本发明涉及钢材及其制造方法，特别涉及抗拉强度为980MPa以上、具有优异的延展性和冲击特性的钢材及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，要求开发有助于省能量化的钢材。在汽车用钢材、油井管用钢材及建筑结构用钢材等领域中，轻量且能在严酷的使用环境中应用的超高强度钢材的需求提高，其应用范围变宽。其结果是，在用于这些领域的超高强度钢材中，不仅强度特性，确保使用环境下的安全性也变得重要。具体而言，通过提高钢材的延展性来提高相对于外部的塑性变形的容许度变得重要。
例如，当汽车冲撞结构体时，为了通过车辆的对冲撞用部件将该冲击充分缓和，希望钢材的抗拉强度为980MPa以上、且抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积的值(TS×EL)成为16000MPa·％以上。但是，由于伴随着抗拉强度的上升，延展性显著降低，因此，至今为止还没有满足上述特性、在工业上能量产的超高强度钢材。因而，为了改善超高强度钢材的延展性，进行了各种研究开发，提出了用于实现该延展性的组织控制方法(参照专利文献1～4)。
但是，在以往的技术中，无法在确保980MPa以上的抗拉强度的同时得到充分的延展性及冲击特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004－269920号公报
专利文献2：日本特开2010－90475号公报
专利文献3：日本特开2003－138345号公报
专利文献4：日本特开2014－25091号公报
技术实现要素：
发明要解决的课题
本发明的目的在于提供具有980MPa以上的抗拉强度、并具有优异的延展性和冲击特性的钢材及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果是，得到了以下的见解。
将钢原材料加热至铁素体和奥氏体的二相域时，通过表面脱碳而形成由软质的铁素体相构成的组织(以下，称为“脱碳铁素体层”)。并且，脱碳显著时，在钢材的表面形成厚的脱碳铁素体层。
脱碳铁素体层的厚度为5μm以上时，生成粗大的铁素体，结果有可能发生延展性及冲击特性的劣化。
因此，对于为了制造高强度的钢材而特别地比通常积极地含有Si及Mn的钢原材料，实施适当的热处理，从而抑制了表面的脱碳。可知由此能稳定地得到通过以往技术无法制造的、具有980MPa以上的抗拉强度且具有优异的延展性和冲击特性的钢材。
本发明以上述见解为基础而作成，以下述的钢材及其制造方法为要旨。
(1)一种钢材，其特征在于，具有以下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超过3.0％且为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及杂质，
具有脱碳铁素体层的厚度为5μm以下、残留奥氏体的体积率为10％～40％的金属组织，
抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的钢材，其特征在于，在所述金属组织中，渗碳体的个数密度低于2个/μm2。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢材，其特征在于，在所述化学组成中，满足V：0.05％～1.0％。
(4)根据上述(1)至(3)中的任一项所述的钢材，其特征在于，在所述化学组成中，满足
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％、
或者它们的任意的组合。
(5)根据上述(1)至(4)中任一项所述的钢材，其特征在于，在所述化学组成中，满足
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％、
或者它们的任意的组合。
