CN107208228B

CN107208228B - 切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板

Info

Publication number: CN107208228B
Application number: CN201680009465.0A
Authority: CN
Inventors: 柴田航佑; 中田隼矢; 村上俊夫; 小泽敬祐; 汤濑文雄; 白木厚宽; 齐藤贤司; 内海幸博
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-02-13
Filing date: 2016-02-08
Publication date: 2019-05-28
Anticipated expiration: 2036-02-08
Also published as: KR20170103906A; US20190153575A1; JP2016153524A; MX2017010273A; CN107208228A; US10526687B2; KR102017969B1

Abstract

一种超高强度钢板，其中，具有如下成分组成，分别以特定量含有C、Mn、Al，余量由铁和不可避免的杂质构成，不可避免的杂质之中，P、S、N分别限制在特定量，并具有以相对于全部组织的面积率计由马氏体：90％以上、残余奥氏体：0.5％以上构成的组织，局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域以面积率计存在2％以上，且抗拉强度为1470MPa以上。

Description

切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板

技术领域

本发明涉及切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板。作为本发明的超高强度钢板的钢板种类，除了冷轧钢板之外，也包括熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板等的各种镀覆钢板。

背景技术

近年来，为了使汽车的轻量化和碰撞安全性并立，要求用于骨架零件的钢材的高强度化。

但是，高强度钢板在采用中，有延迟断裂的可能，成为汽车用钢板的高强度化的障碍。所谓延迟断裂，就是在负载静载荷的状态下，经过一定时间后，钢发生脆性断裂的现象，并认为是因侵入到钢中的氢引起的。另外，报告在钢板被导入塑性应变时，延迟断裂促进。薄钢板的剪切加工形成的切头被导入巨大的塑性应变，因此处于性能劣势，从而认为薄钢板容易从切头发生延迟断裂。在实际的使用环境中，如果在切头发生延迟断裂，生长成巨大的裂缝，则使构件强度劣化，有带来重大事故的可能性。

因此，迫切希望提供高强度且切头的耐延迟断裂性能优异的钢板。具体来说，就是要求一种即使抗拉强度在1470MPa以上，实际环境下仍具有优异的切头的耐延迟断裂性能的钢板。

以前，为了提高高强度钢板的耐延迟断裂性能，提出有很多利用氢捕集点的技术。

例如，在专利文献1中公开有一种技术，其以改善焊接部的耐延迟断裂性能为目的，使钢板表层和镀覆钢板的镀层中分散氧化物，从而提高氢捕集能力。

另外，专利文献2中公开有一种技术，其以改善成形加工后的耐延迟断裂性能为目的，作为氢捕集点而活用V系的碳化物等。

但是，钢板的切头因为是施加非常大的变形的部分，所以由上述专利文献1、2所提出的氧化物和碳化物等在与母相的界面捕集氢这样的捕集点，由于大变形导致界面结构变化，有切断后不能发挥充分的氢捕集能力的问题。

另外，在专利文献3中公开有一种技术，其以改善冲孔加工部的耐延迟断裂性能为目的，将板条状的残余奥氏体作为氢捕集点活用。

残余奥氏体因为在内部捕集氢，所以即使伴随由于切断造成的变形带来界面构造发生变化，也不会因此丧失氢捕集能力。但是，若通常的残余奥氏体施加巨大变形，则由于应变诱导相变而使其相变为马氏体，因此在伴随巨大变形的切头中，仍然存在氢捕集能力降低的问题。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本国特开2007－231373号公报

【专利文献2】日本国特开2008－56991号公报

【专利文献3】日本国特开2008－81788号公报

发明内容

因此，本发明的目的在于，提供一种抗拉强度为1470MPa以上的超高强度钢板，其中，切头也发挥着优异的耐延迟断裂性能。

本发明的第一发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成，以质量％计分别含有

C：0.15～0.4％、

Mn：0.5～3.0％、

Al：0.001～0.10％，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质之中，P、S、N分别限制为

