不產生氫脆化的超高強度薄鋼板及其製造方法
2023-05-15 16:58:51
不產生氫脆化的超高強度薄鋼板及其製造方法
【專利摘要】提供一種不產生氫脆化的拉伸強度980MPa以上的加工用超高強度薄鋼板及其製造方法。該不產生氫脆化的超高強度薄鋼板具有以下組成：以質量％算，含有C：0.05～0.25％，Mn：1.0～3.0％，Al：0.025～0.100％，S：0.01％以下，N：0.008％以下，餘量由鐵及不可避免雜質構成，拉伸強度為980MPa以上，馬氏體以體積率算含有70％以上，其特徵在於，0.1μm以上的Fe-C系的析出物在每1mm2中為3×105以下。
【專利說明】不產生氫脆化的超高強度薄鋼板及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及一種在汽車的保險槓、車門的加強部件等要求輕量且耐強度的用途中合適的超高強度薄鋼板及其製造方法。
【背景技術】
[0002]由美國的CAFE (Corporate Average Fuel Economy)的限制強化提案推進汽車的輕量化，保險槓、車門的加強部件等採用980MPa以上的超高強度薄鋼板。
[0003]在980MPa以上的超高強度鋼中，產生氫脆化這一事情已例如通過日本螺絲工業協會發行(1990年10月18日)的研修教材「螺紋緊固的設計與實際」而公知。因此，在超高強度薄鋼板中，認為通過大氣環境下的腐蝕反應而產生的氫也進入鋼板中，在使用中會突然破壞。
[0004]關於超高強度薄鋼板的氫脆化，如日本特開平4-268053號所述，提出一種在鋼中添加Si，抑制氫原子向鋼板中侵入的方案。但是，由於腐蝕環境的不同，生鏽狀況也各種各樣地變化，通過添加Si來充分抑制氫原子向鋼板中的侵入，防止氫脆化是困難的。
[0005]另外，在對於鋼的氫脆化防止有報告的條鋼的領域中，例如日本特開昭60-155644號所述，公知一種將馬氏體組織在400°C以上進行回火，使Fe-C系化合物充分析出而進行防止的方法。但是，這樣的鋼與進行衝壓成形等加工的超高強度薄鋼板相比，加工性差。且在超高強度薄鋼板中，認為因冷加工帶來的強度增加使得容易產生氫脆化，但並沒考慮到該特性。
[0006]通常，以連續退火法製造的超高強度鋼板，為了確保衝壓成形等的冷加工性而使C、Mn量較低，在400°C以上實施回火的情況下，強度下降，無法得到目的特性。因此，均熱處理後以規定的冷卻速度冷卻到400°C以下，或者，暫時冷卻到常溫後，在400°C以下實施回火而製造，這完全不同於在條鋼中公知的方法。
[0007]在先技術文獻
[0008]專利文獻
[0009]專利文獻1:日本特開平4-268053號公報
[0010]專利文獻2:日本特開昭60-155644號公報
【發明內容】
[0011]本發明解決拉伸強度980MPa以上的超高強度薄鋼板中的上述現有技術的問題點，目的在於提供一種不產生氫脆化的加工用超高強度薄鋼板，並提供其製造方法。
[0012]作為用來解決所述問題的手段，本發明的要旨是一種不產生氫脆化的超高強度薄鋼板，其特徵在於，
[0013]具有如下組成:以質量％算，含有C:0.05~0.25 %、Mn:1.0~3.0 %、Al:0.025~0.100%、S:0.01%以下、N:0.008 %以下，根據需要還含有S1:3.0%以下、P:0.1 %以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、W:1.0%以下的I種以上及/或T1:0.2%以下、Nb:0.1 %以下、V:0.1 %以下、Zr:0.1%以下的I種以上,餘量由鐵及不可避免雜質構成，
[0014]其拉伸強度為980MPa以上，以體積率算含有70 %以上的馬氏體，0.1 ii m以上的 Fe-C系的析出物在每Imm2中為3X IO5以下。
[0015]另外，其他的本發明涉及一種不產生氫脆化的超高強度薄鋼板的製造方法，通過通常方法對具有上述組成的鋼進行熱軋，實施酸洗或者之後進行冷軋，在連續退火時，均熱到Ac3點以上後，緩冷到850~650°C，從該溫度以30°C /s以上的冷卻速度急冷到300°C以下(技術方案5)，或者在所述急冷後，在350°C以下且回火參數P滿足下式的條件下，進行回火處理(技術方案6)，另外或者在所述急冷後，以加熱速度0.5°C /s以上再加熱到350°C 以下，且在回火參數P滿足下式的條件下進行回火處理(技術方案7)，由此都得到拉伸強度980MPa以上，以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每 Imm2中為3X105以下，