(6)根据上述(1)至(5)中的任一项所述的钢材，其中，所述残留奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.60％以下。
(7)一种钢材的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
将钢原材料按照从500℃至670℃为的期间的平均加热速度成为1℃/s～5℃/s的方式加热至670℃以上的温度的工序，
在所述加热后，在670℃～780℃的温度域下保持60s～1200s的工序，和
在所述保持后，按照从所述温度域至150℃的期间的平均冷却速度成为5℃/s～500℃/s的方式冷却至150℃以下的温度的工序，
其中，所述钢原材料具有以下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.050％～0.35％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：超过3.0％且为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及杂质，
所述钢原材料具有贝氏体及马氏体的体积率合计为90％以上、且贝氏体及马氏体的长宽比的平均值为1.5以上的金属组织。
(8)根据上述(7)所述的钢材的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足V：0.05％～1.0％，
所述钢原材料中所含的V中的70％以上固溶。
发明效果
根据本发明，由于化学组成及金属组成适当，因此可得到抗拉强度为980MPa以上的抗拉强度、和优异的延展性及冲击特性。
具体实施方式
1.化学组成
首先，对本发明的实施方式涉及的钢材及其制造中使用的钢原材料的化学组成进行说明。在以下的说明中，钢材及其制造中使用的钢板中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。本实施方式涉及的钢材及其制造中使用的钢原材料具有以下所示的化学组成：C：0.050％～0.35％、Si：0.50％～3.0％、Mn：超过3.0％且为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及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废铁等原材料中所含的物质、制造工序中所含的物质。
C：0.050％～0.35％
C为有助于强度上升及延展性提高的元素。为了得到具有980MPa以上的抗拉强度、进而抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)的值为16000MPa·％以上的钢材，需要将C含量设为0.050％以上。但是，含有C超过0.35％时，冲击特性劣化。因此，需要将C含量设为0.35％以下，优选设为0.25％以下。另外，为了得到1000MPa以上的抗拉强度，C含量优选设为0.080％以上。
Si：0.50％～3.0％
Si是使强度上升、且促进奥氏体的生成、有助于延展性提高的元素。为了将积(TS×EL)的值设为16000MPa·％以上，需要将Si含量设为0.50％以上。但是，含有Si超过3.0％时，冲击特性劣化。为此，Si含量设为3.0％以下。另外，为了使焊接性提高，Si含量优选设为1.0％以上。
Mn：超过3.0％且为7.5％以下
Mn也与Si同样，是使强度上升、且促进奥氏体的生成、有助于延展性提高的元素。为了将钢材的抗拉强度设为980MPa以上、并使积(TS×EL)的值为16000MPa·％以上，需要含有Mn超过3.0％。但是，含有Mn超过7.5％时，转炉中的精炼、铸造显著地变得困难。为此，Mn含量需要设为7.5％以下，优选设为6.5％以下。另外，为了得到1000MPa以上的抗拉强度，Mn含量优选设为4.0％以上。
P：0.05％以下
