專(zhuān)利名稱(chēng)：耐氫脆化特性及加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種耐氫脆化特性(特別是成形加工后的耐氫脆化特性)以及加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，特別涉及一種可抑制當(dāng)拉伸強(qiáng)度在1180MPa以上時(shí)，成為問(wèn)題的因放置裂紋、延遲破壞的氫脆化而引起的破壞，并且加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板。
背景技術(shù)：
在由沖壓成形加工或彎曲加工得到構(gòu)成汽車(chē)或產(chǎn)業(yè)用機(jī)械等的高強(qiáng)度零部件時(shí)，要求供該加工用的鋼板兼?zhèn)鋬?yōu)異的強(qiáng)度和延展性。近幾年，隨著汽車(chē)的更加輕量化等，對(duì)1180MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板的需求正在高漲，作為適應(yīng)如此需求的鋼板，尤其是TRIP(TRansformation InducedPlasticity；相變誘發(fā)塑性)鋼板受到注目。
TRIP鋼板是在奧氏體組織殘留，馬氏體相變開(kāi)始溫度(Ms點(diǎn))以上的溫度下，使之加工變形，由于應(yīng)力，殘余奧氏體(殘余γ)誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體，從而得到具有很大延伸的鋼板。作為其種類(lèi)可以舉出幾個(gè)，例如，眾所周知的以多角形鐵素體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型復(fù)合組織鋼(TPF鋼)；以回火馬氏體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型回火馬氏體鋼(TAM鋼)；以貝氏體鐵素體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型貝氏體鋼(TBF鋼)等。其中TBF鋼是很早就為人所知的(例如非專(zhuān)利文獻(xiàn)1等)，由硬質(zhì)的貝氏體鐵素體易于得到高強(qiáng)度，同時(shí)在其組織中，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界處，容易生成細(xì)小的殘余奧氏體，這樣的組織形態(tài)具有可帶來(lái)非常優(yōu)異的延伸的特征。另外，TBF鋼在制造上具有進(jìn)行1次熱處理(連續(xù)退火工序或鍍覆工序)就可被容易地制造這一優(yōu)點(diǎn)。
然而在1180MPa級(jí)以上的超高強(qiáng)度范圍，眾所周知，和其它的高強(qiáng)度鋼材一樣在TRIP鋼板中，也會(huì)重新出現(xiàn)因氫脆化而產(chǎn)生的延遲破壞這一弊病。延遲破壞是在高強(qiáng)度鋼中，從腐蝕環(huán)境或者從氣氛中產(chǎn)生的氫，擴(kuò)散到位錯(cuò)、氣孔、晶界等的缺陷部，使材料脆化，在賦予應(yīng)力的情況下，發(fā)生破壞的現(xiàn)象，其結(jié)果，帶來(lái)金屬材料的延展性和韌性下降等的弊病。
眾所周知，歷來(lái)被大量用于螺栓、PC鋼線(xiàn)和輸送管線(xiàn)用途上的高強(qiáng)度鋼，當(dāng)其拉伸強(qiáng)度為980MPa以上時(shí)，由于氫向鋼中侵入，而會(huì)發(fā)生氫脆化(酸洗脆性，鍍覆脆性，延遲破壞等)。因此，作為提高耐氫脆化特性的技術(shù)，幾乎都是以所述螺栓等用途的鋼材為對(duì)象的。例如在非專(zhuān)利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了，如果金屬組織以回火以馬氏體為主體，添加顯示抗回火軟化性的元素Cr、Mo、V，則對(duì)提高耐延遲破壞性有效。這是一種通過(guò)使合金碳化物析出，作為氫的捕捉區(qū)而有效地使用，使延遲破壞形態(tài)從晶界轉(zhuǎn)移到晶內(nèi)從而抑制破壞的技術(shù)。
但是在薄鋼板的場(chǎng)合，以前，從加工性和可焊性的觀點(diǎn)出發(fā)780MPa以上的鋼板基本不被使用，另外，由于板厚很薄，即使氫侵入，在短時(shí)間內(nèi)即可被放出，所以氫脆化幾乎不被視為一個(gè)問(wèn)題等，因此，沒(méi)有對(duì)氫脆化作出積極的對(duì)策。可是最近，如上所述，從汽車(chē)的輕量化和提高沖撞安全性的必要性出發(fā)，對(duì)緩沖器，沖擊梁等的加強(qiáng)材料和座椅導(dǎo)軌等要求強(qiáng)度更高。并且，對(duì)沖壓成形和彎曲加工后的支柱(框架)等零部件也要求高強(qiáng)度化。因而，作為獲得這些零部件所需的980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板的需求正在提高，隨之而來(lái)的是迫近需要確實(shí)提高該超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性。
在實(shí)現(xiàn)提高超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性時(shí)，可以考慮借用有關(guān)所述螺栓用鋼等的技術(shù)，不過(guò)，例如在所述非專(zhuān)利文獻(xiàn)2的情況，C的量是0.4％以上并且含有大量合金元素，如果將該文獻(xiàn)的技術(shù)用于薄鋼板的話(huà)，則不能確保薄鋼板所要求的加工性。另外，因?yàn)楹辖鹛蓟锏奈龀?，需要?shù)小時(shí)以上的析出熱處理，所以在制造性方面也有問(wèn)題。因此，為了提高薄鋼板的耐氫脆化特性需要確立獨(dú)自的技術(shù)。
另外，一般來(lái)講，作為高強(qiáng)度鋼材，在一直采用的淬火(回火)馬氏體鋼的情況下，能夠比較容易地達(dá)到高強(qiáng)度，可是，要提高沒(méi)有偏差的加工性，就必須設(shè)置回火工序，而且要嚴(yán)密調(diào)整該工序的溫度和時(shí)間。并且，產(chǎn)生回火脆性的危險(xiǎn)性增大，難以確實(shí)地確實(shí)提高加工性。作為提高了延展性的材料，還可以舉出馬氏體和鐵素體的復(fù)合組織鋼等，但在這些鋼中由于混在硬相和軟相，所以切口敏感性很強(qiáng)，使得難于充分提高耐氫脆化特性。
另外，在含有這些馬氏體鋼的情況下，氫起因的延遲破壞，一般認(rèn)為是氫富集在舊奧氏體晶界等處形成空隙，以該部分為起點(diǎn)而產(chǎn)生的，為了降低延遲破壞的敏感性，一般采用的解決方法是將作為氫的捕捉區(qū)的碳化物等均等且微細(xì)分散，降低擴(kuò)散性氫的濃度?？墒羌词箤⑦@些碳化物等作為氫的捕捉區(qū)使之大量分散，捕捉能力也是有限的，所以不能充分地抑制以氫為起因的延遲破壞。
目前為止，作為提高鋼板的耐氫脆化特性的技術(shù)，在專(zhuān)利文獻(xiàn)1中，提出如果使以Ti、Mg為主體的氧化物存在的話(huà)，則能夠抑制氫缺陷?？墒窃摷夹g(shù)是一種以厚鋼板為對(duì)象，考慮高熱能焊接接后的延遲破壞的技術(shù)，并不是對(duì)用薄鋼板制造的汽車(chē)零部件等的使用環(huán)境(例如腐蝕環(huán)境等)進(jìn)行了充分考慮的技術(shù)。并且也不是充分考慮了加工性的技術(shù)。
在專(zhuān)利文獻(xiàn)2中提出，如果控制Mg的氧化物，硫化物，復(fù)合晶出物或者復(fù)合析出物的分散形態(tài)(來(lái)自平均粒徑的標(biāo)準(zhǔn)偏差和平均粒徑)、殘余奧氏體的體積率及鋼板強(qiáng)度的相互關(guān)系的話(huà)，則能夠同時(shí)提高延展性和成形加工后的耐延遲破壞特性。可是，僅僅依靠由析出物形態(tài)控制的捕捉效果，難以提高在由鋼板的腐蝕而產(chǎn)生氫的環(huán)境下的耐氫脆化特性。
然而，以前認(rèn)為，殘余奧氏體會(huì)給耐氫脆化特性帶來(lái)不好的影響，所以有被降低的傾向，可是近年，殘余奧氏體已被作為有助于耐氫脆化特性提高的組織，所以具有殘余奧氏體的TRIP鋼正不斷引人注目。
例如在非專(zhuān)利文獻(xiàn)3及非專(zhuān)利文獻(xiàn)4中，討論了TRIP鋼的耐氫脆化特性，其中，公開(kāi)了特別是TBF鋼的氫吸收量很大，若觀察TBF鋼斷面，即可知因氫吸收而引起的準(zhǔn)解理斷裂破壞被抑制。然而，該文獻(xiàn)中披露的TBF鋼的延遲破壞特性，至因陰極充填試驗(yàn)而產(chǎn)生裂紋為止的時(shí)間不過(guò)1000秒左右，很難說(shuō)是充分考慮了諸如汽車(chē)用零部件等在長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)惡劣的使用環(huán)境之后的結(jié)果。另外，上述文獻(xiàn)的熱處理?xiàng)l件，由于其加熱溫度設(shè)定得很高，因而存在實(shí)際機(jī)械的生產(chǎn)效率差等的情況，迫切需要開(kāi)發(fā)在生產(chǎn)效率上也優(yōu)異的新的TBF鋼。此外，還存在由于進(jìn)行沖壓成形等，使得耐氫脆化特性下降的問(wèn)題。
專(zhuān)利文獻(xiàn)1特開(kāi)平11-293383號(hào)專(zhuān)利文獻(xiàn)2特開(kāi)2003-166035號(hào)非專(zhuān)利文獻(xiàn)1 NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(日新制鋼技報(bào))，No.43，Dec.1980，p.1-10非專(zhuān)利文獻(xiàn)2“解明延遲破壞的新展開(kāi)”(日本鋼鐵協(xié)會(huì)，1997年1月發(fā)行)p.111～120非專(zhuān)利文獻(xiàn)3北條智彥，他5名，“超高強(qiáng)度低合金TRIP鋼的氫脆性(第1報(bào)氫吸收特性和延展性)”，日本材料學(xué)會(huì)第51期學(xué)術(shù)講演會(huì)講演論文集，2002年，第8卷，p.17-18非專(zhuān)利文獻(xiàn)4北條智彥，他5名，“涉及超高強(qiáng)度低合金TRIP鋼的氫脆性的奧氏體等溫淬火處理溫度的影響”，CAMP-ISIJ，2003年，第16卷，p.568發(fā)明內(nèi)容如上所述，在含有殘余奧氏體的TRIP鋼板中，到現(xiàn)在為止幾乎還沒(méi)有一種如下所述的事例，即在零部件成形時(shí)發(fā)揮出色的加工性，并且又充分考慮到諸如汽車(chē)用零部件，在其成形加工后長(zhǎng)時(shí)間的嚴(yán)酷使用環(huán)境，從而對(duì)成形加工后的氫脆化采取對(duì)策的開(kāi)發(fā)事例。
本發(fā)明是鑒于所述情況的發(fā)明，其目的在于，提供一種將鋼板成形為零部件后，在長(zhǎng)時(shí)間的惡劣使用環(huán)境下發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性，并且加工性進(jìn)一步得到提高拉伸強(qiáng)度在1180MPa以上的超高強(qiáng)度薄鋼板。
為了達(dá)到所述目的，本發(fā)明者們，對(duì)獲得一種在成形加工后也顯示出優(yōu)異的耐氫脆化特性，并且又充分發(fā)揮在成形加工時(shí)具有TRIP鋼板特征的優(yōu)異的加工性的鋼板，進(jìn)行了銳意研究。其結(jié)果為，為了確保成形加工后優(yōu)異的耐氫脆化特性，控制成形加工后的組織是至關(guān)重要，具體地說(shuō)，發(fā)現(xiàn)拉伸加工后的金屬組織，對(duì)整個(gè)組織的面積率，滿(mǎn)足如下條件十分重要·殘余奧氏體1％以上；·貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上；
·鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包含0％)的同時(shí)，還滿(mǎn)足·所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上。
即，本發(fā)明的耐氫脆化特性?xún)?yōu)異的第1超高強(qiáng)度薄鋼板，滿(mǎn)足C大于0.25～0.60％(質(zhì)量％，成分組成以下相同)、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，剩余部由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成，其特征在于加工率3％的拉伸加工后的金屬組織，對(duì)整個(gè)組織的面積率，滿(mǎn)足·殘余奧氏體1％以上，·貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上，·鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包括0％)，并且還滿(mǎn)足·所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上，并且拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上。
