本发明涉及一种屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法。
背景技术：
近来，随着用于保护车辆乘客的安全法规或保护地球环境的燃油效率管制的加强，对于提高车辆的刚性及车辆轻量化的关注越来越高。例如，车辆底盘的稳定杆(stabilizerbar)、管状扭力梁(tubulartortionsbeamaxle)等作为支撑车体的重量并且在行驶期间持续性地受到疲劳载荷的部件，正在扩大使用高强度部件，以同时确保刚性和使用寿命。
用于车辆部件的钢板的疲劳寿命与拉伸强度的提高和延伸率有着密切的关系。拉伸强度在1500mpa级以上的高强度车辆部件的制造方法有，在高温下实施适度成型和模具淬火的直接热压成型方法，或者先进行冷成型后再进行热处理的后热处理方法，并且两种方法均进一步包括回火热处理以提高淬火状态的韧性的工艺。
虽然可通过直接热压成型工艺或后热处理工艺来实现的强度是各种各样的，但是可以通过使用din规格的22mnb5或相应的含硼钢来制造拉伸强度为1500mpa级的车辆用部件。
所述车辆用部件使用热轧卷板或冷轧卷板进行上述的热处理以制造。即，制造部件之前的卷板的拉伸强度在500～800mpa的范围，并且在将卷板制作成适合车辆部件的坯料之后，加热至ac3以上的奥氏体区域以使其固溶，然后连续取出并使用具有冷却装置的压力机成型的同时进行模具淬火(diequenching)，或者在冷状态下将钢板成型成接近于部件形状之后，也被加热至ac3以上的奥氏体区域以使其固溶，然后连续取出并进行模具淬火(diequenching)或淬火处理，最终形成马氏体相或马氏体和贝氏体共存的相，从而得到1500mpa以上的超高强度。但是，如上所述的基于马氏体的组织钢具有脆性，因此，为了提高使用寿命和韧性，需要另外进行回火热处理(tempering)来使用。
虽然淬火后的回火热处理根据车辆部件的用途及所需强度水准而不同，但是在淬火处理后，为了对获得的马氏体组织赋予韧性，一般在500～550℃温度范围进行高温回火热处理。例如专利文献1。经过所述高温回火热处理，相对于淬火状态，组织会从马氏体转变为回火马氏体组织，并且相对于淬火强度，屈服强度和拉伸强度会减少，从屈服比(ys/ts)方面来看，虽然在淬火步骤屈服比为0.6～0.7范围，但是在回火处理之后，相对于屈服强度的下降，拉伸强度的下降更显著，因此屈服比提高至0.9以上。同时，均匀延伸率和总延伸率会提高，由此部件的使用寿命会增加。
另一方面，低温回火热处理在180～220℃的温度范围进行，虽然屈服强度相对于淬火状态增加，但是拉伸强度会下降，因此会得到0.7～0.85范围的屈服比。另外，均匀延伸率和总延伸率相对于淬火状态会稍微增加。关于低温回火热处理的专利文献有专利文献2。
即，在高温回火热处理的情况下，相对于淬火状态，拉伸强度和屈服强度下降，从而屈服比增加至0.9～0.98范围，在低温回火热处理的情况下，相对于淬火状态，屈服强度增加，拉伸强度下降，因此会具有0.7～0.85范围的屈服比。
另外，随着车辆重量的增加，进一步需要提高热处理型部件的强度。作为提高强度的方案，现有的含硼热处理钢中所限制的组成成分，即，在将mn固定在0.5～1.5％、cr固定在0.1～0.3％范围并进行热处理之后，考虑到强度而增加c含量时，虽然淬火强度会与c、mn等的含量成比例增加，但是为了赋予韧性和延展性而如传统的方式在500～550℃的温度范围进行热处理时，屈服强度和拉伸强度会显著减少，因此c、mn等的添加效果会减半，无法满足韧性会随着强度的提高而成比例增加的期待。
现有技术文献
(专利文献1)日本公开专利公报第2006-037205号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2016-0078850号
技术实现要素：
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于，提供一种相比现有的热处理型含硼热处理钢，拉伸强度和均匀延伸率的平衡度显著优异的屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法。