P是作为杂质而含有的元素，但是也是有助于强度上升的元素，因此可以积极地含有。但是，含有P超过0.05％时，焊接性显著地劣化。为此，P含量设为0.05％以下。P含量优选设为0.02％以下。想要得到上述效果的情况下，P含量优选设为0.005％以上。
S：0.01％以下
S作为杂质不可避免地含有，因此，S含量越低越好。特别是S含量超过0.01％时，焊接性显著劣化。为此，S含量设为0.01％以下。S含量优选设为0.005％以下，更优选设为0.0015％以下。
sol.Al：0.001％～3.0％
Al是具有将钢脱氧的作用的元素。为了使钢材健全化，sol.Al含有0.001％以上。另一方面，sol.Al含量超过3.0％时，铸造显著地变得困难。为此，sol.Al含量设为3.0％以下。sol.Al含量优选为0.010％以上，优选为1.2％以下。另外，sol.Al含量表示钢材中的酸可溶性Al的含量。
N：0.01％以下
N作为杂质不可避免地含有，因此，N含量越低越好。特别是N含量超过0.01％时，耐时效性显著地劣化。为此，N含量设为0.01％以下。N含量优选为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
V、Ti、Nb、Cr、Mo、Ni、Ca、Mg、REM、Zr及Bi不是必需元素，是在本实施方式涉及的钢材及用于其制造的钢原材料中可以以规定量为限度而适当地含有的任选元素。
V：0％～1.0％
V是显著地提高钢材的屈服强度、同时防止脱碳的元素。因此，可以含有V。但是，含有V超过1.0％时，热加工显著地变困难。为此，V含量设为1.0％以下。此外，为了使钢材的屈服强度为900MPa以上，优选含有0.05％以上的V。另外，想要得到1100MPa以上的抗拉强度时，V含量更优选设为0.15％以上。此外，在钢原材料中含有V时，在钢原材料中，变得容易将贝氏体及马氏体的长宽比的平均值调整为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％
这些元素是为了稳定地确保钢材的强度而有效果的元素。因此，可以含有选自上述元素中的1种以上。但是，任一者含有超过1.0％时，热加工变得困难。为此，各元素的含量各自需要设为1％以下。想要得到上述效果的情况下，优选满足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、或者它们的任意的组合。另外，复合地含有上述元素中的2种以上的情况下，其合计含量优选设为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％
这些元素是具有提高低温靭性的作用的元素。因此，可以含有选自上述元素中的1种以上。但是，任一者含有超过0.01％时，表面性状劣化。为此，各元素的含量各自需要设为0.01％以下。想要得到上述效果的情况下，优选将选自这些元素中的1种以上的含量设为0.0003％以上。另外，复合地含有上述元素中的2种以上的情况下，其合计含量优选设为0.05％以下。这里，REM是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的合计含量。镧系元素的情况下，工业上以稀土金属混合物(misch metal)的形式添加。
2.金属组织
脱碳铁素体层的厚度：5μm以下
如上所述，脱碳铁素体层是指通过在热处理中钢材的表面脱碳而形成的、由软质的铁素体相构成的组织。此外，脱碳铁素体层为以面积率计含有90％以上的呈现为柱状或多角形状的铁素体相的组织。为了具有980MPa以上的高的抗拉强度、并维持优异的冲击特性，需要抑制表层部的脱碳。脱碳铁素体层的厚度超过5μm时，不仅钢材的疲劳特性降低，冲击特性也降低，因此，脱碳铁素体层的厚度设为5μm以下。
残留奥氏体的体积率：10％～40％
本发明的实施方式涉及的钢材中，为了具有980MPa以上的抗拉强度、并显著提高钢材的延展性，需要将残留奥氏体的体积率设为10％以上。另一方面，残留奥氏体的体积率超过40％时，耐延迟断裂特性劣化。为此，残留奥氏体的体积率设为40％以下。
渗碳体的个数密度：低于2个/μm2