另外，本發(fā)明者們，從與上述不同的觀點(diǎn)出發(fā)，進(jìn)行銳意研究的結(jié)果為，找到了要確保成形加工后優(yōu)異的耐氫脆化特性，重要的是需控制成形加工后的組織，具體成形加工后的組織滿(mǎn)足以下全部條件·殘余奧氏體1％以上，·所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上，·所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下，以及·所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接距離1μm以下。
如此控制組織，即使不過(guò)量添加合金元素，也可以充分提高超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性。此外，所謂“成形加工后”是指加工率3％的拉伸加工后，該拉伸加工的具體條件是，以室溫單軸拉伸，賦予3％的應(yīng)變(以下，將該加工率3％的拉伸加工后，簡(jiǎn)稱(chēng)為“加工”)。
即本發(fā)明的耐氫脆化特性?xún)?yōu)異的第2超高強(qiáng)度薄鋼板，滿(mǎn)足C大于0.25～0.60％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al0.5％以下(不包括0％)，剩余部由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成，其特征在于加工率3％的拉伸加工后的金屬組織對(duì)整個(gè)組織的面積率滿(mǎn)足·殘余奧氏體1％以上；·所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上；
·所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下；并且滿(mǎn)足·所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接距離1μm以下。
而且，拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上。
根據(jù)本發(fā)明，能夠生產(chǎn)性良好地制造一種超高強(qiáng)度薄鋼板，即將鋼板成形為零部件后，也能使從外部侵入的氫無(wú)害化，維持優(yōu)異的耐氫脆化特性，并且在成形時(shí)發(fā)揮優(yōu)異的加工性的拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上的超高強(qiáng)度薄鋼板，并且能夠提供作為極難產(chǎn)生延遲破壞等的超高強(qiáng)度零部件，例如緩沖器，沖擊梁等的加強(qiáng)材料和座椅導(dǎo)軌，支柱(框架)，骨架，構(gòu)件等的汽車(chē)零部件。


圖1是實(shí)施例1的耐壓破壞性試驗(yàn)中使用的零部件的概念立體圖。
圖2是模式性表示的實(shí)施例1的耐壓破壞性試驗(yàn)狀況的側(cè)視圖。
圖3是用于實(shí)施例1的耐沖擊特性試驗(yàn)的零部件的概念立體4是所述圖3的A-A斷面圖。
圖5是模式性表示的實(shí)施例1的耐沖擊特性試驗(yàn)狀況的側(cè)視圖。
圖6是實(shí)施例1的No.101(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖7是實(shí)施例1的No.120(比較例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖8是在實(shí)施例2的No.201(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖9是實(shí)施例2的No.220(比較例子)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖10是表示殘余奧氏體晶粒的平均軸比和氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)之間的關(guān)系的圖表。
圖11是模式性表示的殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距的圖。
圖12是實(shí)施例3的No.301(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖13是實(shí)施例3的No.301(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率60,000倍)。
圖14是實(shí)施例3的No.313(比較例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖中1，耐壓破壞性試驗(yàn)用零部件(試驗(yàn)體)，2，5點(diǎn)焊位置，3金屬模具，4耐沖擊特性試驗(yàn)用零部件(試驗(yàn)體)，6落錘，7(耐沖擊特性試驗(yàn)用)臺(tái)具體實(shí)施方式
(實(shí)施方式1)本發(fā)明的第1超高強(qiáng)度薄鋼板，滿(mǎn)足C大于0.25～0.60％(質(zhì)量％，成分組成以下相同)、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)、Mo1.0％以下(不包括0％)、Nb1.0％以下(不包括0％)，剩余部由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成，(1)加工率3％的拉伸加工后的金屬組織，對(duì)整個(gè)組織的面積率，滿(mǎn)足·殘余奧氏體1％以上；·貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上；·鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包括0％)的同時(shí)；還滿(mǎn)足·所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上，(2)鋼中含有規(guī)定量的Mo及/或Nb的鋼板。
各必要條件具有如下意義。
(加工率3％的拉伸加工后的金屬組織)規(guī)定加工率3％的拉伸加工后的組織，是因?yàn)榧僭O(shè)實(shí)際的零部件的加工狀況，對(duì)其進(jìn)行多種實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，以加工率3％進(jìn)行拉伸加工時(shí)，實(shí)驗(yàn)室試驗(yàn)和實(shí)際的零部件裂紋的相關(guān)性為最好。
(對(duì)整個(gè)組織的面積率為，殘余奧氏體1％以上)零部件成形后即使在長(zhǎng)時(shí)間的惡劣的使用環(huán)境下，也能使其發(fā)揮良好的耐氫脆化特性，首先是在加工后的金屬組織中殘余奧氏體需要占有1％以上。殘余奧氏體的優(yōu)選為2％以上，更優(yōu)選為3％以上。然而當(dāng)加工后的殘余奧氏體大量存在時(shí)，不能確保所要求的超高強(qiáng)度，所以建議其上限設(shè)為20％(優(yōu)選為15％)。
(殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上)如果加工后的殘余奧氏體是板條狀，則氫捕捉能力遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于碳化物，特別是發(fā)現(xiàn)該形狀的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上時(shí)，能夠使所謂由于大氣腐蝕而侵入的氫實(shí)質(zhì)上無(wú)害化，從而顯著提高耐氫脆化特性。所述殘余奧氏體的平均軸比，優(yōu)選為10以上，更優(yōu)選為15以上。
根據(jù)后述的FE-SEM/EBSP法，所述殘余奧氏體也就是作為FCC相(面心立方晶格)被觀察的區(qū)域。作為EBSP測(cè)量的一個(gè)具體例子，可以舉出在板厚1/4的位置上，以與軋制面平行的面上的任意的測(cè)量區(qū)域(約50×50μm，測(cè)量間距0.1μm)為測(cè)量對(duì)象。另外，在研磨至該測(cè)量面時(shí)，為了防止殘余奧氏體的相變，而使用電解研磨。其次，使用“具備EBSP檢測(cè)器的FE-SEM”(詳細(xì)后述)，向設(shè)置在SEM鏡筒內(nèi)的試樣照射電子束。用高靈敏度照相機(jī)(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍攝被投影到屏幕上的EBSP圖像，以圖像形式放入計(jì)算機(jī)。然后用計(jì)算機(jī)進(jìn)行圖像解析，通過(guò)與用既知結(jié)晶系[殘余奧氏體時(shí)為FCC相(面心立方)]模擬得到的圖形相比較，將決定的FCC相做成彩圖。這樣求出被圖示(mapping)了的區(qū)域的面積率，將其定為“殘余奧氏體的面積率”。另外，所述解析的硬件及軟件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(Orientation ImagingMicroscopyTM)系統(tǒng)。
還有，所述平均軸比的測(cè)量，是以TEM(Transmission ElectronMicroscope)進(jìn)行觀察(倍率1.5萬(wàn)倍)，測(cè)量在任意選擇的3視野中存在的殘余奧氏體晶粒的長(zhǎng)軸和短軸，求出軸比，算出其平均值，將其作為平均軸比。
(貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上)使鋼中的晶界破壞的起點(diǎn)減少，確實(shí)地將擴(kuò)散性氫濃度降低到無(wú)害化水平，并且為了容易地確保超高強(qiáng)度，則優(yōu)選為不是將加工后的金屬組織的母相作為被一般采用于高強(qiáng)度鋼材的馬氏體單相組織，而是將其作為以貝氏體鐵素體為主體的“貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織”。
在所述馬氏體單相組織的情況下，碳化物(例如片狀滲碳體等)在晶界析出，容易產(chǎn)生晶界破壞，對(duì)此，若以貝氏體鐵素體為主體的“貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織”，因?yàn)樵撠愂象w鐵素體是硬質(zhì)，所以與馬氏體單相的情況相同，容易提高整體組織的強(qiáng)度，另外，因?yàn)樵谶@個(gè)位錯(cuò)上大量的氫被捕捉，所以也能提高耐氫脆化特性。此外，通過(guò)使所述的貝氏體鐵素體和后述的殘余奧氏體存在，可具有能夠防止作為晶界破壞起點(diǎn)的碳化物的生成，以及在板條狀貝氏體鐵素體的晶界上容易生成所述板條狀殘余奧氏體的優(yōu)點(diǎn)。
因此，本發(fā)明中的必要條件在于，在加工率3％的拉伸加工后，也能確保該貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織為80％以上。優(yōu)選為85％以上，更優(yōu)選為90％以上。并且，其上限根據(jù)與其它組織(殘余奧氏體)的平衡來(lái)決定，在不含有所述殘余奧氏體以外的組織(鐵素體等)時(shí)，其上限被控制在99％。
本發(fā)明中所述的貝氏體鐵素體是板狀鐵素體，且位錯(cuò)密度高的下部組織，與所謂具有沒(méi)有位錯(cuò)或極少位錯(cuò)的下部組織的多角形鐵素體，通過(guò)SEM觀察，被明確地進(jìn)行了如下區(qū)分。
貝氏體鐵素體組織的面積率以如下的方式求出。即，用硝酸乙醇溶液侵蝕鋼材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，掃描型電子顯微鏡)觀察在制品板厚1/4位置，與軋制面平行的面的任意的測(cè)量區(qū)域(約50×50μm)(倍率1500倍)，由此算出其面積率。
貝氏體鐵素體在SEM照片上顯示為深灰色(作為SEM，也有不能分開(kāi)區(qū)別貝氏體鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體的情況)，而多角形鐵素體在SEM照片中為黑色，是多角形形狀，且內(nèi)部不含有殘余奧氏體和馬氏體。