[0016]P = ((T1+T2)/2+237.1) X 〔log(t/60)+20〕
[0017]= 5300 ~12000
[0018]其中，回火開始溫度:T1(°C )、回火結束溫度:T2(°C )、回火時間:t (min).[0019]發明效果
[0020]根據本發明，可以提供一種作為汽車的保險槓及車門衝擊梁等加強部件最佳的具有980MPa以上的拉伸強度和良好的加工性，而且相對於使用時成為問題的氫脆化具有優越的耐性的超高強度薄鋼板，因此，有助於上述那樣的強度部件、加強部件等的輕量化的效
果顯著。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0021]圖1是表示由實施例得到的鋼板的金屬組織的照片，表示基於抽取複製 (replica)的碳化物的分布狀況，(a)為本發明例的情況，(b)為比較例的情況。
【具體實施方式】
[0022]以下進一步詳細說明本發明。首先，說明本發明的碳化物的限定理由。
[0023]本發明人對進行了衝壓成形、彎曲加工等冷加工的超高強度薄鋼板在大氣及鹽水噴霧等腐蝕環境下的氫脆化進行了銳意研究。
[0024]其結果是，氫脆化引起的破壞從冷加工部產生，在短時間產生破壞的鋼板中，粒界破壞是主體的破壞面,0.1 u m以上的Fe-C系的析出物比每Imm2為3X IO5還多地析出。另一方面，判明了在破壞時間長的鋼板中，粒內破壞為主體的破壞面，與不產生氫脆化的鋼板同樣，0.1um以上的Fe-C系的析出物在每Imm2為3X105以下。
[0025]小於0.1iim的Fe-C系、或者其以外的碳化物都大量存在於任一鋼板中，與氫脆化引起的破壞的產生時間的長短之間的關係無法確認。
[0026]如此，在0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每Imm2比3xl05還多地析出的情況下， 粒界破壞為主體的破壞面，對於氫脆化引起的破壞時間變短的原因還不明確，但如下這樣推斷。
[0027]即，在實施了有高拉伸外力存在的衝壓成形等加工的超高強度薄鋼板的產品中， 當0.1 ii m以上的Fe-C系的析出物析出時，由於衝壓時的冷加工而在碳化物與母材組織的界面產生高的應力或者空穴，通過腐蝕反應而產生的原子狀的氫聚集在該處，進一步提高應力集中，或者產生龜裂。析出物由於優先在本來晶格缺陷多的粒界析出，因此，當0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2比3 X IO5多時，在粒界的應力集中、或者龜裂的產生頻度也高,產生粒界破壞為主體的氫脆化。另一方面,認為小於0.1 μπι的Fe-C系的析出物通過冷加工而難以在碳化物與母材組織的界面產生高應力或者空穴，因此，在粒界的龜裂的產生頻度也下降，因此，難以產生粒界破壞為主體的氫脆化。
[0028]下面對本發明的鋼的化學成分的限定理由進行說明。
[0029]C:C是生成馬氏體且對高強度化而言為必需的元素，為了得到980MPa以上的強度，需要有0.05%以上。但是，如果超過0.25%，則彎曲等加工性下降，因此設其為上限。
[0030]Mn:Mn是提高鋼的淬火性的元素，為了由連續退火設備穩定地得到馬氏體，需要有1.0%以上。但是，當超過3.0%時，不僅其效果飽和，，而且偏析變大，組織變得不均勻，加工性下降，因此設其為上限。
[0031]S:S由於形成夾雜物而使彎曲加工性等劣化，所以抑制在0.01%以下。
[0032]N:N由於固溶在鋼中而使衝壓加工性等劣化，因此規定為0.008%以下。
[0033]以上的元素為必需成分，但如以下所示，可根據需要，適量含有由S1、P、Cr、Mo、W所構成的組中的I種以上，或者適量含有由T1、Nb、V、Zr所構成的組中的I種以上。
[0034]Si =Si是為了強化鋼並提高延性的有效的元素，但如果超過3.0%，則不僅其效果飽和，而且還有在冷軋中的荷載變高等問題，因此規定在這以下。
[0035]P:P是為了強化鋼並提高延性的有效的元素，但如果超過0.1 %，則容易引起脆化，所以設在這以下。
[0036]Cr、Mo:Cr、Mo是為`了提高鋼的淬火性並由連續退火設備穩定地得到馬氏體的有效的元素，但如果分別超過1.0%，則其效果飽和，因此分別設1.0%為上限。
[0037]W:W是為了提高鋼的強度而有效的元素，但如果超過1.0%，則加工性劣化，因此設其為上限。
[0038]T1、Nb、V、Zr:T1、Nb、V及Zr是形成碳化物，在細粒化方面有效果，對鋼的強化有效的元素，但如果Ti超過0.2 %，其他的元素分別超過0.1 %，則存在冷軋的荷載變高等問題，因此設Ti為0.2%以下，設其他的元素各自的上限為0.1 %。