P：0.1％以下、

S：0.01％以下、

N：0.01％以下，

并具有以相对于全部组织的面积率计由

马氏体：90％以上、

残余奥氏体：0.5％以上构成的组织，

局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域，以面积率计存在2％以上，

抗拉强度为1470MPa以上。

本发明的第二发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，在上述第一发明中，

成分组成中，以质量％计还含有

Si：0.1～3.0％。

本发明的第三发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，在上述第一或第二发明中，

成分组成中，以质量％计还含有

Cu：0.05～1.0％、

Ni：0.05～1.0％、

B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上。

本发明的第四发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，在上述第一～第三发明的任一项发明中，

成分组成中，以质量％计还含有

Mo：0.01～1.0％、

Cr：0.01～1.0％、

Nb：0.01～0.3％、

Ti：0.01～0.3％、

V：0.01～0.3％中的一种或两种以上。

本发明的第五发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，在上述第一～第四发明的任一项发明中，

成分组成中，以质量％计还含有

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种。

根据本发明，使钢的组织以马氏体为主要组织，并且在残余奥氏体中使Mn稠化，即使在钢板的切断后，仍维持其切断部的氢捕集能力，由此能够提供切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板。

附图说明

图1是示意性地表示实施例中的剪切的情况的图。

具体实施方式

以下，更详细地说明本发明。

首先，对于赋予本发明的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板(以下，也称为“本发明钢板”。)以特征的组织进行说明。

〔本发明钢板的组织〕

本发明钢板其特征如下所述，使母相为马氏体之后，再以规定量含有使Mn稠化的残余奥氏体(以下，也将奥氏体表述为γ。)。

＜马氏体：90％以上＞

为了实现钢板的抗拉强度1470MPa以上，需要马氏体以面积率计为90％以上，优选为92％以上，更优选为94％以上。还有，在本说明书中，马氏体在包括未回火的初生马氏体和经受过回火的回火马氏体这两者的意思下使用。

还有，残余奥氏体以外可以全部都是马氏体，因此基于残余奥氏体的下限值(0.5％)，马氏体面积率的上限为99.5％，优选为99％以下。

＜残余奥氏体：0.5％以上＞

为了作为充分的氢捕集点而发挥功能，需要残余奥氏体以面积率计为0.5％以上，优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。

还有，马氏体以外，可以全部是残余奥氏体，因此基于马氏体的下限值(90％)，残余奥氏体面积率的上限为10％，优选为5％以下，更优选为3％以下，特别优选为2％以下。

另外，本发明钢板如前述，可以只由马氏体和残余奥氏体二相构成(二相的合计的面积率为100％)，但不可避免地可能产生其他的相(铁素体、贝氏体、珠光体等)。即使存在这样的其他相，只要其面积率的合计为9.5％以下即可。其他的相的面积率的合计优选为7.5％以下，更优选为5.5％以下。

＜局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域：以面积率计为2％以上＞

如已述，钢板的切头是施加非常大的变形的部分。由上述现有技术提出的氧化物和碳化物等在与母相的界面捕集氢这样的捕集点，由于巨大变形导致界面构造变化，在切断后不能发挥充分的氢捕集能力。

相对于此，残余奥氏体因为在内部捕集氢，所以即使伴随切断发生变形而导致界面构造变化，也不会由此丧失氢捕集能力。因此，即使施加巨大变形，也会使不因加工诱导相变而相变成马氏体的极稳定的残余奥氏体分散在母相中，从而能够提高切头的耐延迟断裂性能。

因此，为了提高残余奥氏体的稳定性，考虑提高残余奥氏体中的Mn浓度，但另一方面，Mn使钢板的焊接性劣化，有着助长钢中的P偏析的效用，具有使耐延迟断裂性能劣化的作用，其含量存在上限。

作为其解决办法，在本发明钢板中，使钢板中形成了Mn稠化区域。即，一边将母相的Mn浓度保持得低，一边使形成于Mn稠化区域的残余奥氏体稳定化。由此，局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域的一部分，作为残余奥氏体存在，从而有助于切头的耐延迟断裂性能的提高。

还有，本发明钢板中所形成的残余奥氏体非常微细，不能直接测量Mn浓度。因此，采用局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域以面积率计存在2％以上(优选为2.5％以上，更优选为3％以上)的方式，保证Mn在残余奥氏体中充分稠化。