本發(fā)明中所使用的SEM，是具備“EBSP(Electron Back Scatterdiffraction Pattern)檢測(cè)器的高分辨率型FE-SEM(Field Emission typeScanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)”，具有在SEM觀察區(qū)域的同時(shí)，由EBSP檢測(cè)器進(jìn)行解析的優(yōu)點(diǎn)。在這里對(duì)EBSP法作一簡(jiǎn)單的說(shuō)明，EBSP是將電子束照射試樣表面，解析由此時(shí)產(chǎn)生的反射電子而得到的菊池花樣，以此決定電子束入射位置的結(jié)晶方位的儀器，把電子束在試樣表面進(jìn)行2維掃描，測(cè)量各所定間距的結(jié)晶方位的話(huà)，就可以測(cè)量試樣表面的方位分布。利用該EBSP觀察，可具有如下優(yōu)點(diǎn)，即能夠根據(jù)色差識(shí)別在通常的顯微鏡觀察中被判斷為相同組織的且結(jié)晶方位差不同的板厚方向的組織。
(鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包含0％))加工后的金屬組織，可以?xún)H由所述組織(即，貝氏體鐵素體+馬氏體和殘余奧氏體的混合組織)構(gòu)成，但是在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，也可以含有作為其它組織的鐵素體(這里所說(shuō)的“鐵素體”意指多角形鐵素體，即，沒(méi)有位錯(cuò)密度或有極少位錯(cuò)密度的鐵素體)和珠光體。這些組織是在本發(fā)明的制造過(guò)程中必然殘存的組織，但是，越少越好，本發(fā)明中抑制在9％以下。優(yōu)選為低于5％，更優(yōu)選為低于3％。
如此，為了確保在成形加工后也具有優(yōu)異的耐氫脆化特性，可以列舉，例如，使在成形加工前的鋼板中所占的殘余奧氏體為5％以上大量存在，和使殘余奧氏體大量存在且微細(xì)分散的方法。此外，還可列舉出，控制成形加工時(shí)的條件，使殘余奧氏體難以發(fā)生相變等的方法(例如，以彎曲成形來(lái)加工，控制成形溫度和應(yīng)變速度)，其中，為了要將加工前后的殘余奧氏體設(shè)定在大致一定的適量范圍內(nèi)，并且在確保其它特性(高強(qiáng)度等)的同時(shí)，提高其加工性和成形后的耐氫脆化特性，作為具體方法特別推薦滿(mǎn)足以下(A)、(B)。
(A)使化學(xué)成分為高C系，提高殘余奧氏體中的C濃度。
由于鋼板變形(加工)殘余奧氏體相變?yōu)轳R氏體，可是，若殘余奧氏體中C量高，則其變得穩(wěn)定，難以產(chǎn)生超過(guò)必要的相變。其結(jié)果，能確保成形加工后的殘余奧氏體，維持優(yōu)異的耐氫脆化特性。
本發(fā)明為了得到如此的效果，使含C量超過(guò)0.25％。C是確保1180MPa以上的高強(qiáng)度所必需的元素。優(yōu)選為0.27％以上，更優(yōu)選為0.30％以上。但是，從確保耐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，在本發(fā)明中把C量抑制在0.60％以下。優(yōu)選為0.55％以下，更優(yōu)選為0.50％以下。
這樣，推薦提高鋼板中的C含量，使殘余奧氏體中的C濃度(CγR)為0.8％以上。若將CγR控制在0.8％以上，則還可有效地提高延伸。優(yōu)選為1.0％以上，更優(yōu)選為1.2％以上。雖然優(yōu)選所述CγR為高，可是，實(shí)際操作上一般考慮可能調(diào)整的上限大概為1.6％。
(B)使殘余奧氏體的形狀形成微細(xì)化且為板條狀。
若使殘余奧氏體的形狀形成微細(xì)化且為板條狀，則因?yàn)樵诩庸r(shí)不會(huì)超出必要的相變，所以能確保殘余奧氏體。
在現(xiàn)有的TRIP鋼中，盡管殘余奧氏體大量存在，但在耐氫脆化特性方面仍有不令人滿(mǎn)意的情況，作為其理由可以舉出，在現(xiàn)有的TRIP鋼中存在的殘余奧氏體，因?yàn)橐话銥槲⒚准?jí)塊狀，所以加載應(yīng)力時(shí)容易相變?yōu)轳R氏體，因其形狀易于成為機(jī)械性破壞的起因。本發(fā)明者們?cè)谘芯亢蟮弥?，如果使殘余奧氏體成板條，即使同樣的變形量，與以前的塊狀殘余奧氏體相比，也不容易相變?yōu)轳R氏體，很穩(wěn)定。作為該現(xiàn)象的機(jī)理，可以推測(cè)為是源于形狀作用的應(yīng)力施加狀況和空間束縛的差所至，但還沒(méi)有被完全弄清。另外，加工時(shí)的殘余奧氏體的穩(wěn)定化，不是影響TRIP鋼板的誘發(fā)相變加工性下降的因素。如上所述，本發(fā)明闡述了若使殘余奧氏體形成板條狀并且微細(xì)化，幾乎不使殘余奧氏體減少，能夠有效地進(jìn)行誘發(fā)相變，具有優(yōu)異的加工性。
具體地講，如果形成殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)是5以上(優(yōu)選為10以上，更優(yōu)選為15以上)的板條狀的殘余奧氏體，加工時(shí)殘余奧氏體的減少就會(huì)很少，而且即使在加工后，也能容易達(dá)到殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，充分發(fā)揮殘余奧氏體本來(lái)具有的氫吸收能力，從而能大幅度提高耐氫脆化特性。另一方面，從提高耐氫脆化特性的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)所述平均軸比的上限不做特別規(guī)定，不過(guò)，為了在加工時(shí)為了有效地發(fā)揮TRIP效果，則需要一定程度的殘余奧氏體的厚度，如果考慮此點(diǎn)，則優(yōu)選為把上限定為30，更優(yōu)選為20以下。
在本發(fā)明優(yōu)選的實(shí)施方式中，為了使殘余奧氏體微細(xì)化，而使之含有Mo、Nb。Mo除了使殘余奧氏體微細(xì)化之外，還具有強(qiáng)化晶界抑制氫脆化的效果。并且是對(duì)提高鋼板的淬火性也有效的元素。為了有效地發(fā)揮如此效果，推薦使Mo含有0.005％以上。更優(yōu)選為0.1％以上。但Mo含量超過(guò)1.0％，則所述效果飽和，在經(jīng)濟(jì)上形成浪費(fèi)。優(yōu)選為0.8％以下，更優(yōu)選為0.5％以下。
另外，Nb特別是通過(guò)與Mo的復(fù)合效果，對(duì)組織的細(xì)?；鸬椒浅Ｓ行У淖饔谩b還有使鋼板強(qiáng)度提高的效果，為了發(fā)揮這些效果，推薦含0.005％以上。更優(yōu)選為0.01％以上。但過(guò)量含有Nb，則這些效果飽和，經(jīng)濟(jì)上造成浪費(fèi)，所以抑制在0.1％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
此外，為了容易地獲得所述加工后的組織，則推薦將加工前鋼板中的所述殘余奧氏體以外的組織定為，貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上(優(yōu)選為85％以上，更優(yōu)選為90％以上)、鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(優(yōu)選為小于5％，更優(yōu)選為小于3％，包含0％)。這是因?yàn)?，在加工前耐氫脆化特性?xún)?yōu)異當(dāng)然為優(yōu)選，而且還可易于達(dá)到規(guī)定的強(qiáng)度。
如上所述本實(shí)施方式的特征在于控制加工后的金屬組織，為了容易地形成該金屬組織，有效地提高耐氫脆化特性和強(qiáng)度，近而確保薄鋼板所需的延展性，需要如下控制其它成分。
<Si1.0～3.0％>
Si是有效地抑制殘余奧氏體分解，碳化物生成的重要的元素。同時(shí)也是使材質(zhì)充分硬質(zhì)化的有效的置換型固溶體強(qiáng)化元素。為了使該效果有效地發(fā)揮，則有必要使其含有1.0％以上。優(yōu)選為1.2％以上，更優(yōu)選為1.5％以上。但如果Si量過(guò)量，則熱軋的氧化皮的形成變得顯著，還有在瑕疵的消除方面也將產(chǎn)生成本，在經(jīng)濟(jì)上不為優(yōu)選，所以抑制在3.0％以下。優(yōu)選為2.5％以下，更優(yōu)選為2.0％以下。
<Mn1.0～3.5％>
Mn是使奧氏體穩(wěn)定化，得到所需殘余奧氏體的必要元素。為了使該效果有效地發(fā)揮，需使之含1.0％以上。優(yōu)選為1.2％以上，更優(yōu)選為1.5％以上。另一方面，如果Mn量過(guò)量，則發(fā)生偏析變得明顯，會(huì)有加工性劣化的情況，所以設(shè)3.5％為上限。優(yōu)選為3.0％以下。
<P0.15％以下(不含0％)>
P因?yàn)槭侵L(zhǎng)由晶界偏析而產(chǎn)生晶界破壞的元素，所以希望其含量低，上限設(shè)為0.15％。優(yōu)選控制到0.1％以下，更優(yōu)選為0.05％以下。
<S0.02％以下(不含0％)>
S因?yàn)槭窃诟g環(huán)境下助長(zhǎng)鋼板的氫吸收的元素，所以希望其含量低，上限設(shè)為0.02％。
<Al1.5％以下(不含0％)>(本發(fā)明鋼板1的場(chǎng)合)<Al0.5％以下(不含0％)>(本發(fā)明鋼板2的場(chǎng)合)為了脫氧Al可以添加到0.01％以上。另外Al是不僅具有脫氧作用，還具有提高耐蝕性作用和提高耐氫脆化特性的元素。
作為所述提高耐蝕性作用的機(jī)構(gòu)，具體地說(shuō)，一般認(rèn)為是提高母材其自身的耐蝕性和由大氣腐蝕產(chǎn)生的生成銹的效果，但是，推定特別是后者的生成銹的效果大。其理由為，所述生成銹比通常的鐵銹細(xì)致具有優(yōu)異的保護(hù)性，所以大氣腐蝕被抑制，其結(jié)果使該大氣腐蝕產(chǎn)生的氫量降低，從而氫脆化，即延遲破壞被有效地抑制。
在Al的提高耐氫脆化特性作用的機(jī)構(gòu)中，其詳細(xì)原因不明，但推定是在鋼板表面由于Al的濃化，使得氫向鋼中的侵入變得困難，和由于鋼中氫的擴(kuò)散速度下降從而使氫移動(dòng)困難，難于產(chǎn)生氫脆性。而且還可以認(rèn)為，由于Al的添加，使得板條狀殘余奧氏體的穩(wěn)定性增加，有助于提高耐氫脆化特性。
為了有效地發(fā)揮Al的耐蝕性作用和提高耐氫脆化特性的作用，可以將Al量設(shè)為0.02％以上，優(yōu)選為0.2％以上，更優(yōu)選為0.5％以上。
但是，為了實(shí)現(xiàn)抑制氧化鋁等夾雜物的增加、巨大化，確保加工性，并且確保細(xì)小殘余奧氏體的生成，并且抑制以含Al夾雜物為起因的腐蝕，和抑制制造上的成本的增大，需要把Al量抑制在1.5％以下。從制造上的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為將A3點(diǎn)調(diào)整到1000℃以下。
另一方面，如上所述，由于增加Al含量，則氧化鋁等夾雜物增加，加工性劣化，所以為了要充分抑制所述氧化鋁等的夾雜物，獲得加工性更好的鋼板，則需將Al量抑制在0.5％以下。優(yōu)選為0.3％以下，更優(yōu)選為0.1％以下。
本實(shí)施方式規(guī)定的含有元素(C、Si、Mn、P、S、Al、Mo、Nb)為如上所述，剩余部成分實(shí)際上是Fe，作為因原料、資材、制造設(shè)備等的狀況而被帶入到鋼中的不可避免的雜質(zhì)，不用說(shuō)允許含0.001％以下的N(氮)等，在對(duì)所述本發(fā)明的作用不帶來(lái)壞影響的范圍內(nèi)，也可以積極地使之含有其它的如下元素。
<B0.0002～0.01％>
B是使鋼板強(qiáng)度提高的有效元素，為了發(fā)揮該效果優(yōu)選使其含有0.0002％以上(更優(yōu)選為0.0005％以上)。另一方面，如果過(guò)量含有B，則因?yàn)闊峒庸ば詯夯詢(xún)?yōu)選范圍是使之含有在0.01％以下(更優(yōu)選為0.005％以下)。
<從Ca0.0005～0.005％、Mg0.0005～0.01％、以及REM0.0005～0.01％組成的群組中任選1種以上>
Ca、Mg、REM(稀土族元素)是對(duì)抑制伴隨鋼板表面的腐蝕而產(chǎn)生的界面氣氛的氫離子濃度的上升，即抑制pH的下降，提高鋼板的耐蝕性的有效元素。同時(shí)，對(duì)控制鋼中硫化物的形態(tài)提高加工性也有效，為了充分地發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有Ca、Mg、REM中的任意一個(gè)的含量在0.0005％以上。另一方面，若過(guò)量含有，則加工性劣化，所以?xún)?yōu)選控制在Ca為0.005％以下，Mg、REM分別為0.01％以下。
