結晶粒が生成するため、避けられている。また、鋼素材がＶを０．０５％以上含有する場合には、仕上げ温度が９５０℃以下かつ最終パスの圧下率が１０％以上となるように熱間圧延し、仕上げ圧延の終了後３ｓ以内に２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで急冷する。特にＶを含む場合には、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値を１．５以上になりやすくなる。また、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比の平均値が１．５以上の鋼組織であれば、その鋼素材を焼戻しても良い。
　４－２　熱処理
　上述のように、本発明に係る鋼材は、上記鋼素材に対して下記処理を施すことによって製造することが可能である。各ステップについて、以下に詳しく説明する。
　ａ）加熱ステップ
　まず、上記の鋼素材を５００℃から６７０℃までの間の平均加熱速度が１℃／ｓ～５℃／ｓとなるように６７０℃以上の温度まで加熱する。セメンタイトは熱処理中の脱炭を抑制する作用を有するが、粗大なセメンタイトが鋼材に残存すると、衝撃特性が著しく劣化する。したがって、セメンタイトの粒径、および析出反応を制御しやすい５００℃から６７０℃までの間の温度制御は極めて重要である。
　平均加熱速度が１℃／ｓ未満では、セメンタイトが粗大になり、脱炭は抑制される。ところが、粗大なセメンタイトが熱処理後の鋼材に残存し、衝撃特性が劣化する。さらには、オーステナイトの生成が不十分となり、延性が劣化するおそれがある。一方、平均加熱速度が５℃／ｓを超えると、熱処理中にセメンタイトが容易に溶解し、熱処理中の脱炭反応を抑制できなくなる。
　なお、５００℃までの加熱に際しては、平均加熱速度を０．２℃／ｓ～５００℃／ｓとすることが好ましい。平均加熱速度が０．２℃／ｓより低いと、生産性が低下する。一方、平均加熱速度が５００℃／ｓを超えると、オーバーシュート等によって、５００℃から６７０℃までの間の温度制御が困難となるおそれがある。
　ｂ）保持ステップ
　上記の加熱後、６７０℃～７８０℃の温度域で６０ｓ～１２００ｓ保持する。保持温度が６７０℃未満では、延性が劣化するだけでなく、鋼材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となるおそれがある。一方、保持温度が７８０℃を超えると、鋼材の残留オーステナイトの体積率を１０％以上とすることができず、延性の劣化が顕著になるおそれがある。
　また、保持時間が６０ｓ未満では、生成する組織と引張強度とが安定しないため、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となるおそれがある。一方、保持時間が１２００ｓを超えると、内部酸化が顕著となり、衝撃特性が劣化するだけでなく、脱炭フェライト層が生成しやすくなる。保持時間は１２０ｓ以上であることが好ましく、９００ｓ以下であることが好ましい。
　ｃ）冷却ステップ
　上述した加熱保持の後、前記温度域から１５０℃までの間の平均冷却速度が５℃／ｓ～５００℃／ｓとなるように１５０℃以下の温度まで冷却する。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、軟質なフェライトおよびパーライトが過度に生成し、鋼材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となるおそれがある。一方、平均冷却速度が５００℃／ｓを超えると、焼割れが発生しやすくなる。
　平均冷却速度は８℃／ｓ以上であることが好ましく、１００℃／ｓ以下であることが好ましい。１５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ～５００℃／ｓとすれば、１５０℃以下における冷却速度は、上記範囲と同じでも良く、異なっていても良い。
　また、冷却中の３５０℃から１５０℃までの温度域において、Ｃはオーステナイトに偏在しやすくなる。したがって鋼材の残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を０．６０％以下とするためには、上記温度域における滞在時間が４０ｓ以下となるよう冷却するのが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成と表２に示す金属組織とを有する鋼素材を、表３に示す条件で熱処理に供した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　使用した鋼素材は、実験室にて溶製したスラブを表２に示す条件で熱間加工して製造した。この鋼素材を、厚さ１．６ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３の条件に従って加熱、保持および冷却した。熱電対を鋼素材表面に貼付し、熱処理中の温度測定を行った。表３に示した平均加熱速度は５００℃から６７０℃までの間における値であり、保持時間は保持温度に到達した後、その温度で保持した時間である。また、平均冷却速度は保持温度から１５０℃までの間における値であり、滞在時間は、冷却中の３５０℃から１５０℃までの温度域における滞在時間である。
　熱処理前の鋼素材の金属組織、熱処理で得られた鋼材の金属組織および機械的性質について、以下に説明するように、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー衝撃試験により調査した。
　＜鋼素材の金属組織＞
　鋼素材のＬ断面を電子顕微鏡で観察および撮影し、合計０．０４ｍｍ２の領域を解析することによって、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率およびアスペクト比を測定した。そして、鋼素材の組織は等方的であるため、上記面積率の値をベイナイトおよびマルテンサイトの体積率とした。なお、アスペクト比は、ベイナイトおよびマルテンサイトの旧オーステナイト粒に対して、各粒の長径を短径で除することによって求め、その平均値を算出した。
　観察位置は、中心偏析部を避け、板厚の約１／４の位置（１／４ｔの位置）とした。中心偏析部を避ける理由は以下の通りである。中心偏析部は、鋼材の代表的な金属組織に対して、局所的に異なる金属組織を有する場合がある。しかしながら、中心偏析部は、板厚全体に対して微小な領域であり、鋼材の特性にはほとんど影響を及ぼさない。すなわち、中心偏析部の金属組織は、鋼材の金属組織を代表しているといえない。そのため、金属組織の同定においては、中心偏析部を避けることが好ましい。
　＜鋼素材の固溶Ｖ量＞
　鋼素材を電解抽出した後、残渣をＩＣＰ－ＯＥＳ（Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry）を用いて分析することにより、当該鋼素材中に固溶していたＶの量を測定した。
　＜鋼材の金属組織＞
　各鋼材から幅２０ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取し、この試験片に化学研磨を施して０．４ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対してＸ線回折を３回実施した。得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの体積率を算出した。
　＜残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度＞
　Ｘ線回折で得られたプロファイルを解析し、オーステナイトの格子定数を算出し、下式に基づき、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を決定した。
　　ｃ＝（ａ－３．５７２）／０．０３３
　ただし、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　ａ：オーステナイトの格子定数（Å）
　ｃ：残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）
　＜脱炭フェライト層の厚さ＞
