本發(fā)明涉及鋼材及其制造方法，特別涉及抗拉強度為980MPa以上、具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材及其制造方法。
背景技術：
近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，要求開發(fā)有助于省能量化的鋼材。在汽車用鋼材、油井管用鋼材及建筑結構用鋼材等領域中，輕量且能在嚴酷的使用環(huán)境中應用的超高強度鋼材的需求提高，其應用范圍變寬。其結果是，在用于這些領域的超高強度鋼材中，不僅強度特性，確保使用環(huán)境下的安全性也變得重要。具體而言，通過提高鋼材的延展性來提高相對于外部的塑性變形的容許度變得重要。
例如，當汽車沖撞結構體時，為了通過車輛的對沖撞用部件將該沖擊充分緩和，希望鋼材的抗拉強度為980MPa以上、且抗拉強度(TS)與總延伸率(EL)的積的值(TS×EL)成為16000MPa·％以上。但是，由于伴隨著抗拉強度的上升，延展性顯著降低，因此，至今為止還沒有滿足上述特性、在工業(yè)上能量產(chǎn)的超高強度鋼材。因而，為了改善超高強度鋼材的延展性，進行了各種研究開發(fā)，提出了用于實現(xiàn)該延展性的組織控制方法(參照專利文獻1～4)。
但是，在以往的技術中，無法在確保980MPa以上的抗拉強度的同時得到充分的延展性及沖擊特性。
現(xiàn)有技術文獻
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
技術實現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的課題
本發(fā)明的目的在于提供具有980MPa以上的抗拉強度、并具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材及其制造方法。
用于解決課題的手段
本發(fā)明人為了解決上述課題而進行了深入研究。其結果是，得到了以下的見解。
將鋼原材料加熱至鐵素體和奧氏體的二相域時，通過表面脫碳而形成由軟質的鐵素體相構成的組織(以下，稱為“脫碳鐵素體層”)。并且，脫碳顯著時，在鋼材的表面形成厚的脫碳鐵素體層。
脫碳鐵素體層的厚度為5μm以上時，生成粗大的鐵素體，結果有可能發(fā)生延展性及沖擊特性的劣化。
因此，對于為了制造高強度的鋼材而特別地比通常積極地含有Si及Mn的鋼原材料，實施適當?shù)臒崽幚?，從而抑制了表面的脫碳。可知由此能穩(wěn)定地得到通過以往技術無法制造的、具有980MPa以上的抗拉強度且具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性的鋼材。
本發(fā)明以上述見解為基礎而作成，以下述的鋼材及其制造方法為要旨。
(1)一種鋼材，其特征在于，具有以下所示的化學組成：
以質量％計，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超過3.0％且為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
剩余部分：Fe及雜質，
具有脫碳鐵素體層的厚度為5μm以下、殘留奧氏體的體積率為10％～40％的金屬組織，
抗拉強度為980MPa以上。
(2)根據(jù)上述(1)所述的鋼材，其特征在于，在所述金屬組織中，滲碳體的個數(shù)密度低于2個/μm2。
(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的鋼材，其特征在于，在所述化學組成中，滿足V：0.05％～1.0％。
(4)根據(jù)上述(1)至(3)中的任一項所述的鋼材，其特征在于，在所述化學組成中，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％、
或者它們的任意的組合。
(5)根據(jù)上述(1)至(4)中任一項所述的鋼材，其特征在于，在所述化學組成中，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％、
或者它們的任意的組合。
(6)根據(jù)上述(1)至(5)中的任一項所述的鋼材，其中，所述殘留奧氏體中的平均C濃度以質量％計為0.60％以下。