(實(shí)施方式2)本發(fā)明的第2超高強(qiáng)度薄鋼板，滿(mǎn)足C大于0.25～0.60％(質(zhì)量％，成分組成以下相同)、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，剩余部由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成，(1)成型加工后的組織，滿(mǎn)足·殘余奧氏體1％以上；·該殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上；·貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上；·鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包括0％)；并且，(2)使鋼中含有規(guī)定量的Cu及/或Ni。
關(guān)于規(guī)定所述(1)的理由如上所述。
接著對(duì)規(guī)定(2)的理由進(jìn)行詳述。
如上所述，要確保加工后的殘余奧氏體且控制其形狀提高氫捕捉能力，同時(shí)，(a)充分地抑制在腐蝕環(huán)境下來(lái)自鋼材的氫的發(fā)生，并且(b)抑制發(fā)生的氫向鋼材的侵入，就要確實(shí)地把鋼板中的擴(kuò)散性氫濃度下降到無(wú)害化水平，對(duì)其具體方法進(jìn)行了研討。
其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了達(dá)到所述(a)、(b)，使之含有Cu0.003～0.5％及/或Ni0.003～1.0％非常有效，通過(guò)使該元素成為必需成分，從而進(jìn)一步得到通過(guò)組織控制而產(chǎn)生的耐氫脆化特性的提高。
具體地說(shuō)，由于Cu、Ni的存在，使得鋼材自身的耐蝕性提高，從而能夠充分地抑制由于鋼板腐蝕的氫的發(fā)生。同時(shí)這些元素，對(duì)一般所說(shuō)的即使在大氣中生成的銹中，熱力學(xué)性能也穩(wěn)定，且具有促進(jìn)保護(hù)性的氧化鐵α-FeOOH的生成的效果，由于實(shí)現(xiàn)了促進(jìn)該銹的生成，從而能夠抑制產(chǎn)生的氫向鋼板內(nèi)的侵入，能夠充分提高在惡劣的腐蝕環(huán)境下的耐氫脆化特性。該效果，特別是通過(guò)使Cu和Ni共存而易于發(fā)現(xiàn)。
為了發(fā)揮所述效果，當(dāng)含Cu時(shí)，需要設(shè)為0.003％以上。優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.1％以上。如果是含Ni時(shí)，需要設(shè)為0.003％以上。優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.1％以上。
但是不管是那個(gè)元素，當(dāng)過(guò)量含有時(shí)，加工性下降，所以Cu時(shí)控制在0.5％以下，Ni時(shí)控制在1.0％以下。
如上(1)所述，通過(guò)在成形加工后確保規(guī)定的殘余奧氏體，從而達(dá)到優(yōu)異的耐氫脆化特性，可以列舉，例如，使在成形加工前的鋼板中所占的殘余奧氏體為5％以上大量存在，和讓殘余奧氏體大量存在且微細(xì)分散的方法。還可列舉出，控制成形加工時(shí)的條件，使殘余奧氏體難以發(fā)生相變等的方法(例如，以彎曲成形來(lái)加工，控制成形溫度和應(yīng)變速度)，其中，要將加工前后的殘余奧氏體設(shè)定在大致一定的適量范圍內(nèi)，并且在確保其它特性(高強(qiáng)度等)的同時(shí)，提高其加工性和成形后的耐氫脆化特性，作為其具體方法特別推薦滿(mǎn)足以上(A)、(B)。
本實(shí)施方式的特征在于，如上所述控制加工后金屬組織，并且使之含有規(guī)定量的Cu及/或Ni，不過(guò)，為了容易地形成該金屬組織，有效地提高耐氫脆化特性和強(qiáng)度，進(jìn)而確保薄鋼板所需的延展性，則需如上控制其它成分。
本實(shí)施方式規(guī)定的含有元素(C、Si、Mn、P、S、Al和Cu及/或Ni)為如上所述，剩余部成分實(shí)際上是Fe，作為因原料、資材、制造設(shè)備等的狀況而被帶入到鋼中的不可避免的雜質(zhì)，不用說(shuō)允許含0.001％以下的N(氮)等，在對(duì)所述本發(fā)明的作用不帶來(lái)壞影響的范圍內(nèi)，也可以積極地使之含有其它的如下元素。
<Ti及/或V合計(jì)0.003～1.0％>
Ti與所述Cu、Ni同樣具有促進(jìn)保護(hù)性銹的生成的效果。該保護(hù)性銹對(duì)抑制特別是在氯化物環(huán)境下生成，給耐蝕性(作為其結(jié)果是耐氫脆化特性)帶來(lái)不好影響的β-FeOOH的生成具有非常有效的作用。這樣的保護(hù)性銹的形成，特別是通過(guò)復(fù)合添加Ti和V(或Zr)而被促進(jìn)。Ti也是賦予非常優(yōu)異的耐蝕性的元素，也兼有使鋼凈化的優(yōu)點(diǎn)。
另外V除了與所述Ti共存，具有提高耐氫脆化特性的效果以外，還是對(duì)提高鋼板強(qiáng)度，細(xì)?；行У脑?。
為了充分地發(fā)揮所述Ti及/或V的效果，優(yōu)選為以合計(jì)使其含有0.003％以上(更優(yōu)選為0.01％以上)。特別是從提高耐氫脆化特性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為添加Ti使之超過(guò)0.03％，更優(yōu)選為添加Ti為0.05％以上。另一方面，即使過(guò)量添加Ti，因?yàn)樾Ч蔀轱柡蜖顟B(tài)，所以經(jīng)濟(jì)上不為優(yōu)選，并且若過(guò)量添加V，則炭氮化物的析出變多，導(dǎo)致加工性及耐氫脆化特性降低。因而優(yōu)選為添加Ti及/或V的范圍合計(jì)在1.0％以下。更優(yōu)選為0.5％以下。
<Zr0.003～1.0％>
Zr是對(duì)提高鋼板的強(qiáng)度，細(xì)?；行У脑兀cTi共存，具有使耐氫脆化特性提高的效果。為了有效地發(fā)揮該效果，優(yōu)選為含有Zr在0.003％以上。另一方面，若過(guò)量含有Zr，則因?yàn)樘康锏奈龀鲎兌?，加工性和耐氫脆化特性降低，所以?xún)?yōu)選為添加范圍在1.0％以下。
<Mo1.0％以下(不包括0％)>
Mo具有使奧氏體穩(wěn)定，確保殘余奧氏體，抑制氫侵入，提高耐氫脆化特性的效果。并且是對(duì)提高鋼板的淬火性也有效的元素。更進(jìn)一步具有強(qiáng)化晶界，抑制氫脆化的效果。為了有效地發(fā)揮該作用，推薦含Mo在0.005％以上。更優(yōu)選為0.1％以上。但Mo含量超過(guò)1.0％，則所述效果飽和，經(jīng)濟(jì)上造成浪費(fèi)。優(yōu)選為0.8％以下，更優(yōu)選為0.5％以下。
<Nb0.1％以下(不包括0％)>
Nb是對(duì)提高鋼板強(qiáng)度以及組織細(xì)?；行У脑亍Ｌ貏e是通過(guò)與Mo的復(fù)合添加，更能充分地發(fā)揮該效果。為了發(fā)揮這些效果，推薦使其含0.005％以上。更優(yōu)選為0.01％以上。但過(guò)量含有Nb，則這些效果飽和，經(jīng)濟(jì)上造成浪費(fèi)，所以抑制在0.1％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
<B0.0002～0.01％>
B是對(duì)提高鋼板的強(qiáng)度有效的元素，為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選為使其含有0.0002％以上(更優(yōu)選為0.0005％以上)。另一方面，若過(guò)量含有B，則熱加工性惡化，所以?xún)?yōu)選使其含有在0.01％以下(更優(yōu)選為0.005％以下)的范圍。
<從Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％，以及REM0.0005～0.01％組成的群組中選擇1種以上>
Ca、Mg、REM(稀土族元素)，是對(duì)抑制伴隨鋼板表面腐蝕而來(lái)的界面氣氛的氫離子濃度的上升，即抑制pH的下降，提高鋼板的耐蝕性有效的元素。同時(shí)，對(duì)控制鋼中硫化物的形態(tài)提高加工性也有效，為了充分地發(fā)揮該效果，優(yōu)選為使Ca、Mg、REM中的任意一個(gè)的含量在0.0005％以上。另一方面，若過(guò)量含有，則加工性劣化，所以?xún)?yōu)選控制在Ca為0.005％以下，Mg、REM分別為0.01％以下。
(實(shí)施方式3)本發(fā)明的第3超高強(qiáng)度薄鋼板，滿(mǎn)足C大于0.25％～0.60％(質(zhì)量％，成分組成以下相同)、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，剩余部由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，(3)成型加工后的組織全部滿(mǎn)足·殘余奧氏體1％以上；·該殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上；·該殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下；和·該殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距1μm以下。
若如此控制組織，則即使不過(guò)量添加合金元素，也可以充分提高超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性。
另外，所謂上述“成形加工后”，如上所述，指加工率3％的拉伸加工后，該拉伸加工的具體條件，是以室溫單軸拉伸，賦予3％的應(yīng)變(以下，將該加工率3％的拉伸加工后，簡(jiǎn)稱(chēng)為“加工”)。
接著對(duì)本發(fā)明中的殘余奧氏體的上述規(guī)定進(jìn)行詳述。
<殘余奧氏體1％以上>
<殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上>
對(duì)于零部件成形后即使在長(zhǎng)時(shí)間的惡劣的使用環(huán)境下，也能使其發(fā)揮良好的耐氫脆化特性，首先有必要使在加工后的金屬組織中所占的殘余奧氏體在1％以上。如上所述，殘余奧氏體不僅僅只是大大有助于耐氫脆化特性的提高，如一般所知，殘余奧氏體對(duì)全延伸的提高也極為有用，所以可以使其優(yōu)選存在為2％以上，更優(yōu)選為3％以上。另一方面，如果殘余奧氏體大量存在，則不能確保所希望的超高強(qiáng)度，所以建議將其上限設(shè)定為15％(更優(yōu)選為10％)。
另外，如果加工后的殘余奧氏體是板條狀，則氫捕捉能力遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于碳化物。圖10是表示使用后述方法測(cè)量的殘余奧氏體晶粒的平均軸比與作為耐氫脆化特性指標(biāo)的氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)(是用后述實(shí)施例中所示方法所測(cè)量的指數(shù)，數(shù)值低則意味著耐氫脆化特性?xún)?yōu)異)的關(guān)系的圖表。從圖10可以知道，特別是如果殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)達(dá)到5以上，則氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)急劇降低?？梢哉J(rèn)為，這是因?yàn)闅堄鄪W氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)高達(dá)5以上，使得殘余奧氏體本來(lái)具有的氫吸收能力得到充分的發(fā)揮，氫捕捉能力也遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于碳化物，且能夠使所謂由于大氣腐蝕而侵入的氫實(shí)質(zhì)上無(wú)害化，從而取得耐氫脆化特性的顯著提高效果。上述殘余奧氏體的平均軸比，優(yōu)選為10以上，更優(yōu)選為15以上。
<殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下>
此外，在本發(fā)明中，將上述板條狀殘余奧氏體微細(xì)分散，可有效提高耐氫脆化特性。具體的說(shuō)，發(fā)現(xiàn)了如果將所述條狀殘余奧氏體晶粒分散為1μm以下(亞微米極)，則可確實(shí)提高耐氫脆化特性。這被認(rèn)為是因?yàn)?，將平均短軸長(zhǎng)度短的且微細(xì)的殘余奧氏體晶粒進(jìn)行大量分散，可使殘余奧氏體晶粒的表面積(界面)變大，且氫捕捉能力增大。該殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度，優(yōu)選為0.5μm以下，更優(yōu)選為0.25μm以下。