另外，本发明要解决的技术问题并不限定于上述的内容。本发明要解决的技术问题可以通过说明书的整体内容理解，本发明所属技术领域的普通技术人员可以容易地理解本发明的附加的要解决的技术问题。
(二)技术方案
本发明的一个方面涉及一种屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢，以重量计％，所述回火马氏体钢包含：c：0.2～0.6％、si：0.01～2.2％、mn：0.5～3.0％、p：0.015％以下、s：0.005％以下、al：0.01～0.1％、ti：0.01～0.1％、cr：0.05～0.5％、b：0.0005～0.005％、mo：0.05～0.5％、n：0.01％以下、余量的fe及不可避免的杂质，并且，屈服比为0.4～0.6，拉伸强度和均匀延伸率的乘积(ts*u-el)为10000mpa％以上，以面积分数计，微细组织包含90％以上的回火马氏体、5％以下的铁素体以及余量的贝氏体。
另外，本发明的另一方面涉及一种屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢的制造方法，包括以下步骤：准备钢，以重量计％，所述钢包含：c：0.2～0.6％、si：0.01～2.2％、mn：0.5～3.0％、p：0.015％以下、s：0.005％以下、al：0.01～0.1％、ti：0.01～0.1％、cr：0.05～0.5％、b：0.0005～0.005％、mo：0.05～0.5％、n：0.01％以下、余量的fe及不可避免的杂质；
将所述钢加热至850～960℃的温度范围，并保持100～1000秒；以及
将已加热的所述钢以(马氏体临界冷却速度)～300℃/sec的冷却速度冷却至mf-50℃～mf+100℃的冷却终止温度，然后保持3～30分钟。
此外，上述的技术方案并没有列出本发明的所有特征。参考以下具体实施方式，可以更详细地理解本发明的各种特征以及其优点和效果。
(三)有益效果
根据本发明，在直接热压成型或制造热处理型车辆用部件时，限制钢的组成成分和淬火后回火热处理条件，使得相比现有的热处理型含硼热处理钢，不仅拉伸强度和均匀延伸率的平衡度显著优异，屈服比低，而且由于确保所述物理性质，从而有助于用于车辆底盘或车体的热处理型部件的轻量化和使用寿命的增加。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变更为其他各种方式，并且本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向本发明所属技术领域的普通技术人员更加完整地说明本发明而提供的。
为了提高车辆用热处理部件的韧性，本发明的发明人仔细研究了结构因素和制作车辆用热处理部件后在耐久性试验中施加的疲劳应力特性，结果认识到，在以发生塑性变形的条件施加反复应力的条件下，延伸率对使用寿命产生影响，但是在施加屈服强度以下的反复应力的条件下，拉伸强度支配使用寿命，并且确认热处理钢的屈服强度和延伸率根据淬火后的条件而发生很大的变化。
结果确认，代替传统的冷却至常温之后在高温或低温进行回火处理的热处理，冷却至规定的冷却终止温度之后保持规定时间，从而可以确保0.4～0.6范围的屈服比和在低温回火中获得的拉伸强度水准和在高温回火中可获得的均匀延伸率水准，因此可以显著提高拉伸强度和均匀延伸率的平衡度，并由此以此完成了本发明。
屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢
下面，对本发明的一个方面的屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢进行详细说明。
本发明的一个方面的屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢，以重量％计，包含：c：0.2～0.6％、si：0.01～2.2％、mn：0.5～3.0％、p：0.015％以下、s：0.005％以下、al：0.01～0.1％、ti：0.01～0.1％、cr：0.05～0.5％、b：0.0005～0.005％、mo：0.05～0.5％、n：0.01％以下、余量的fe及其他不可避免的杂质，并且，屈服比为0.4～0.6，拉伸强度和均匀延伸率的乘积(ts*u-el)为10000mpa％以上，以面积分数计，微细组织包含90％以上的回火马氏体、5％以下的铁素体以及余量的贝氏体。