(7)一種鋼材的制造方法，其特征在于，具備下述工序：
將鋼原材料按照從500℃至670℃為的期間的平均加熱速度成為1℃/s～5℃/s的方式加熱至670℃以上的溫度的工序，
在所述加熱后，在670℃～780℃的溫度域下保持60s～1200s的工序，和
在所述保持后，按照從所述溫度域至150℃的期間的平均冷卻速度成為5℃/s～500℃/s的方式冷卻至150℃以下的溫度的工序，
其中，所述鋼原材料具有以下所示的化學組成：
以質量％計，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超過3.0％且為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
剩余部分：Fe及雜質，
所述鋼原材料具有貝氏體及馬氏體的體積率合計為90％以上、且貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值為1.5以上的金屬組織。
(8)根據(jù)上述(7)所述的鋼材的制造方法，其特征在于，在所述化學組成中，滿足V：0.05％～1.0％，
所述鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，由于化學組成及金屬組成適當，因此可得到抗拉強度為980MPa以上的抗拉強度、和優(yōu)異的延展性及沖擊特性。
具體實施方式
1.化學組成
首先，對本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材及其制造中使用的鋼原材料的化學組成進行說明。在以下的說明中，鋼材及其制造中使用的鋼板中所含的各元素的含量的單位即“％”只要沒有特別說明，就表示“質量％”。本實施方式涉及的鋼材及其制造中使用的鋼原材料具有以下所示的化學組成：C：0.050％～0.35％、Si：0.50％～3.0％、Mn：超過3.0％且為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％、且剩余部分：Fe及雜質。作為雜質，可例示出礦石、廢鐵等原材料中所含的物質、制造工序中所含的物質。
C：0.050％～0.35％
C為有助于強度上升及延展性提高的元素。為了得到具有980MPa以上的抗拉強度、進而抗拉強度(TS)與總延伸率(EL)的積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上的鋼材，需要將C含量設為0.050％以上。但是，含有C超過0.35％時，沖擊特性劣化。因此，需要將C含量設為0.35％以下，優(yōu)選設為0.25％以下。另外，為了得到1000MPa以上的抗拉強度，C含量優(yōu)選設為0.080％以上。
Si：0.50％～3.0％
Si是使強度上升、且促進奧氏體的生成、有助于延展性提高的元素。為了將積(TS×EL)的值設為16000MPa·％以上，需要將Si含量設為0.50％以上。但是，含有Si超過3.0％時，沖擊特性劣化。為此，Si含量設為3.0％以下。另外，為了使焊接性提高，Si含量優(yōu)選設為1.0％以上。
Mn：超過3.0％且為7.5％以下
Mn也與Si同樣，是使強度上升、且促進奧氏體的生成、有助于延展性提高的元素。為了將鋼材的抗拉強度設為980MPa以上、并使積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上，需要含有Mn超過3.0％。但是，含有Mn超過7.5％時，轉爐中的精煉、鑄造顯著地變得困難。為此，Mn含量需要設為7.5％以下，優(yōu)選設為6.5％以下。另外，為了得到1000MPa以上的抗拉強度，Mn含量優(yōu)選設為4.0％以上。
P：0.05％以下
P是作為雜質而含有的元素，但是也是有助于強度上升的元素，因此可以積極地含有。但是，含有P超過0.05％時，焊接性顯著地劣化。為此，P含量設為0.05％以下。P含量優(yōu)選設為0.02％以下。想要得到上述效果的情況下，P含量優(yōu)選設為0.005％以上。
S：0.01％以下
S作為雜質不可避免地含有，因此，S含量越低越好。特別是S含量超過0.01％時，焊接性顯著劣化。為此，S含量設為0.01％以下。S含量優(yōu)選設為0.005％以下，更優(yōu)選設為0.0015％以下。
sol.Al：0.001％～3.0％