在本發(fā)明中，如上所述，通過(guò)控制殘余奧氏體晶粒的平均軸比和其平均短軸長(zhǎng)度，即便在使相同體積比例的殘余奧氏體存在的情況下，也可使本發(fā)明的細(xì)小板條狀殘余奧氏體的氫捕捉能力遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于使碳化物分散的情況，并且可以使由于大氣腐蝕而侵入的氫無(wú)害化。
<殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距1μm以下>
根據(jù)本發(fā)明可以知道，如果同時(shí)還控制殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，則可更進(jìn)一步提高耐氫脆化特性。具體地說(shuō)，發(fā)現(xiàn)了如果上述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下，則可確實(shí)地提高耐氫脆化特性。這被認(rèn)為是因?yàn)橛捎谏鲜鑫⒓?xì)板條狀的殘余奧氏體是形成為一種相互接近且大量分散的狀態(tài)，使得破壞(裂紋)的擴(kuò)展得到抑制，從而可獲得對(duì)于破壞具有高抵抗力的組織。殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，優(yōu)選為0.8μm以下，更優(yōu)選為0.5μm以下。
根據(jù)后述的FE-SEM/EBSP法，所述殘余奧氏體意味著作為FCC相(面心立方晶格)被觀察的區(qū)域。作為EBSP測(cè)量的一個(gè)具體例子，可以舉出把在板厚1/4的位置上，在與軋制面平行的面上的任意的測(cè)量區(qū)域(約50×50μm，測(cè)量間隔0.1μm)作為測(cè)量對(duì)象。另外，在研磨至該測(cè)量面時(shí)，為了防止殘余奧氏體的相變，而使用電解研磨。其次，使用“具備EBSP檢測(cè)器的FE-SEM”(詳細(xì)后述)，向設(shè)置在SEM鏡筒內(nèi)的試樣照射電子束。用高靈敏度照相機(jī)(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍攝被投影到屏幕上的EBSP圖像，以圖像形式放入計(jì)算機(jī)。然后用計(jì)算機(jī)進(jìn)行圖像解析，通過(guò)與用既知結(jié)晶系(殘余奧氏體時(shí)為FCC相(面心立方))模擬得到的圖形相比較，將決定的FCC相做成彩圖。這樣求出被圖示(mapping)了的區(qū)域的面積率，將其定為“殘余奧氏體的面積率”。另外，所述解析的硬件及軟件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(OrientationImaging MicroscopyTM)系統(tǒng)。
另外，所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度、以及殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距如下而求得。首先，殘余奧氏體晶粒的平均軸比是以TEM(Transmission Electron Microscope)觀察(倍率1.5萬(wàn)倍)，測(cè)量在任意選擇的3視野中存在的殘余奧氏體晶粒的長(zhǎng)軸和短軸，求出軸比，算出其平均值，將其作為平均軸比。作為殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度，如上所述是以算出測(cè)得的短軸平均值而求出的。此外，作為殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，如圖11中(a)所示，是以TEM觀察(倍率1.5萬(wàn)倍)，測(cè)量在任意選擇的3視野中，且聚在長(zhǎng)軸方向的殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，平均3視野的最鄰接間距而求出的(圖11中(b)的距離不作為鄰接間距)。
為了使在鋼中的晶界破壞的起點(diǎn)減少，把擴(kuò)散性氫濃度確實(shí)下降到無(wú)害化水平，并且容易地確保超高強(qiáng)度，則可以使加工后的金屬組織的母相不形成作為被一般采用于高強(qiáng)度鋼材的馬氏體單相組織，而是將其作為以貝氏體鐵素體為主體的“貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織”。
在上述馬氏體單相組織的情況下，碳化物(例如片狀滲碳體等)在晶界析出，容易產(chǎn)生晶界破壞，對(duì)此，若貝氏體鐵素體其主體為“貝氏體鐵素體和馬氏體的二相組織”，因?yàn)樵撠愂象w鐵素體是硬質(zhì)，所以與馬氏體單相一樣，能夠容易地提高全體組織的強(qiáng)度，并且，因?yàn)樵谶@個(gè)位錯(cuò)上大多數(shù)的氫被捕捉，所以也能提高耐氫脆化特性。此外，通過(guò)使所述的貝氏體鐵素體和后述的殘余奧氏體存在，可具有能夠防止作為晶界破壞起點(diǎn)的碳化物的生成，以及在板條狀貝氏體馬氏體的晶界上容易生成上述板條狀殘余奧氏體的優(yōu)點(diǎn)。
因此，本發(fā)明中的必要條件在于，在加工率3％的拉伸加工后，也能確保該貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織為80％以上。優(yōu)選為85％以上，更優(yōu)選為90％以上。并且，其上限根據(jù)與其它組織(殘余奧氏體)的平衡來(lái)決定，在不含有上述殘余奧氏體以外的組織(鐵素體等)時(shí)，其上限被控制于99％。
本發(fā)明中所述的貝氏體鐵素體是板狀鐵素體，是位錯(cuò)密度高的下部組織，與所謂具有沒(méi)有位錯(cuò)或極少位錯(cuò)的下部組織的多角形鐵素體，通過(guò)SEM觀察，被明確地如下所述地區(qū)分。
貝氏體鐵素體組織的面積率如下求得。即，用硝酸乙醇溶液腐蝕鋼材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，掃描型電子顯微鏡)觀察在產(chǎn)品板厚1/4位置，與軋制面平行的面的任意的測(cè)量區(qū)域(約50×50μm)(倍率1500倍)，由此算出其面積率。
貝氏體鐵素體在SEM照片上顯示為深灰色(作為SEM，也有不能分開(kāi)區(qū)別貝氏體鐵素體、殘余奧氏體、和馬氏體的情況)，而多角形鐵素體在SEM照片中為黑色，是多角形形狀，且內(nèi)部不含有殘余奧氏體和馬氏體。
本發(fā)明中所使用的SEM，是具備“EBSP(Electron Back Scatterdiffraction Pattern)檢測(cè)器的高分辨率型FE-SEM(Field Emission typeScanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)”，具有在SEM觀察到區(qū)域的同時(shí)，即可由EBSP檢測(cè)器分析的優(yōu)點(diǎn)。在這里對(duì)EBSP法作一簡(jiǎn)單的說(shuō)明，EBSP是，將電子束照射試樣表面，分析根據(jù)此時(shí)產(chǎn)生的反射電子得的菊池花樣，決定電子束入射位置的結(jié)晶方位，把電子束在試樣表面進(jìn)行2維掃描，測(cè)量各個(gè)所定間距的結(jié)晶方位的話(huà)，就可以測(cè)量試樣表面的方位分布。根據(jù)該EBSP觀察，可具有如下優(yōu)點(diǎn)，即能夠根據(jù)色差識(shí)別在通常的顯微鏡觀察中被判斷為相同組織的，且結(jié)晶方位差不同的板厚方向的組織。
加工后的金屬組織，可以?xún)H由所述組織(即，貝氏體鐵素體+馬氏體和殘余奧氏體的混合組織)構(gòu)成，但是在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，也可以含有作為其他組織的鐵素體(這里所說(shuō)的“鐵素體”意指多角形鐵素體，即，沒(méi)有位錯(cuò)密度或有極少位錯(cuò)密度的鐵素體)和珠光體。這些組織是在本發(fā)明的制造過(guò)程中必然殘存的組織，但是，越少越好，本發(fā)明中抑制在9％以下。優(yōu)選為低于5％，更優(yōu)選為低于3％。
如此，為了確保在成形加工后也具有優(yōu)異的耐氫脆化特性，可以列舉，例如，使在成形加工前的鋼板中所占的殘余奧氏體為5％以上大量存在，或讓殘余奧氏體大量存在且微細(xì)分散的方法。還可列舉出，諸如使殘余奧氏體難以發(fā)生變態(tài)這樣的控制成形加工時(shí)的條件方法(例如，進(jìn)行彎曲成形加工，控制成形溫度和應(yīng)變速度)，其中，要將加工前后的殘余奧氏體設(shè)定在大致一定的適量范圍內(nèi)，并且在確保其它特性(高強(qiáng)度等)的同時(shí)，提高其加工性和成形后的耐氫脆化特性，作為其具體方法特別推薦滿(mǎn)足以上(A)、(B)。
如上所述，本實(shí)施形態(tài)的特點(diǎn)在于，控制加工后的金屬組織。當(dāng)然，為了容易地形成該金屬組織，有效地提高耐氫脆化特性和強(qiáng)度，進(jìn)而確保薄鋼板所需的延展性，需要如上控制其它成分。
本發(fā)明對(duì)制造條件沒(méi)有進(jìn)行規(guī)定，可是，為了使用滿(mǎn)足所述成分組成的鋼材，能夠容易地加工，并且形成即使在加工后也能發(fā)揮超高強(qiáng)度且優(yōu)異的耐氫脆化特性的上述組織，則推薦在熱軋后，或在其之后進(jìn)行的冷扎后，根據(jù)如下要領(lǐng)進(jìn)行熱處理。即，將滿(mǎn)足上述成分組成的鋼在A3點(diǎn)～(A3+50℃)的溫度(T1)下，加熱保持10～1800秒(t1)之后，以3℃/s以上的平均冷卻速度，冷卻至Ms點(diǎn)～Bs點(diǎn)的溫度(T2)，在該溫度域加熱保持60～1800秒(t2)。
所述T1超過(guò)(A3+50℃)，或t1超過(guò)1800秒，則導(dǎo)致奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，并且加工性(延伸凸緣性)惡化，故不為優(yōu)選。另一方面，如果所述T1比A3點(diǎn)的溫度底，則不能獲得規(guī)定的貝氏體鐵素體。另外，在所述t1小于10秒的情況下，則不能實(shí)現(xiàn)充分的奧氏體化，導(dǎo)致滲碳體或其它的合金碳化物的殘存，故不能令人滿(mǎn)意。所述t1優(yōu)選為30秒以上600秒以下，更優(yōu)選為60秒以上400秒以下。
隨后冷卻所述鋼板，以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻，是為了避開(kāi)珠光體相變區(qū)域，防止珠光體組織的生成。該平均冷卻速度越大越好，推薦優(yōu)選為5℃/s以上，更優(yōu)選為10℃/s以上。
其次，以所述速度冷卻至Ms點(diǎn)～Bs點(diǎn)之后，通過(guò)使其恒溫相變，可使母相成為貝氏體鐵素體+馬氏體的雙相組織。這里，若加熱保持溫度(T2)超過(guò)Bs點(diǎn)，則本發(fā)明所不希望的珠光體將大量生成，不能充分地確保貝氏體鐵素體組織。另一方面，若所述T2低于Ms點(diǎn)，則殘余奧氏體減少，故不為優(yōu)選。
此外，若加熱保持時(shí)間(t2)超過(guò)1800秒，則除了貝氏體鐵素體的位錯(cuò)密度變小，氫的捕捉量變少以外，而且還不能得到規(guī)定的殘余奧氏體。另外若所述t2小于60秒，也不能得到規(guī)定的貝氏體鐵素體組織。優(yōu)選將所述t2設(shè)為90秒以上1200秒以下，更優(yōu)選為120秒以上600秒以下。對(duì)加熱保持后的冷卻方法不做特別限定，可以進(jìn)行空冷，急冷，空氣水冷卻等。
若考慮實(shí)際操作，則所述退火處理采用連續(xù)退火設(shè)備或者分批式退火設(shè)備比較簡(jiǎn)便。另外在冷軋板上鍍覆，施加溶融鍍鋅時(shí)，也可將鍍覆條件按照如上熱處理?xiàng)l件來(lái)設(shè)定，在該鍍覆工序中進(jìn)行所述熱處理。
還有，不特別限定所述連續(xù)退火處理前的熱軋工序(根據(jù)需要也可是冷軋工序)，通常可以適當(dāng)?shù)剡x擇實(shí)施條件來(lái)進(jìn)行。具體的作為所述熱軋工序，可以采用例如在Ar3點(diǎn)以上熱軋結(jié)束后，以平均冷卻速度約30℃/s冷卻，在約500～600℃的溫度下卷取的條件。另外，在熱軋后形狀不好的情況時(shí)，也可以以修正形狀為目的進(jìn)行冷軋。在這里推薦冷軋率設(shè)為1～70％。這是因?yàn)?，超過(guò)冷軋率70％的冷軋，將使軋制負(fù)荷增大，致使軋制成為困難。
本發(fā)明是以薄鋼板為對(duì)象的發(fā)明，不特別限定制品形態(tài)，除了由熱軋得到的鋼板和進(jìn)一步由冷軋得到的鋼板以外，也可以進(jìn)行熱軋或冷軋之后實(shí)施退火，之后實(shí)施轉(zhuǎn)化處理，溶融鍍覆，電鍍，蒸鍍等鍍覆和各種涂裝，涂裝基礎(chǔ)處理，有機(jī)皮膜處理等。
