JP2011111675A - 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】質量%でC:0.07〜0.25%、Si:0.3〜2.50%、Mn:1.5〜3.0%、Ti:0.005〜0.09%、B:0.0001〜0.01%、P:0.001〜0.03%、S:0.0001〜0.01%、Al:2.50%以下、N:0.0005〜0.0100%、O:0.0005〜0.007%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板内部が、主相であるフェライトと、ブロックサイズ1μm以下のマルテンサイトを含む硬質組織とを含み、鋼板表層が、前記硬質組織の体積率が鋼板の板厚の1/4厚み位置に含まれる硬質組織の体積率の80%以下である厚み0.5μm以上の脱炭層からなる耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板とその製造方法。
【選択図】なし
Description
遅れ破壊とは、PC鋼線やボルトといった使用状況下において高い応力の作用している部材が、突然破壊する現象であり、環境から侵入する水素と密接な関係があることが知られている。
また、特許文献1には、Ti、Mgを主体とする酸化物による水素性欠陥を防ぐ効果が記載されている。しかし、この技術は対象を厚鋼板としており、大入熱の溶接後の遅れ破壊については考慮されているものの、薄鋼板に要求される高い成形性と耐遅れ破壊特性の両立に関しては一切考慮されていない。
しかし、耐水素脆性を向上させる技術は、ほとんどがボルトや条鋼、厚板といった製品のままで、耐力または降伏応力以下で使用される鋼材に対して開発されてきた。即ち、自動車部材のような切断、部材成形(プレス成形)といった加工性と同時に、耐水素脆性を求められる鋼材に配慮した技術ではなかった。また、成形後の部材には、残留応力と呼ばれる応力が部材内部に残留する。残留応力は、局所的ではあるものの、素材の降伏応力を上回るような高い値になる場合がある。このため高い残留応力下でも水素脆化の生じない鋼板が求められている。
この課題を解決する手法として、主相をフェライトとし、硬質組織をマルテンサイトとする複合組織鋼板が知られている。即ち、軟質なフェライトで延性を確保し、硬質なマルテンサイトで強度確保を行う手法である。この手法では、主相を軟質なフェライトとするので、降伏応力も大幅に低減可能である。
しかしながら、900MPa以上の鋼板の引張最大強度を確保するためには、マルテンサイト体積率を増加させる必要があり、成形性の劣化を避けられない。この結果、フェライト及びマルテンサイトより成る複相組織鋼板の高強度化には、マルテンサイト体積率の増加が必要不可欠であった。
したがって、通常、引張最大強度900MPa級の高強度の鋼板を製造する場合には、十分な溶接性が得られる程度に抑えた添加量でCを添加するとともに、マルテンサイトの体積率を増加させる方法が用いられている。引張最大強度1180MPa級の鋼板に至っては、体積率の100%近くをマルテンサイト及びベイナイトとすることが一般的であった。この結果、引張最大強度1180MPa級鋼板は、簡単な曲げ加工にしか適用できなかった。
(1)質量%で、C:0.07%〜0.25%、Si:0.3〜2.50%、Mn:1.5〜3.0%、Ti:0.005〜0.09%、B:0.0001〜0.01%、P:0.001〜0.03%、S:0.0001〜0.01%、Al:2.50%以下、N:0.0005〜0.0100%、O:0.0005〜0.007%、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板内部が、主相であるフェライトと、ブロックサイズ1μm以下のマルテンサイトを含む硬質組織とを含み、鋼板表層が、前記硬質組織の体積率が鋼板の板厚の1/4厚み位置に含まれる硬質組織の体積率の80%以下である厚み0.5μm以上の脱炭層からなることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。
(3)さらに、質量%で、Cr:0.01〜2.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜0.8%の1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。
(4)さらに、質量%で、V:0.005〜0.09%含有することを特徴とする(1)〜(3)のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。
(5)さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有することを特徴とする(1)〜(4)のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。
その結果、冷延後の焼鈍工程においてTi、Nb、Vなどの微細析出物を析出させて、個々のブロックを形成するマルテンサイトのラスの成長を抑制するとともに、焼鈍を行った後の鋼板に核生成サイトとして転位を導入することにより、異なる複数の方位を有するラスを生成させることで、鋼板内部が、主相であるフェライトと、ブロックサイズ1μm以下のマルテンサイトを含む硬質組織とを含む耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板が得られることを見出した。
(9)(7)または(8)に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で高強度冷延鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
また、本発明の鋼板の製造方法では、所定の化学成分を有するスラブを鋳造し、冷延した鋼板を、焼鈍工程において微細析出物を析出させ、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して焼鈍炉内を所定の雰囲気に制御することにより、鋼板表層を脱炭処理して鋼板表層を軟化させるので、優れた成形性と耐水素脆化特性とが得られる引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
本発明の高強度鋼板において、優れた延性を確保するためには、フェライトの体積率を出来るだけ高くすることが好ましい。マルテンサイトを硬質化したとしても、得られる強度には限りがある。このため、必要とする引張最大強度に対応させて、フェライトの体積率を変化させる。
