不产生氢脆化的超高强度薄钢板及其制造方法
【专利摘要】提供一种不产生氢脆化的拉伸强度980MPa以上的加工用超高强度薄钢板及其制造方法。该不产生氢脆化的超高强度薄钢板具有以下组成：以质量％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，余量由铁及不可避免杂质构成，拉伸强度为980MPa以上，马氏体以体积率算含有70％以上，其特征在于，0.1μm以上的Fe-C系的析出物在每1mm2中为3×105以下。
【专利说明】不产生氢脆化的超高强度薄钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及一种在汽车的保险杠、车门的加强部件等要求轻量且耐强度的用途中合适的超高强度薄钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002]由美国的CAFE (Corporate Average Fuel Economy)的限制强化提案推进汽车的轻量化，保险杠、车门的加强部件等采用980MPa以上的超高强度薄钢板。
[0003]在980MPa以上的超高强度钢中，产生氢脆化这一事情已例如通过日本螺丝工业协会发行(1990年10月18日)的研修教材“螺纹紧固的设计与实际”而公知。因此，在超高强度薄钢板中，认为通过大气环境下的腐蚀反应而产生的氢也进入钢板中，在使用中会突然破坏。
[0004]关于超高强度薄钢板的氢脆化，如日本特开平4-268053号所述，提出一种在钢中添加Si，抑制氢原子向钢板中侵入的方案。但是，由于腐蚀环境的不同，生锈状况也各种各样地变化，通过添加Si来充分抑制氢原子向钢板中的侵入，防止氢脆化是困难的。
[0005]另外，在对于钢的氢脆化防止有报告的条钢的领域中，例如日本特开昭60-155644号所述，公知一种将马氏体组织在400°C以上进行回火，使Fe-C系化合物充分析出而进行防止的方法。但是，这样的钢与进行冲压成形等加工的超高强度薄钢板相比，加工性差。且在超高强度薄钢板中，认为因冷加工带来的强度增加使得容易产生氢脆化，但并没考虑到该特性。
[0006]通常，以连续退火法制造的超高强度钢板，为了确保冲压成形等的冷加工性而使C、Mn量较低，在400°C以上实施回火的情况下，强度下降，无法得到目的特性。因此，均热处理后以规定的冷却速度冷却到400°C以下，或者，暂时冷却到常温后，在400°C以下实施回火而制造，这完全不同于在条钢中公知的方法。
[0007]在先技术文献
[0008]专利文献
[0009]专利文献1:日本特开平4-268053号公报
[0010]专利文献2:日本特开昭60-155644号公报
【发明内容】
[0011]本发明解决拉伸强度980MPa以上的超高强度薄钢板中的上述现有技术的问题点，目的在于提供一种不产生氢脆化的加工用超高强度薄钢板，并提供其制造方法。
[0012]作为用来解决所述问题的手段，本发明的要旨是一种不产生氢脆化的超高强度薄钢板，其特征在于，
[0013]具有如下组成:以质量％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，根据需要还含有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种以上及/或T1:0.2%以下、Nb:0.1 %以下、V:0.1 %以下、Zr:0.1%以下的I种以上,余量由铁及不可避免杂质构成，
[0014]其拉伸强度为980MPa以上，以体积率算含有70 %以上的马氏体，0.1 ii m以上的 Fe-C系的析出物在每Imm2中为3X IO5以下。
[0015]另外，其他的本发明涉及一种不产生氢脆化的超高强度薄钢板的制造方法，通过通常方法对具有上述组成的钢进行热轧，实施酸洗或者之后进行冷轧，在连续退火时，均热到Ac3点以上后，缓冷到850~650°C，从该温度以30°C /s以上的冷却速度急冷到300°C以下(技术方案5)，或者在所述急冷后，在350°C以下且回火参数P满足下式的条件下，进行回火处理(技术方案6)，另外或者在所述急冷后，以加热速度0.5°C /s以上再加热到350°C 以下，且在回火参数P满足下式的条件下进行回火处理(技术方案7)，由此都得到拉伸强度980MPa以上，以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每 Imm2中为3X105以下，
[0016]P = ((T1+T2)/2+237.1) X 〔log(t/60)+20〕
[0017]= 5300 ~12000
