专利名称:耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，特别涉及一种可抑制在抗拉强度为1180MPa以上的钢板中存在的因放置裂纹、延迟破坏之类的氢脆化而引起的破坏的超高强度薄钢板。
背景技术：
在由冲压成形加工或弯曲加工得到构成汽车或产业用机械等的高强度零部件时，要求供该加工用的钢板兼备优良的强度和延性。近几年，随着汽车的更加轻量化等，对1180MPa以上超高强度钢板的需求正在高涨，作为适应这样需求的钢板，尤其是TRIP(TRansformation Induced Plasticity；相变诱发塑性钢)钢板正在被注目。
TRIP钢板是残留有奥氏体组织，且若使之加工变形，则由于应力，残余奥氏体(残余γ)诱发相变为马氏体，从而得到较大延伸的钢板。作为其种类可以举出几个，例如，众所周知的以多角形铁素体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型复合组织钢(TPF钢)；以回火马氏体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型回火马氏体钢(TAM钢)；以贝氏体铁素体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型贝氏体钢(TBF钢)等。其中TBF钢是很早就为人所知的(例如非专利文献1等)，由硬质的贝氏体铁素体易于得到高强度，同时在其组织中，在板条状的贝氏体铁素体的边界处，容易生成细小的残余奥氏体，这样的组织形态具有可带来非常好的延伸的特征。另外，TBF钢在制造上具有进行1次热处理(连续退火工序或镀覆工序)就可被容易地制造这一优点。
然而在1180MPa级以上的超高强度范围，众所周知，和其它的高强度钢材一样在TRIP钢板中，也会重新出现因氢脆化而产生的延迟破坏这一弊病。延迟破坏是在高强度钢中，从腐蚀环境或者从气氛中产生的氢，扩散到位错，气孔，晶界等的缺陷部，使材料脆化，在赋予应力的情况下，发生破坏的现象，其结果，带来金属材料的延性和韧性下降等的弊病。
众所周知，历来被大量用于螺栓，PC钢线和输送管线用途上的高强度钢，当其抗拉强度为980MPa以上时，由于氢向钢中侵入，而会发生氢脆化(酸洗脆性，镀覆脆性，延迟破坏等)。因此，作为提高耐氢脆化特性的技术，几乎都是以所述螺栓等用途的钢材为对象的。例如在非专利文献2中公开了，如果将金属组织回火以马氏体为主体，添加显示抗回火软化性的元素Cr，Mo，V的话，则对提高耐延迟破坏性有效。这是一种通过使合金碳化物析出，作为氢的捕捉区(陷阱区)而有效地使用，使延迟破坏形态从晶界转移到晶内从而抑制破坏的技术。
但是在薄钢板的场合，以前，从加工性和可焊性的观点出发780MPa以上的钢板不太被利用。另外，由于板厚很薄，即使氢侵入，在短时间内即可被放出，所以氢脆化几乎不被视为一个问题等，因此，没有对氢脆化作出积极的对策。可是最近，如上所述，从汽车的轻量化和提高冲撞安全性的必要性出发，对缓冲器，冲击梁等的加强材料和座椅导轨等要求强度更高。因而，作为获得这些零部件所需的980MPa以上的超高强度钢板的需求正在提高，随之而来的是需要可靠地提高该超高强度钢板的耐氢脆化特性。
在谋求提高超高强度钢板的耐氢脆化特性时，可以考虑借用有关所述螺栓用钢等的技术，不过，例如在所述非专利文献2的场合，C的量是0.4％以上并且含有大量合金元素，如果将该文献的技术用于薄钢板的话，则不能确保薄钢板所要求的加工性和可焊性。另外，合金碳化物的析出，需要数小时以上的析出热处理，所以在制造性方面也有问题。因此，为了提高薄钢板的耐氢脆化特性需要确立独自的技术。
至今为止，作为提高钢板的耐氢脆化特性的技术，在专利文献1中，提出了通过使以Ti，Mg为主体的氧化物存在，来抑制氢缺陷的技术。可是该技术是一种以厚钢板为对象，考虑高热能焊接后的延迟破坏的技术，并不是对用薄钢板制造的汽车零部件等的使用环境(例如腐蚀环境等)进行了充分考虑的技术。另外，在专利文献2中提出，如果控制Mg的氧化物，硫化物，复合晶出物或者复合析出物的分散形态(来自平均粒径的标准偏差和平均粒径)、残余奥氏体的体积率及钢板强度的相互关系的话，则能够同时提高延性和成形加工后的耐延迟破坏特性。可是，仅仅依靠由析出物形态控制带来的捕捉效果，来提高在由于钢板的腐蚀而产生、存在氢的环境下的耐氢脆化特性是很难的。
在非专利文献3及非专利文献4中，讨论了TRIP钢的耐氢脆化特性。其中，披露了特别是TBF钢的氢吸收量很大，若观察TBF钢断面的话，即可知因氢吸收而引起的准解理断裂破坏被抑制之事。然而，该文献中披露的TBF钢的延迟破坏特性，至因阴极充填实验而产生裂纹为止的时间充其量也只是1000秒左右，很难说是充分考虑了诸如汽车用零部件等在长时间处于严酷的使用环境之后的结果。另外，上述文献的热处理条件，由于其加热温度被设定得很高，因而存在实际机械的生产效率不好等的情况，迫切需要开发在生产效率上也优良的新的TBF钢。
专利文献1
特开平11-293383号
专利文献2
特开2003-166035号
非专利文献1
NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(日新制钢技报)，No.43，Dec.1980，p.1-10
非专利文献2
「解明延迟破坏的新展开」(日本钢铁协会，1997年1月发行)p.111～120
非专利文献3
北条智彦，其他5名，「超高强度低合金TRIP钢的氢脆性(第1报 氢吸收特性和延性)」，日本材料学会第51期 学术讲演会讲演论文集，2002年，第8卷，p.17-18
非专利文献4
北条智彦，其他5名，「奥氏体等温淬火处理温度对超高强度低合金TRIP钢的氢脆性的影响」，CAMP-ISIJ，2003年，第16卷，p.568
发明内容
本发明鉴于上述情况而提出，其目的在于提供一种在不损害作为TRIP钢板的特征的优异的延伸性的情况下，在抗拉强度为1180MPa以上的超高强度区域中，能够显著提高耐氢脆化特性的TRIP薄钢板。
作为高强度钢材，在一直被普遍采用的回火马氏体钢和马氏体+铁素体钢的情况下，由于氢引起的延迟破坏，一般被认为是氢富集在旧奥氏体晶界等处形成空隙等，以该部分为起点而产生的，为了降低延迟破坏的敏感性，一般采用的解决方法是将作为氢的捕捉区(陷阱区)的碳化物等均匀且微细地分散，降低扩散性氢的浓度。可是即使将这些碳化物等作为氢的捕捉区(陷阱区)使之大量分散，捕捉能力也是有限的，所以不能充分地抑制由于氢引起的延迟破坏。
因此，本发明者们，鉴于上述课题进行了锐意研究的结果，为了实现充分地考虑到薄钢板的使用环境的更优异的耐氢脆化特性(耐延迟破坏性)，发现若能实现下述的(a)、(b)即可。
(a)减少晶界破坏的起点(b)通过提高氢捕捉能力而使氢无害化若要实现上述(a)，作为钢板的母相，最好不是高强度钢材一般所采用的马氏体单相组织，而是主体中含有贝氏体铁素体，形成“贝氏体铁素体和马氏体的两相组织”。这是因为，在所述的马氏体单相组织的情况下，相对于碳化物(例如片状渗碳体)在晶界析出而容易发生晶界破坏，如果形成以贝氏体铁素体为主的“贝氏体铁素体和马氏体的两相组织”，则此贝氏体铁素体与一般的(多边形)铁素体不同，是板状的铁素体，位错密度高，因而与马氏体单相的情况相同，能够容易地提高组织全体的强度。此外，也因为在此位错部分上，氢被大量捕获，所以能够提高耐氢脆化特性，还有，通过使此贝氏体铁素体和后述的残留奥氏体存在，还能够防止成为晶界破坏起点的碳化物的生成。