ラスは、針状、観察方向によっては粒状のものである。また、ラスは、母相のオーステナイトとK−S関係を有しており、母相に対し24通りの方位関係を有するものが存在する。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織を構成するマルテンサイトは、1μm以下のブロックサイズより構成されている。ブロックサイズが1μmを超えると、マルテンサイトを強化する効果が十分に得られず、高強度鋼板の強度が不足する。
なお、本発明において、FE−SEM−EBSP法を用いてマルテンサイトのブロックサイズを測定する場合、予備実験にて、数個のマルテンサイト粒のブロックサイズを測定して、組織の方位解析が可能である測定点の間隔を決定してから行うことが好ましい。
フェライトの平均結晶粒径(dF)を上記範囲としたのは、フェライトの結晶粒径を細粒化することにより、延性をあまり劣化させずに引張最大強度を増加させるためである。フェライトの平均結晶粒径が上記範囲外になると、細粒化による強度上昇への寄与が小さくなることから、マルテンサイトの体積率を増加させることにより強度を補わねばならなくなり、フェライトの体積率の低下や、これに伴う大幅な延性劣化を引き起こすことから好ましくない。また、フェライトの平均結晶粒径を小さくすることで、変形の局在化や亀裂伝播が生じ難くなり、引張変形であれば局部延性の向上、曲げや穴拡げ成形であれば、曲げ性や穴拡げ率の向上がもたらされる。しかし、フェライトの平均結晶粒径を小さくすると、降伏応力が増加するため、フェライトの平均結晶粒径を極端に小さくすることは好ましくなく、その下限値は、1μm以上とすることが望ましい。
マルテンサイトの平均結晶粒径(dM)を上記範囲としたのは、変形の際のフェライト及びマルテンサイト界面での変形の集中を抑制し、界面へのマイクロボイドや亀裂形成を抑制するためである。即ち、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトは、変形能が大きく異なるため、引張変形であればネッキング後の大変形下、曲げ成形であれば小Rでの曲げ加工、あるいは、穴拡げ成形中にフェライトとマルテンサイト界面に変形が集中し、破壊へと至ってしまう。そこで、マルテンサイトを細粒化し、個々の界面への変形の集中を抑制することで、これら特性の大幅な向上が図られる。加えて、シャー切断や打ち抜き加工のような機械加工を行う際に、切断部に粗大なマルテンサイトが存在すると、マルテンサイトを起点にした疵や微細な割れを生じることになり、引き続いて行われる加工の際の加工性を大幅に減じることになる。このことから、マルテンサイトの平均結晶粒径は出来るだけ小さくする必要がある。
「C:0.07〜0.25%」
Cは、マルテンサイトの強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Cの含有量が0.25%を超えると溶接性や加工性が不十分となる。また、Cの含有量が0.07%未満であると強度が不十分となる。Cの含有量は、0.08〜0.23%の範囲であることが好ましく、0.09〜0.21%の範囲であることがより好ましい。
SiおよびAlは、フェライト安定化元素であり、Ac3変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。また、SiおよびAlは、固溶強化にも寄与することから、積極的に添加することが望ましい。フェライトは、Cをほとんど含まないbcc相であるので、多量のフェライトを形成させることで、オーステナイト中にCを濃化させることができる。オーステナイト中にCを濃化させることで、マルテンサイトの高強度化にも寄与する。また、SiやAlは、フェライトやオーステナイト中のCの活量を増大させ、脱炭反応を短時間にて進行せしめる効果があり、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備のような短時間での製造設備を用いた製造では、0.3%以上添加させる必要がある。
Mnは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Mnの含有量が3.0%を超えるとマルテンサイトの体積率が多くなりすぎて、延性確保に寄与するフェライトの体積率が不十分となり、延性及び曲げ性が不十分となる。また、Mnの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布も大きくなる。一方、Mnの含有量が1.5%未満であると、冷却過程で生じるパーライト変態を抑制することが出来ず、鋼板組織がフェライト及びパーライト組織となってしまい強度が不十分となる。Mnの含有量は、1.6〜2.8%の範囲であることが好ましく、1.7〜2.6%の範囲であることがより好ましい。
Tiは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Bが窒化物となることを抑制するためにも添加する。Bは、熱延時の組織制御性や、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での組織制御と高強度化に寄与するものの、Bが窒化物になるとこの効果が得られないことから、Tiは、Bが窒化物となるのを防止するために添加する必要がある。
しかし、Tiの含有量が0.09%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、添加量が多いと連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下を齎す。このことからTiの含有量の上限を0.09%以下とする必要がある。
また、Tiの含有量が0.005%未満であると、Tiを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Tiの含有量は、0.01〜0.08%の範囲であることが好ましく、0.015〜0.07%の範囲であることがより好ましい。
Bは、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、鋼板の高強度化に活用できる。加えて、Bは、熱延時においても、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、熱延板をベイナイト単相組織とすることで、熱延板の均質性を高め、曲げ性を向上可能である。このことから、添加する必要がある。添加量が0.0001%未満では、Bを添加することによる十分な効果が得られないことから、0.0001%以上添加する必要がある。また、Bの添加量が0.01質量%を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を0.01%とした。Bの含有量は、0.0003〜0.007%の範囲であることが好ましく、0.0005〜0.0050%の範囲であることがより好ましい。