作為所述鍍覆的種類(lèi)，一般的可以是鍍鋅，鍍鋁等的任一種。另外鍍覆的方法，可以是溶融及電鍍的任一種，并且熱處理后可以實(shí)施合金化熱處理，還可以實(shí)施多層鍍覆。而且，在非鍍覆鋼板上和鍍覆鋼板上還可以實(shí)施多層薄膜處理。
施行所述涂裝時(shí)，對(duì)應(yīng)各種用途，也可以實(shí)施磷酸鹽處理等的轉(zhuǎn)化處理，電涂裝。涂料可以使用公知的樹(shù)脂，可以將環(huán)氧樹(shù)脂、含氟樹(shù)脂、硅丙烯樹(shù)脂、聚氨基甲酸酯樹(shù)脂、丙烯樹(shù)脂、聚酯樹(shù)脂、酚醛樹(shù)脂、醇酸樹(shù)脂、密胺樹(shù)脂等與公知的硬化劑一起使用。特別從耐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，推薦使用環(huán)氧樹(shù)脂、氟含有樹(shù)脂、硅丙烯樹(shù)脂。其它，在涂料中添加的公知的添加劑，例如可以添加著色用顏料、耦合劑、均涂劑、敏化劑、氧化防止劑、紫外線(xiàn)穩(wěn)定劑、難燃燒劑等。
還有，涂料的形態(tài)也不特別限定，可以按照溶劑系涂料、粉狀體涂料、水系涂料、水分散型涂料、電涂料等用途適當(dāng)?shù)剡x擇。使用所述涂料，使鋼材形成所望的被覆層，可以采用浸漬法、輥式涂鍍法、噴涂法、簾式流動(dòng)涂漆法等公知的方法。被覆層的厚度按其用途可以采用適當(dāng)?shù)墓怠１景l(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板，除了能用于緩沖器和沖擊門(mén)梁、支柱(框架)、骨架、構(gòu)件等汽車(chē)加強(qiáng)部材等的汽車(chē)用強(qiáng)度零部件以外，還可以用于座椅導(dǎo)軌等室內(nèi)零部件。由這樣的成形加工后得到的零部件，也具有充分的材質(zhì)特性(強(qiáng)度)，并且發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性。
以下，以實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做更具體的說(shuō)明，但是，本發(fā)明不受下列實(shí)施例的限制，在按照前后所述宗旨獲得的范圍內(nèi)，可以適當(dāng)?shù)丶右宰兏膶?shí)施，其全都包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍之內(nèi)。
實(shí)施例1真空溶制由表1中記載的成分組成構(gòu)成的試驗(yàn)鋼No.A-1～Y-1，制成實(shí)驗(yàn)用板坯之后，按照下列工序(熱軋→冷軋→連續(xù)退火)，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板之后，由酸洗除去表面氧化皮，之后冷軋至成為1.2mm厚為止。
<熱軋工序>
開(kāi)始溫度(SRT)1150～1250℃保持30分鐘完成溫度(FDT)850℃冷卻速度40℃/s卷取溫度550℃<冷軋工序>
冷軋率50％<連續(xù)退火工序>
在各試驗(yàn)鋼中，以A3點(diǎn)+30℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s空冷到表2中的To℃，以該To℃保持240秒鐘。然后空氣水冷至室溫。
另外，表2中的No.116作為比較例，為了制作以前為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，將冷軋后的鋼板加熱至830℃，保持5分鐘之后施行水淬火，在300℃回火10分鐘。此外No.120，是將冷軋后的鋼板加熱至800℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s冷卻到350℃，在該溫度下保持240秒鐘。
從如此獲得的鋼板上采取JIS5號(hào)試驗(yàn)片，模擬實(shí)際上進(jìn)行的加工，賦予加工率3％的拉伸加工，以下列條件分別測(cè)定加工前后各試樣的金屬組織，加工前的拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(為全延伸(El))以及以加工后的耐氫脆化特性。
(金屬組織的觀察)使用所述加工前后的試驗(yàn)片，進(jìn)行了如下所述的金屬組織的觀察。即，在制品板厚1/4的位置上，以與軋制面平行的面上的任意的測(cè)量區(qū)域(約50μm×50μm，測(cè)量間距0.1μm)為對(duì)象，進(jìn)行觀察、攝影，按照所述方法測(cè)量了貝氏體鐵素體(BF)及馬氏體(M)、殘余奧氏體(殘余γ)的面積率。并且在任意選擇的2視野中進(jìn)行同樣的測(cè)量，求出平均值。另外從整個(gè)組織(100％)中扣除所述組織所占的面積率，求出其它組織(鐵素體和珠光體等)。
并且，將加工前后的鋼板中的殘余奧氏體晶粒的平均軸比，按照所述方法進(jìn)行測(cè)量，將平均軸比5以上的作為滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(○)，平均軸比小于5的作為不滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(×)，進(jìn)行評(píng)價(jià)。
(拉伸強(qiáng)度(TS)及延伸(El)的測(cè)量)拉伸試驗(yàn)使用加工前的JIS5號(hào)試驗(yàn)片進(jìn)行，測(cè)量拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(El)。這里，拉伸試驗(yàn)的應(yīng)變速度設(shè)為1mm/sec。并且本發(fā)明以按照所述方法測(cè)量的拉伸強(qiáng)度在1180MPa以上的鋼板為對(duì)象，延伸在10％以上的評(píng)價(jià)為“延伸優(yōu)異”。
(耐氫脆化特性的評(píng)價(jià))耐氫脆化特性在對(duì)拉伸JIS5號(hào)試驗(yàn)片，賦予加工率3％的變形之后，施行將彎曲部R成為15mm的彎曲加工，負(fù)荷1000MPa的應(yīng)力，在5％鹽酸水溶液中浸洗，測(cè)量至裂紋發(fā)生的時(shí)間。
并且，在部分鋼種中，也進(jìn)行了氫充填4點(diǎn)彎曲試驗(yàn)。詳細(xì)如下從所述的各鋼板切割試樣，將賦予加工率3％變形的65mm×10mm的長(zhǎng)條試驗(yàn)片在溶液(0.5mol/H2SO4+0.01mol/KSCN)中浸洗，進(jìn)行陰極氫充填，以3小時(shí)內(nèi)不斷裂的最大應(yīng)力作為限界斷裂應(yīng)力(DFL)，進(jìn)行了測(cè)量。
所述結(jié)果并記于表2。
表1


※剩余部分鐵以及不可避免的雜質(zhì)
表2


從表1，2可以考察如下(另外，下記No.表示表2中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的必要條件的No.101～113(本發(fā)明鋼板2)、121～125(本發(fā)明鋼板1)，顯示出具有1180MPa以上的超高強(qiáng)度，并且在加工后的惡劣環(huán)境下的耐氫脆化特性方面也優(yōu)異。并且作為T(mén)RIP鋼板應(yīng)具備的延伸也優(yōu)異，從而能夠得到作為被置于大氣腐蝕氣氛中的汽車(chē)的加強(qiáng)零部件的最適鋼板。特別是No.121～125，顯示出更優(yōu)異的耐氫脆化特性。
與此相反，不滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的No.114～120、126，分別具有以下不良情況。
即，No.114，因使用C量不足的鋼N-1，所以不能確保優(yōu)異的加工性。
No.115，因使用Mn量不足的鋼O-1，所以不能確保足夠的殘余奧氏體，加工后的耐氫脆化特性劣化。
No.116是使用Si量不足的鋼P(yáng)-1，得到以前為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒(méi)有存在，所以耐氫脆化特性劣化。同時(shí)也沒(méi)能確保薄鋼板所要求的延伸。
No.117是使用C量過(guò)量的鋼Q-1的例子，由于碳化物析出，使得成形性及加工后的耐氫脆化特性的任意一個(gè)均差。
No.118因?yàn)槭鞘褂煤琈o量過(guò)量的鋼R-1，No.119是使用含Nb量過(guò)量的鋼S-1，結(jié)果其成形性都顯著劣化。另外，No.118、119不能進(jìn)行所述加工，故不能檢測(cè)加工后的特性。
No.120使用滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的成分組成的鋼材，但不是以推薦的條件制造的，所以獲得的鋼板為現(xiàn)有的TRIP鋼板。其結(jié)果，殘余奧氏體不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，并且其母相不是由貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織構(gòu)成，所以沒(méi)有優(yōu)異的耐氫脆化特性所要求的強(qiáng)度水平。
No.126因?yàn)槌^(guò)本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定量的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，還有沒(méi)有達(dá)到所希望的母相，而且，還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表1的鋼種記號(hào)A-1，J-1鋼板和比較鋼板(為以前產(chǎn)品的590MPa級(jí)的高張力鋼板)，成形零部件，如下所述進(jìn)行耐壓破壞性試驗(yàn)及耐沖擊特性試驗(yàn)，檢測(cè)了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。
(耐壓破壞性試驗(yàn))首先，使用表1的鋼種記號(hào)A-1、J-1的鋼板和比較鋼板，分別作成圖1所示的零部件(試驗(yàn)體，帽形槽(hat channel)零部件)1，進(jìn)行了如下的壓破壞性試驗(yàn)。即，在圖1表現(xiàn)的零部件的點(diǎn)焊位置2上，從頂端直徑6mm的電極，流過(guò)比濺射發(fā)生電流低0.5kA的電流，如圖1所示以35mm間距進(jìn)行了點(diǎn)焊接。然后如圖2所示，從零部件1的較長(zhǎng)方向中央部的上方開(kāi)始推壓金屬模具3，求出最大負(fù)荷。并從負(fù)荷-位移圖的面積求出吸收能量。其結(jié)果示于表3。
表3


由表3看出，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示出比使用強(qiáng)度低下的現(xiàn)有的鋼板負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)異的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性試驗(yàn))使用表1的鋼種記號(hào)A-1，J-1的鋼板和比較鋼板，分別作成圖3所示的零部件(試驗(yàn)體，帽形槽(hat channel)零部件)4，進(jìn)行了如下的耐沖擊特性試驗(yàn)。另外，圖4表示所述圖3中零部件4的A-A斷面。耐沖擊特性試驗(yàn)與所述耐壓破壞性試驗(yàn)的情況相同，在零部件4的點(diǎn)焊位置5上進(jìn)行點(diǎn)焊接之后，如圖5模式所示，將零部件4設(shè)置于基座7上，從該零部件4的上方，使落錘(質(zhì)量110kg)6從高度11m的位置落下，求出零部件4變形到40mm(高度方向的收縮)的吸收能力，其結(jié)果示于表4。
表4


由表4得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示出比使用強(qiáng)度低下的現(xiàn)有的鋼板吸收能量大，具有優(yōu)異的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例獲得的試驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖6是本發(fā)明例的No.101的TEM觀察照片例，從圖6可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織為本發(fā)明所規(guī)定的板條狀殘余奧氏體(圖6中，直線(xiàn)形黑色部分)分散了的狀態(tài)。另一方面，圖7是比較例的No.120的TEM觀察照片例，從圖7可以得知，在No.120的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖7中稍圓的黑色部分)，但是是不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