还有，贝氏体铁素体组织为硬质，能够容易地得到高强度。还有，母相的位错密度高，在此位错上氢被大量捕获的结果，与其他的TRIP钢相比，能够吸收大量的氢。此外，还有如下优点，在板条状的贝氏体铁素体的边界，本发明规定的板条状的残留奥氏体容易生成，能够得到非常优异的延伸。为了有效地发挥这样的作用，发现以相对全组织的面积率，使贝氏体铁素体和马氏体合计为80％以上为宜。
还有，为了实现上述(b)，形成板条状的残留奥氏体非常有效。以往，残留奥氏体被认为对耐氢脆化特性和疲劳有不好影响。经本发明者们的讨论可知，现有的残留奥氏体是微米级的块状，此形态的残留奥氏体会对耐氢脆化特性和疲劳有不好影响，但是若将此残留奥氏体的形态控制在微米级以下的板条状，则能够发挥残留奥氏体原有的氢吸贮能力，大量吸收·捕集氢，从而能够大幅提高耐氢脆化特性。特别是，如果设残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，则能够急剧降低氢脆化危险度指数。这被认为是因为，通过使残留奥氏体晶粒的平均轴比升高到5以上，残留奥氏体充分地发挥原有的吸贮氢的能力，氢捕集能力与碳化物相比绝对变大，使由所谓大气腐蚀侵入的氢变得实质上无害，从而实现耐氢脆化特性的显著的协同效果。
还有，本发明者们发现，本发明的钢板在无损本发明的作用的范围内，也可以具有铁素体(还有，这里所称的“铁素体”，是指多边形铁素体，即没有位错密度或位错密度极少的铁素体)和珠光体，但这些优选为越少越好，特别是铁素体以及珠光体优选合计控制在9％以下。
即，本发明者们发现若能控制成满足下述所有条件，则即使不过量添加合金元素，也能够充分地提高超高强度钢板的耐氢脆化特性，从而完成了本发明。即·贝氏体铁素体以及马氏体合计具有80％以上；·残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5％以上·铁素体以及珠光体合计在9％以下(包括0％)因此，本发明的第1耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其特征在于，以质量百分比计，满足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，其中按对于整个组织的面积率表示，具有1％以上的残余奥氏体，贝氏体铁素体及马氏体为共计80％以上，铁素体及珠光体为共计9％以下(包括0％)，同时所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，并且抗拉强度为1180MPa以上。
还有，本发明者们发现，如果将残留奥氏体晶粒的平均短轴长度控制在1μm以下，则残留奥氏体晶粒的表面积(界面)变大，氢捕集能力增大，由此能够可靠地提高耐氢脆化特性，此外，如果能使残留奥氏体晶粒间的最相邻距离控制在1μm以下，则微细的板条状的残留奥氏体接近，能够形成大量分散的状态，破坏(裂纹)的传播被抑制，能够得到对于破坏具有高抵抗力的组织，由此，能够可靠地提高耐氢脆化特性。
因此，本发明的第2耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其特征在于，以质量百分比计，满足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，其中按对于整个组织的面积率表示，具有1％以上的残余奥氏体，所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，同时所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下，而且抗拉强度为1180MPa以上。
并且，本发明的超高强度薄钢板还优选为以质量百分比计，满足Al0.5％以下(不包括0％)。
如果Al含量超过0.5％的话，则氧化铝等夹杂物增加，加工性劣化，如果将其控制在上述范围内，则可防止这样的加工性劣化。
而且，本发明的超高强度薄钢板还优选为以质量百分比计含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％。
使之含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％，可更进一步改善基于组织控制的耐氢脆化特性的提高。
另外，本发明的超高强度薄钢板优选为以质量百分比计，含有共计0.003～1.0％的Ti和/或V。
使之含有以质量百分比计的共计0.003～1.0％的Ti和/或V，则可以充分发挥Ti和V的保护性锈的生成促进效果、赋予耐蚀性的效果、清洗钢的效果、提高V的耐氢脆化特性的效果、提高钢板强度的效果以及细粒化效果。
在本发明的超高强度薄钢板中，还可以含有以质量百分比计的Mo1.0％以下(不包括0％)，Nb0.1％以下(不包括0％)，也可以含有B0.0002～0.01％。而且还可以含有选自由Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％及REM0.0005～0.01％组成的群组中的一种以上。
根据本发明，通过使从外部侵入的氢无害化，能够以高生产率制造耐氢脆化特性得到改善的、抗拉强度在1180MPa以上的超高强度钢板。由此，能够提供作为极难生成延迟破坏等的超高强度部件，例如缓冲器、冲击梁等的增强材料和座椅导轨、支柱、加强板(reinforce)、骨架件(member)等的汽车部件。
图1是表示残余奥氏体晶粒的平均轴比和氢脆化危险度指数之间的关系的坐标图。
图2是示意性表示的残余奥氏体晶粒间的最邻接间距的图。
图3是用于实施例中的耐压破坏性实验的零部件的概观立体图。
图4是示意性表示的实施例中的耐压破坏性实验状况的侧面图。
图5是用于实施例中的耐冲击特性实验的零部件的概观立体图图6是所述图5的A-A断面图。
图7是示意性表示的实施例中的耐冲击特性实验状况的侧面图。
图8是实施例1的No.101(本发明例)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图9是实施例1的No.120(比较例)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图10是实施例2的No.201(本发明例)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图11是实施例2的No.220(比较例子)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图12是实施例3的No.301(本发明例)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图13是实施例3的No.301(本发明例)的TEM观察照片例(倍率60,000倍)。
图14是实施例3的No.313(比较例)的TEM观察照片例(倍率15,000倍)。
图中1-耐压破坏性实验用零部件(实验体)，2，5-点焊位置，3-模具，4-耐冲击特性实验用零部件(实验体)，6-落锤，7-(耐冲击特性实验用)台具体实施方式
以下，一边参照附图一边说明本发明的实施方式的超高强度薄钢板。本发明并不限于以下的实施方式，在本发明的技术范畴的范围内能够进行变更等。
(实施方式1)涉及本发明的实施方式1的超高强度薄钢板，其特征在于，以质量百分比计，含有C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，并且还含有作为其余部分的铁以及不可避免的杂质，其中按对于整个组织的面积率表示，含有1％以上的残余奥氏体，共计80％以上的贝氏体铁素体和马氏体，以及共计9％以下(包括0％)的铁素体和珠光体。其中所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，并且抗拉强度为1180MPa以上。以下就规定这些条件的理由和测量方法等作出说明。