[0039]下面對本發明的製造方法進行說明。
[0040]具有上述化學成分的鋼坯通過連續鑄造或通過造塊來製造，並通過通常方法進行熱軋、酸洗或者之後進行冷軋。
[0041]在熱軋時，雖然需要加熱為規定的軋制溫度以上的溫度，但鑄造後暫時冷卻到常溫附近，然後再加熱，或者在保持高溫的情況下直接插入加熱爐，或鑄造後直接軋制，也沒什麼問題。軋制只要以Ar3相變點以上的溫度進行精加工即可，對於之後的冷卻條件、卷取溫度並不特別限定，只要按通常的方法即可。例如，冷卻平均在30~100°C /s的範圍，卷取溫度在750~400°C進行即可。
[0042]接著進行連續退火。在連續退火時，可以採用在熱延後就酸洗而原封不動地，之後進一步進行25~80%的冷軋的鋼板。連續退火的均熱溫度在Ac3點以上的溫度進行。若不到Ac3點，則在均熱過程因鐵素體的成長，組織變得不均勻，彎曲加工性等下降。另外，也難以確保強度，因此並不優選。均熱後，以I~30°C /s緩冷到急冷開始溫度。為了使馬氏體組織體積率為70%以上而確保規定的強度，急冷開始溫度設下限為650°C，但如果超過850°C，則急冷時鋼板的形狀變差，因此設850°C為上限。而且，急冷時的冷卻速度如果是300C /s以上，則可以得到馬氏體組織，因此將其設為下限。關於冷卻方法，水淬火、水冷輥冷卻、氣水冷卻、及噴氣冷卻等都可以，不論其方法。急冷停止溫度為300°C以下，以使馬氏體組織為主體。
[0043]通過這樣的急冷處理而得到的鋼板具有拉伸強度980MPa以上的超高強度，可直接作為產品，這是不言而喻的，但在上述急冷處理後進一步以適當條件實施回火處理以用於保持適於作為目的的用途的規定的強度與加工性，可以有利地調整機械特性。
[0044]即，為了該調整，採用將急冷處理後的鋼板在350°C以下進行回火處理、或者以加熱速度0.5°C /s以上再加熱到350°C以下並進行回火處理的方法，且在此時的回火參數P滿足下式的條件下進行。
[0045]P = ((T1+T2)/2+237.1) X 〔log(t/60)+20〕
[0046]= 5300 ~12000 [0047]再次，回火開始溫度:T1 CC )，回火結束溫度:T2 CC )，回火時間:t (min)
[0048]通過將該回火參數P控制在上述範圍，從而能夠製造超高強度且加工性也更好的薄鋼板。
[0049]這是因為，在該再加熱時加熱速度不到0.50C /s的情況下，或者在回火處理溫度(再加熱溫度)超過350°C的高溫的情況下，0.1mm以上的Fe-C系的析出物變多，鋼板的耐氫脆化特性劣化。
[0050]在上述回火處理中，只要所述急冷處理後的溫度(急冷停止溫度)在回火處理溫度範圍內，可以在該溫度下進行恆溫保持，沒必要始終一定進行再加熱。
[0051]另外，雖然對於回火時間沒有特別限定，但如果不是Imin以上，則幾乎無法看到其效果，但是如果比20min長，則不僅其效果飽和，而且設備巨大化，因此優選為I~20min。
[0052]通過以上的製造方法，可以得到一種拉伸強度980MPa以上，以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1 μ--以上的Fe-C系的析出物數量在每Imm2為3Χ105以下的超高強度鋼板。
[0053]該超高強度鋼板在鹽水噴霧、鹽酸浸潰及陰極充電試驗等腐蝕環境下的氫脆化試驗中，延遲破壞的發生時間變長，或者根本不破壞，相對於氫脆化具有優越的耐性。
[0054]另外，對於組織而言，為了確保規定的強度，含有上述碳化物的馬氏體只要以體積率算為70%以上即可。即使馬氏體為100%，或者單獨或複合地含有其他30%以下的鐵素體、貝氏體及殘留奧氏體，本發明的效果也沒什麼變化。
[0055]需要說明的是，連續退火後進行調質軋制，或進行鋅等的鍍敷處理也沒問題。
[0056]下面表示本發明的實施例。
[0057](實施例)
[0058]在將表1所示的化學成分的鋼加熱為1200°C後，熱軋到3.2mm厚度，以560°C進行卷取。酸洗後冷軋到板厚0.8mm，在表2所示的條件下進行連續退火。在實施0.3%的調質軋制後，調查強度、彎曲加工性等機械性質、耐氫脆化。其結果如表2所示。
[0059]關於耐氫脆化，以彎曲半徑12mm將30mmwX 150mml的長條試驗片進行彎曲加工，縮窄到板間寬度達到24mm，在表面實施20 μ m的電沉積塗覆，之後，在0.5mol/升的硫酸+0.000ImoI/升的KSCN溶液中，使用恆電位儀給予比自然電位低550mV的電位，通過裂紋產生的時間進行評價。彎曲加工性通過45度V彎曲試驗進行評價。