接下来，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。

〔本发明钢板的成分组成〕

C：0.15～0.4％

C是对钢板的强度有巨大影响的重要元素。为了确保钢板的强度，使C含有0.15％以上，优选为0.16％以上，更优选为0.17％以上。但是，若使C过剩地含有，则焊接性劣化，因此使之为0.4％以下，优选为0.35％以下，更优选为0.3％以下。

Mn：0.5～3.0％

Mn也是作为固溶强化元素，有助于钢板的强度上升的有用的元素。另外，也有提高淬火性，并抑制冷却时的铁素体相变的效果。此外，因为具有使奥氏体稳定化的效果，所以能够使稳定度高的残余奥氏体形成。为了有效地发挥这样的作用，使Mn含有0.5％以上，优选为0.7％以上，更优选为0.9％以上。但是，若使Mn过剩地含有，则助长P向晶界的偏析，使耐延迟断裂性能显著劣化，因此为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

Al：0.001～0.10％

Al是作为脱氧剂被添加的有用元素，为了得到这样的作用，使之含有0.001％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是，若使Al过剩地含有，则使钢的洁净度恶化，因此为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。

本发明钢板含有上述元素作为必须的成分，余量是铁和不可避免的杂质(P、S、N、O等)，但不可避免的杂质之中，能够使P、S、N含有截止到下述这样的各允许范围。

P：0.1％以下

P作为杂质元素不可避免地存在，通过固溶强化而有助地强度的上升，但其在旧奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，从而使加工性劣化，因此P量限制在0.1％以下，优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。

S：0.01％以下

S也作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS夹杂物，变形时成为龟裂的起点而使加工性降低，因此S量限制在0.01％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。

N：0.01％以下

N也作为杂质元素不可避免地存在，由于应变时效而使钢板的加工性降低，因此N量限制在0.01％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。

此外，在不损害本发明的作用的范围，还能够再含有以下的允许成分。

Si：0.1～3.0％

Si作为固溶强化元素，是有助于钢板的强度上升的有用的元素。为了得到这样的作用，优选使Si含有0.1％以上，更优选为0.3％以上，特别优选为0.5％以上。但是，若使Si过剩地含有，则焊接性显著劣化，因此为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上

这些元素是具有提高淬火性，抑制来自奥氏体相变这一效果的有用元素。为了得到这样的作用，各元素均优选使之含有上述各自的下限值以上。上述元素可以单独含有，也可以两种以上并用。但是，即使这些元素过剩地含有，效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此各元素均为上述各自的上限值以下。

Mo：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％中的一种或两种以上

这些元素是不会使加工性劣化，而对改善强度有用的元素。为了得到这样的作用，各元素均优选含有上述各自的下限值以上。上述元素可以单独含有，也可以两种以上并用。但是，若使这些元素过剩地含有，则粗大的碳化物形成，加工性劣化，因此，各元素均为上述各自的上限值以下。

Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种

这些元素使夹杂物微细化，减少破坏的起点，从而对于提高加工性是有用的元素。为了得到这样的作用，任意一个元素均优选使之含有0.0005％以上。上述元素可以单独使用，也可以两种并用。但是，若使之过剩地含有，则夹杂物反而粗大，加工性劣化，因此无论哪个元素均为0.01％以下。

接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造条件。

〔本发明钢板的优选的制造方法〕

首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造而成为板坯(钢材)后，以均热温度1200℃以下(更优选为1150℃以下)、最终温度900℃以下(更优选为880℃以下)的条件进行热态轧制(热轧)，从最终温度冷却至Ac1点以下，成为贝氏体或珠光体单相组织，或含有铁素体这样的二相组织。

上述热轧后，以600℃～Ac1点(更优选为610℃～[Ac1－10℃])保持0.8h以上(更优选为1h以上)的条件实施退火处理。通过该退火处理，使碳化物球化且粗大化，并且在该碳化物中使Mn稠化而达到Mn向钢板的添加量的1.1倍以上。还有，该退火处理可以在冷却至Ac1点以下后，直接在上述温度域保持，也可以在该温度域内缓冷，或者也可以在热轧后，先冷却至低于600℃后再进行。

还有，Ac1点能够根据钢板的化学成分，使用莱斯利著，“铁钢材料科学”，幸田成靖译，丸善株式会社，1985年，p.273所述的下式(1)求得。

Ac1(℃)＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr…(1)

