CN102449180B - 耐氢脆化特性优异的高强度钢板 - Google Patents

Abstract

一种耐氢脆化特性优异的高强度钢板，是抗拉强度为1180MPa以上的钢板，其中，相对于金属组织全体，满足贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体：合计85面积％以上，残留奥氏体：1面积％以上，初生马氏体：5面积％以下(含0面积％)。

Description

耐氢脆化特性优异的高强度钢板

技术领域

本发明涉及作为汽车用钢板和运输机用钢板使用的高强度钢板，具体来说是涉及抗拉强度为1180MPa以上的钢板。

背景技术

近年来，为了实现汽车和运输机等的低油耗化，期望使汽车和运输机的自重轻量化。为了轻量化，有效的是使用高强度钢板，使板厚变薄。另外，对汽车还特别要求碰撞安全性，例如在支柱等结构部件和保险杆、防撞梁等加强部件中，进一步要求高强度化。但是，一般来说，若提高钢板的强度，则延展性降低，加工性变差。因此，要求兼具高强度和高延展性的钢板。

作为兼具高强度和高延展性的钢板，TRIP(Transformation InducedPlasticity：相变诱发塑性)型钢板受到注目。作为其一，已知有以贝氏体铁素体为母相，含有残留奥氏体(以下，有时表述为残留γ)的TBF钢板(例如非专利文献1)。在TBF钢板中，通过硬质的贝氏体铁素体能够得到高强度，通过存在于贝氏体铁素体的边界的微细的残留γ，能够得到良好的延展性。

可是，在用于汽车和运输机的钢板中，还需要不发生因氢脆化造成的延迟断裂(以下，有时称为耐氢脆化特性(抗氢脆性，hydrogen embrittlementresistance))。所谓延迟断裂，就是在腐蚀环境中产生的氢和气氛中的氢，向钢板中的位错、空穴或晶界等缺陷部扩散而使该缺陷部脆化且使钢板的延展性和韧性劣化，从而在不伴随塑性变形的静应力被附加到钢板的状态下产生断裂的现象。

作为含有残留γ的TRIP型钢板的耐氢脆化特性的改进技术，已知有专利文献1～5。其中在专利文献1中，公开有一种抗拉强度800MPa以上的高强度薄钢板的耐氢脆化特性的改进技术，其以贝氏体和贝氏体铁素体作为主相，含有奥氏体作为第二相，余量由铁素体和/或马氏体构成。在该文献中记载有，为了改善氢脆化特性，通过调整钢板的强度和成分来控制成为氢陷阱处的析出物，并且通过调整钢板的成分来降低氢向钢板的侵入速度的方案。

另一方面，专利文献2～5是公开了本申请人在先提出的技术的文献。这些文献所公开的钢板的金属组织，均含有1面积％以上的残留γ，和合计80面积％以上的贝氏体铁素体和马氏体。在这些文献中记载有如下内容：为了减少晶界破坏的起点，使钢板的母相成为贝氏体铁素体和马氏体的二相组织即可；另外，为了提高氢捕集能力而使氢无害化来改善耐氢脆化特性，使残留γ的形态为板条状即可。

对于作为汽车用钢板和运输机用钢板使用的钢板，如上述，要求高强度和高延展性并立，特别是对于强度，近年来要求满足1180MPa以上的抗拉强度。可是若将抗拉强度提高到1180MPa以上，则容易发生因氢脆化造成的延迟断裂。因此本申请人在上述专利文献2～4中，公开提出了以抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板为对象，改善耐氢脆化特性的技术，并得到了一定的效果。但是，目前还要求耐氢脆化特性进一步提高。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：特开2004-332099号公报

专利文献2：特开2006-207016号公报

专利文献3：特开2006-207017号公报

专利文献4：特开2006-207018号公报

专利文献5：特开2007-197819号公报

非专利文献

非专利文献1：日新制钢技报，第43号，1980年12月，第1页～第10页

发明内容

本发明鉴于这种情况而做，其目的在于，提供一种耐氢脆化特性优异，并且抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板。本发明的另一目的在于，提供一种制造上述高强度钢板的方法。

本发明一个方面涉及耐氢脆化特性优异的高强度钢板，该高强度钢板是抗拉强度为1180MPa以上的钢板，其中，相对于金属组织全体，满足贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体：合计85面积％以上，残留奥氏体：1面积％以上，初生马氏体(fresh martensite)：5面积％以下(含0面积％)。

本发明另一个方面涉及耐氢脆化特性优异的高强度钢板的制造方法，该制造方法包括如下步骤：淬火步骤，将温度为Ac₃点以上的如下钢板，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的温度T1，该钢板含有C：0.15～0.25％(指质量％。就成分而言，以下相同。)、Si：1～2.5％、Mn：1.5～3％、P：0.015％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下，余量铁和不可避免的杂质；以及保持步骤，将在所述淬火步骤中进行了淬火的钢板在满足下式(2)的温度T2保持300秒以上。