實(shí)施例2真空溶制由表5中記載的成分組成構(gòu)成的試驗(yàn)鋼No.A-2～Y-2，制成實(shí)驗(yàn)用板坯之后，按照下列工序(熱軋→冷軋→連續(xù)退火)，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板之后，用酸洗除去表面氧化皮，然后冷軋至成為1.2mm厚為止。
<熱軋工序>
開(kāi)始溫度(SRT)1150～1250℃保持30分鐘完成溫度(FDT)850℃冷卻速度40℃/s卷取溫度550℃<冷軋工序>
冷軋率50％<連續(xù)退火工序>
在各試驗(yàn)鋼中，以A3點(diǎn)+30℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s急速冷卻(氣冷)到表2中的To℃，以該To℃保持240秒鐘。然后空氣水冷至室溫。
另外，表6中的No.217作為比較例，為了制作以前為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，將冷軋后的鋼板加熱至830℃，保持5分鐘之后施行水淬火，在300℃回火10分鐘。另外No.220，是將冷軋后的鋼板加熱至800℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s冷卻到350℃，在該溫度保持240秒鐘。
從如此得到的鋼板采取JIS5號(hào)試驗(yàn)片，模擬實(shí)際上進(jìn)行的加工，賦予加工率3％的拉伸加工，加工前后各試樣的金屬組織，以下列條件分別測(cè)定加工前的拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(為全延伸(El))以及以加工后的耐氫脆化特性。
(金屬組織的觀察)使用所述加工前后的試驗(yàn)片，進(jìn)行了如下所述的金屬組織的觀察。即，在制品板厚1/4的位置上，以與軋制面平行的面上的任意的測(cè)量區(qū)域(約50μm×50μm，測(cè)量間距0.1μm)為對(duì)象，進(jìn)行觀察、攝影，按照所述方法測(cè)量了貝氏體鐵素體(BF)及馬氏體(M)、殘余奧氏體(殘余γ)的面積率。并且在任意選擇的2視野中進(jìn)行同樣的測(cè)量，求出平均值。另外從整個(gè)組織(100％)中扣除所述組織所占的面積率，求出其它組織(鐵素體和珠光體等)。
并且，將加工前后的鋼板中的殘余奧氏體晶粒的平均軸比，按照所述方法進(jìn)行測(cè)量，將平均軸比5以上的作為滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(○)，平均軸比小于5的作為不滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(×)，進(jìn)行評(píng)價(jià)。
(拉伸強(qiáng)度(TS)及延伸(El)的測(cè)量)拉伸試驗(yàn)用加工前的JIS5號(hào)試驗(yàn)片進(jìn)行，測(cè)量拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(El)。這里，拉伸試驗(yàn)的應(yīng)變速度設(shè)為1mm/sec。并且本發(fā)明以按照所述方法測(cè)量的拉伸強(qiáng)度在1180MPa以上的鋼板為對(duì)象，延伸在10％以上的評(píng)價(jià)為(延伸優(yōu)異)。
(耐氫脆化特性的評(píng)價(jià))耐氫脆化特性在拉伸JIS5號(hào)試驗(yàn)片，賦予加工率3％的變形之后，施行將彎曲部R成為15mm的彎曲加工，負(fù)荷1000MPa的應(yīng)力，在5％鹽酸水溶液中浸洗，測(cè)量至裂紋發(fā)生的時(shí)間。
另外設(shè)想實(shí)際的使用環(huán)境，對(duì)于如上所述制作了的彎曲試驗(yàn)片，連續(xù)30天實(shí)施1天1次的3％NaCl溶液的噴涂機(jī)噴涂的促暴露試驗(yàn)，測(cè)量至裂紋發(fā)生為止的天數(shù)。
并且，關(guān)于部分鋼種，也進(jìn)行了氫充填4點(diǎn)彎曲試驗(yàn)。詳細(xì)如下從所述的各鋼板切割試樣，將賦予加工率3％變形的65mm×10mm的長(zhǎng)條試驗(yàn)片在溶液(0.5mol/H2SO4+0.01mol/KSCN)中浸洗，進(jìn)行陰極氫充填，以3小時(shí)內(nèi)不斷裂的最大應(yīng)力作為限界斷裂應(yīng)力(DFL)，進(jìn)行測(cè)量。并且求出表6的實(shí)驗(yàn)No.203(鋼種記號(hào)C-2)對(duì)DFL的比(DFL比)。
所述結(jié)果并記于表6。
表5


※剩余部分鐵以及不可避免的雜質(zhì)
表6


從表5，6可以考察如下(另外，下記No.表示表6中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的必要條件的No.201～214(本發(fā)明鋼板2)、221～225(本發(fā)明鋼板1)，顯示出具有1180MPa以上的超高強(qiáng)度，并且在加工后的嚴(yán)酷環(huán)境下的耐氫脆化特性方面也很優(yōu)異。并且作為T(mén)RIP鋼板應(yīng)具備的延伸也優(yōu)異，作為被置于大氣腐蝕氣氛中的汽車(chē)的加強(qiáng)零部件的最適鋼板而被獲得。特別是No.221～225顯示出更優(yōu)異的耐氫脆化特性。
與此相反，不滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的No.215～220、226，分別有著以下不良情況。
即，No.215，因使用C量不足的鋼O-2，所以加工后的殘余奧氏體明顯減少，沒(méi)能確保本發(fā)明水平的耐氫脆化特性。
No.216，因使用Mn量不足的鋼P(yáng)-2，所以沒(méi)能確保足夠的殘余奧氏體，加工后的耐氫脆化特性劣化。
No.217是使用Si量不足的鋼Q-2，得到以前為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒(méi)有存在，所以耐氫脆化特性劣化。同時(shí)也沒(méi)能確保薄鋼板所要求的延伸。
No.218是使用C量過(guò)量的鋼R-2的例子，由于碳化物析出，使得成形性及加工后的耐氫脆化特性的任意一個(gè)均劣化。
No.219因?yàn)槭鞘褂貌缓珻u及/或Ni的鋼S-2，所以沒(méi)能確保足夠的耐蝕性，不能確保本發(fā)明水平的耐氫脆化特性。
No.220使用滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的成分組成的鋼材，但不是以推薦的條件制造的，所以獲得的鋼板為以前的TRIP鋼板。其結(jié)果，殘余奧氏體不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，并且其母相不是由貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織構(gòu)成，所以沒(méi)有優(yōu)異的耐氫脆化特性所要求的強(qiáng)度水平。
No.226因?yàn)槌^(guò)本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，還有沒(méi)有達(dá)到所希望的母相，而且還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表5的鋼種記號(hào)A-2、K-2鋼板和比較鋼板(為以前產(chǎn)品的590MPa級(jí)的高張力鋼板)，成形零部件，如下所述進(jìn)行耐壓破壞性試驗(yàn)及耐沖擊特性試驗(yàn)，檢測(cè)了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。
(耐壓破壞性試驗(yàn))首先，使用表5的鋼種記號(hào)A-2、K-2的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣分別求出最大負(fù)荷。并且從負(fù)荷-位移圖的面積，求出吸收能量。其結(jié)果示于表7。
表7


由表7得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示出比使用強(qiáng)度低下的以前的鋼板負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)異的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性試驗(yàn))使用表5的鋼種記號(hào)A-2、K-2的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1相同，分別進(jìn)行耐沖擊特性試驗(yàn)，其結(jié)果示于表8。
表8


由表8得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示比使用強(qiáng)度低下的以前的鋼板吸收能力大，具有優(yōu)異的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例獲得的試驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖8是本發(fā)明例的No.201的TEM觀察照片例，從圖8可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織為本發(fā)明所規(guī)定的板條狀殘余奧氏體(圖8中，直線(xiàn)形黑色部分)分散了的狀態(tài)。另一方面，圖9是比較例的No.220的TEM觀察照片例，從圖9可以得知，在No.220的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖9中稍圓的黑色部分)，但是是不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
實(shí)施例3真空溶制由表9中記載的成分組成構(gòu)成的試驗(yàn)鋼No.A-3～Q-3，制作實(shí)驗(yàn)用板坯之后，按照以下工序(熱軋→冷軋→連續(xù)退火)，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板之后，用酸洗除去表面氧化皮，然后冷軋至1.2mm厚。
<熱軋工序>
開(kāi)始溫度(SRT)1150～1250℃保持30分鐘完成溫度(FDT)850℃冷卻速度40℃/s卷取溫度550℃<冷軋工序>
冷軋率50％<連續(xù)退火工序>
在各試驗(yàn)鋼中，在A3點(diǎn)+30℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s急速冷卻(氣冷)到表10中的To℃，在該To℃保持240秒鐘。然后空氣水冷至室溫。
另外，表10中的No.311作為比較例，為了制作現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，所以將冷軋后的鋼板加熱至830℃，保持5分鐘之后施行水淬，在300℃回火10分鐘。另外No.312，將冷軋后的鋼板加熱至800℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s冷卻到350℃，在該溫度保持240秒鐘。
從如此得到的鋼板采取JIS5號(hào)試驗(yàn)片，模擬實(shí)際上進(jìn)行的加工，賦予加工率3％的拉伸加工，以下列條件分別測(cè)定了加工前后各試樣的金屬組織，加工前的拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(為全延伸(El))以及以加工后的耐氫脆化特性。
(金屬組織的觀察)使用所述加工前后的試驗(yàn)片，進(jìn)行了如下所述的金屬組織的觀察。即，在制品板厚1/4的位置上，以與軋制面平行的面上的任意的測(cè)量區(qū)域(約50μm×50μm，測(cè)量間距0.1μm)為對(duì)象，進(jìn)行觀察、攝影，按照所述方法測(cè)量貝氏體鐵素體(BF)及馬氏體(M)、殘余奧氏體(殘余γ)的面積率。并且在任意選擇的2視野中進(jìn)行同樣的測(cè)量，求出平均值。另外從整個(gè)組織(100％)中扣除所述組織所占的面積率，求出其它組織(鐵素體和珠光體等)。
并且，將加工前后的鋼板中的殘余奧氏體晶粒的平均軸比，平均短軸長(zhǎng)以及殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，按照所述方法進(jìn)行測(cè)量，將平均軸比5以上的作為滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(○)，平均軸比小于5的作為不滿(mǎn)足本發(fā)明的必要條件(×)，進(jìn)行評(píng)價(jià)。