<残余奥氏体(残余γ)1％以上>
残余奥氏体不仅对全延伸的提高有用，而且还大大有助于耐氢脆化特性的提高，所以使之存在于1％以上。优选为3％以上，更优选为5％以上。
另外，如果所述残余奥氏体大量存在的话，则不能确保所要求的超高强度，所以建议将其上限设为15％(更优选为10％)。
从所述残余奥氏体的稳定性的观点出发，推荐将残余奥氏体中的C浓度(CγR)设为0.8％以上。另外将CγR控制在0.8％以上的话，还可有效提高延伸等。优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上。此外，虽然希望所述CγR要高，可是，实际操作上一般考虑可能调整的上限大约为1.6％。
所述残余奥氏体意味着，根据所述的FE-SEM/EBSP法，作为FCC相(面心立方晶格)被观察的区域。作为EBSP测量的一个具体例子，可以举出与所述贝氏体铁素体和马氏体的观察情况同样，把在板厚1/4的位置上，在与压延面平行的面上的任意的测量区域(约50×50μm，测量间隔0.1μm)作为测量对象。另外，在研磨至该测量面时，为了防止残余奥氏体的相变，而使用电解研磨。其次，使用所述「具备EBSP检测器的FE-SEM」，向设置在SEM镜筒内的试样照射电子束。用高灵敏度照相机(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍摄被投影到屏幕上的EBSP图像，以图像形式放入计算机。然后用计算机进行图像解析，通过与用已知结晶系[残余奥氏体时为FCC相(面心立方)]模拟得到的图形相比较，将决定的FCC相做成彩图。这样求出被图示(mapping)了的区域的面积率，将其定为「残余奥氏体的面积率」。另外，本发明中，所述解析的硬件及软件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(Orientation Imaging MicroscopyTM)系统。
(残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)5以上)以往，残留奥氏体被认为对耐氢脆化特性和疲劳有不好影响，但是经过本发明者们进行的详细地讨论可知，微米级的块状的现有的残留奥氏体对耐氢脆化特性和疲劳有不好影响，但是如果使此残留奥氏体的形状形成板条状，则与碳化物相比能够更充分地提高氢捕获能力。
图1是表示由后述的方法测定的残留奥氏体晶粒的平均轴比，和作为耐氢脆化特性的指标的氢脆化危险度指数的关系(由后述的实施例所示方法进行测定，数值越低表示耐氢脆化特性越优异)的曲线图。从图1可知，特别是如果残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)在5以上，氢脆化危险度指数急剧降低。这被认为是因为，通过提高残留奥氏体晶粒的平均轴比使其在5以上，而使残留奥氏体能够充分地发挥原有的氢吸贮能力，氢捕集能力与碳化物相比绝对变大，使由所谓大气腐蚀侵入的氢变得实质上无害，从而实现耐氢脆化特性的显著的协同效果。上述残留奥氏体的平均轴比优选为10以上，更有选为15以上。
另一方面，从提高耐氢脆化特性的观点出发，对所述平均轴比的上限不做特别规定，不过，为了有效地发挥TRIP效果，则需要一定程度的残余奥氏体的厚度，如果考虑此点，则优选把上限定为30，更优选为20以下。
另外，所述平均轴比的测量是以TEM(Transmission ElectronMicroscope)观察(倍率1.5万倍)，测量在任意选择的3视野中存在的残余奥氏体晶粒的长轴和短轴，求出轴比，算出平均值，将其作为平均轴比。
(贝氏体铁素体(BF)+马氏体(M)80％以上)本发明中，如上所述形成了贝氏体铁素体和马氏体的两相组织(以贝氏体铁素体为主的组织)。如上所述，贝氏体铁素体组织为硬质，容易得到高强度。还有，母相的位错密度高，在此位错上，氢被大量捕集，其结果与其他的TRIP钢相比，具有能够吸贮大量的氢的优点。此外，在板条状的贝氏体铁素体的边界，容易生成本发明规定的板条状的残留奥氏体，还具有能够得到非常优异的延伸的优点。为了有效地发挥这样的作用，按照相对于全组织的面积率表示，使贝氏体铁素体和马氏体合计为80％以上，优选为85％以上，更有选为90％以上。还有，其上限通过和其他的组织(残留奥氏体)的平衡而决定，在不含有后述的残留奥氏体以外的组织(铁素体等)时，其上限控制为99％。
此外，本发明中所述的贝氏体铁素体是板状铁素体，且位错密度高的下部组织，与所谓具有没有位错或极少位错的下部组织的多角形铁素体，通过SEM观察，按照如下方法被明确地区分。
贝氏体铁素体组织的面积率如下求出。即，用硝酸乙醇溶液侵蚀钢材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，扫描型电子显微镜)观察(倍率1500倍)在板厚1/4位置，与压延面平行的面的任意的测量区域(约50×50μm)，由此算出其面积率。
贝氏体铁素体在SEM照片上显示为深灰色(作为SEM，也有不能分开区别贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体的情况)，而多角形铁素体在SEM照片中为黑色，是多角形形状，且内部不含有残余奥氏体和马氏体。
本发明中所使用的SEM，是具备「EBSP(电子背散射花样、Electron BackScatter diffraction Pattern)检测器的高分辨率型FE-SEM(FieldEmission type Scanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)」，具有在SEM观察区域的同时，即可由EBSP检测器进行解析的优点。在这里对EBSP法作一简单的说明，EBSP是，将电子束照射试样表面，解析由此时产生的反射电子而得到的菊池图案，以此决定电子束入射位置的结晶方位的仪器，把电子束在试样表面进行2维扫描，测量各所定间距的结晶方位的话，就可以测量试样表面的方位分布。利用该EBSP观察，可具有如下优点，即能够根据色差识别在通常的显微镜观察中被判断为相同组织的，且结晶方位差不同的板厚方向的组织。
<铁素体(F)+珠光体(P)9％以下(包含0％)>
本发明的钢板，可以只由所述组织(即，贝氏体铁素体+马氏体和残余奥氏体的混合组织)构成，但是在不损害本发明的作用的范围内，也可以具有作为其它组织的铁素体(这里所说的「铁素体」意指多角形铁素体，即，没有位错密度或有极少位错密度的铁素体)和珠光体。这些组织是在本发明的制造过程中必然残存的组织，但是，优选为越少越好，本发明中抑制在9％以下。优选为小于5％，更优选为小于3％。
如上所述，本发明的特征在于，特别是控制残留奥氏体量及其形态，为了像这样容易地控制残留奥氏体量及其形态，并且得到发挥规定强度的钢板，有必要如下所述控制成分组成。
(C0.10～0.25％)C是为确保1180MPa以上的高强度所必要的元素。还有，C是使奥氏体相中含有充分的C量，即使在室温也使希望的奥氏体相残留的重要的元素，在本发明中使其含有0.10％以上。优选为0.12％以上，更有选为0.15％以上。但是，从确保耐蚀性和可焊性的观点出发，本发明中将C量控制在0.25％以下。优选为0.23％以下。
<Si1.0～3.0％>