(Ms点-250℃)≤T1≤Ms点              (1)

(Ms点-120℃)≤T2≤(Ms点+30℃)       (2)

本发明的目的、特征、方式和优点，通过以下详细的说明和附图更加清楚。

附图说明

图1是拍摄了在实施例中所示的No.46的钢板的金属组织的附图代用照片。

图2是拍摄了在实施例中所示的No.38的钢板的金属组织的附图代用照片。

具体实施方式

本发明人为了改善抗拉强度在1180MPa以上的高强度钢板的耐氢脆化特性，着眼于钢板的金属组织而反复锐意研究。其结果发现，在确保1180MPa以上的强度的这一前提下，为了提高延展性，使金属组织的母相设为贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体的混合组织，且使金属组织还含有残留奥氏体作为其他组织，并且

(1)还恰当地控制高强度钢板的金属组织，特别是将初生马氏体抑制在5面积％以下，则既能够保持1180MPa以上的高强度这一前提，又能够改善耐氢脆化特性；

(2)其中，为了将上述初生马氏体抑制在5面积％以下，则恰当地控制淬火条件和淬火后的保持条件，使得在淬火时预先生成初生马氏体，且对其进行回火以使成为回火马氏体，由此能够减少在保持工序新生成的初生马氏体。

这样完成了本发明。以下对于本发明进行详细地说明。

首先，对于本发明的钢板赋予技术特征的金属组织的种类进行说明。在本发明中，所谓“初生马氏体”是指：用扫描型电子显微镜来观察经硝酸酒精溶液浸蚀后的钢板表面时，呈灰色的大量的晶粒中，晶粒内不存在呈白色的铁系碳化物的晶粒。另一方面，将在晶粒内存在铁系碳化物的晶粒定义为“贝氏体、贝氏体铁素体或回火马氏体”，与“初生马氏体”加以区别。以下，有时将“初生马氏体”表述为“F/M”。

使用附图代用照片，具体地说明如何通过SEM照片来区分“初生马氏体”和“贝氏体、贝氏体铁素体或回火马氏体”。

图1是拍摄了后述的实施例所示的No.46的钢板的金属组织的附图代用照片，图2是拍摄了后述的实施例所示的No.38的钢板的金属组织的附图代用照片。用扫描型电子显微镜来观察经硝酸酒精溶液浸蚀后的钢板表面时，各照片中都确认到灰色的晶粒的集合体。在图1所示的附图代用照片中，除了含有白点或白点连续地相接而线状排列的晶粒以外，还确认到几乎不含白点或白点连续地相接而线状排列的晶粒。相对于此，在图2所示的附图代用照片中，含白点或白点连续地相接而线状排列的晶粒被大量确认到，但没有确认到几乎不含白点或白点连续地相接而线状排列的晶粒。对于该白点(或白点连续地相接而线状排列的物质)进行了成分组成测定，结果判明其是Fe系碳化物。

再调查了不含白点等的晶粒和含白点的晶粒的差异，结果判明：不含白点等的晶粒是奥氏体(在本说明书中，表述为γ)相变形成的“初生马氏体”；含有白点等的晶粒是奥氏体相变形成的“贝氏体、贝氏体铁素体或回火马氏体”。

还有，贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体在SEM照片中，均作为含有白点等的呈灰色的晶粒被拍摄，因此不能区别这三者。

接着，对于本发明的钢板的具体特征进行说明。首先，本发明的钢板，其特征在于，相对于金属组织全体，作为母相含有合计为85面积％以上的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体，并且，作为其他组织含有1面积％以上的残留奥氏体，并且，初生马氏体被抑制在5面积％以下(含0面积％)。

通过使贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体设为母相，则能够提高延展性，再通过使钢板含有残留奥氏体，则能够进一步提高延展性。

再说，本发明的钢板的最大的特征在于：将初生马氏体(F/M)抑制在5面积％以下这一点。关于规定这一范围的理由，与其研究原委一同说明。

为了制造高强度钢板，已知在淬火后，在规定温度保持而使贝氏体相变的方案，其中，为了高强度化，认为有效的是使保持工序尽可能在低温下进行的方案。于是，使TBF钢板更高强度化为目的，进行了低温保持，但是，其结果造成了耐氢脆化特性的显著劣化。对于其理由反复进行了研究，其结果判明：施予了低温保持的钢板中生成有F/M，耐氢脆化特性的劣化起因于该F/M。该F/M的生成机理认为如下进行：使保持温度设为低温时，因C的扩散速度变小而难以开始贝氏体相变，从而在保持工序中没相变的奥氏体相，则在保持工序结束后的冷却至室温的过程中方才进行相变而生成F/M。另外，针对生成有F/M的钢板和没生成F/M的钢板进行了耐氢脆化特性的评价，其结果发现：没生成F/M的钢板比生成有F/M的钢板在耐氢脆化特性得到了改善。