首先，对本发明的合金组成进行详细说明。下面，在没有特别提及的情况下，各元素含量的单位是重量％。
c：0.2～0.6％
c是提高热压成型用钢板的淬透性，并且决定模具淬火或淬火热处理后的强度的最重要的元素。
当c含量小于0.2％时，难以确保足够的强度。另一方面，当c含量超过0.6％时，在制造热轧卷板步骤中，卷板的强度过度提高，宽度和长度方向的材质偏差增加，从而难以确保冷成型，并且在进行淬火热处理之后，强度过高，导致对氢致延迟断裂敏感。不仅如此，在制造钢板过程中或者制造经过热处理的部件步骤中进行焊接时，应力集中在焊接部周围，因此造成破坏的可能性增加。因此，c含量优选为0.2～0.6％。
另外，c含量的更优选的下限可以为0.22％，更优选的上限可以为0.58％。
si：0.01～2.2％
si与mn一同是决定焊接部的质量或表面质量的重要元素。si含量越增加，氧化物残留在焊接部的可能性越高，因此，在扁平或扩管时，可能无法满足性能。另外，若si含量增加，si会在钢板表面富集，由此在表面引发氧化皮缺陷的可能性增加。因此，si含量优选控制在2.2％以下。另一方面，si为杂质，虽然其含量越低越有利，但是将其控制在0.01％以下会使制造成本增加，因此将0.01％设为其下限。因此，si含量优选为0.01～2.2％。
另外，si含量的更优选的上限可以为2.1％，再进一步优选为2.0％。
mn：0.5～3.0％
mn与c一同是提高热压成型用钢板的淬透性，并且决定模具淬火或淬火热处理后的强度的仅次于c的重要元素。同时，mn具有延迟在固溶处理后淬火之前的空冷期间由于钢板表面温度下降而生成铁素体的效果。
当mn含量小于0.5％时，上述的效果不充分。另一方面，当mn含量超过3.0％时，虽然有利于提高强度或延迟相变，但是可能使钢板的弯曲性下降。因此，mn含量优选为0.5～3.0％。
另外，mn含量的更优选的下限可以为0.55％，更优选的上限可以为2.5％。
p：0.015％以下
p作为杂质，是不可避免地含有的成分，并且p是几乎不影响热压成型或淬火强度的元素。但是在奥氏体固溶加热步骤中偏析到晶界时，降低冲击能量或疲劳特性，因此，优选控制在0.015％以下，更优选控制在0.010％以下。
虽然不需要特别限定p含量的下限，但是将其控制为0％需要耗费过多的费用，因此可以排出0％。
s：0.005％以下
s作为杂质元素，若与mn结合而以延伸的硫化物存在，则在模具淬火或淬火热处理后劣化钢板的韧性。因此，优选控制在0.005％以下，更优选控制在0.003％以下。
虽然不需要特别限定s含量的下限，但是将其控制为0％需要耗费过多的费用，因此可以排出0％。
al：0.01～0.1％
al是用作脱氧剂的代表性元素。当al含量小于0.01％时，脱氧效果会不充分，当al含量超过0.1％时，在连铸工艺期间，与n结合并析出而引发表面缺陷，而且还可能在制造erw(电阻焊接)钢管时，使过多的氧化物残留在焊接部上。
ti：0.01～0.1％
ti具有在热压成型工艺的加热过程中通过tin、tic或者timoc析出物抑制奥氏体晶粒生长的效果。另外，ti是引发增加有助于提高奥氏体组织的淬透性的有效b量的效果，从而稳定地提高模具淬火或淬火热处理后的强度的有效元素。
当ti含量小于0.01％时，所述效果不充分。另一方面，当ti含量超过0.1％时，相对于含量，强度提高效果减少，并且制造成本上升。
cr：0.05～0.5％
cr与mn、c一同是提高热压成型用钢板的淬透性并且有助于增加模具淬火或淬火热处理后的强度的重要元素。并且cr影响临界冷却速度以在控制马氏体组织的过程中容易获得马氏体组织，并且在热压成型工艺中起到降低a3温度的作用。为此，优选添加0.05％以上。
另一方面，当cr含量超过0.5％时，会过度增加热压成型品的组装工艺中所需的淬透性，因此可能会使焊接性变差。因此，cr含量优选为0.5％以下，更优选为0.45％以下，再进一步优选为0.4％以下。
b：0.0005～0.005％