(拉伸強(qiáng)度(TS)及延伸(El)的測(cè)量)拉伸試驗(yàn)使用加工前的JIS5號(hào)試驗(yàn)片進(jìn)行，測(cè)量拉伸強(qiáng)度(TS)和延伸(El)。這里，拉伸試驗(yàn)的應(yīng)變速度設(shè)為1mm/sec。并且本發(fā)明以按照所述方法測(cè)量的拉伸強(qiáng)度在1180MPa以上的鋼板為對(duì)象，延伸在10％以上的評(píng)價(jià)為(延伸優(yōu)異)。
(耐氫脆化特性的評(píng)價(jià))使用板厚1.2mm的平板試驗(yàn)片，以應(yīng)變速度1×10-4/sec的低應(yīng)變速度進(jìn)行拉伸試驗(yàn)法(SSRT)，求出由下式所定義的氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)(％)，評(píng)價(jià)耐氫脆化特性。
氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)(％)＝100×(1-E1/E0)這里，E0表示實(shí)際上在鋼中不含氫狀態(tài)的試驗(yàn)片斷裂時(shí)的延伸，E1表示在硫酸中電化學(xué)地使氫充填的鋼材(試驗(yàn)片)斷裂時(shí)的延伸。這里，所述氫充填為，將鋼材(試驗(yàn)片)在H2SO4(0.5mol/L)和KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中浸洗，在室溫且一定電流(100A/m2)的條件下進(jìn)行。
若所述氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)超過(guò)50％，則存在在使用中引起氫脆化的危險(xiǎn)，所以在本發(fā)明中將在50％以下評(píng)價(jià)為耐氫脆化特性?xún)?yōu)異。
所述結(jié)果示于表10。
表9


※剩余部分鐵以及不可避免的雜質(zhì)
表10


從表9、10可以進(jìn)行如下考察(另，下記No.表示表10中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的必要條件的No.301～309(本發(fā)明鋼板2)、313～317(本發(fā)明鋼板1)，在顯示具有1180MPa以上的超高強(qiáng)度的同時(shí)，在加工后的嚴(yán)酷環(huán)境下的耐氫脆化特性方面也優(yōu)異。并且作為T(mén)RIP鋼板應(yīng)具備的延伸也優(yōu)異，作為被置于大氣腐蝕氣氛中的汽車(chē)的加強(qiáng)零部件的最適鋼板而被得獲得。
與此相反，不滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的No.310～312、318，分別存在以下不良情況。
No.310是使用C量過(guò)量的鋼J-3的例子，由于碳化物析出，還有殘余奧氏體的平均短軸長(zhǎng)很長(zhǎng)，所以使得成形性及加工后的耐氫脆化特性的任意一個(gè)均劣化。
No.311是使用Si量不足的鋼K-3，得到以前為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒(méi)有存在，所以耐氫脆化特性劣化。同時(shí)也不能夠確保薄鋼板所要求的延伸。
No.312使用滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的成分組成的鋼材，但因?yàn)椴皇且酝扑]的條件制造的，所以獲得的鋼板為現(xiàn)有的TRIP鋼板。其結(jié)果，殘余奧氏體在加工后明顯減少，并且不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，平均短軸長(zhǎng)，其母相不是由貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織構(gòu)成，所以強(qiáng)度低并且耐氫脆化特性劣化。
No.318因?yàn)槌^(guò)本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，還有沒(méi)有達(dá)到所希望的母相，而且，還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表9的鋼種記號(hào)A-3、G-3鋼板和比較鋼板(為以前產(chǎn)品的590MPa級(jí)的高張力鋼板)，成形零部件，如下所述進(jìn)行耐壓破壞性試驗(yàn)及耐沖擊特性試驗(yàn)，檢測(cè)了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。(耐壓破壞性試驗(yàn))首先，使用表9的鋼種記號(hào)A-3、G-3的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣分別進(jìn)行耐壓破壞性試驗(yàn)，求出最大負(fù)荷。并且從負(fù)荷-位移圖的面積，求出了吸收能量。其結(jié)果示于表11。
表11


由表11看出，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示出比使用強(qiáng)度低下的現(xiàn)有的鋼板負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)異的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性試驗(yàn))使用表9的鋼種記號(hào)A-3、G-3的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1相同，分別進(jìn)行了耐沖擊特性試驗(yàn)，其結(jié)果示于表12。
表12


由表12得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(試驗(yàn)體)，顯示比使用強(qiáng)度低下的以前的鋼板吸收能力大，具有優(yōu)異的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例得到的試驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖12是本發(fā)明例的No.301的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)，圖13是所述圖12照片的部分放大了的TEM觀察照片例(倍率60,000倍)。從圖12，圖13可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織是殘余奧氏體(圖12，圖13中，直線(xiàn)黑色部分)細(xì)小地分散了的狀態(tài)。該殘余奧氏體的形狀滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的必要條件的板條狀。另一方面，圖14是比較例的No.313的TEM觀察照片例，從圖14可以得知，在No.313的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖14中稍圓的黑色部分)，但是是不滿(mǎn)足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
權(quán)利要求
1.一種耐氫脆化特性及加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，滿(mǎn)足C比0.25％大～0.60％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下且不包括0％，剩余部由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；其中，加工率3％的拉伸加工后的金屬組織，對(duì)整個(gè)組織的面積率，滿(mǎn)足殘余奧氏體1％以上；貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)為80％以上；鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下且包括0％；并且，滿(mǎn)足所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比，長(zhǎng)軸/短軸5以上；拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，所述加工率3％的拉伸加工后的金屬組織還滿(mǎn)足所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下；并且，所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距1μm以下。
3.一種耐氫脆化特性及加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，滿(mǎn)足C比0.25％大～0.60％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下且不包括0％，剩余部由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；其中，加工率3％的拉伸加工后的金屬組織滿(mǎn)足殘余奧氏體對(duì)整個(gè)組織的面積率為1％以上；所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比，長(zhǎng)軸/短軸5以上；所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度1μm以下，并且所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距1μm以下；拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1～3中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，滿(mǎn)足Al0.5％以下且不包括0％。
5.根據(jù)權(quán)利要求1～4中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Cu0.003～0.5％、及/或Ni0.003～1.0％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1～5中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)0.003～1.0％的Ti及/或V。
7.根據(jù)權(quán)利要求1～6中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo1.0％以下且不包括0％、Nb0.1％以下且不包括0％。
8.根據(jù)權(quán)利要求1～7中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有B0.0002～0.01％。
9.根據(jù)權(quán)利要求1～8中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有從Ca0.0005～0.005％、Mg0.0005～0.01％、及REM0.0005～0.01％組成的群組中任選的一種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種耐氫脆化特性及加工性?xún)?yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板。以質(zhì)量％計(jì)，滿(mǎn)足C大于0.25～0.60％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，剩余部由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，加工率3％的拉伸加工后的金屬組織，滿(mǎn)足對(duì)整個(gè)組織的面積率為殘余奧氏體1％以上；貝氏體鐵素體及馬氏體合計(jì)80％以上；鐵素體及珠光體合計(jì)9％以下(包括0％)；并且還滿(mǎn)足所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)5以上；拉伸強(qiáng)度為1180MPa以上。
文檔編號(hào)C21D11/00GK1796588SQ200510097088
公開(kāi)日2006年7月5日 申請(qǐng)日期2005年12月28日 優(yōu)先權(quán)日2004年12月28日
發(fā)明者湯瀨文雄, 池田周之, 向井陽(yáng)一, 赤水宏, 衣笠潤(rùn)一郎, 齊藤賢司, 杉本公一, 北條智彥 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶(hù)制鋼所, 株式會(huì)社信州Tlo