Pは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。0.03%を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を0.03%以下に限定した。Pの含有量を0.001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とする。
Sは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を0.01%以下とした。Sの含有量を0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とする。また、SはMnと結びついて粗大なMnSを形成することから、曲げ性を低下させる。このことから、曲げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Nが0.0100%を超えると、この傾向が顕著となることから、N含有量の範囲を0.0100%以下とした。加えて、Nは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Nの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Nの含有量を0.0005%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限値である。
Oは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、曲げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。Oの含有量が0.007%を超えると、この傾向が顕著となることから、Oの含有量の上限を0.007%以下とした。Oの含有量を0.0005%と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Oの含有量を0.0005%未満にしたとしても、本発明の効果である900MPa以上のTSと優れた耐遅れ破壊特性を確保可能である。
「Nb:0.005〜0.09%」
Nbは、強化元素である。Tiと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。しかし、Nbの含有量が0.09%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Nbの添加量が多いと連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このことからNbの添加量の上限値を0.09%以下とすることが好ましい。
また、Nbの含有量が0.005%未満であると、Nbを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Nbの含有量は、0.01〜0.08%の範囲であることが好ましく、0.015〜0.07%の範囲であることがより好ましい。
Cr、Ni、Cu、Moは、強度の向上に寄与する元素であり、Mnの一部に代えて用いることができる。Cr、Ni、Cu、Moは、1種又は2種以上を、それぞれ、0.01%以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Cr、Ni、Cuの含有量は2.0%以下であることが好ましく、Moの含有量は0.8%以下であることが好ましい。
Vは、強化元素である。TiやNbと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Vを含有させることで、遅れ破壊特性を向上させることができる。このことから、本発明の鋼板のような鋼板の引張最大強度が900MPaを超える鋼板の製造にあたっては添加することが望ましい。しかし、Vの含有量が0.09%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Vの含有量が多いと連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このことからVの含有量の上限値を0.09%以下とすることが好ましい。
また、Vの含有量が0.005%未満であると、Vを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Vの含有量は、0.01〜0.08%の範囲であることが好ましく、0.015〜0.07%の範囲であることがより好ましい。
Ca、Ce、Mg、REMは、強度の向上や材質の改善に寄与する。Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上の含有量が0.0001%未満であると十分な効果が得られない場合があり、0.5%を超えると、延性を損なう恐れがある。また、これらの含有量が合計で0.5%を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。なお、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、REMやCeはミッシュメタルにて添加されることが多く、LaやCeの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらLaやCe以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属LaやCeを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分(組成)を有するスラブを鋳造する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延(CC−DR)のようなプロセスに適合する。
スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は1300℃未満とすることが望ましい。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