b作为对热压成型用钢板的淬透性的增加非常有用的元素，仅添加极微量也会对模具淬火或淬火热处理后的强度的增加贡献很大。
当b含量小于0.0005％时，所述效果不充分，当超过0.005％时，相对于添加量，淬透性增加效果会钝化，并且助长连铸板坯边角部发生缺陷。
mo：0.05％～0.5％
mo与cr一同是提高热压成型用钢板的淬透性并且有助于稳定淬火强度的元素。不仅如此，mo是在热轧及冷轧时的退火工艺以及热压成型工艺的加热步骤中，将奥氏体温度区域扩大至低温侧，并且缓和钢中的p偏析的有效元素。
当mo含量小于0.05％时，所述的效果不充分，当mo含量超过0.5％时，虽然有利于提高强度，但是相对于添加量，强度提高效果减少，因此是不经济的。
n：0.01％以下
n作为杂质，在连铸工艺期间促进aln等的析出，从而助长连铸板坯边角的龟裂。因此，将n含量优选控制在0.01％以下。
虽然不需要特别限定n含量的下限，但是将其控制为0％需要耗费过多的成本，因此可以排出0％。
本发明的其余成分是铁(fe)。然而，在一般的制造过程中从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。对于一般的制造过程的技术人员而言，这些杂质是公知的，因此在本说明书中没有特别提及其所有内容。
除了所述成分外，以重量％计，可以进一步包含：cu：0.05～0.5％、ni：0.05～0.5％以及v：0.05～0.3％中的一种以上。
cu：0.05～0.5％
cu是有助于钢的耐蚀性的元素。另外，cu在热压成型后，为了增加韧性而进行回火时，过度饱和的铜被析出为ε碳化物，从而发挥时效硬化效果。
当cu含量小于0.05％时，所述效果不充分，当cu的含量超过0.5％时，在钢板制造工艺中引发表面缺陷，并且在耐蚀性方面，相对于添加量是不经济的。
ni：0.05～0.5％
ni不仅有效提高热压成型用钢板的强度及韧性，还有效增加淬透性，并且有效减少在单独添加cu时引起的高温脆性敏感度。另外，在热轧及冷轧时的退火工艺以及在热压成型工艺的加热步骤中，具有将奥氏体温度区域扩大至低温侧的效果。
当ni含量小于0.05％时，所述效果不充分，当含量超过0.5％时，虽然有利于改善淬透性或提高强度，但是相对于添加量，淬透性提高效果会减少，因此是不经济的。
v：0.05～0.3％
v是对钢晶粒的微细化及防止氢致延迟断裂的有效的元素。即，不仅在热轧加热工艺中抑制奥氏体晶粒生长，还会在热轧步骤提高未再结晶区域的温度，从而有助于最终组织的微细化。如此微细化的组织引发在后续工艺的热成型工艺中晶粒的微细化，从而有效分散如p的杂质。另外，当v在淬火热处理组织内以析出物存在时，钢中的氢被捕获(trap)，从而可以抑制氢致延迟断裂。
当v含量小于0.05％时，所述效果不充分，当超过0.3％时，在连铸时对板坯龟裂变得敏感。
下面，对本发明的微细组织进行详细说明。
本发明的微细组织以面积分数计，包含90％以上的回火马氏体、5％以下的铁素体以及余量的贝氏体。
当回火马氏体小于90％或者铁素体超过5％时，难以确保目标强度。
此时，更优选地，可以是回火马氏体单相。
另外，本发明的回火马氏体钢的拉伸强度和均匀延伸率的乘积(ts*u-el)为10000mpa％以上，屈服比为0.4～0.6。
相比现有的热处理型含硼热处理钢，回火马氏体钢不仅拉伸强度和均匀延伸率的平衡度显著优异、屈服比低，而且可以确保所述物理性质，从而有助于用于车辆底盘或车体的热处理型部件的轻量化和使用寿命的增加。
另外，本发明的回火马氏体钢的拉伸强度可以是1500mpa以上。
屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢的制造方法
下面，对本发明的另一方面的屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢的制造方法进行详细说明。
本发明的另一方面的屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢的制造方法包括以下步骤：准备满足上述本发明的合金组成的钢；将所述钢加热至850～960℃的温度范围，并保持100～1000秒；以及将已加热的所述钢以(马氏体临界冷却速度)～300℃/sec的冷却速度冷却至mf-50℃～mf+100℃的冷却终止温度，并保持3～30分钟。