Si是有效抑制残余奥氏体分解、碳化物生成的重要的元素。同时也是有效地使材质充分硬质化的置换型固溶体强化元素。要使该效果有效地发挥，则有必要使其含有1.0％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。但如果Si量过量的话，热轧的氧化皮的形成变得显著，还有在瑕疵的消除方面将产生费用，经济上不合算，所以抑制在3.0％以下。优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
<Mn1.0～3.5％>
Mn是使奥氏体稳定化，得到所需残余奥氏体的必要元素。要使该效果有效地发挥，则需使之含1.0％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。另外一方面，如果Mn量过剩的话，则发生偏析变得明显，有加工性劣化的情况，所以将上限设为3.5％。优选为3.0％以下。
<P0.15％以下(不含0％)>
P是助长因晶界偏析而产生晶界破坏的元素，所以希望其含量低，上限设为0.15％。优选控制到0.1％以下，更优选为0.05％以下。
<S0.02％以下(不含0％)>
S是在腐蚀环境下助长钢板的氢吸收的元素，所以希望其含量低，上限设为0.02％。
<Al1.5％以下(不含0％)>(本发明钢板1的场合)<Al0.5％以下(不含0％)>(本发明钢板2的场合)为了脱氧Al可以添加到0.01％以上。另外Al是不仅具有脱氧作用，还具有提高耐蚀性作用和提高耐氢脆化特性的元素。
作为所述提高耐蚀性作用的机制，具体的，一般认为是提高母材其自身的耐蚀性和由大气腐蚀产生的生成锈的效果，但是，推定特别是后者的生成锈的效果大。其理由为，所述生成锈比通常的铁锈细致且具有优良的保护性，所以大气腐蚀被抑制，其结果使该大气腐蚀产生的氢量降低，从而氢脆化，即延迟破坏被有效地抑制。
关于Al提高耐氢脆化特性作用的机制其详细不明，但推定是在钢板表面由于Al的浓化，使得氢向钢中的侵入困难和由于钢中氢的扩散速度下降从而使氢移动困难，难于产生氢脆性所致。而且还可以认为，由于Al的添加，使得板条状残余奥氏体的稳定性增加，对提高耐氢脆化特性做出了贡献。
要有效地发挥Al的提高耐蚀性的作用和提高耐氢脆化特性的作用，则Al量设为0.02％以上，优选为0.2％以上，更优选为0.5％以上。
但是，要谋求在抑制氧化铝等夹杂物的增加、巨大化，确保加工性的同时，确保细小残余奥氏体的生成，并且，抑制由含Al夹杂物引起的腐蚀，或抑制制造上的成本的增大，则需要把Al量抑制在1.5％以下。从制造上的观点出发，优选为将A3点调整到1000℃以下。
另一方面，如上所述增加Al含量的话，则氧化铝等夹杂物增加，加工性劣化，所以要充分抑制所述氧化铝等的夹杂物，获得加工性更好的钢板，则需把Al量抑制在0.5％以下。优选为0.3％以下，更优选为0.1％以下。
本发明规定的含有元素如上所述，其余成分实际上是Fe，作为因原料、资材、制造设备等的状况而被带入到钢中的不可避免的杂质，不用说允许含0.001％以下的N(氮)等，在对所述本发明的作用不带来坏影响的范围内，也可以积极地使之含有其它的如下元素。
还有，在本说明书中，将Al含量在1.5％(不包括0％)以下的钢板规定为本发明钢板1，将Al含量在0.5％(不包括0％)以下的钢板规定为本发明钢板2。
(Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％)通过使其含有Cu和/或Ni，充分地抑制作为氢脆化原因的氢的发生，并且能够抑制发生的氢向钢板侵入。其结果，通过与控制上述组织而带来的钢板的氢捕集能力的提高产生协同效果，能够充分地降低钢板中的扩散氢浓度直至无害的水平。
具体地说，Cu、Ni使钢材自身的耐蚀性提高，具有充分地抑制钢板由于腐蚀而产生氢的效果。还有这些元素具有促进在大气中生成的锈当中的热力学稳定、具有保护性的所谓氧化铁α-FeOOH的生成的效果，通过促进这种锈的生成，能够抑制发生的氢向钢板的侵入，在恶劣的腐蚀环境下，能够充分地提高耐氢脆化特性。这种效果，特别是通过使Cu和Ni共存而容易获得。
要发挥所述效果，当含Cu时，需要在0.003％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。如果是含Ni时，需要在0.003％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。
但是不管是那个元素，当过量含有时，则加工性下降，所以Cu时控制在0.5％以下，Ni时控制在1.0％以下。
<Ti和/或V共计0.003～1.0％>
Ti与所述Cu，Ni同样具有促进保护性锈的生成的效果。该保护性锈对抑制特别是在氯化物环境下生成并给耐蚀性(作为其结果是耐氢脆化特性)带来不好影响的β-FeOOH的生成具有非常有效的作用。这样的保护性锈的形成，尤其是当复合添加Ti和V(或Zr)时被促进。Ti也是赋予非常出色的耐蚀性的元素，也兼有清洗钢的优点。
另外，V除了与所述Ti共存，具有提高耐氢脆化特性的效果以外，还是对提高钢板强度，细粒化有效的元素。
要充分发挥所述Ti和/或V的效果，优选为使其含有共计0.003％以上(更优选为0.01％以上)。特别是从提高耐氢脆化特性的观点出发，优选为添加Ti使之超过0.03％，更优选为添加Ti为0.05％以上。另外一方面，过量添加Ti，则效果成为饱和状态，经济上不合算，并且过量添加V的话，炭氮化物的析出变多，导致加工性及耐氢脆化特性降低。因而优选为添加Ti和/或V的范围共计在1.0％以下。更优选为0.5％以下。
<Zr0.003～1.0％>
Zr是对提高钢板的强度、细粒化有效的元素，与Ti共存，有使耐氢脆化特性提高的效果。要有效地发挥该效果，优选含有0.003％以上的Zr。另外一方面，过量含有Zr的话，则炭氮化物的析出变多，加工性和耐氢脆化特性降低，所以优选为添加范围在1.0％以下。
<Mo1.0％以下(不包括0％)>
Mo具有使奥氏体稳定，确保残余奥氏体，抑制氢侵入，提高耐氢脆化特性的效果。并且是对提高钢板的淬火性也有效的元素。更进一步具有强化晶界，抑制氢脆化的效果。要有效地发挥该作用，推荐含Mo在0.005％以上。更优选为0.1％以上。但Mo含量超过1.0％，则所述效果饱和，经济上不合算。优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。
<Nb0.1％以下(不包括0％)>
Nb是对提高钢板强度以及组织细粒化非常有效的元素。特别是与Mo的复合添加，更能充分发挥该效果。要发挥这些效果，推荐使其含0.005％以上。更优选为0.01％以上。但过量含有Nb，则这些效果饱和，经济上不合算，所以抑制在0.1％以下。优选为0.08％以下。
<B0.0002～0.01％>
B是对提高钢板的强度有效的元素，要发挥该效果优选为使其含有0.0002％以上(更优选为0.0005％以上)。另外一方面，过量含有B，则热加工性恶化，所以优选范围是在0.01％以下(更优选为0.005％以下的)。
<从Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％，以及REM0.0005～0.01％组成的群组中选择的1种以上>
Ca，Mg，REM(稀土族元素)是对抑制伴随钢板表面腐蚀而来的界面气氛的氢离子浓度的上升，即抑制pH的下降，提高钢板的耐蚀性有效的元素。同时，对控制钢中硫化物的形态提高加工性也有效，要充分发挥该效果，优选为使Ca，Mg，REM中的任意一个的含有量在0.0005％以上。另外一方面，过量含有的话，则加工性劣化，所以优选控制在Ca为0.005％以下，Mg，REM分别为0.01％以下。