[0018]其中，回火开始温度:T1(°C )、回火结束温度:T2(°C )、回火时间:t (min).[0019]发明效果
[0020]根据本发明，可以提供一种作为汽车的保险杠及车门冲击梁等加强部件最佳的具有980MPa以上的拉伸强度和良好的加工性，而且相对于使用时成为问题的氢脆化具有优越的耐性的超高强度薄钢板，因此，有助于上述那样的强度部件、加强部件等的轻量化的效
果显著。
【专利附图】
【附图说明】
[0021]图1是表示由实施例得到的钢板的金属组织的照片，表示基于抽取复制 (replica)的碳化物的分布状况，(a)为本发明例的情况，(b)为比较例的情况。
【具体实施方式】
[0022]以下进一步详细说明本发明。首先，说明本发明的碳化物的限定理由。
[0023]本发明人对进行了冲压成形、弯曲加工等冷加工的超高强度薄钢板在大气及盐水喷雾等腐蚀环境下的氢脆化进行了锐意研究。
[0024]其结果是，氢脆化引起的破坏从冷加工部产生，在短时间产生破坏的钢板中，粒界破坏是主体的破坏面,0.1 u m以上的Fe-C系的析出物比每Imm2为3X IO5还多地析出。另一方面，判明了在破坏时间长的钢板中，粒内破坏为主体的破坏面，与不产生氢脆化的钢板同样，0.1um以上的Fe-C系的析出物在每Imm2为3X105以下。
[0025]小于0.1iim的Fe-C系、或者其以外的碳化物都大量存在于任一钢板中，与氢脆化引起的破坏的产生时间的长短之间的关系无法确认。
[0026]如此，在0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每Imm2比3xl05还多地析出的情况下， 粒界破坏为主体的破坏面，对于氢脆化引起的破坏时间变短的原因还不明确，但如下这样推断。
[0027]即，在实施了有高拉伸外力存在的冲压成形等加工的超高强度薄钢板的产品中， 当0.1 ii m以上的Fe-C系的析出物析出时，由于冲压时的冷加工而在碳化物与母材组织的界面产生高的应力或者空穴，通过腐蚀反应而产生的原子状的氢聚集在该处，进一步提高应力集中，或者产生龟裂。析出物由于优先在本来晶格缺陷多的粒界析出，因此，当0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2比3 X IO5多时，在粒界的应力集中、或者龟裂的产生频度也高,产生粒界破坏为主体的氢脆化。另一方面,认为小于0.1 μπι的Fe-C系的析出物通过冷加工而难以在碳化物与母材组织的界面产生高应力或者空穴，因此，在粒界的龟裂的产生频度也下降，因此，难以产生粒界破坏为主体的氢脆化。
[0028]下面对本发明的钢的化学成分的限定理由进行说明。
[0029]C:C是生成马氏体且对高强度化而言为必需的元素，为了得到980MPa以上的强度，需要有0.05%以上。但是，如果超过0.25%，则弯曲等加工性下降，因此设其为上限。
[0030]Mn:Mn是提高钢的淬火性的元素，为了由连续退火设备稳定地得到马氏体，需要有1.0%以上。但是，当超过3.0%时，不仅其效果饱和，，而且偏析变大，组织变得不均匀，加工性下降，因此设其为上限。
[0031]S:S由于形成夹杂物而使弯曲加工性等劣化，所以抑制在0.01%以下。
[0032]N:N由于固溶在钢中而使冲压加工性等劣化，因此规定为0.008%以下。
[0033]以上的元素为必需成分，但如以下所示，可根据需要，适量含有由S1、P、Cr、Mo、W所构成的组中的I种以上，或者适量含有由T1、Nb、V、Zr所构成的组中的I种以上。
[0034]Si =Si是为了强化钢并提高延性的有效的元素，但如果超过3.0%，则不仅其效果饱和，而且还有在冷轧中的荷载变高等问题，因此规定在这以下。
[0035]P:P是为了强化钢并提高延性的有效的元素，但如果超过0.1 %，则容易引起脆化，所以设在这以下。
[0036]Cr、Mo:Cr、Mo是为`了提高钢的淬火性并由连续退火设备稳定地得到马氏体的有效的元素，但如果分别超过1.0%，则其效果饱和，因此分别设1.0%为上限。
[0037]W:W是为了提高钢的强度而有效的元素，但如果超过1.0%，则加工性劣化，因此设其为上限。
[0038]T1、Nb、V、Zr:T1、Nb、V及Zr是形成碳化物，在细粒化方面有效果，对钢的强化有效的元素，但如果Ti超过0.2 %，其他的元素分别超过0.1 %，则存在冷轧的荷载变高等问题，因此设Ti为0.2%以下，设其他的元素各自的上限为0.1 %。
[0039]下面对本发明的制造方法进行说明。
[0040]具有上述化学成分的钢坯通过连续铸造或通过造块来制造，并通过通常方法进行热轧、酸洗或者之后进行冷轧。