于是，本发明人对于抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板中的F/M的生成量与耐氢脆化特性之间的关系进行了研究，其结果发现：相对于金属组织全体，如果F/M在5面积％以下的范围内，则耐氢脆化特性良好。优选为2面积％以下，最优选为0面积％。

本发明的钢板的母相是贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体的混合组织，通过成为这样的混合组织，既能够保持强度，又能够改善延展性。

上述混合组织相对于金属组织全体的合计量为85质量％以上。优选为90面积％以上。由于贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体在SEM照片中不能区别，因此以这些混合组织的合计量进行规定。

本发明的钢板，除上述混合组织以外，还含有残留奥氏体(残留γ)。残留奥氏体是用于提高延展性特别需要的组织。该残留γ存在于贝氏体和贝氏体铁素体的板条间。

相对于金属组织全体，本发明的钢板需要含有1面积％以上的上述残留γ。优选含有4面积％以上。上限值例如为13面积％左右。

本发明的钢板所具备的金属组织，是以贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体所构成的母相与残留γ为主体，并且将F/M抑制在5面积％以下的金属组织。另外，在不损害上述钢板的效果的范围内，还可以含有在制造过程中必然生成的其他组织。作为其他组织，例如可列举铁素体、珠光体等。其他组织相对于金属组织全体，例如优选为10面积％以下，更优选为5面积％以下。

还有，在上述专利文献1中公开有一种抗拉强度800MPa以上的高强度薄钢板，其以贝氏体和贝氏体铁素体为主相，含有奥氏体作为第二相，余量由铁素体和/或马氏体构成。但是，其中并未记载将马氏体区别为回火马氏体和F/M，且未记载抑制F/M量。在其实施例具体公开的钢板中，也不存在F/M被抑制在5面积％以下的钢板。另外，本申请人在专利文献2～5中公开的钢板，虽然具备贝氏体铁素体和马氏体合计为80面积％以上之特征，以及残留γ为1面积％以上之特征，这些特征与本发明的高强度钢板的金属组织重复。但是，这些文献中也没有记载将马氏体区别为回火马氏体和F/M，并且还抑制F/M量之特征。

其次，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。本发明的高强度钢板的成分组成，根据作为汽车用钢板和运输机用钢板通常所含有的合金成分组成进行调整，使抗拉强度达到1180MPa以上即可。例如，满足C：0.15～0.25％、Si：1～2.5％、Mn：1.5～3％、P：0.015％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下(不含0％)即可。规定这一范围的理由如下。

C(碳)是有助于钢板的高强度化的元素。另外，对于残留γ的生成来说也是有效的元素。为了发挥这些效果，C的含量优选为0.15％以上。C的含量更优选为0.17％以上，进一步优选为0.19％以上。但是，若过剩地含有，则焊接性和耐腐蚀性劣化。因此C的含量优选为0.25％以下。C的含量更优选为0.23％以下。

Si(硅)是作为固溶强度元素有效作用于钢的高强度化的元素。另外，是对于碳化物生成的抑制作用、和对于残留γ的生成作用有效的元素。为了有效地发挥这些作用，Si的含量优选为1％以上。Si的含量更优选为1.2％以上，进一步优选为1.4％以上。但是，若过剩地含有，则在热轧时形成大量的氧化皮，从而在钢板表面造成氧化皮伤痕，表面性状变差。另外酸洗性能降低。因此Si的含量优选为2.5％以下。Si的含量更优选为2.3％以下，进一步优选为2％以下。

Mn(锰)是通过提高淬火性来有效作用于钢板的高强度化的元素。另外，是对于奥氏体的稳定化作用、和残留γ的生成作用有效的元素。为了有效地发挥这些作用，Mn的含量优选为1.5％以上。Mn的含量更优选为1.7％以上，进一步优选为2％以上。但是，若过剩地含有，则发生偏析，加工性劣化。因此Mn的含量优选为3％以下。Mn的含量更优选为2.8％以下，进一步优选为2.6％以下。

P(磷)是不可避免含有的元素，是在晶界偏析而助长晶界脆化的元素。因此P的含量优选为0.015％以下。推荐使P的含量尽可能地减少。P的含量更优选为0.013％以下，进一步优选为0.01％以下。

S(硫磺)也与P同样，是不可避免含有的元素，是在腐蚀环境下助长钢板的氢吸收的元素。因此S的含量优选为0.01％以下。S的含量优选尽可能地少，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

Al(铝)是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了有效地发挥该作用，Al的含量优选为0.01％以上。Al的含量更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。但是，若过剩地含有，则钢板中氧化铝等的夹杂物大量生成，加工性劣化。因此Al的含量优选为0.1％以下。Al的含量更优选为0.08％以下，进一步优选为0.05％以下。