准备钢的步骤
准备满足上述本发明的合金组成的钢。本发明的特点在于热处理，因此对准备钢的步骤不做特别的限定，具体示例如下。
例如，可以准备通过以下步骤制造的钢：将满足所述本发明的合金组成的板坯加热至1150～1300℃的温度范围；在ar3～950℃的温度范围对经过加热的所述板坯进行热终轧以获得热轧钢板；以及在500～750℃的温度范围对所述热轧钢板进行收卷。
通过在1150～1300℃的温度范围加热板坯，板坯的组织同质化，并且如铌、钛、钒等碳氮化析出物会部分固溶，但是仍然抑制板坯晶粒生长，从而可以防止晶粒的过度生长。
当热终轧温度低于ar3时，在奥氏体中的一部分已转变为铁素体的双相区域(铁素体和奥氏体共存的区域)进行热轧，因此，变形阻力会变得不均匀，从而使轧制通板性变差，并且应力集中在铁素体上，可能会使板断裂的可能性变高。另一方面，当热终轧温度超过950℃时，可能发生砂型氧化皮等表面缺陷。
当收卷温度低于500℃时，形成诸如马氏体的低温组织，因此存在热轧钢板的强度显著提高的问题，尤其是，在卷板宽度方向上过冷而导致材质偏差增加时，在后续的冷轧工艺中可能发生轧制通板性下降的情况，并且用热轧产品制造焊接钢管时，也有可能导致钢管焊接部成型或焊接不良。另一方面，当收卷温度超过750℃时，在钢板表面助长内部氧化，并且当通过酸洗工艺去除内部氧化物时，在晶界形成缝隙，从而可能在最终部件中使钢板的扁平性能变差。
此时，可以进一步包括以下步骤：对收卷的所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；在750～850℃的温度范围，对所述冷轧钢板进行连续退火；以及在400～600℃的温度范围，对连续退火的所述冷轧钢板进行过时效处理。
对冷轧不做特别的限定，冷压下率可以是40～70％。
当连续退火温度低于750℃时，再结晶可能不充分，当连续退火温度超过850℃时，不仅晶粒粗大化，还会提高退火加热的基本成本。
将过时效处理温度控制在400～600℃的理由为：使冷轧钢板的微细组织由在铁素体基体中部分包含珠光体或贝氏体的组织组成，从而使冷轧钢板具有与热轧钢板相似的拉伸强度。
可以利用如下方法制造最终回火马氏体钢，即，将准备的所述钢切割，并以坯件形态加热至奥氏体区域后，取出并进行热轧成型，然后连续淬火的方法；在制造erw钢管后，加热至奥氏体区域后淬火的方法；或者，在热成型后进行淬火热处理的方法等。
即，只要满足在后述的本发明的加热步骤中的加热温度及保持时间、冷却及保持步骤中的冷却速度、冷却终止温度及保持时间，就可以通过如下方法制造最终回火马氏体钢，即，在热成型后使用冷却介质进行冷却的方法；或者，先进行冷成型后加热来实施淬火冷却的方法；加热后通过模具直接同时进行热成型和冷却的方法等。
加热步骤
将所述钢加热至850～960℃的温度范围，并保持10～1000秒，以进行固溶处理。
当加热温度低于850℃时，在从加热炉中取出钢板并进行热成型期间，温度可能下降，从而在钢板表面发生铁素体相变，无法在整个厚度范围生成充分的回火马氏体，从而可能无法获得目标强度。另一方面，当加热温度超过960℃时，会引发奥氏体晶粒的粗大化，并且在奥氏体晶界促进杂质p的富集，表面脱碳加速，从而在最终热处理后可能降低强度或冲击能量。
冷却及保持步骤
将经过加热的所述钢以(马氏体临界冷却速度)～300℃/sec的冷却速度冷却至mf(马氏体相变终止温度)-50℃～mf+100℃的冷却终止温度后，保持2～40分钟。
马氏体临界冷却速度是指用于获取100％马氏体的最小冷却速度，并且根据本发明的成分范围，被测量为20～30℃/sec。
当小于马氏体临界冷却速度时，难以获得以马氏体为主相的最终组织，从而强度可能较低，并且，当冷却速度超过300℃/sec时，根据冷却速度的增加的强度增加程度不大，并且需要额外增加用于增加冷却速度的冷却设备，因此是不经济的。
冷却终止温度与本发明的合金组成一样，是非常重要的因素，并且，根据冷却终止温度及保持时间决定材质，并体现出本发明的材质特性。在此，当利用将经过加热的所述钢浸渍在淬火液中来进行冷却的方法时，冷却终止温度可以是指淬火液的温度。