上記式において、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは各元素の含有量[質量%]である。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
本発明においては、連続焼鈍ライン(設備)または連続溶融亜鉛めっきライン(設備)を通板させるに際して、焼鈍炉内を、H2を1〜10体積%含有し、残部N2、H2O、O2および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数log(PH2O/PH2)を−3≦log(PH2O/PH2)≦−0.5に制御する。
このことにより、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、上記雰囲気で冷延鋼板が焼鈍(熱処理)され、短時間で鋼板表層に含まれるCが低減(脱炭処理)される。その結果、鋼板表層が軟化されて、引張最大強度900MPaを上回る高強度を有し、あたかも引張最大強度が900MPaを下回る低強度の鋼板であるかのような優れた耐水素脆化特性(耐遅れ破壊特性)を具備する鋼板となる。
また、焼鈍炉内の雰囲気において、H2濃度が10体積%を超えると、コスト高を招くことから好ましくない。また、H2濃度が1体積%未満になると、鋼板に含まれるFeが酸化することから、濡れ性やめっき密着性が不十分となる。
例えば、上述した高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御したが、二酸化炭素と一酸化炭素の分圧を制御する方法や、二酸化窒素と一酸化窒素の分圧を制御する方法、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込む方法を用いて、焼鈍炉内の雰囲気を制御してもよい。この場合であっても、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御した場合と同様に、表層近傍の鋼板内部にSi酸化物(またはSi酸化物およびAl酸化物)を析出させることができ、上記と同様の効果が得られる。
「第1条件」
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、加熱時に550℃〜760℃間を30秒以上滞留させ、最高加熱温度760℃〜Ac3℃で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜630℃間を平均冷却速度10℃/秒以下で冷却し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で室温まで冷却する。
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、上述した第1条件と同様にして、焼鈍を行った後、最高加熱温度〜630℃間および630℃〜570℃間を第1条件と同様にして冷却し、450℃〜250℃の温度域で30秒以上保持した後、平均冷却速度3℃/秒以上で室温まで冷却する。
さらに、本発明においては、第1条件または第2条件で連続焼鈍ラインを通板させることによって得られた高強度冷延鋼板に、亜鉛電気めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
「第3条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第1条件と同様にして、焼鈍を行った後、最高加熱温度〜630℃間を第1条件と同様にして冷却し、その後、630℃〜〔(亜鉛めっき浴温度−40℃)〜(亜鉛めっき浴温度+50℃)〕℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行う。
このように、630℃〜〔(亜鉛めっき浴温度−40℃)〜(亜鉛めっき浴温度+50℃)〕℃間を好適な温度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬することで、表面に亜鉛めっき層の形成された高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第3条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、460℃〜600℃の温度で合金化処理を施し、冷却を行う。
このような合金化処理を行うこことで、表面に亜鉛メッキ層が合金化されてなるZn−Fe合金が形成され、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
その後、連続焼鈍ラインを通板させた実験例の一部について、以下に示す方法により、亜鉛系電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板(EG)を製造した。まず、連連続焼鈍ラインを通板させた鋼板に対して、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施した。その後、前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度を100A/dm2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、Znめっきを施した。
また、一部の実験例においては、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、表5〜表7に示す温度で合金化処理を施し、冷却を行った。
これに対し、本発明の比較例である実験例3、5、16、17、27、28、47、66、69では、フェライトの体積率が50%以下であり、鋼板内部がフェライトを主とするものではなかった。また、本発明の比較例である実験例6、13、21、22、34、40、48、68では、鋼板内部がマルテンサイトを含んでいなかった。
マルテンサイトのブロックサイズの測定にはFE−SEM−EBSP法を用い、予備実験を行うことにより、数個のマルテンサイト粒のブロックサイズを測定し、組織の方位解析が可能である測定点の間隔を25nmに決定してから測定した。
これに対し、本発明の比較例である実験例5、17、27、47、70では、ブロックサイズが1μmを超えていた。
その結果を表8〜表10に示す。