本发明并没有规定制造条件，但是为了使用满足上述成分组成的钢材来形成超高强度并且发挥优异耐氢脆化特性的上述组织，热轧的精加工温度优选设定为不会生成铁素体的过冷奥氏体区域温度的极力低温。通过在此温度进行精轧，能够细化热轧钢板的奥氏体，其结果最终制品的组织变得细微。
还有，在热轧后或其后进行的冷扎后，推荐以下述要领进行热处理。即，将满足所述成分组成的钢在A3点～(A3点+50℃)的温度(T1)下加热保持10～1800秒后，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却到(Ms点-100℃)～Bs点的温度(T2)，在此温度区域加热保持60～1800秒(t2)。
如果所述T1超过(A3点+50℃)，或t1超过1800秒，则导致奥氏体的晶粒生长，并且加工性(延伸凸缘性)恶化，故不能令人满意。另外一方面，如果所述T1小于A3点的温度的话，则不能获得规定的贝氏体铁素体组织。另外，在所述t1小于10秒的情况下，则不能实现充分的奥氏体化，导致渗碳体或其它的合金碳化物的残存，故不能令人满意。所述t1优选为30秒以上600秒以下，更优选为60秒以上400秒以下。
随后冷却所述钢板，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却，为的是避开珠光体相变区域，防止珠光体组织的生成。该平均冷却速度越大越好，推荐优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。
其次，以所述速度冷却至(Ms点-100℃)～Bs点之后，通过使其恒温相变，可引入规定的组织。这里的加热保持温度(T2)超过Bs点的话，本发明所不希望的珠光体将大量生成，不能充分地确保贝氏体铁素体组织。另外一方面，所述T2低于(Ms点-100℃)的话，则残余奥氏体减少，故不能令人满意。
此外，如果加热保持时间(t2)超过1800秒的话，则除了贝氏体铁素体的位错密度变小，氢的捕捉量变少以外，而且还不能得到规定的残余奥氏体。另外一方面，如果所述t2小于60秒的话，也不能得到规定的贝氏体铁素体组织。优选为将所述t2设为90秒以上1200秒以下，更优选为120秒以上600秒以下。至于加热保持后的冷却方法不做特别限定，可以进行空气冷却，急冷，气水冷却等。
考虑实际操作的话，则所述退火处理采用连续退火设备或者分批式退火设备比较简便。另外在冷轧板上镀覆，施加溶融镀锌时，也可将镀覆条件按照如上热处理条件来设定，在该镀覆工序中进行所述热处理。
还有，不特别限定所述连续退火处理前的热轧工序(根据需要也可是冷轧工序)，通常可以适当地选择实施条件来进行。具体的作为所述热轧工序，可以采用例如在Ar3点以上热轧结束后，以平均冷却速度约30℃/s冷却，在约500～600℃的温度下卷取的条件。另外，在热轧后形状不好的情况时，也可以以修正形状为目的进行冷轧。在这里推荐冷轧率设为1～70％。其理由为，超过冷轧率70％的冷轧，将使压延负荷增大，致使压延成为困难。
本发明是以薄钢板为对象的发明，不特别限定制品形态，除了由热轧得到的钢板和进一步由冷轧得到的钢板以外，也可以进行热轧或冷轧之后实施退火，之后实施转化处理，或实施溶融镀覆，电镀，蒸镀等镀覆和各种涂装，涂装基础处理，有机皮膜处理等。
作为所述镀覆的种类，一般的可以是镀锌，镀铝等的任一种。另外镀覆的方法，可以是溶融镀覆及电镀的任一种，并且镀覆后可以实施合金化热处理，还可以实施多层镀覆。而且，在非镀覆钢板上和镀覆钢板上还可以实施膜层压处理。
施行所述涂装时，对应各种用途，也可以实施磷酸盐处理等的化学转化处理，电沉积涂敷。涂料可以使用公知的树脂，可以将环氧树脂，含氟树脂，硅丙烯酸树脂，聚氨基甲酸酯树脂，丙烯酸树脂，聚酯树脂，酚醛树脂，醇酸树脂，密胺树脂等与公知的硬化剂一起使用。特别从耐蚀性的观点出发，推荐使用环氧树脂，氟含有树脂，硅丙烯酸树脂。另外，在涂料中添加的公知的添加剂，例如可以添加着色用颜料，偶合剂，均涂剂，敏化剂，抗氧化剂，紫外线稳定剂，阻燃剂等。
还有，涂料的形态也不特别限定，可以根据用途适当选择溶剂系涂料，粉状体涂料，水系涂料，水分散型涂料，电喷涂料等用途适当地选择。使用所述涂料，使钢材形成所希望的被覆层，可以采用浸渍法，辊式涂镀法，喷涂法，帘式流动涂漆法等公知的方法。被覆层的厚度按其用途可以采用适当的公知值。
本发明的超高强度钢板，除了能用于缓冲器和冲击门梁，支柱，骨架，构件等汽车增强部材等的汽车用强度零部件以外，还可以用于座椅导轨等室内零部件。由这样的成形加工后得到的零部件，也具有充分的材质特性(强度)，并且发挥优良的耐氢脆化特性。
(实施方式2)涉及本发明的实施方式2的超高强度薄钢板，其特征在于，以质量百分比计，含有C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，其中按照对于整个组织的面积率表示，含有1％以上的残余奥氏体，共计80％以上的贝氏体铁素体及马氏体，以及共计9％以下(包括0％)的铁素体及珠光体，而且，所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下，所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，且抗拉强度为1180MPa以上。在这里，可以含有共计80％以上的贝氏体铁素体及马氏体，和/或共计9％以下(包括0％)的铁素体及珠光体，也可以不含有。
以下就规定这些条件的理由和测量方法等作出说明。另外，关于与实施方式1相同的必要条件，以下从略。
<残余奥氏体晶粒的平均短轴长度1μm以下>
此外，在本发明中，将上述板条状残余奥氏体微细分散可有效提高耐氢脆化特性。具体发现，如果将所述条状残余奥氏体晶粒分散为1μm以下(亚微米极)，则可可靠地提高耐氢脆化特性。可以认为，这是因为将平均短轴长度短的且微细的残余奥氏体晶粒进行大量分散，可使残余奥氏体晶粒的表面积(界面)变大，且氢捕捉能力增大。该残余奥氏体晶粒的平均短轴长度，优选为0.5μm以下，更优选为0.25μm以下。
在本发明中，如上所述，通过控制残余奥氏体晶粒的平均轴比和其平均短轴长度，即便在让相同体积比例的残余奥氏体存在的情况下，也可使本发明的细小板条状残余奥氏体的氢捕捉能力远远大于使碳化物分散的情况，并且可以使由于大气腐蚀而侵入的氢无害化。
<残余奥氏体晶粒间的最邻接间距1μm以下>
根据本发明可以知道，如果同时还控制残余奥氏体晶粒间的最邻接间距的话，则可更加提高耐氢脆化特性。具体发现，如果上述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下的话，则可可靠地提高耐氢脆化特性。可以认为，这是因为由于上述微细板条状的残余奥氏体是形成为一种相互接近且大量分散的状态，使得破坏(裂纹)的扩展得到抑制，从而可获得对于破坏具有高抵抗力的组织。残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，优选为0.8μm以下，更优选为0.5μm以下。
以下，例举实施例对本发明做更具体的说明，但是，本发明不受下列实施例的限制，在适合前后所述宗旨的范围内，可以适当地加以变更后实施，其全都包含于本发明的技术范围之内。
实施例1
真空熔炼由表1中记载的成分组成构成的实验钢No.A-1～Y-1，制成实验用板坯之后，按照下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，得到板厚3.2mm的热轧钢板之后，由酸洗除去表面氧化皮，之后冷轧至成为1.2mm厚为止。在<热轧工序>开始温度(SRT)1150～1250℃保持30分钟完成温度(FDT)850℃冷却速度40℃/s卷取温度550℃