N(氮)是不可避免含有的元素，是在钢板过剩地含有该元素的情况下，则形成氮化物而使加工性劣化的元素。特别是在钢板含有B(硼)的场合下，该元素与B结合而生成BN析出物，从而阻碍B的淬火性提高作用。因此，N的含量优选为0.01％以下。N的含量更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

本发明的钢板，满足上述成分组成，余量是铁和不可避免的杂质。

本发明的钢板，作为其他元素，也可以含有如下等元素：

(A)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；

(B)B：0.005％以下(不含0％)；

(C)Cu：0.5％以下(不含0％)和/或Ni：0.5％以下(不含0％)；

(D)Nb：0.1％以下(不含0％)和/或Ti：0.1％以下(不含0％)；和/或

(E)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、和REM：0.01％以下(不含0％)构成的群中选出的一种以上的元素。

规定这一范围的理由如下。

(A)Cr(铬)和Mo(钼)均是通过提高淬火性来对于提高钢板强度起作用的元素，可以单独使用，也可以并用。

Cr还具有提高抗回火软化性的作用，且具有对F/M进行回火时使强度降低的程度减小的作用，因此是对于使钢板高强度化有效发挥作用的元素。另外，除了Cr对于氢向钢板的侵入具有抑制作用以外，含有Cr的析出物还作为氢陷阱处发挥作用，因此也是对于提高耐氢脆化特性有效发挥作用的元素。为了发挥这些作用，优选Cr的含量为0.01％以上。Cr的含量更优选为0.1％以上，进一步优选为0.3％以上。但是若过剩地含有，则延展性和加工性劣化，因此优选Cr的含量为1％以下。Cr含量更优选为0.9％以下，进一步优选为0.8％以下。

另一方面，Mo既是使奥氏体稳定化的元素，又是在使残留γ生成上有效发挥作用的元素。另外，Mo还具有抑制氢向钢板侵入以便提高耐氢脆化特性的作用。为了有效地发挥这些作用，Mo的含量优选为0.01％以上。Mo的含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是，若过剩地含有，则加工性降低，因此Mo的含量优选为1％以下。Mo的含量更优选为0.7％以下，进一步优选为0.5％以下。

当将Cr与Mo并用时，优选Cr和Mo的合计的含量为1.5％以下。

(B)B(硼)既是提高淬火性的元素，又是在提高钢板的强度上有效发挥作用的元素。为了有效地发挥这些效果，B的含量优选为0.0002％以上。B的含量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.001％以上。但是若过剩地含有，则热加工性劣化，因此B的含量优选为0.005％以下。B的含量更优选为0.003％以下，进一步优选为0.0025％以下。

(C)Cu(铜)和Ni(镍)均是对于成为氢脆化原因的氢的产生具有抑制作用的元素，又是对于所产生的氢向钢板的侵入具有抑制作用的元素，因此具有提高耐氢脆化特性的作用。换言之，Cu和Ni均是提高钢板自身的耐腐蚀性的元素，又是对于因钢板腐蚀而引起的氢产生具有抑制作用的元素。另外，这些元素与下述Ti一样，对于α-FeOOH的生成具有促进作用，通过形成α-FeOOH，所产生的氢向钢板的侵入得到抑制，即使在严酷的腐蚀环境下也能够提高耐氢脆化特性。为了发挥这些作用，Cu的含量和Ni的含量分别单独优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是，若过剩地含有，则加工性劣化，因此Cu的含量和Ni的含量分别单独优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。Cu和Ni单独添加任一方，上述作用便得到发挥。从上述作用特别容易显现的观点出发，更优选Cu和Ni并用。

(D)Nb(铌)和Ti(钛)均是使晶粒微细化而在提高钢板的强度和韧性上发挥作用的元素，可以单独使用，也可以并用。

为了发挥Nb这样的作用，Nb的含量优选为0.005％以上。Nb的含量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。但是若过剩地含有，这一效果达到饱和，另外Nb的析出物大量生成，加工性降低。因此，Nb的含量优选为0.1％以下。Nb的含量更优选为0.9％以下，进一步优选为0.08％以下。

另一方面，Ti除了具有上述作用以外，又是对于氧化铁(α-FeOOH)的生成具有促进作用的元素，该氧化铁(α-FeOOH)被认为即使存在于大气中生成的锈之中，也是热力学上稳定且具有保护性的物质，通过促进α-FeOOH的生成，能够抑制氢向钢板的侵入，在严酷的腐蚀环境下也能够充分提高耐氢脆化特性。另外，通过使α-FeOOH生成，特别是在氯化物环境下生成，由此对耐腐蚀造成不良影响(其结果，对于耐氢脆化特性也造成不良影响)的β-FeOOH的生成得到抑制，因此耐氢脆化特性得到提高。另外，Ti又是通过形成TiN来固定钢中的N，以使B添加带来的淬火性提高效果有效地发挥的元素。为了有效地发挥这些作用，Ti的含量优选为0.005％以上。Ti的含量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。但是若过剩地含有，则碳氮化物大量析出，导致加工性和耐氢脆化特性的劣化。因此Ti的含量优选为0.1％以下。Ti的含量更优选为0.09％以下，进一步优选为0.08％以下。