[0060]從表2可知，本發明例都示出了 980MPa以上的拉伸強度和良好的加工性，另外如圖1(a)所示，0.1 μπι以上的碳化物少，直到裂紋產生的時間長，為980s以上，耐氫脆化優越。需要說明的是，本發明例中，鋼N0.17、18表示與技術方案4相當的實施例，鋼N0.10表示與技術方案5相當的實施例，其他的鋼N0.表示與技術方案6相當的實施例。
[0061]相對於此，對於比較例的鋼N0.1、7、8，化學成分偏離本發明範圍，無法確保規定的強度，或者加工性差。另外對於鋼N0.3、6、16、22、23、24、25，連續退火條件偏離本發明範圍，馬氏體的體積率不足，無法確保規定的強度，或者如圖1(b)所示，0.1 μπι以上的碳化物多，直到裂紋產生的時間短，耐氫脆化差。[0062]【表1】
【權利要求】
1.一種不產生氫脆化的超高強度薄鋼板，其特徵在於，具有如下組成:以質量％算，含有 C:0.05 ~0.25%, Mn:1.0 ~3.0%, Al:0.025 ~0.100%, S:0.01% 以下、N:0.008% 以下，餘量由鐵及不可避免雜質構成，其拉伸強度為980MPa以上，以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1 y m以上的Fe-C 系的析出物在每Imm2中為3X IO5以下。
2.如權利要求1所述的不產生氫脆化的超高強度薄鋼板，其特徵在於，還含有S1:3.0%以下、P:0.1 %以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、W:1.0%以下的I 種以上。
3.如權利要求1所述的不產生氫脆化的超高強度薄鋼板，其特徵在於，還含有T1:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Zr:0.1%以下的I種以上。
4.如權利要求2所述的不產生氫脆化的超高強度薄鋼板，其特徵在於，還含有T1:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Zr:0.1%以下的I種以上。
5.一種不產生氫脆化的超高強度薄鋼板的製造方法，其特徵在於，通過通常方法對具有權利要求1~4中任一項所述的組成的鋼進行熱軋，實施酸洗或者之後進行冷軋，在連續退火時，均熱到Ac3點以上後，緩冷到850~650°C，從該溫度以 300C /s以上的冷卻速度急冷到300°C以下，由此得到拉伸強度980MPa以上，以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中為3X105以下。
6.一種不產生氫脆化的超 高強度薄鋼板的製造方法，其特徵在於，通過通常方法對具有權利要求1~4中任一項所述的組成的鋼進行熱軋，實施酸洗或者之後進行冷軋，在連續退火時，均熱到Ac3點以上後，緩冷到850~650°C，從該溫度以 300C /s以上的冷卻速度急冷到300°C以下，之後，在350°C以下且回火參數P滿足下式的條件下，進行回火處理，由此，得到拉伸強度980MPa以上，以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中為3X IO5以下，P =〔 (T1+T2)/2+237.1〕X〔log(t/60)+20〕=5300 ~12000其中，回火開始溫度:T1(°C )、回火結束溫度:T2(°C )、回火時間:t(min)。
7.—種不產生氫脆化的超高強度薄鋼板的製造方法，其特徵在於，通過通常方法對具有權利要求1~4中任一項所述的組成的鋼進行熱軋，實施酸洗或者之後進行冷軋，在連續退火時，均熱到Ac3點以上後，緩冷到850~650°C，從該溫度以 300C /s以上的冷卻速度急冷到300°C以下，之後，以加熱速度0.50C /s以上再加熱到350°C 以下，且在回火參數P滿足下式的條件下進行回火處理，由此，得到拉伸強度980MPa以上， 以體積率算含有70%以上的馬氏體，0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中為3X105 以下，P =〔 (T1+T2)/2+237.1〕X〔log(t/60)+20〕=5300 ~12000其中，回火開始溫度:T1(°C )、回火結束溫度:T2(°C )、回火時間:t(min)。
【文檔編號】C22C38/12GK103572171SQ201210249334
【公開日】2014年2月12日 申請日期:2012年7月18日 優先權日:2012年7月18日
【發明者】內海幸博, 村上俊夫, 田中福輝, 三村和弘, 大宮良信 申請人:株式會社神戶制鋼所