Al是具有將鋼脫氧的作用的元素。為了使鋼材健全化，sol.Al含有0.001％以上。另一方面，sol.Al含量超過3.0％時，鑄造顯著地變得困難。為此，sol.Al含量設為3.0％以下。sol.Al含量優(yōu)選為0.010％以上，優(yōu)選為1.2％以下。另外，sol.Al含量表示鋼材中的酸可溶性Al的含量。
N：0.01％以下
N作為雜質不可避免地含有，因此，N含量越低越好。特別是N含量超過0.01％時，耐時效性顯著地劣化。為此，N含量設為0.01％以下。N含量優(yōu)選為0.006％以下，更優(yōu)選為0.004％以下。
V、Ti、Nb、Cr、Mo、Ni、Ca、Mg、REM、Zr及Bi不是必需元素，是在本實施方式涉及的鋼材及用于其制造的鋼原材料中可以以規(guī)定量為限度而適當?shù)睾械娜芜x元素。
V：0％～1.0％
V是顯著地提高鋼材的屈服強度、同時防止脫碳的元素。因此，可以含有V。但是，含有V超過1.0％時，熱加工顯著地變困難。為此，V含量設為1.0％以下。此外，為了使鋼材的屈服強度為900MPa以上，優(yōu)選含有0.05％以上的V。另外，想要得到1100MPa以上的抗拉強度時，V含量更優(yōu)選設為0.15％以上。此外，在鋼原材料中含有V時，在鋼原材料中，變得容易將貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值調(diào)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％
這些元素是為了穩(wěn)定地確保鋼材的強度而有效果的元素。因此，可以含有選自上述元素中的1種以上。但是，任一者含有超過1.0％時，熱加工變得困難。為此，各元素的含量各自需要設為1％以下。想要得到上述效果的情況下，優(yōu)選滿足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、或者它們的任意的組合。另外，復合地含有上述元素中的2種以上的情況下，其合計含量優(yōu)選設為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％
這些元素是具有提高低溫靭性的作用的元素。因此，可以含有選自上述元素中的1種以上。但是，任一者含有超過0.01％時，表面性狀劣化。為此，各元素的含量各自需要設為0.01％以下。想要得到上述效果的情況下，優(yōu)選將選自這些元素中的1種以上的含量設為0.0003％以上。另外，復合地含有上述元素中的2種以上的情況下，其合計含量優(yōu)選設為0.05％以下。這里，REM是指Sc、Y及鑭系元素的合計17種元素，上述REM的含量是指這些元素的合計含量。鑭系元素的情況下，工業(yè)上以稀土金屬混合物(misch metal)的形式添加。
2.金屬組織
脫碳鐵素體層的厚度：5μm以下
如上所述，脫碳鐵素體層是指通過在熱處理中鋼材的表面脫碳而形成的、由軟質的鐵素體相構成的組織。此外，脫碳鐵素體層為以面積率計含有90％以上的呈現(xiàn)為柱狀或多角形狀的鐵素體相的組織。為了具有980MPa以上的高的抗拉強度、并維持優(yōu)異的沖擊特性，需要抑制表層部的脫碳。脫碳鐵素體層的厚度超過5μm時，不僅鋼材的疲勞特性降低，沖擊特性也降低，因此，脫碳鐵素體層的厚度設為5μm以下。
殘留奧氏體的體積率：10％～40％
本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材中，為了具有980MPa以上的抗拉強度、并顯著提高鋼材的延展性，需要將殘留奧氏體的體積率設為10％以上。另一方面，殘留奧氏體的體積率超過40％時，耐延遲斷裂特性劣化。為此，殘留奧氏體的體積率設為40％以下。
滲碳體的個數(shù)密度：低于2個/μm2
在本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材中，為了顯著提高沖擊特性，優(yōu)選將滲碳體的個數(shù)密度設為低于2個/μm2。另外，滲碳體的個數(shù)密度越小越好，因此，關于下限，沒有特別設定。
殘留奧氏體中的平均C濃度：0.60％以下
此外，將殘留奧氏體中的平均C濃度以質量％計設為0.60％以下時，伴隨著TRIP現(xiàn)象而生成的馬氏體變成軟質，可抑制微裂紋的產(chǎn)生，顯著提高鋼材的沖擊特性。因此，殘留奧氏體中的平均C濃度以質量％計優(yōu)選設為0.60％以下。殘留奧氏體中的平均C濃度越低越優(yōu)選，因此，下限沒有特別設定。