在此，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。

对于上述退火板进行冷态轧制(冷轧)后，将该冷轧板在奥氏体单相域温度(Ac3点以上)保持52s以上，以此条件进行热处理(γ化热处理)，由此使碳化物奥氏体化。通过前段的退火处理，碳化物中Mn稠化，因此可形成Mn浓度高的奥氏体。从该奥氏体单相域温度，以100℃/s以上的冷却速度急冷至室温，由此，Mn稠化至向钢板中添加的Mn量的1.1倍以上的残余奥氏体，能够在作为母相的马氏体中形成。

还有，Ac3点能够根据钢板的化学成分，使用莱斯利著，“铁钢材料科学”，幸田成靖译，丸善株式会社，1985年，p.273所述的下式(2)求得。

Ac3(℃)＝910－203×√C－30×Mn+44.7×Si+700×P+400×Al－15.2×Ni－11×Cr－20×Cu+400×Ti+31.5×Mo+104×V…(2)

在此，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。

而后，对于上述热处理板，以150～300℃保持30～1200s的条件进行回火，由此可形成回火马氏体，能够使强度－延伸率平衡提高，能够得到本发明钢板(切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板)。

还有，在本发明中，“切头的耐延迟断裂性能优异”，如后述实施例所述，根据pH值＝1.0的盐酸浸渍条件下的延迟断裂发生率是否在50％以下进行判断。该条件假设的是在实际环境下也相当严格的延迟断裂环境，明确这一条件，意味着其具有现有的钢板以上的、极其优异的切头耐延迟断裂性能。

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围，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】

〔试验方法〕

熔炼具有下述表1所示的A0、A～L的各成分组成的钢，制作厚度120mm的铸块，使用该铸块进行热轧，达到厚2.8mm后，以下述表2所示的退火条件实施退火。对于该退火板进行酸洗后，冷轧至厚度达到1.0mm而成为冷轧板，以下述表2所示的各条件对于冷轧板实施γ化热处理和回火。

【表1】

(下划线：本发明的范围外，*：余量Fe和不可避免的杂质，-：无添加)

【表2】

(下划线：本发明的范围外，影线：条件在本发明的推荐外)

〔测量方法〕

使用所得到的各钢板，测量马氏体和残余奥氏体的面积率，以及局部的Mn浓度。另外，为了评价钢板的机械的特性，也对于抗拉强度(TS)和切头的耐延迟断裂性能进行测量。以下展示其测量方法。

(马氏体的面积率)

关于马氏体的面积率，是对于各钢板进行镜面研磨，以3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀其表面而使金属组织出现后，用SEM(扫描型电子显微镜；Scanning Electron Microscope)，在大约40μm×30μm的区域、就5个视野，以倍率2000倍观察板厚1/4部的组织，看起来为灰色的区域定义为马氏体，将各个视野中求得的面积率进行算术平均，作为马氏体的面积率。

(残余奥氏体的面积率)

残余奥氏体的面积率，是对各钢板沿板厚方向进行磨削·研磨，至板厚的1/4，通过X射线衍射强度测量求得。

(局部的Mn浓度)

局部的Mn浓度，是在大约20μm×20mm的区域，就3个视野，使用场发射电子探针显微分析仪(FE－EPMA)进行定量分析，在各个视野中，将测量区域分割成1μm×1mm的小区域，将各小区域内的Mn浓度进行平均而求得。该平均Mn浓度为钢板的Mn含量的1.1倍以上的小区域的比例，定义为各视野中的Mn稠化区域的面积率并计算，将3个视野的Mn稠化区域的面积率进行算术平均而进行评价。

(抗拉强度)

使用评价对象的各钢板，在与轧制方向成直角的方向上取长轴，制作JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测量，求得抗拉强度(TS)。

(切头的耐延迟断裂性能)