当将Nb与Ti并用时，优选Nb和Ti的合计的含量为0.15％以下。

(E)Ca(钙)、Mg(镁)和REM(稀土类元素)均是对于钢板表面腐蚀所引起的界面气氛的氢离子浓度上升具有抑制作用的元素，又是对于钢板表面邻域的pH降低具有抑制作用，由此在提高钢板的耐腐蚀性上有效发挥作用的元素。另外，这些元素均是使钢中的硫化物球状化，由此对于提高加工性发挥作用的元素。为了有效地发挥这些作用，优选Ca的含量、Mg的含量和REM的含量分别单独优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上，进一步优选为0.003％以上。但是，若过剩地含有，则加工性变差。因此Ca的含量和Mg的含量分别单独优选为0.005％以下。REM的含量优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下。Ca、Mg和REM可以单独使用任意一种，也可以并用任选的两种，也可以并用三种全部。

还有，在本发明中，镧系元素(从La到Ln的15种元素)、Sc(钪)和Y(钇)被包含在所谓REM(稀土类元素)中，这些元素之中，REM优选含有从La、Ce和Y之中选出的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。

本发明的钢板含有上述元素，在不损害本发明的效果的范围内，也可以还含有其他元素(Pb、Bi、Sb、Sn等)。

接着，说明用于制造本发明的钢板的方法。如上述，为了制造高强度钢板，淬火后在低温下进行保持即可。为了在低温保持时使贝氏体相变结束并抑制F/M的生成，延长保持时间即可。但是，为了延长保持时间，就必须使设备大型化，导致设备费用上升。另外，若延长保持时间，则生产率下降。

于是，本发明人进行了研究，其结果判明：遵循常规方法热轧满足上述成分组成的钢，根据需要冷轧后，加热至Ac₃点以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的温度T1来进行淬火(淬火步骤)，接着，在满足下式(2)的温度T2保持300秒以上(保持步骤)，由此能够抑制F/M的生成，能够恰当控制钢板的金属组织。还有，以下将温度T2下的保持时间表述为“t3”。

(Ms点-250℃)≤T1≤Ms点               (1)

(Ms点-120℃)≤T2≤(Ms点+30℃)        (2)

即，使钢板加热到Ac₃点以上的温度，以使钢板的金属组织成为奥氏体单相；将该钢板以10℃/秒以上的平均冷却速度而过冷却至满足下式(1)的温度T1以便进行淬火，由此抑制奥氏体向铁素体的相变，以使钢板的金属组织成为奥氏体和F/M的混合组织。

接着，将具有上述混合组织的钢板，在满足上式(2)的温度T2下进行保持，以使混合组织中的奥氏体相变为贝氏体(或贝氏体铁素体(bainiticferrite))。在该保持中被过冷却的奥氏体的贝氏体相变完毕，因此能够防止在保持后向室温冷却时生成F/M。另外，在该保持中可使F/M成为回火马氏体。其中，温度T2下的保持工序为300秒以上。这是为了使贝氏体相变完毕，且使随着贝氏体相变所引起的碳扩散来提高奥氏体中的碳浓度，由此即使在室温下也会使稳定的残留γ生成。

在本发明的保持工序(保持步骤)中，奥氏体的一部分也会相变为F/M。但是，通过组合冷却到上述温度T1为止的过冷却条件和在上述温度T2下进行保持的长时间保持条件，该F/M的生成量被抑制在5面积％以下。即，在淬火时，通过过冷却至(Ms点-250℃)～Ms点的范围内的温度T1，γ的一部分相变成F/M，因此，能够使开始保持工序时的γ量(存在于钢板内的奥氏体相对于金属组织全体的面积比率)，比加热到Ac₃点以上时生成的γ量减少。因此在本发明的保持工序中，尽管γ的一部分相变成F/M，但由于相变前的γ量本身就少，因此仍能够减少所生成的F/M量。

假如以如下条件进行淬火工序和保持工序，即：将钢板加热至Ac₃点以上后，再将冷却停止温度设定在比Ms点高的温度而进行淬火，接着以低温对其进行保持，则淬火时的金属组织成为γ单相，因此在保持工序中，由该γ单相生成贝氏体(或贝氏体铁素体)和F/M。故此最终所得到的钢板中所含的F/M量会变多而超过5面积％。