<冷轧工序>冷轧率50％关于<连续退火工序>的各实验钢，以A3点+30℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s快速冷却(空冷)到表2中的To℃，以该To℃保持240秒钟。然后气水冷却至室温。
另外，表2中的No.116作为比较例，为了制作以往的高强度钢的马氏体钢，将冷轧后的钢板加热至830℃，保持5分钟之后施行水淬火，在300℃回火10分钟。此外No.120，是将冷轧后的钢板加热至800℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s冷却到350℃，在该温度下保持240秒钟。
按照如下要领调查了如此获得的各钢板的金属组织，抗拉强度(TS)，延伸(为全延伸(E1))，以及耐氢脆化特性。
(金属组织的观察)在制品板厚1/4的位置上，以与压延面平行的面上的任意的测量区域(约50μm×50μm，测量间距0.1μm)为对象，进行观察、摄影，按照所述方法测量了贝氏体铁素体(BF)及马氏体(M)、残余奥氏体(残余γ)的面积率。并且在任意选择的2视野中进行同样的测量，求出平均值。另外从整个组织(100％)中扣除所述组织所占的面积率，求出其它组织(铁素体和珠光体等)。并且，将残余奥氏体晶粒的平均轴比，按照所述方法进行测量，将平均轴比5以上的评价为满足本发明的必要条件(○)，平均轴比小于5的评价为不满足本发明的必要条件(×)。
(抗拉强度(TS)及延伸(E1)的测量)拉伸实验使用JIS5号实验片进行，测量了抗拉强度(TS)和延伸(E1)。这里，拉伸实验的应变速度设为1mm/sec。并且本发明以按照所述方法测量的抗拉强度在1180MPa以上的钢板为对象，延伸在8％以上的评价为(延伸优良)。
(耐氢脆化特性的评价)在测定耐氢脆化特性时，从上述各钢板中切出150mm×30mm的长条实验片作为实验片。对该长条实验片实施弯曲加工使弯曲部的R为15mm，然后施加1000Mpa的应力，浸渍于5％盐酸水溶液中测定了发生裂纹为止的时间。
并且，关于部分钢种，也进行了氢充填4点弯曲实验。详细如下从所述的各钢板切割65mm×10mm的长条实验片并在溶液(0.5mol/H2SO4+0.01mol/KSCN)中浸渍，进行阴极氢充填，以3小时内不断裂的最大应力作为极限断裂应力(DFL)进行了测量。
所述结果并记于表2。
(可焊性的评价)对作为代表性钢种的No.101和No.114进行了可焊性实验。实验使用1.2mm厚的供试材料，根据JISZ 3136、JISZ 3137制作实验片，以下述条件进行点焊后，进行剪切抗拉实验(以拉伸速度20mm/min测定最大载荷)和十字抗拉实验(以拉伸速度20mm/min测定最大载荷)，求出剪切抗拉强度(TSS)和十字抗拉强度(CTS)。然后，由所述剪切抗拉强度(TSS)和十字抗拉强度(CTS)的比所表示的延性比(CTS/TSS)为0.2以上时评价为可焊性优异。其结果，相对于No.114(现有钢)的延性比为0.19，No.101(开发钢)的延性比为0.22，可焊性优异。
(点焊条件)·初期加压时间60循环/60Hz，加压力450kgf(4.4kN)·通电时间1个循环/60Hz·焊接电流8.5kA
表1
表2
从表1，2可以考察如下(另外，下记No.表示表2中的实验No.)。
满足本发明规定的必要条件的No.101～113(本发明钢板2)、121～125(本发明钢板1)，具有1180MPa以上的超高强度，同时在严酷环境下的耐氢脆化特性方面也很优良。另外，在作为TRIP钢板应具备的延伸方面也优良，并且还具有优良的可焊性，作为被置于大气腐蚀气氛中的汽车的加强零部件的最适钢板而被获得。特别是No.121～125，显示出更优良的耐氢脆化特性。
与此相反，不满足本发明规定的No.114～120，126，分别有着以下不良情况。
即，No.114是使用C量过量的钢种N-1的例子，不具有充分的可焊性。
No.115因使用Mn量不足的钢种O-1，所以不能确保足够的残余奥氏体，耐氢脆化特性劣化。并且难以说延伸充分。
No.116是使用Si量不足的钢种P-1得到以往为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。同时也没能确保薄钢板所要求的延伸。
No.117因使用C量不足的钢种Q-1，所以没能达到高强度。
No.118因为是使用含Nb量过量的钢种R-1，No.119是使用含Mo量过剩的钢种S-1，结果其成形性都显著劣化。另外，No.118，119不能进行所述加工，故不能检测加工后的特性。
No.120使用满足本发明规定的成分组成的钢材，但不是以推荐的条件制造的，所以获得的钢板为以往的TRIP钢板。其结果，残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，并且其母相不是由贝氏体铁素体和马氏体的双相组织构成，所以没有优良的耐氢脆化特性所要求的强度水平。
No.126因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定量的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，还有没有达到所希望的母相，而且，还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。
其次，用所述表1的钢种记号A-1，H-1钢板和比较钢板(为以往产品的590MPa级的高张力钢板)，成形零部件，如下所述进行耐压破坏性实验及耐冲击特性实验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。
(耐压破坏性实验)首先，使用表1的钢种记号A-1，H-1的钢板和比较钢板，分别作成图3所示的零部件(实验体，帽形槽(hat channel)零部件)1，进行了如下的压破坏性实验。即，在图3表示的零部件的点焊位置2上，从顶端直径6mm的电极，流过比溅射发生电流低0.5kA的电流，如图3所示以35mm间距进行了点焊。然后如图4所示，从零部件1的较长方向中央部的上方开始推压模具3，求出最大负荷。并从负荷-位移图的面积求出吸收能量。其结果示于表3。
表3
由表3看出，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)显示比在使用强度低下的以往的钢板时负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优良的耐压破坏性。
(耐冲击特性实验)使用表1的钢种记号A-1，H-1的钢板和比较钢板，分别作成图5所示的零部件(实验体，帽形槽(hat channel)零部件)4，进行了如下的耐冲击特性实验。另外，图6表示所述图5中零部件4的A-A断面图。耐冲击特性实验与所述耐压破坏性实验的情况相同，在零部件4的点焊位置5上进行点焊之后，如图7的示意图所示，将零部件4设置于基座7上，从该零部件4的上方，使落锤(质量110kg)6从高度11m的位置落下，求出零部件4变形到40mm(高度方向的收缩)的吸收能量，其结果示于表4。
表4
由表4得知，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)，显示比在使用强度低下的以往的钢板时大的吸收能量，具有优良的耐冲击特性。