在本发明的实施方式涉及的钢材中，为了显著提高冲击特性，优选将渗碳体的个数密度设为低于2个/μm2。另外，渗碳体的个数密度越小越好，因此，关于下限，没有特别设定。
残留奥氏体中的平均C浓度：0.60％以下
此外，将残留奥氏体中的平均C浓度以质量％计设为0.60％以下时，伴随着TRIP现象而生成的马氏体变成软质，可抑制微裂纹的产生，显著提高钢材的冲击特性。因此，残留奥氏体中的平均C浓度以质量％计优选设为0.60％以下。残留奥氏体中的平均C浓度越低越优选，因此，下限没有特别设定。
3.机械性质
本发明的实施方式涉及的钢材具有980MPa以上的抗拉强度。钢材的抗拉强度优选为1000MPa以上。此外，根据本发明的实施方式的钢材，可得到优异的延展性和冲击特性。例如，可得到抗拉强度和总延伸率的积的值为16000MPa·％以上的延展性。例如，可得到0℃下的夏比试验的冲击值为30J/cm2以上的冲击特性。进而，在钢材含有V的情况下，例如，可得到屈服强度为900MPa以上的0.2％屈服应力(屈服强度)。
4.制造方法
关于本发明的钢材的制造方法，没有特别限制，但是，例如，可通过对具有上述化学组成的钢原材料实施如下所示的热处理来制造。
4－1钢原材料
作为供于热处理的钢原材料，例如使用具有贝氏体及马氏体的体积率合计为90％以上、且贝氏体及马氏体的长宽比的平均值为1.5以上的金属组织的钢原材料。此外，优选贝氏体及马氏体的体积率合计为95％以上。进而，钢原材料的V含量为0.05％～1.0％时，优选钢原材料中所含的V中的70％以上固溶。
钢原材料中的贝氏体及马氏体的体积率合计低于90％时，使钢材的抗拉强度为980MPa以上变得困难。进而，残留奥氏体的体积率变低，延展性有可能劣化。此外，贝氏体及马氏体的长宽比增大时，渗碳体相对于钢板表面平行地析出，脱碳被遮蔽。贝氏体及马氏体的长宽比的平均值低于1.5时，脱碳的遮蔽变得不充分，生成脱碳铁素体层。此外，贝氏体及马氏体的长宽比的平均值低于1.5时，促进渗碳体的核生成，渗碳体微细分散，因而个数密度变高。另外，长宽比为对于贝氏体及马氏体的原奥氏体晶粒从与轧制方向垂直的截面(以下称为L截面)观察时的各晶粒的长径除以短径而得到的值。此外，采用对于观察面中的全部晶粒求出的长宽比的平均值。
此外，钢中所含的V中固溶的V低于70％的情况下，在热处理后，得不到所希望的屈服强度。进而，由于热处理中的奥氏体成长延迟，因此残留奥氏体的体积率有可能变低。因此，优选钢原材料中所含的V中的70％以上固溶。V的固溶量例如可以通过将钢原材料电解提取后将残渣用ICP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry，电感耦合等离子体发射光谱法)进行分析来测定。
上述钢原材料例如可以通过较低温度的热轧来制造。具体而言，以精轧温度为800℃以下且最终道次的压下率成为10％以上的方式进行热轧，在精轧结束后3s以内以20℃/s以上的平均冷却速度骤冷至600℃以下的温度。这样的较低温度的热轧通常因生成未再结晶晶粒而被避免。此外，在钢原材料含有0.05％以上的V的情况下，以精轧温度为950℃以下且最终道次的压下率成为10％以上的方式进行热轧，在精轧的结束后3s以内以20℃/s以上的平均冷却速度骤冷至600℃以下的温度。特别是含有V的情况下，容易使贝氏体及马氏体的长宽比的平均值成为1.5以上。此外，若是贝氏体及马氏体的长宽比的平均值为1.5以上的钢组织，则也可以对该钢原材料进行回火。
4－2热处理
如上所述，本发明的钢材可通过对上述钢原材料实施下述处理来制造。关于各步骤，以下详细说明。
a)加热步骤
首先，将上述钢原材料按照从500℃至670℃的期间的平均加热速度成为1℃/s～5℃/s的方式加热至670℃以上的温度。渗碳体具有抑制热处理中的脱碳的作用，但是，若粗大的渗碳体残存于钢材中，则冲击特性显著劣化。因此，容易控制渗碳体的粒径及析出反应的从500℃至670℃的期间的温度控制极其重要。