当冷却终止温度低于mf-50℃时，有可能导致屈服强度提高，均匀延伸率下降，屈服比超过0.6，并且可能会使拉伸强度和均匀延伸率的乘积(ts*u-el)小于10000mpa％。
另一方面，当冷却终止温度超过mf+100℃时，可能生成贝氏体等，并且拉伸强度降低，从而可能使拉伸强度和均匀延伸率的乘积(ts*u-el)小于10000mpa％。
另外，当冷却终止后的保持时间小于2分钟时，形成马氏体而不是回火马氏体，，从而可能使屈服强度提高，均匀延伸率下降。另一方面，当保持时间超过40分钟时，强度可能下降。
因此，保持时间优选为2～40分钟，更优选为3～30分钟。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下的实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，而不是用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所确定。
(实施例1)
准备具有以下表1中所示的组成成分的钢。所述钢是在1200±20℃的温度范围，将具有以下表1中所示的组成成分的板坯加热180分钟来进行同质化处理后，进行粗轧及终轧，然后在650℃的温度下进行收卷而制造的厚度为3.00mm的热轧钢板。测量所述热轧钢板的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)以及延伸率(el)，并记载在以下表2中。
对所述热轧钢板进行酸洗处理，并且加热至930℃的温度并保持6分钟，然后以30℃/sec的冷却速度冷却至记载在以下表2中的冷却终止温度。当冷却终止温度为20℃时，表示为“-”，并且没有额外的保持时间。当冷却终止温度超过20℃时，保持15分钟后空冷至常温。
另外，当冷却后没有进行回火热处理时，将回火温度表示为“-”，当冷却后进行回火热处理时，以记载在以下表2中的回火温度进行加热，并保持30分钟后进行冷却。
测量所述热处理后的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、均匀延伸率(u-el)、延伸率(el)、ts*u-el及屈服比(yr)，并记载在以下表2中。
以平行于轧制钢板的方向采集jis5号试片，并测量机械物理性质。
另一方面，ms及mf是根据以下关系式而计算的值，在以下关系式中，各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值。
ms(℃)＝512-453*c-16.9*ni+15*cr-9.5*mo+217*c^2-71.5*c*mn-67.6*c*crmf(℃)＝ms-215
[表1]
[表2]
比较例1-1仅实施了淬火，比较例1-3、1-4及1-5是在淬火后实施回火的情况。1-2作为发明例，是在进行淬火时，将冷却终止温度设为150℃的情况。此时，观察组织的结果为，1-1中的马氏体组织在淬火后实施了回火的1-3、1-4及1-5中根据回火温度观察到其他组织。即，在1-3中，观察到马氏体板条内的微细的板状碳化物，另一方面，在1-4及1-5中，观察到碳化铁。
在作为发明例的1-2中，观察到在马氏体板条内析出板状碳化物的回火马氏体组织，并且，以面积分数计，观察到96％的回火马氏体、2％的铁素体和2％的贝氏体。
虽然在马氏体半条内析出板状碳化物的回火马氏体组织与比较例1-3相似，但是与比较例1-3相比，板状碳化物的量更多，尺寸也更大，并且可判断，由于所述板状碳化物的影响，能够确保低屈服比及高ts*u-el值。
通过表2可确认，在发明例1-2的情况下，ts*u-el为10000mpa％以上，屈服比为0.6以下。
将比较例1-1、1-3、1-4及1-5进行比较，当淬火后回火温度上升时，拉伸强度连续下降，屈服强度与淬火后相比提高，但在220℃附近呈现出峰值(peak)之后，与拉伸强度一样连续性地下降。均匀延伸率在220℃附近呈现出峰值后急剧降低，然后在回火温度升高时，再次上升。
观察作为拉伸强度和均匀延伸率的平衡度的ts*u-el值，与高温回火(1-5)相比，低温回火(1-3)中的ts*u-el值更高，并且在本发明的进行热处理的情况(1-2)下，ts*u-el值为11000mpa％以上，显著提高。