其次，详细说明制造条件。在本发明中，将钢板加热至Ac₃点以上。若加热温度低于Ac₃点，从由铁素体和奥氏体构成的两相组织进行淬火，然后再进行保持，则由于开始保持工序时的γ量变少，因此最终得到的钢板中所含的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体的合计量不能达到所需量，导致钢板强度不足。另外，若开始保持工序时的γ量过少，则在保持工序中γ消失，会出现无法生成残留γ的情况，导致钢板的延展性劣化。因此，加热温度为Ac₃点以上。还有，加热温度的上限可为950℃左右。

从Ac₃点以上的温度至满足上式(1)的温度T1的平均冷却速度为10℃/秒以上。若平均冷却速度低于10℃/秒，则从奥氏体生成铁素体或珠光体，其结果不能确保1180MPa以上的强度。平均冷却速度优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。平均冷却速度的上限例如为50℃/秒左右。

从Ac₃点以上的温度进行淬火时的温度T1为(Ms点-250℃)以上、且Ms点以下。若冷却停止温度T1高于Ms点，则从高温的奥氏体生成贝氏体铁素体和贝氏体，位错密度偏低。另外，冷却停止时F/M几乎没有生成，因此最终组织中几乎不存在回火马氏体。故此，引起钢板的强度不足。因此，温度T1的上限为Ms点。温度T1优选的上限为(Ms点-20℃)。另一方面，若从Ac₃点以上的温度进行淬火时的温度T1低于(Ms点-250℃)，则淬火时由γ大量生成F/M，因此γ量相对地变少。若γ量少，则在保持工序中γ消失，不能生成残留γ，因此延展性劣化。故此温度T1的下限为(Ms点-250℃)。温度T1的优选下限为(Ms点-200℃)。

冷却到温度T1后，在(Ms点-120℃)以上、且(Ms点+30℃)以下的温度T2保持300秒以上。若该保持温度T2超过(Ms点+30℃)，则贝氏体的晶粒粗大化，或钢板中析出的碳化物粗大化，引起强度下降，不能确保1180MPa以上的抗拉强度。因此温度T2的上限为(Ms点+30℃)。温度T2优选的上限为(Ms点+20℃)。另一方面，若保持温度T2低于(Ms点-120℃)，则贝氏体相变的进行缓慢，淬火时以未相变的状态存在的奥氏体在保持工序中以F/M的形态残留在成品钢板中，导致耐氢脆化特性劣化。因此温度T2的下限为(Ms点-120℃)。温度T2优选的下限为(Ms点-110℃)。

再说，在上述温度T2下进行保持时，可以在(Ms点-120℃)～(Ms点+30℃)的范围内恒温保持，也可以在该范围内使之变化。另外，上述温度T1的范围和上述温度T2的范围有一部分重复，因此冷却停止温度T1和保持温度T2也可以相同。即，在冷却停止温度T1为(Ms点-120℃)～Ms点的情况下，可设为温度T2＝温度T1，从而可在温度T1下直接保持。另外，保持温度T2在(Ms点-120℃)～(Ms点+30℃)的范围内的情况下，保持温度T2可设定得比冷却停止温度T1高，也可设定得比T1低。

若温度T2下的保持时间t3小于300秒，则贝氏体相变的进行不充分，从而碳向淬火时以未相变的状态残存的奥氏体中的稠化(奥氏体中的碳浓度的上升)无法充分进行。因此，即使将钢板在温度T2下进行保持后，再向室温进行冷却，成品钢板中也仍然残留F/M。因此最终得到的钢板中所含的F/M量不能抑制在5面积％以下，不能提高耐氢脆化特性。因此保持时间t3为300秒以上。保持时间t3优选为500秒以上，更优选为700秒以上。

保持时间的上限没有特别限定，但是若保持时间过长，则生产率降低，除此以外，固溶的碳以碳化物的形态析出而不能使残留γ生成，有可能延展性劣化而加工性变差。因此保持时间t3的上限优选为1500秒左右。

上述Ac₃点和上述Ms点能够根据“莱斯利钢铁材料学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，第273页)所记载的下列式(a)和式(b)来计算。下式(a)中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中不含的元素的含量作为0质量％计算即可。

Ac₃(℃)＝910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+31.5×[Mo]

        -(30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]

        -400×[Ti])                                      (a)

Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] (b)

本发明的技术，特别适合在板厚为3mm以下的薄钢板上采用。

如此得到的本发明的钢板，例如，能够适合作为如座椅导轨、支柱、加强件、梁等的部件，或保险杆、防撞梁等增强部件这样要求高强度的部件的原材料使用。

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

实施例

采用真空熔炼得出下述表1和表2所示的成分组成的钢(表中，余量是铁和不可避免的杂质)，制造了实验用板坯。基于下述表1、表2所示的成分组成以及上述式(a)和式(b)，计算了Ac₃点和Ms点。其结果显示在下述表3、表4中。在下述表3、表4中，还一并显示了Ms点-250℃、Ms点+30℃、Ms点-120℃的值。