平均加热速度低于1℃/s时，渗碳体变得粗大，脱碳被抑制。但是，粗大的渗碳体残存在热处理后的钢材中，冲击特性劣化。进而，奥氏体的生成变得不充分，延展性有可能劣化。另一方面，平均加热速度超过5℃/s时，在热处理中渗碳体容易溶解，变得无法抑制热处理中的脱碳反应。
另外，在加热至500℃为止时，优选将平均加热速度设为0.2℃/s～500℃/s。平均加热速度低于0.2℃/s时，生产性降低。另一方面，平均加热速度超过500℃/s时，因温度瞬间超越(overshoot)等，500℃至670℃的期间的温度控制有可能变得困难。
b)保持步骤
上述加热后，在670℃～780℃的温度域中保持60s～1200s。保持温度低于670℃时，不仅延展性劣化，而且有可能变得难以使钢材的抗拉强度成为980MPa以上。另一方面，保持温度超过780℃时，无法将钢材的残留奥氏体的体积率设为10％以上，延展性的劣化有可能变得显著。
此外，保持时间低于60s时，生成的组织和抗拉强度不稳定，因此有可能难以确保980MPa以上的抗拉强度。另一方面，保持时间超过1200s时，内部氧化变得显著，不仅冲击特性劣化，而且容易生成脱碳铁素体层。保持时间优选为120s以上，优选为900s以下。
c)冷却步骤
上述的加热保持后，按照从上述温度域至150℃的期间的平均冷却速度成为5℃/s～500℃/s的方式冷却至150℃以下的温度。平均冷却速度低于5℃/s时，软质的铁素体及珠光体过度生成，有可能难以使钢材的抗拉强度成为980MPa以上。另一方面，若平均冷却速度超过500℃/s，则容易发生淬裂。
优选平均冷却速度为8℃/s以上，优选为100℃/s以下。只要将至150℃为止的平均冷却速度设为5℃/s～500℃/s即可，150℃以下的冷却速度可以与上述范围相同，也可以不同。
此外，在冷却中的从350℃至150℃的温度域中，C容易偏向存在于奥氏体中。因此，为了将钢材的残留奥氏体中的平均C浓度设为0.60％以下，优选按照上述温度域中的滞留时间为40s以下的方式进行冷却。
以下，通过实施例对本发明进行更具体地说明，但是，本发明并不限定于这些实施例。
实施例
将具有表1所示的化学组成和表2所示的金属组织的钢原材料按表3所示的条件供于热处理。
表1
*表示偏离本发明中规定的范围。
表2
*表示偏离本发明中规定的化学组成的范围。
表示贝氏体及马氏体的长宽比。
表3
*表示偏离本发明中规定的范围。
#1表示从500℃至670℃的期间的平均加热速度。
#2表示到达保持温度后，在该温度下保持的时间。
#3表示从保持温度至150℃的期间的平均冷却速度。
#4表示冷却中的从350℃至150℃的温度域中的滞留时间。
使用的钢原材料将通过实验室熔炼的板坯在表2所示的条件下热加工而制造。将该钢原材料切断成厚度为1.6mm、宽度为100mm、长度为200mm的尺寸，按照表3的条件加热、保持及冷却。将热电偶贴附在钢原材料表面，进行热处理中的温度测定。表3所示的平均加热速度为从500℃至670℃的期间的值，保持时间为到达保持温度后，在该温度下保持的时间。此外，平均冷却速度为从保持温度至150℃的期间的值，滞留时间为冷却中的从350℃至150℃的温度域中的滞留时间。
关于热处理前的钢原材料的金属组织、通过热处理得到的钢材的金属组织及机械性质，按照以下说明，通过金属组织观察、X射线衍射测定、拉伸试验、及夏比冲击试验进行了调查。
＜钢原材料的金属组织＞
将钢原材料的L截面用电子显微镜进行观察及拍摄，通过对合计0.04mm2的区域进行解析，测定了贝氏体及马氏体的面积率及长宽比。并且，由于钢原材料的组织为各向同性，因此，将上述面积率的值设为贝氏体及马氏体的体积率。另外，关于长宽比，通过对于贝氏体及马氏体的原奥氏体晶粒将各晶粒的长径除以短径而求出，算出其平均值。
观察位置避开中心偏析部，设为板厚的约1/4的位置(1/4t的位置)。避开中心偏析部的理由如下所述。中心偏析部有时相对于钢材的代表性的金属组织具有局部地不同的金属组织。但是，中心偏析部相对于板厚整体为微小的区域，对钢材的特性几乎没有影响。即，中心偏析部的金属组织不能说代表了钢材的金属组织。因此，在金属组织的鉴定中，优选避开中心偏析部。