对于厚1.0mm的平板状的钢板，实施图1所示这样的剪切，制作具有切断端面的钢板各3张。还有，使切断的切断端面为宽50mm，如此切断成50mm×30mm×1.0mmt的大小。切断间隙为板厚的10％。耐延迟断裂性能的评价在图1所示的自由端侧切断端面进行。还有，自由端侧为钢板的不拘束状态下的切断，因此与固定端侧比较，是更容易发生延迟断裂的部位。具体来说，作为盐酸浸渍试验，以在pH值为1.0，液温管理在25℃的盐酸中，将具有上述切断端面的钢板浸渍24小时的条件进行。盐酸浸渍试验实施后，为了观察与钢板的切断端面正交的板厚断面，将各钢板10等分成5mm×30mm×1.0mmt的大小，分别实施镜面研磨。对于这30个断面，使用光学显微镜确认有无延迟断裂，将“确认到延迟断裂的断面数/30×100％”定义为延迟断裂发生率。还有，为了区别因切断而发生的微小的裂纹与延迟断裂形成裂缝，将距切断端面50μm以上的深度的裂缝定义为延迟断裂。

〔测量结果〕

测量结果显示在下述表3中。在本实施例中，抗拉强度(TS)在1470MPa以上，并且，延迟断裂发生率在50％以下的为○合格，判定为切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板。另一方面，抗拉强度(TS)低于1470MPa，或者，延迟断裂发生率高于50％的判定为×不合格。

【表3】

(下划线：本发明的范围外，影线：条件在本发明的推荐外)

如表3所示，满足本发明的要件(上述成分要件和上述组织要件)的发明钢(钢No.01、02、3～5、10～12、15、16、19～24)，抗拉强度TS均在1470MPa以上，并且，延迟断裂发生率满足50％以下，能够得到切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板。

相对于此，本发明的要件(上述成分要件和上述组织要件)之中至少一个欠缺的比较钢(钢No.1、2、6～9、13、14、17、18)，抗拉强度TS和延迟断裂发生率之中至少任意一个特性差。

例如，钢No.1、8如表2的制造No.1、8分别所示，热轧后的退火温度脱离推荐范围而过低，因此如表3所示，残余奥氏体中Mn未充分稠化，切头的耐延迟断裂性能差。

另一方面，钢No.7、14如表2的制造No.7、14分别所示，热轧后的退火温度脱离推荐范围而过高，因此Mn扩散而均质化，如表3所示，残余奥氏体中Mn未充分稠化，切头的耐延迟断裂性能差。

另外，钢No.2、9如表2的制造No.2、9分别所示，热轧后的退火保持时间脱离推荐范围而过短，因此如表3所示，残余奥氏体中Mn未十分稠化，切头的耐延迟断裂性能差。

另外，钢No.6、13如表2的制造No.6、13所示，γ化热处理温度脱离推荐范围而过低，因此未充分奥氏体化，如表3所示，马氏体不足，抗拉强度TS差。

另外，钢No.17如表1的钢种E所示，因为C含量过低，所以如表3所示，马氏体和残余奥氏体均不足，抗拉强度TS差。

另外，钢No.18如表1的钢种F所示，因为Mn含量过低，所以如表3所示，马氏体和残余奥氏体均不足，抗拉强度TS差。

如以上，可确认通过满足本发明的要件，能够得到切头的耐延迟断裂特优异的超高强度钢板。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修改，这对从业者来说很清楚。

本申请基于2015年2月13日申请的日本专利申请(专利申请2015－026735)，2015年7月27日申请的日本专利申请(专利申请2015－147463)，其内容在此作为参照编入。

【产业上的利用可能性】

本发明的超高强度钢板，切头的耐延迟断裂性能优异，作为冷轧钢板和各种镀覆钢板等的汽车用钢板有用。

Claims

1.一种切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成，以质量％计分别含有

C：0.15～0.4％、

Mn：0.5～3.0％、

Al：0.001～0.10％，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质之中，P、S、N分别限制为

P：0.1％以下、

S：0.01％以下、

N：0.01％以下，

并具有以相对于全部组织的面积率计由

马氏体：90％以上、

残余奥氏体：0.5％以上构成的组织，

局部的Mn浓度为钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域以面积率计存在2％以上，

且抗拉强度为1470MPa以上。

2.根据权利要求1所述的切头的耐延迟断裂性能优异的超高强度钢板，其中，成分组成中，以质量％计还含有下述(a)～(d)中的至少一个：

(a)Si：0.1～3.0％；

(b)Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上；

(c)Mo：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％中的一种或两种以上；

(d)Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种。