热轧所得到的实验用板坯后再进行冷轧，接着进行连续退火，由此得到了钢板(供试材)。各工序的具体条件如下。

将实验用板坯在1250℃下保持30分钟后，使终轧温度为850℃而进行热轧，再以平均冷却速度40℃/秒从该温度冷却至卷取温度650℃。卷取后，在该卷取温度(650℃)保持30分钟，接着放冷至室温而得到板厚2.4mm的热轧钢板。对于得到的热轧钢板进行酸洗，除去表面氧化皮，以冷轧率50％进行冷轧，得到板厚1.2mm的冷轧钢板。将得到的冷轧钢板加热至下述表3、表4所示的加热温度(℃)后，以下述表3、表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至温度T1(℃)由此进行淬火，接着在下述表3、表4所示的温度T2(℃)进行以保持时间t3(秒)恒温保持的连续退火，得到钢板(供试料)。

然后，按如下步骤调查了所得到的供试料的金属组织和机械性能。另外，调查了供试材的机械性能，对于抗拉强度为1180MPa以上的供试材，按以下步骤进一步调查了耐氢脆化特性。

《金属组织的观察》

按如下步骤进行供试材的金属组织的观察，即：从板厚的1/4位置切割出与轧制方向平行的截面，研磨该截面，再进行电解研磨后，使用扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)来观察浸蚀后的截面。

使用司特尔(Struers)制的溶液“Struers A2(商品名称)”以湿式进行15秒的电解研磨。将上述截面与司特尔(Struers)制的溶液“Struers A2(商品名称)”接触1秒而进行浸蚀。

对于由SEM拍摄的金属组织照片进行图像分析，分别测量母相(贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体)的面积率，和初生马氏体(F/M)的面积率。观察倍率为4000倍，观察视野约为50μm×50μm。

母相和F/M根据在晶粒内是否存在Fe系碳化物来加以区别。即，对于SEM照片进行图像分析时，在晶粒内确认到白点(或连成线状的白点)的晶粒判断为贝氏体、贝氏体铁素体或回火马氏体，在晶粒内没有确认到白点(或连成线状的白点)的晶粒判断为F/M，由此测量各个组织的面积率。另外，对于在晶粒内确认到的白点(或连成线状的白点)的组成进行了XDR(X射线衍射)分析，结果判明是Fe系碳化物。

对于No.46的钢板的金属组织拍摄的照片(附图代用照片)显示于图1，对于No.38的钢板的金属组织拍摄的照片(附图代用照片)显示于图2。

供试材的金属组织之中，残留γ的面积率由饱和磁化法测量。具体来说，分别测量供试材的饱和磁化(I)、和在400℃进行了15小时的热处理的标准试料的饱和磁化(Is)，由下式求得奥氏体相的比例(Vγ_r)，将其作为残留γ的面积率。饱和磁化的测量，使用理研电子制的直流磁化B-H特性自动记录装置“model BHS-40”，使最大外加磁化为5000(Oe)在室温下进行测量。

Vγ_r＝(1-I/Is)×100

其他的组织(铁素体、珠光体等)的面积率，从全部组织(100面积％)中减去上述各个组织(贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体、F/M、残留γ)所占的面积率而求得，通过SEM观察来特定该其他的组织的种类。

《机械性能的评价》

作为供试材的机械性能，使用由JIS Z2201规定的5号试验片进行拉伸试验，测量屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)和延伸率(El)。上述试验片是从供试材中使相对于轧制方向垂直的方向为纵长方向而切割下来的。测量结果显示在下述表5、表6中。在本发明中，TS为1180MPa以上的情况评价为高强度(合格)，低于1180MPa的情况评价为强度不足(不合格)。

《耐氢脆化特性的评价》

作为供试材的耐氢脆化特性，使用与轧制方向垂直的方向为纵长方向而切割下来的150mm×30mm的短条试验片，使弯曲部的R为10mm而实施弯曲加工后，负荷1500MPa的应力(用应变计将应变换算成应力)，浸渍在5％盐酸水溶液中测量直到裂纹发生的时间。在本发明中，直到裂纹发生的时间为24小时以上的情况评价为耐氢脆化特性优异(合格)，低于24小时的情况评价为耐氢脆化特性差(不合格)。评价结果显示在下述表5、表6中。在下述表5、表6中，耐氢脆化特性优异的情况由○表示，耐氢脆化特性差时则显示直到裂纹发生的时间。

由下述表5、表6能够进行如下考察。

No.1～40的供试材，抗拉强度为1180MPa以上，而且耐氢脆化特性优异。

相对于此，No.41～50的供试材，1180MPa以上的抗拉强度和耐氢脆化特性不能并立。即No.41～44、49、50的供试材，抗拉强度低于1180MPa，不满足本发明规定的条件。另一方面，No.45～48的供试材，虽然抗拉强度在1180MPa以上，但是没改善耐氢脆化特性。以下，对于No.41～50的各供试材进行考察。