[0041]在热轧时，虽然需要加热为规定的轧制温度以上的温度，但铸造后暂时冷却到常温附近，然后再加热，或者在保持高温的情况下直接插入加热炉，或铸造后直接轧制，也没什么问题。轧制只要以Ar3相变点以上的温度进行精加工即可，对于之后的冷却条件、卷取温度并不特别限定，只要按通常的方法即可。例如，冷却平均在30~100°C /s的范围，卷取温度在750~400°C进行即可。
[0042]接着进行连续退火。在连续退火时，可以采用在热延后就酸洗而原封不动地，之后进一步进行25~80%的冷轧的钢板。连续退火的均热温度在Ac3点以上的温度进行。若不到Ac3点，则在均热过程因铁素体的成长，组织变得不均匀，弯曲加工性等下降。另外，也难以确保强度，因此并不优选。均热后，以I~30°C /s缓冷到急冷开始温度。为了使马氏体组织体积率为70%以上而确保规定的强度，急冷开始温度设下限为650°C，但如果超过850°C，则急冷时钢板的形状变差，因此设850°C为上限。而且，急冷时的冷却速度如果是300C /s以上，则可以得到马氏体组织，因此将其设为下限。关于冷却方法，水淬火、水冷辊冷却、气水冷却、及喷气冷却等都可以，不论其方法。急冷停止温度为300°C以下，以使马氏体组织为主体。
[0043]通过这样的急冷处理而得到的钢板具有拉伸强度980MPa以上的超高强度，可直接作为产品，这是不言而喻的，但在上述急冷处理后进一步以适当条件实施回火处理以用于保持适于作为目的的用途的规定的强度与加工性，可以有利地调整机械特性。
[0044]即，为了该调整，采用将急冷处理后的钢板在350°C以下进行回火处理、或者以加热速度0.5°C /s以上再加热到350°C以下并进行回火处理的方法，且在此时的回火参数P满足下式的条件下进行。
[0045]P = ((T1+T2)/2+237.1) X 〔log(t/60)+20〕
[0046]= 5300 ~12000 [0047]再次，回火开始温度:T1 CC )，回火结束温度:T2 CC )，回火时间:t (min)
[0048]通过将该回火参数P控制在上述范围，从而能够制造超高强度且加工性也更好的薄钢板。
[0049]这是因为，在该再加热时加热速度不到0.50C /s的情况下，或者在回火处理温度(再加热温度)超过350°C的高温的情况下，0.1mm以上的Fe-C系的析出物变多，钢板的耐氢脆化特性劣化。
[0050]在上述回火处理中，只要所述急冷处理后的温度(急冷停止温度)在回火处理温度范围内，可以在该温度下进行恒温保持，没必要始终一定进行再加热。
[0051]另外，虽然对于回火时间没有特别限定，但如果不是Imin以上，则几乎无法看到其效果，但是如果比20min长，则不仅其效果饱和，而且设备巨大化，因此优选为I~20min。
[0052]通过以上的制造方法，可以得到一种拉伸强度980MPa以上，以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1 μ--以上的Fe-C系的析出物数量在每Imm2为3Χ105以下的超高强度钢板。
[0053]该超高强度钢板在盐水喷雾、盐酸浸溃及阴极充电试验等腐蚀环境下的氢脆化试验中，延迟破坏的发生时间变长，或者根本不破坏，相对于氢脆化具有优越的耐性。
[0054]另外，对于组织而言，为了确保规定的强度，含有上述碳化物的马氏体只要以体积率算为70%以上即可。即使马氏体为100%，或者单独或复合地含有其他30%以下的铁素体、贝氏体及残留奥氏体，本发明的效果也没什么变化。
[0055]需要说明的是，连续退火后进行调质轧制，或进行锌等的镀敷处理也没问题。
[0056]下面表示本发明的实施例。
[0057](实施例)
[0058]在将表1所示的化学成分的钢加热为1200°C后，热轧到3.2mm厚度，以560°C进行卷取。酸洗后冷轧到板厚0.8mm，在表2所示的条件下进行连续退火。在实施0.3%的调质轧制后，调查强度、弯曲加工性等机械性质、耐氢脆化。其结果如表2所示。
[0059]关于耐氢脆化，以弯曲半径12mm将30mmwX 150mml的长条试验片进行弯曲加工，缩窄到板间宽度达到24mm，在表面实施20 μ m的电沉积涂覆，之后，在0.5mol/升的硫酸+0.000ImoI/升的KSCN溶液中，使用恒电位仪给予比自然电位低550mV的电位，通过裂纹产生的时间进行评价。弯曲加工性通过45度V弯曲试验进行评价。
[0060]从表2可知，本发明例都示出了 980MPa以上的拉伸强度和良好的加工性，另外如图1(a)所示，0.1 μπι以上的碳化物少，直到裂纹产生的时间长，为980s以上，耐氢脆化优越。需要说明的是，本发明例中，钢N0.17、18表示与技术方案4相当的实施例，钢N0.10表示与技术方案5相当的实施例，其他的钢N0.表示与技术方案6相当的实施例。