まず、得られた鋼板をシャー切断して、圧延方向に垂直な方向が長手方向となる1.2mm×30mm×100mmの試験片とし、端面を機械研削した。端面の機械研削は、鋼板表層の軟化層による耐遅れ破壊特性向上効果を評価するために、シャー切断時に導入された欠陥を起点に発生する遅れ破壊を防止するために行った。その後、試験片を押し曲げ法にて曲げて、半径5Rの曲げ試験片を作製した。応力除荷後の曲げ試験片の開き量は、40mmとした。その後、表面に歪ゲージを貼り、ボルトで締め付けることで、曲げ試験片を弾性変形させ、その際の歪量を読み取ることで、負荷応力を算出した。その後、曲げ試験片を3%のNaClを含むチオシアン酸アンモニウム水溶液中に浸漬して、電流密度1.0mA/cm2の条件にて電解チャージを行うことで、鋼板中に水素を侵入させる遅れ破壊促進試験を行った。
そして、電解チャージ時間が100時間となっても割れが生じ無いものを良好(○)な耐遅れ破壊特性を有する鋼板と評価し、割れが生じたものを不良(×)と評価した。
これに対し、本発明の比較例である実験例3、11、15、20、24、26、31、33、39、44、46、66、67では、評価が×となり耐水素脆化特性が不十分であった。
これに対し、本発明の比較例である実験例3〜5、16、17、27、28、40、47、48、66、69では、引張最大強度および/または強度−延性バランス(TS×El.)が不十分であった。
Claims (11)
- 質量%で、
C:0.07%〜0.25%、
Si:0.3〜2.50%、
Mn:1.5〜3.0%、
Ti:0.005〜0.09%、
B:0.0001〜0.01%、
P:0.001〜0.03%、
S:0.0001〜0.01%、
Al:2.5%以下、
N:0.0005〜0.0100%、
O:0.0005〜0.007%、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板内部が、主相であるフェライトと、ブロックサイズ1μm以下のマルテンサイトを含む硬質組織とを含み、鋼板表層が、前記硬質組織の体積率が鋼板の板厚の1/4厚み位置に含まれる硬質組織の体積率の80%以下である厚み0.5μm以上の脱炭層からなることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Nb:0.005〜0.09%を含有することを特徴とする請求項1に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Cr:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Cu:0.01〜2.0%、
Mo:0.01〜0.8%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
V:0.005〜0.09%含有することを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有することを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。 - 表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項1〜請求項5のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板。
- 請求項1〜請求項5のいずれか1項に記載の化学成分を有するスラブを鋳造し、直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400℃〜670℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施した鋼板を、連続焼鈍ラインを通板させるに際して、
焼鈍炉内を、H2を1〜10体積%含有し、残部N2、H2O、O2および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数log(PH2O/PH2)を−3≦log(PH2O/PH2)≦−0.5に制御し、加熱時に550℃〜760℃間を30秒以上滞留させ、最高加熱温度760℃〜Ac3℃で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜630℃間を平均冷却速度10℃/秒以下で冷却し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却を行うことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却した後、450℃〜250℃の温度域で30秒以上保持することを特徴とする請求項7に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項7または請求項8に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で高強度冷延鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1〜請求項5のいずれか1項に記載の化学成分を有するスラブを鋳造し、直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400℃〜670℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施した鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、
焼鈍炉内を、H2を1〜10体積%含有し、残部N2、H2O、O2および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数log(PH2O/PH2)を−3≦log(PH2O/PH2)≦−0.5に制御し、加熱時に550℃〜760℃間を30秒以上滞留させ、最高加熱温度760℃〜Ac3℃で焼鈍した後、最高加熱温度〜630℃間を平均冷却速度10℃/秒以下で冷却し、630℃〜〔(亜鉛めっき浴温度−40℃)〜(亜鉛めっき浴温度+50℃)〕℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却を行った後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行うことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、460℃〜600℃の温度で合金化処理を施し、冷却を行うことを特徴とする請求項10に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度900MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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