No.41的供试材由于加热温度低于Ac₃点，因此铁素体的生成量增加，从而奥氏体的生成量变少，导致贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体的生成量少。故此强度不足。No.42的供试材由于从加热温度至温度T1的平均冷却速度低于10℃/秒，因此铁素体大量生成，从而贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体的生成量变少，导致强度不足。No.43的供试材由于加热后的冷却停止温度T1未达到Ms点而过高，因此强度不足。No.44的供试材由于保持温度T2过高而超过(Ms点+30℃)，因此强度降低。No.45的供试材由于加热后的冷却停止温度T1低于(Ms点-250℃)而过低，因此延伸率低。另外，由于保持温度T2低于(Ms点-120℃)而过低，因此耐氢脆化特性也差。No.46～48的供试材由于保持时间t3过短，因此贝氏体相变无法充分进行，从而F/M大量残留，导致耐氢脆化特性劣化。No.49、50的供试材由于抗拉强度低于1180MPa，不满足本发明规定的条件。

表5

表6

以上，如详述，本发明一个方面涉及耐氢脆化特性优异的高强度钢板，该高强度钢板是抗拉强度为1180MPa以上的钢板，其中，相对于金属组织全体，满足贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体：合计85面积％以上，残留奥氏体：1面积％以上，初生马氏体：5面积％以下(含0面积％)。

根据该构成，由于恰当控制抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板的金属组织，特别是将初生马氏体的生成量抑制在5面积％以下，因此能够提高高强度钢板的耐氢脆化特性。

抗拉强度为1180MPa以上的钢板的成分组成已经众所周知(例如上述专利文献2～4)，但在本发明中，以这些高强度钢板为对象，如上述那样进行了金属组织控制，达成了耐氢脆化特性进一步提高的课题。

在本发明的高强度钢板中，特别优选的成分组成例如是，以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1～2.5％、Mn：1.5～3％、P：0.015％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下(不含0％)，余量是铁和不可避免的杂质。

本发明的高强度钢板的成分组成，作为其他元素，也可以含有满足下述(A)～(E)的至少一个条件的元素：

(A)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；

(B)B：0.005％以下(不含0％)；

(C)Cu：0.5％以下(不含0％)和/或Ni：0.5％以下(不含0％)；

(D)Nb：0.1％以下(不含0％)和/或Ti：0.1％以下(不含0％)；

(E)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、和REM：0.01％以下(不含0％)构成的群中选出的一种以上的元素。

本发明另一方面涉及耐氢脆化特性优异的高强度钢板的制造方法，该制造方法包括如下步骤：淬火步骤，将温度为Ac₃点以上的满足上述任一种成分组成的钢板，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的温度T1；以及保持步骤，将在所述淬火步骤中进行了淬火的钢板在满足下式(2)的温度T2保持300秒以上。

(Ms点-250℃)≤T1≤Ms点                (1)

(Ms点-120℃)≤T2≤(Ms点+30℃)         (2)

根据该构成，能够确实地制造耐氢脆化特性优异的高强度钢板。

产业上的可利用性

本发明的高强度钢板，例如，能够适合作为如座椅导轨、支柱、加强件、梁等的部件，或保险杆、防撞梁等增强部件这样要求高强度的部件的原材料使用。

Claims (2)

1.一种耐氢脆化特性优异的高强度钢板，是抗拉强度为1180MPa以上的钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1～2.5％、Mn：1.5～3％、P：0.015％以下、S：0.01％以下、A1：0.01～0.1％、N：0.01％以下、任选的Cr：1％以下但不含0/6、任选的Mo：1％以下但不含0％、任选的B：0.005％以下但不含0％、任选的Cu：0.5％以下但不含0％、任选的Ni：0.5％以下但不含0％、任选的Nb：0.1％以下但不含0％、任选的Ti：0.1％以下但不含0％、任选的Ca：0.005％以下但不含0％、任选的Mg：0.005％以下但不含0％、任选的REM：0.01％以下但不含0％，余量由铁和不可避免的杂质构成，

并且，相对于金属组织全体，满足贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体：合计85面积％以上，残留奥氏体：1面积％以上，初生马氏体：5面积％以下且含0面积％。

2.一种耐氢脆化特性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于包括如下步骤：

淬火步骤，将温度为Ac3点以上的由权利要求1所述的成分构成的钢板，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的温度T1；以及

保持步骤，将在所述淬火步骤中进行了淬火的钢板在满足下式(2)的温度T2保持300秒以上，

(Ms点-250℃)≤T1≤Ms点    (1)

(Ms点-120℃)≤T2≤(Ms点+30℃)    (2)。