3.機械性質
本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材具有980MPa以上的抗拉強度。鋼材的抗拉強度優(yōu)選為1000MPa以上。此外，根據(jù)本發(fā)明的實施方式的鋼材，可得到優(yōu)異的延展性和沖擊特性。例如，可得到抗拉強度和總延伸率的積的值為16000MPa·％以上的延展性。例如，可得到0℃下的夏比試驗的沖擊值為30J/cm2以上的沖擊特性。進而，在鋼材含有V的情況下，例如，可得到屈服強度為900MPa以上的0.2％屈服應力(屈服強度)。
4.制造方法
關于本發(fā)明的鋼材的制造方法，沒有特別限制，但是，例如，可通過對具有上述化學組成的鋼原材料實施如下所示的熱處理來制造。
4－1鋼原材料
作為供于熱處理的鋼原材料，例如使用具有貝氏體及馬氏體的體積率合計為90％以上、且貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值為1.5以上的金屬組織的鋼原材料。此外，優(yōu)選貝氏體及馬氏體的體積率合計為95％以上。進而，鋼原材料的V含量為0.05％～1.0％時，優(yōu)選鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。
鋼原材料中的貝氏體及馬氏體的體積率合計低于90％時，使鋼材的抗拉強度為980MPa以上變得困難。進而，殘留奧氏體的體積率變低，延展性有可能劣化。此外，貝氏體及馬氏體的長寬比增大時，滲碳體相對于鋼板表面平行地析出，脫碳被遮蔽。貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值低于1.5時，脫碳的遮蔽變得不充分，生成脫碳鐵素體層。此外，貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值低于1.5時，促進滲碳體的核生成，滲碳體微細分散，因而個數(shù)密度變高。另外，長寬比為對于貝氏體及馬氏體的原奧氏體晶粒從與軋制方向垂直的截面(以下稱為L截面)觀察時的各晶粒的長徑除以短徑而得到的值。此外，采用對于觀察面中的全部晶粒求出的長寬比的平均值。
此外，鋼中所含的V中固溶的V低于70％的情況下，在熱處理后，得不到所希望的屈服強度。進而，由于熱處理中的奧氏體成長延遲，因此殘留奧氏體的體積率有可能變低。因此，優(yōu)選鋼原材料中所含的V中的70％以上固溶。V的固溶量例如可以通過將鋼原材料電解提取后將殘渣用ICP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry，電感耦合等離子體發(fā)射光譜法)進行分析來測定。
上述鋼原材料例如可以通過較低溫度的熱軋來制造。具體而言，以精軋溫度為800℃以下且最終道次的壓下率成為10％以上的方式進行熱軋，在精軋結束后3s以內(nèi)以20℃/s以上的平均冷卻速度驟冷至600℃以下的溫度。這樣的較低溫度的熱軋通常因生成未再結晶晶粒而被避免。此外，在鋼原材料含有0.05％以上的V的情況下，以精軋溫度為950℃以下且最終道次的壓下率成為10％以上的方式進行熱軋，在精軋的結束后3s以內(nèi)以20℃/s以上的平均冷卻速度驟冷至600℃以下的溫度。特別是含有V的情況下，容易使貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值成為1.5以上。此外，若是貝氏體及馬氏體的長寬比的平均值為1.5以上的鋼組織，則也可以對該鋼原材料進行回火。
4－2熱處理
如上所述，本發(fā)明的鋼材可通過對上述鋼原材料實施下述處理來制造。關于各步驟，以下詳細說明。
a)加熱步驟
首先，將上述鋼原材料按照從500℃至670℃的期間的平均加熱速度成為1℃/s～5℃/s的方式加熱至670℃以上的溫度。滲碳體具有抑制熱處理中的脫碳的作用，但是，若粗大的滲碳體殘存于鋼材中，則沖擊特性顯著劣化。因此，容易控制滲碳體的粒徑及析出反應的從500℃至670℃的期間的溫度控制極其重要。
平均加熱速度低于1℃/s時，滲碳體變得粗大，脫碳被抑制。但是，粗大的滲碳體殘存在熱處理后的鋼材中，沖擊特性劣化。進而，奧氏體的生成變得不充分，延展性有可能劣化。另一方面，平均加熱速度超過5℃/s時，在熱處理中滲碳體容易溶解，變得無法抑制熱處理中的脫碳反應。