(实施例2)
准备具有以下表3所示的组成成分的钢。所述钢是在1200±20℃的温度范围，将具有以下表3所示的组成成分的板坯加热180分钟来进行同质化处理，然后进行粗轧及终轧，然后以记载在表4中的收卷温度进行收卷而制造的厚度为3.0mm的热轧钢板。测量所述热轧钢板的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)以及延伸率(el)，并记载在以下表4中。
对所述热轧钢板进行酸洗处理，并且加热至930℃的温度并保持6分钟，然后以30℃/sec的冷却速度冷却至记载在以下表4中的冷却终止温度。当冷却终止温度为20℃时，表示为“-”，并且没有额外的保持时间。当冷却终止温度超过20℃时，保持15分钟后空冷至常温。
另外，当冷却后没有进行回火热处理时，将回火温度表示为“-”，当冷却后进行回火热处理时，以记载在以下表4中的回火温度进行加热，并且保持30分钟后进行冷却。
测量所述热处理后的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、均匀延伸率(u-el)、延伸率(el)、ts*u-el及屈服比(yr)，并记载在以下表4中。
以平行于轧制钢板的方向采集jis5号试片，并测量机械物理性质。
另一方面，ms及mf是根据以下关系式而计算的值，在以下关系式中各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值。
ms(℃)＝512-453*c-16.9*ni+15*cr-9.5*mo+217*c^2-71.5*c*mn-67.6*c*crmf(℃)＝ms-215
[表3]
[表4]
在发明例的情况下，ts*u-el为10000mpa％以上，屈服比为0.6以下。
可知，在200℃或220℃的温度下进行低温回火的情况(2-1、3-1、4-1)下，屈服强度根据钢种而其水平不同，但是屈服比为0.7～0.85范围，在500℃的温度下进行高温回火的情况(2-2、3-2、4-2)下，屈服比为0.9～0.95范围。
另一方面，除了3-1外，当进行回火时，测量的ts*u-el小于10000mpa％。另外，在比较例3-1的情况下，虽然ts*u-el超过10000mpa％，但是屈服比为0.805，因此脱离本发明的低屈服比特性。
在比较例3-3的情况下，冷却终止温度为60℃，未达到本发明提出的mf-50℃的温度，使得拉伸变形在1～3％的变形率时，试片突然断裂，因此得到低拉伸强度和延伸率。在确认断裂的拉伸试片的断裂面的结果，可以部分观察到氢致延迟断裂导致的晶界破坏状态。
在比较例3-7的情况下，冷却终止温度为60℃，超过本发明提出的mf+100℃，因此，ts*u-el小于10000mpa％，并且屈服比超过0.6。
(实施例3)
准备具有以下表5所示的组成成分的钢。所述钢是在1200±20℃的温度范围，将具有以下表5所示的组成成分的板坯加热180分钟来进行同质化处理，然后进行粗轧及终轧，然后以记载在表6中的收卷温度进行收卷而制造的厚度为3.0mm的热轧钢板。测量所述热轧钢板的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)以及延伸率(el)，并记载在以下表6中。同时，被设计为钢种1具有1800mpa级回火强度、钢2具有1500mpa级回火强度、钢3及钢5～19具有2000mpa级回火强度，并且拉伸强度水平根据淬火后的冷却终止温度而发生变化，因此当各自未达到所述强度时，如表6所示标记为比较例。
对所述热轧钢板进行酸洗处理以制作成酸洗钢板(po)，并且部分制作成冷轧钢板(cr)。对于冷轧钢板，在酸洗后以50％的压下率进行冷轧后，在800℃的温度下进行了退火处理，接着在450℃的温度下进行过时效处理以制造冷轧钢板。将所述酸洗钢板(po)或冷轧钢板(cr)加热至930℃的温度并保持6分钟，然后以30℃/sec的冷却速度冷却至在以下表6中记载的冷却终止温度，并且保持15分钟，然后空冷至常温。
测量所述热处理后的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、均匀延伸率(u-el)、延伸率(el)、ts*u-el及屈服比(yr)，并记载在以下表6中。