　鋼材のＬ断面を電子顕微鏡で観察、撮影し、鋼板表面の１ｍｍ領域を解析することによって、脱炭フェライト層の厚さを測定した。
　＜セメンタイトの個数密度＞
　セメンタイトの個数密度については、合計２５００μｍ２の領域を解析することによって、セメンタイトの個数密度を測定した。
　＜引張試験＞
　各鋼材から厚さ１．６ｍｍのＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準じて引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）、ＹＳ（降伏強度、０．２％耐力）およびＥＬ（全伸び）を測定した。また、このＴＳとＥＬとからＴＳ×ＥＬの値を計算した。
　＜衝撃特性＞
　各鋼材の表裏面を、厚さが１．２ｍｍとなるように研削し、Ｖノッチ試験片を作製した。その試験片を４枚積層してねじ止めした後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、０℃での衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上である場合を良好（○）とし、３０Ｊ／ｃｍ２未満である場合を不良（×）とした。
　鋼素材の金属組織観察の結果を表２に、Ｘ線回折測定、引張試験およびシャルピー衝撃試験の結果を表４にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２～４に示すように、比較例である試験番号２、４、９、３４および４４は、鋼素材のベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比が１．５未満であったため、脱炭フェライト層の厚さが５μｍ超となり、その結果、衝撃特性が悪かった。試験番号８および３９は、平均冷却速度が低かったため、バーライトが過剰に生成し、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。試験番号３は、熱処理における平均加熱速度が高かったことに起因して、脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以上となり、その結果、衝撃特性が悪かった。
　試験番号１１は、Ｓｉ含有量が規定の範囲より高いため、衝撃特性が劣った。試験番号１４は、Ｃ含有量が規定の範囲より高いため、衝撃特性が劣った。試験番号１３および３２は、熱処理における保持温度が高かったため、残留オーステナイトの体積率が低くなり、その結果、延性が悪かった。試験番号１７は、熱処理における保持時間が長かったため、脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以上となり、その結果、衝撃特性が悪かった。
　試験番号１８および２６は、Ｍｎ含有量が規定の範囲より低く、試験番号２４は、Ｃ含有量が規定の範囲より低く、試験番号２９は、Ｓｉ含有量が規定の範囲より低かったため、延性が悪かっただけでなく、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。試験番号２３は、熱処理における加熱速度が低かったため、残留オーステナイトの体積率が低くなり、その結果、延性が悪化し、さらに衝撃特性が悪かった。試験番号３１は、熱処理における保持時間が短かったため、生成する組織と引張強度が安定せず、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。試験番号４０は、ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率が合計で９０％未満であったため、試験番号４３は、熱処理における保持温度が低かったため、残留オーステナイトの体積率が低くなり、その結果、延性が悪く、さらに９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。
　一方、本発明例である試験番号１、５～７、１０、１２、１５、１６、１９～２２、２５、２７、２８、３０、３３、３５～３８、４１、４２および４５～４７は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）の値が１６０００ＭＰａ・％以上と延性に優れ、さらに、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上と衝撃特性も良好であった。
　本発明によれば、例えば、自動車関連産業、エネルギー関連産業、および建築関連産業に利用することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．５０％～３．０％、
    　Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ
    　残部：Ｆｅおよび不純物、
    　で表わされる化学組成を有し、
    　脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以下であり、残留オーステナイトの体積率が１０％～４０％である金属組織を有し、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼材。
  2. 　前記金属組織において、セメンタイトの個数密度が２個／μｍ２未満であることを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
  3. 　前記化学組成において、
    　Ｖ：０．０５％～１．０％
    　が満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼材。
  4. 　前記化学組成において、
    　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％、もしくは
    　Ｎｉ：０．０１％～１．０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の鋼材。
  5. 　前記化学組成において、
    　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％、もしくは
    　Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の鋼材。
  6. 　前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が、質量％で、０．６０％以下であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼材。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．５０％～３．０％、
    　Ｍｎ：３．０％を超えて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％、かつ
    　残部：Ｆｅおよび不純物、
    　で表される化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトの体積率が合計で９０％以上であり、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトのアスペクト比が１．５以上である金属組織を有する鋼素材を、５００℃から６７０℃までの間の平均加熱速度が１℃／ｓ～５℃／ｓとなるように６７０℃以上の温度まで加熱する工程と、
    　前記加熱した後に、６７０℃～７８０℃の温度域で６０ｓ～１２００ｓ保持する工程と、
    　前記保持した後に、前記温度域から１５０℃までの間の平均冷却速度が５℃／ｓ～５００℃／ｓとなるように１５０℃以下の温度まで冷却する工程とを備えることを特徴とする鋼材の製造方法。
  8. 　前記化学組成において、
    　Ｖ：０．０５％～１．０％
    　が満たされ、
    　前記鋼素材中に含まれるＶのうちの７０％以上が固溶していることを特徴とする請求項７に記載の鋼材の製造方法。
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