另外，在加熱至500℃為止時，優(yōu)選將平均加熱速度設為0.2℃/s～500℃/s。平均加熱速度低于0.2℃/s時，生產(chǎn)性降低。另一方面，平均加熱速度超過500℃/s時，因溫度瞬間超越(overshoot)等，500℃至670℃的期間的溫度控制有可能變得困難。
b)保持步驟
上述加熱后，在670℃～780℃的溫度域中保持60s～1200s。保持溫度低于670℃時，不僅延展性劣化，而且有可能變得難以使鋼材的抗拉強度成為980MPa以上。另一方面，保持溫度超過780℃時，無法將鋼材的殘留奧氏體的體積率設為10％以上，延展性的劣化有可能變得顯著。
此外，保持時間低于60s時，生成的組織和抗拉強度不穩(wěn)定，因此有可能難以確保980MPa以上的抗拉強度。另一方面，保持時間超過1200s時，內(nèi)部氧化變得顯著，不僅沖擊特性劣化，而且容易生成脫碳鐵素體層。保持時間優(yōu)選為120s以上，優(yōu)選為900s以下。
c)冷卻步驟
上述的加熱保持后，按照從上述溫度域至150℃的期間的平均冷卻速度成為5℃/s～500℃/s的方式冷卻至150℃以下的溫度。平均冷卻速度低于5℃/s時，軟質的鐵素體及珠光體過度生成，有可能難以使鋼材的抗拉強度成為980MPa以上。另一方面，若平均冷卻速度超過500℃/s，則容易發(fā)生淬裂。
優(yōu)選平均冷卻速度為8℃/s以上，優(yōu)選為100℃/s以下。只要將至150℃為止的平均冷卻速度設為5℃/s～500℃/s即可，150℃以下的冷卻速度可以與上述范圍相同，也可以不同。
此外，在冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中，C容易偏向存在于奧氏體中。因此，為了將鋼材的殘留奧氏體中的平均C濃度設為0.60％以下，優(yōu)選按照上述溫度域中的滯留時間為40s以下的方式進行冷卻。
以下，通過實施例對本發(fā)明進行更具體地說明，但是，本發(fā)明并不限定于這些實施例。
實施例
將具有表1所示的化學組成和表2所示的金屬組織的鋼原材料按表3所示的條件供于熱處理。
表1
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
表2
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的化學組成的范圍。
表示貝氏體及馬氏體的長寬比。
表3
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
#1表示從500℃至670℃的期間的平均加熱速度。
#2表示到達保持溫度后，在該溫度下保持的時間。
#3表示從保持溫度至150℃的期間的平均冷卻速度。
#4表示冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中的滯留時間。
使用的鋼原材料將通過實驗室熔煉的板坯在表2所示的條件下熱加工而制造。將該鋼原材料切斷成厚度為1.6mm、寬度為100mm、長度為200mm的尺寸，按照表3的條件加熱、保持及冷卻。將熱電偶貼附在鋼原材料表面，進行熱處理中的溫度測定。表3所示的平均加熱速度為從500℃至670℃的期間的值，保持時間為到達保持溫度后，在該溫度下保持的時間。此外，平均冷卻速度為從保持溫度至150℃的期間的值，滯留時間為冷卻中的從350℃至150℃的溫度域中的滯留時間。
關于熱處理前的鋼原材料的金屬組織、通過熱處理得到的鋼材的金屬組織及機械性質，按照以下說明，通過金屬組織觀察、X射線衍射測定、拉伸試驗、及夏比沖擊試驗進行了調(diào)查。
＜鋼原材料的金屬組織＞
將鋼原材料的L截面用電子顯微鏡進行觀察及拍攝，通過對合計0.04mm2的區(qū)域進行解析，測定了貝氏體及馬氏體的面積率及長寬比。并且，由于鋼原材料的組織為各向同性，因此，將上述面積率的值設為貝氏體及馬氏體的體積率。另外，關于長寬比，通過對于貝氏體及馬氏體的原奧氏體晶粒將各晶粒的長徑除以短徑而求出，算出其平均值。
觀察位置避開中心偏析部，設為板厚的約1/4的位置(1/4t的位置)。避開中心偏析部的理由如下所述。中心偏析部有時相對于鋼材的代表性的金屬組織具有局部地不同的金屬組織。但是，中心偏析部相對于板厚整體為微小的區(qū)域，對鋼材的特性幾乎沒有影響。即，中心偏析部的金屬組織不能說代表了鋼材的金屬組織。因此，在金屬組織的鑒定中，優(yōu)選避開中心偏析部。