作为参考，附上以本实施例获得的实验片的TEM观察照片。图8是本发明例的No.101的TEM观察照片例，从图8可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织为本发明所规定的板条状残余奥氏体(图8中，直线形黑色部分)分散了的状态。另外一方面，图9是比较例的No.120的TEM观察照片例，从图9可以得知，在No.120的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图9中稍圆的黑色部分)，但是是不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。
实施例2
使用由表5所记载的成分组成构成的供试钢No.A-2～Y-2，在与实施例1相同的条件下(热轧工序、冷扎工序、以及连续退火工序)，制作成钢板。
还有，在表6的No.217中，为了制造作为比较例的现有的高强度钢的马氏体钢，与实施例1的表2的No.116相同地进行了制造。还有，在No.220中，与实施例1的表2的No.120相同地对钢板进行了处理。
与实施例1同样，以如下要领，分别对如此得到的各钢板的金属组织、抗拉强度(TS)、延伸(全延伸(E1))以及耐氢脆化特性进行了调查。
(耐氢脆化特性的评价)在对耐氢脆化特性进行评价时，制作与实施例1相同的实验片，浸渍在与实施例1完全相同的盐酸水溶液中，测定发生破裂为止的时间。
还有，假想实际的使用环境，对于与实施例1相同地制作的弯曲实验片，一天一次连续30天喷雾3％NaCl溶液，进行促进暴露试验，测定直至发生破裂为止的日数。
此外，对于一部分的钢种，与实施例1相同，也进行氢负载4点弯曲试验，把3小时不断裂的最大应力作为极限破坏应力(DFL)来进行测定。然后，求出相对于表6的试验No.203(钢种标记C-2)的DFL的比(DFL比)。
这些结果记录在表6中。
(可焊性的评价)对作为代表性钢种的No.201和No.215进行了可焊性试验。试验与实施例1同样地进行，其结果，相对于NO.215(现有钢)的延性比的0.19，No.201(发明钢)的延性比为0.22，可焊性优异。
表5
表6
从表5，6可以考察如下(另外，下记No.表示表6中的实验No.)。
满足本发明所规定的条件的No.201～214(本发明钢板2)、221～225(本发明钢板1)，作为1180MPa以上的超高强度钢板，在盐水喷雾试验以及假想实际的腐蚀环境的促进暴露试验中显示了优异的耐延迟破坏特性(耐氢脆化特性)。还有作为TRIP钢板应具备的延伸也良好，此外因为还具有优异的可焊性，所以能够得到适于作为暴露于大气腐蚀气氛的汽车的增强部件等的钢板。特别是No.221～225，显示出了更优异的耐氢脆化特性。
与此相反，不满足本发明规定的No.215～220，226，分别有着以下不良情况。
即，No.215是使用C量过剩的钢种O-2的例子，不具有充分的可焊性。
No.216，因使用Mn量不足的钢种P-2，所以没能确保足够的残余奥氏体，耐氢脆化特性劣化。
No.217是使用Si量不足的钢种Q-2来得到以往为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。同时也没能确保薄钢板所要求的延伸。
No.218，因使用C量不足的钢种R-2，所以没能达到高强度。No.219因为不含Cu和/或Ni，所以没能确保足够的耐蚀性，不能确保本发明水平的耐氢脆化特性。
No.220使用满足本发明规定的成分组成的钢材，但不是以推荐的条件制造的，所以获得的钢板为以往的TRIP钢板。其结果，残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，并且其母相不是由贝氏体铁素体和马氏体的双相组织构成，所以没有优良的耐氢脆化特性所要求的强度水平。
No.226因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，还有没有达到所希望的母相，而且还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。
其次，用所述表5的钢种记号A-2，I-2钢板和比较钢板(为以往产品的590MPa级的高张力钢板)成形零部件，与所述实施例1同样，以及按如下所述方法进行了耐压破坏性实验及耐冲击特性实验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。
(耐压破坏性实验)
首先，使用表5的钢种记号A-2，I-2的钢板和比较钢板，与实施例1同样求出最大负荷。并且从负荷-位移图的面积，求出吸收能量。其结果示于表7。
表7
由表7得知，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)显示比使用强度低下的以往的钢板负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优良的耐压破坏性。
(耐冲击特性实验)使用表5的钢种记号A-2，I-2的钢板和比较钢板，与实施例1同样，求出吸收能量，其结果示于表8。
表8
由表8得知，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)，显示在比使用强度低下的以往的钢板时大的吸收能力，具有优良的耐冲击特性。
作为参考，附上以本实施例获得的实验片的TEM观察照片。图10是本发明例的No.201的TEM观察照片例，从图10可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织为本发明所规定的板条状残余奥氏体(图10中，直线形黑色部分)分散了的状态。另外一方面，图11是比较例No.220的TEM观察照片例，从图11可以得知，在No.220的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图11中稍圆的黑色部分)，但是为不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。
实施例3
使用由表9所记载的成分组成构成的供试钢No.A-3～R-3，在与实施例1相同的条件下(热轧工序、冷扎工序、以及连续退火工序)，制作成钢板。
还有，在表10的No.312中，为了制造作为比较例的现有的高强度钢的马氏体钢，与实施例1的表2的No.116相同地进行了制造。还有，在No.313中，与实施例1的表2的No.120相同地对钢板进行了处理。
与实施例1同样，以如下要领，分别对如此得到的各钢板的金属组织、抗拉强度(TS)、延伸(全延伸(E1))以及耐氢脆化特性(氢脆化危险度指数)进行了调查。
(耐氢脆化特性的评价)使用板厚1.2mm的平板实验片，以应变速度1×10-4/sec的低应变速度进行拉伸实验法(SSRT)，求出由下式所定义的氢脆化危险度指数(％)，评价了耐氢脆化特性。
氢脆化危险度指数(％)＝100×(1-E1/E0)这里，E0表示实际上在钢中不含氢状态的实验片断裂时的延伸，E1表示在硫酸中电化学地使氢充填的钢材(实验片)断裂时的延伸。这里，所述氢充填，是将钢材(实验片)在H2SO4(0.5mol/L)和KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中浸渍，在室温且一定电流(100A/m2)的条件下进行的。
所述氢脆化危险度指数超过50％的话，有在使用中引起氢脆化的危险，所以在本发明中将在50％以下评价为耐氢脆化特性优良。所述结果示于表10。
(可焊性的评价)对作为代表性钢种的No.301和No.311进行了可焊性试验。试验与实施例1同样地进行，其结果，相对于N0.311(现有钢)的延性比的0.19，No.301(发明钢)的延性比为0.22，可焊性优异。
表9
表10
从表9，10可以考察如下(另外，下记No.表示表10中的实验No.)。