[0061]相对于此，对于比较例的钢N0.1、7、8，化学成分偏离本发明范围，无法确保规定的强度，或者加工性差。另外对于钢N0.3、6、16、22、23、24、25，连续退火条件偏离本发明范围，马氏体的体积率不足，无法确保规定的强度，或者如图1(b)所示，0.1 μπι以上的碳化物多，直到裂纹产生的时间短，耐氢脆化差。[0062]【表1】
【权利要求】
1.一种不产生氢脆化的超高强度薄钢板，其特征在于，具有如下组成:以质量％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，余量由铁及不可避免杂质构成，其拉伸强度为980MPa以上，以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1 y m以上的Fe-C 系的析出物在每Imm2中为3X IO5以下。
2.如权利要求1所述的不产生氢脆化的超高强度薄钢板，其特征在于，还含有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 种以上。
3.如权利要求1所述的不产生氢脆化的超高强度薄钢板，其特征在于，还含有T1:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Zr:0.1%以下的I种以上。
4.如权利要求2所述的不产生氢脆化的超高强度薄钢板，其特征在于，还含有T1:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Zr:0.1%以下的I种以上。
5.一种不产生氢脆化的超高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，通过通常方法对具有权利要求1~4中任一项所述的组成的钢进行热轧，实施酸洗或者之后进行冷轧，在连续退火时，均热到Ac3点以上后，缓冷到850~650°C，从该温度以 300C /s以上的冷却速度急冷到300°C以下，由此得到拉伸强度980MPa以上，以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中为3X105以下。
6.一种不产生氢脆化的超 高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，通过通常方法对具有权利要求1~4中任一项所述的组成的钢进行热轧，实施酸洗或者之后进行冷轧，在连续退火时，均热到Ac3点以上后，缓冷到850~650°C，从该温度以 300C /s以上的冷却速度急冷到300°C以下，之后，在350°C以下且回火参数P满足下式的条件下，进行回火处理，由此，得到拉伸强度980MPa以上，以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1ym以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中为3X IO5以下，P =〔 (T1+T2)/2+237.1〕X〔log(t/60)+20〕=5300 ~12000其中，回火开始温度:T1(°C )、回火结束温度:T2(°C )、回火时间:t(min)。
7.—种不产生氢脆化的超高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，通过通常方法对具有权利要求1~4中任一项所述的组成的钢进行热轧，实施酸洗或者之后进行冷轧，在连续退火时，均热到Ac3点以上后，缓冷到850~650°C，从该温度以 300C /s以上的冷却速度急冷到300°C以下，之后，以加热速度0.50C /s以上再加热到350°C 以下，且在回火参数P满足下式的条件下进行回火处理，由此，得到拉伸强度980MPa以上， 以体积率算含有70%以上的马氏体，0.1iim以上的Fe-C系的析出物在每Imm2中为3X105 以下，P =〔 (T1+T2)/2+237.1〕X〔log(t/60)+20〕=5300 ~12000其中，回火开始温度:T1(°C )、回火结束温度:T2(°C )、回火时间:t(min)。
【文档编号】C22C38/12GK103572171SQ201210249334
【公开日】2014年2月12日 申请日期:2012年7月18日 优先权日:2012年7月18日
【发明者】内海幸博, 村上俊夫, 田中福辉, 三村和弘, 大宫良信 申请人:株式会社神户制钢所