＜鋼原材料的固溶V量＞
將鋼原材料電解提取后，通過將殘渣用ICP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)進行分析，測定在該鋼原材料中固溶的V的量。
＜鋼材的金屬組織＞
從各鋼材寬度為20mm、長度為20mm的試驗片，對該試驗片實施化學研磨而減厚0.4mm，對于化學研磨后的試驗片的表面實施了3次X射線衍射。對得到的輪廓進行解析，對各自進行平均而算出殘留奧氏體的體積率。
＜殘留奧氏體中的平均C濃度＞
對通過X射線衍射得到的輪廓進行解析，算出奧氏體的晶格常數(shù)，基于下式，確定了殘留奧氏體中的平均C濃度。
c＝(a－3.572)/0.033
其中，上述式中的各記號的意思如下所述。
a：奧氏體的晶格常數(shù)
c：殘留奧氏體中的平均C濃度(質量％)
＜脫碳鐵素體層的厚度＞
將鋼材的L截面用電子顯微鏡進行觀察、拍攝，對鋼板表面的1mm區(qū)域進行解析，由此測定了脫碳鐵素體層的厚度。
＜滲碳體的個數(shù)密度＞
關于滲碳體的個數(shù)密度，通過對合計2500μm2的區(qū)域進行解析，測定了滲碳體的個數(shù)密度。
＜拉伸試驗＞
從各鋼材采集厚度為1.6mm的JIS5號拉伸試驗片，按照JIS Z 2241(2011)進行拉伸試驗，測定了TS(抗拉強度)、YS(屈服強度、0.2％屈服應力)及EL(總延伸率)。此外，由該TS和EL計算了TS×EL的值。
＜沖擊特性＞
將各鋼材的表背面按照厚度成為1.2mm的方式進行研削，制作了V型缺口試驗片。將該試驗片4片層疊并螺旋夾住后，根據(jù)JIS Z 2242(2005)供于夏比沖擊試驗。關于沖擊特性，將0℃下的沖擊值為30J/cm2以上的情況設為良好(○)，將低于30J/cm2的情況設為不良(×)。
將鋼原材料的金屬組織觀察的結果示于表2，將X射線衍射測定、拉伸試驗及夏比沖擊試驗的結果匯總示于表4。
表4
*表示偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍。
#表示因殘留奧氏體的體積率不滿足條件而未測定。
如表2～4所示，作為比較例的試驗編號2、4、9、34及44由于鋼原材料的貝氏體及馬氏體的長寬比低于1.5，因此，脫碳鐵素體層的厚度超過5μm，其結果是，沖擊特性差。試驗編號8及39由于平均冷卻速度低，因而珠光體過剩地生成，未得到980MPa以上的抗拉強度。試驗編號3起因于熱處理中的平均加熱速度高，脫碳鐵素體層的厚度成為5μm以上，其結果是，沖擊特性差。
試驗編號11由于Si含量高于規(guī)定范圍，因而沖擊特性差。試驗編號14由于C含量高于規(guī)定范圍，因而沖擊特性差。試驗編號13及32由于熱處理中的保持溫度高，因而殘留奧氏體的體積率變低，其結果是，延展性差。試驗編號17由于熱處理中的保持時間長，因而脫碳鐵素體層的厚度成為5μm以上，其結果是，沖擊特性差。
試驗編號18及26的Mn含量低于規(guī)定范圍，試驗編號24的C含量低于規(guī)定范圍，試驗編號29的Si含量低于規(guī)定范圍，因此，不僅延展性差，而且未得到980MPa以上的抗拉強度。試驗編號23由于熱處理中的加熱速度低，因而殘留奧氏體的體積率變低，其結果是，延展性惡化，進而沖擊特性差。試驗編號31由于熱處理中的保持時間短，因而生成的組織和抗拉強度不穩(wěn)定，未得到980MPa以上的抗拉強度。試驗編號40由于貝氏體及馬氏體的體積率合計低于90％，因此，試驗編號43的熱處理中的保持溫度低，因而殘留奧氏體的體積率降低，其結果是，延展性差，進而未得到980MPa以上的抗拉強度。
另一方面，作為本發(fā)明例的試驗編號1、5～7、10、12、15、16、19～22、25、27、28、30、33、35～38、41、42及45～47具有980MPa以上的抗拉強度，并且抗拉強度與總延伸率的積(TS×EL)的值為16000MPa·％以上，延展性優(yōu)異，進而0℃下的夏比試驗的沖擊值為30J/cm2以上，沖擊特性也良好。
產(chǎn)業(yè)上的可利用性
根據(jù)本發(fā)明，可利用于例如汽車相關產(chǎn)業(yè)、能源相關產(chǎn)業(yè)及建筑相關產(chǎn)業(yè)。