满足本发明规定的必要条件的No.301～310(本发明钢板2)、314～318(本发明钢板1)显示1180MPa以上的超高强度的同时，还显示出具有优良的耐氢脆化特性。另外作为TRIP钢板应具备的延伸也优良，并且还具有优良的可焊性，作为被置于大气腐蚀气氛中的汽车的加强零部件的最适钢板而被获得。
与此相反，不满足本发明规定的No.311～313，319，分别有着以下不良情况。
即，No.311是使用C量过剩的钢种k-3的例子，不具有充分的可焊性。
No.312是使用Si量不足的钢种L-3来得到以往为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。
No.313，使用的是满足本发明所规定的成分组成的钢材，但是因为没有在推荐的条件下进行制造，所以所得的钢板成为现有的TRIP钢板。即，因为残留奥氏体没有满足本发明规定的平均轴比，成为块状，还有母相也没有形成贝氏体铁素体和马氏体的两相组织，所以强度不足。
No.319因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定量的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，并且没有达到所希望的母相，而且，还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。
其次，用所述表9的钢种记号A-3，D-3钢板和比较钢板(为以往产品的590MPa级的高张力钢板)成形零部件，与所述实施例1同样，以及按如下所述方法进行了耐压破坏性实验及耐冲击特性实验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。
(耐压破坏性实验)首先，使用表9的钢种记号A-3，D-3的钢板和比较钢板，与实施例1同样求出最大负荷。并且从负荷-位移图的面积，求出了吸收能量。其结果示于表11。
表11
由表11看出，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)显示比在使用强度低下的以往的钢板时负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优良的耐压破坏性。
(耐冲击特性实验)使用表9的钢种记号A-3、D-3的钢板和比较钢板，与实施例1同样，求出了吸收能量，其结果示于表12。
表12
由表12得知，使用本发明的钢板制作的零部件(实验体)，显示比使用强度低下的以往的钢板时大的吸收能量，具有优良的耐冲击特性。
作为参考，附上以本实施例得到的实验片的TEM观察照片。图12是本发明例的No.301的TEM观察照片例(倍率15,000倍)，图13是所述图3照片的部分放大了的TEM观察照片例(倍率60,000倍)。从图12，图13可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织是残余奥氏体(图12，图13中，直线黑色部分)细小地分散了的状态。该残余奥氏体的形状满足本发明所规定的必要条件的板条状。另外一方面，图14是比较例的No.313的TEM观察照片例，从图14可以得知，在No.313的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图14中稍圆的黑色部分)，但是为不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。
权利要求
1.一种耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其特征在于以质量百分比计，满足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，其中按对于整个组织的面积率表示，具有1％以上的残余奥氏体，贝氏体铁素体及马氏体为共计80％以上，铁素体及珠光体为共计9％以下(包括0％)，同时所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，并且抗拉强度为1180MPa以上。
2.如权利要求
1所述的耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其中，所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下。
3.一种耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其特征在于以质量百分比计，满足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，其中按对于整个组织的面积率表示，具有1％以上的残余奥氏体，所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，同时所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下，而且抗拉强度为1180MPa以上。
4.如权利要求
1至3中任一项所述的耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，满足Al0.5％以下(不包括0％)。
5.如权利要求
1至4中任一项所述的耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％。
6.如权利要求
1至5中任一项所述的耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有共计0.003～1.0％的Ti和/或V。
7.如权利要求
1至6中任一项所述的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有Mo1.0％以下(不包括0％)，Nb0.1％以下(不包括0％)。
8.如权利要求
1至7中任一项所述的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有B0.0002～0.01％。
9.如权利要求
1至8中任一项所述的超高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有选自由Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％及REM0.0005～0.01％组成的群组中的一种以上。
专利摘要
一种耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其特征在于以质量百分比计，满足C0.10～0.25％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，其余由铁以及不可避免的杂质构成，按对于整个组织的面积率表示，具有1％以上的残余奥氏体，贝氏体铁素体及马氏体为共计80％以上，铁素体及珠光体为共计9％以下(包括0％)，同时所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，并且抗拉强度为1180MPa以上。
文档编号B21B37/74GK1990894SQ200510135785
公开日2007年7月4日 申请日期2005年12月28日
发明者汤濑文雄, 池田周之, 向井阳一, 赤水宏, 衣笠润一郎, 齐藤贤司, 杉本公一, 北條智彦 申请人:株式会社神户制钢所, 株式会社信州Tlo导出引文BiBTeX, EndNote, RefMan