＜钢原材料的固溶V量＞
将钢原材料电解提取后，通过将残渣用ICP－OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)进行分析，测定在该钢原材料中固溶的V的量。
＜钢材的金属组织＞
从各钢材宽度为20mm、长度为20mm的试验片，对该试验片实施化学研磨而减厚0.4mm，对于化学研磨后的试验片的表面实施了3次X射线衍射。对得到的轮廓进行解析，对各自进行平均而算出残留奥氏体的体积率。
＜残留奥氏体中的平均C浓度＞
对通过X射线衍射得到的轮廓进行解析，算出奥氏体的晶格常数，基于下式，确定了残留奥氏体中的平均C浓度。
c＝(a－3.572)/0.033
其中，上述式中的各记号的意思如下所述。
a：奥氏体的晶格常数
c：残留奥氏体中的平均C浓度(质量％)
＜脱碳铁素体层的厚度＞
将钢材的L截面用电子显微镜进行观察、拍摄，对钢板表面的1mm区域进行解析，由此测定了脱碳铁素体层的厚度。
＜渗碳体的个数密度＞
关于渗碳体的个数密度，通过对合计2500μm2的区域进行解析，测定了渗碳体的个数密度。
＜拉伸试验＞
从各钢材采集厚度为1.6mm的JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验，测定了TS(抗拉强度)、YS(屈服强度、0.2％屈服应力)及EL(总延伸率)。此外，由该TS和EL计算了TS×EL的值。
＜冲击特性＞
将各钢材的表背面按照厚度成为1.2mm的方式进行研削，制作了V型缺口试验片。将该试验片4片层叠并螺旋夹住后，根据JIS Z 2242(2005)供于夏比冲击试验。关于冲击特性，将0℃下的冲击值为30J/cm2以上的情况设为良好(○)，将低于30J/cm2的情况设为不良(×)。
将钢原材料的金属组织观察的结果示于表2，将X射线衍射测定、拉伸试验及夏比冲击试验的结果汇总示于表4。
表4
*表示偏离本发明中规定的范围。
#表示因残留奥氏体的体积率不满足条件而未测定。
如表2～4所示，作为比较例的试验编号2、4、9、34及44由于钢原材料的贝氏体及马氏体的长宽比低于1.5，因此，脱碳铁素体层的厚度超过5μm，其结果是，冲击特性差。试验编号8及39由于平均冷却速度低，因而珠光体过剩地生成，未得到980MPa以上的抗拉强度。试验编号3起因于热处理中的平均加热速度高，脱碳铁素体层的厚度成为5μm以上，其结果是，冲击特性差。
试验编号11由于Si含量高于规定范围，因而冲击特性差。试验编号14由于C含量高于规定范围，因而冲击特性差。试验编号13及32由于热处理中的保持温度高，因而残留奥氏体的体积率变低，其结果是，延展性差。试验编号17由于热处理中的保持时间长，因而脱碳铁素体层的厚度成为5μm以上，其结果是，冲击特性差。
试验编号18及26的Mn含量低于规定范围，试验编号24的C含量低于规定范围，试验编号29的Si含量低于规定范围，因此，不仅延展性差，而且未得到980MPa以上的抗拉强度。试验编号23由于热处理中的加热速度低，因而残留奥氏体的体积率变低，其结果是，延展性恶化，进而冲击特性差。试验编号31由于热处理中的保持时间短，因而生成的组织和抗拉强度不稳定，未得到980MPa以上的抗拉强度。试验编号40由于贝氏体及马氏体的体积率合计低于90％，因此，试验编号43的热处理中的保持温度低，因而残留奥氏体的体积率降低，其结果是，延展性差，进而未得到980MPa以上的抗拉强度。
另一方面，作为本发明例的试验编号1、5～7、10、12、15、16、19～22、25、27、28、30、33、35～38、41、42及45～47具有980MPa以上的抗拉强度，并且抗拉强度与总延伸率的积(TS×EL)的值为16000MPa·％以上，延展性优异，进而0℃下的夏比试验的冲击值为30J/cm2以上，冲击特性也良好。
产业上的可利用性
根据本发明，可利用于例如汽车相关产业、能源相关产业及建筑相关产业。