以平行于轧制钢板的方向采集jis5号试片，并测量机械物理性质。
另一方面，ms及mf是根据以下关系式而计算的值，在以下关系式中，各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值。
ms(℃)＝512-453*c-16.9*ni+15*cr-9.5*mo+217*c^2-71.5*c*mn-67.6*c*crmf(℃)＝ms-215
[表5]
[表6]
在全部满足本发明提出的合金组成及制造条件的发明例的情况下，ts*u-el值为10000mpa％以上，屈服比为0.4～0.6。
在所述表6中，当热处理前的拉伸强度为1000mpa以上时，在切割或钢管制造工艺中发生困难，因此将其记载为比较例，当ts*u-el值小于10000mpa％或屈服比脱离0.4～0.6范围时，也记载为比较例。
在比较例6-1的情况下，mn含量过多，热处理前的拉伸强度为1000mpa以上。
在比较例7-1的情况下，p含量过多，ts*u-el值小于10000mpa％而比较差。
钢种8～17是观察以钢种8为基础(base)添加si、mn、ti、cu、cu-ni时对热处理前后的材质产生的影响。
钢种9和10由于si含量增加，在热处理前后拉伸强度增加。特别是，如在10-1至10-5中可确认，冷却终止温度在60～200℃温度范围表现出低屈服比特性，从而表现出终止温度越高，其均匀延伸率增加，屈服比降低的倾向，但是在250℃的温度条件(10-5)下，可确认屈服比再次上升的同时均匀延伸率降低，并且ts*u-el值小于10000mpa％。
钢种13～15是用于确认添加ti、nb、v时的影响。可知，在钢13和15的情况下，虽然满足本发明的标准，但是在添加nb的钢的钢种14的情况下，热处理后的拉伸强度显著下降，并且ts*u-el值远没有达到标准。
钢种16和17是分别添加cu、cu-ni的钢。尤其，对钢种17进行冷却终止温度的影响实验，结果表示，当冷却终止温度上升时，屈服比逐渐下降，而当温度超过200℃时，屈服比再次上升，在250℃条件(17-4)下，脱离本发明的屈服比范围。
在比较例19-1的情况下，mn含量过多，热处理前的拉伸强度为1000mpa以上。
在比较例20-1的情况下，mn含量未达到标准，在比较例21-1的情况下，c含量未达到标准，ts*u-el值小于10000mpa。
在比较例23-1的情况下，c含量过多，热处理前的拉伸强度为1000mpa以上。
(实施例4)
为了观察在冷却终止温度下的保持时间对材质产生的影响，将具有上述表5中钢种9的组成成分的板坯在1200±20℃的温度范围加热180分钟以进行同质化处理，然后进行粗轧及终轧，然后在680℃的温度下进行收卷以制造厚度为3.0mm的热轧钢板。测量所述热轧钢板的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)以及延伸率(el)，并记载在以下表6中。
对所述热轧钢板进行酸洗处理(po)，并且加热至930℃的温度并保持6分钟，然后以30℃/sec的冷却速度冷却至150℃的冷却终止温度，并保持记载在以下表7中的保持时间，然后空冷至常温。
测量所述热处理后的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、均匀延伸率(u-el)、延伸率(el)、ts*u-el及屈服比(yr)，并记载在以下表6中。
以平行于轧制钢板的方向采集jis5号试片，并测量机械物理性质。
[表7]
可在上述表7中确认，当保持时间满足3～30分钟时，ts*u-el值为10000mpa％以上，屈服比为0.4～0.6。
在比较例9-1的情况下，保持时间过短，形成马氏体而不是回火马氏体，并且屈服强度提高，均匀延伸率下降，从而ts*u-el值小于10000mpa％，并且屈服比超过0.6。
以上，参照实施例进行了说明，本发明所属本技术领域的普通技术人员可以理解，在不脱离权利要求书中记载的本发明的技术思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改及变更。