JP2021113353A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
C:0.280質量%以上、0.404質量%以下、
Si:0質量%以上、0.6質量%以下、
Mn:0質量%超、1.5質量%以下、
Al:0質量%超、0.15質量%以下、
B :0.01質量%以下
Cu:0.5質量%以下
Ni:0.5質量%以下
Ti:0.20質量%以下
N :0質量%超、0.01質量%以下、
P :0質量%超、0.02質量%以下、および
S :0質量%超、0.01質量%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
全金属組織に占めるマルテンサイト組織の割合が95面積%以上、および全金属組織に占める遷移炭化物の割合が0.8体積%以上である、引張強度1700MPa以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板である。
Cr:0質量%超、1.0質量%以下を更に含有する、態様1に記載の高強度鋼板である。
V:0質量%超、0.1質量%以下、
Nb:0質量%超、0.1質量%以下、および
Mo:0質量%超、0.5質量%以下よりなる群から選択される少なくとも1種を更に含有する、態様1または2に記載の高強度鋼板である。
Ca:0質量%超、0.005質量%以下、および
Mg:0質量%超、0.005質量%以下のうちの1種または2種を更に含有する、態様1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板である。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、全金属組織に占めるマルテンサイト組織の割合が95面積%以上、および全金属組織に占める遷移炭化物の割合が0.8体積%以上であることを特徴とする。
本発明では、1700MPaの強度を確保するため、全金属組織に占めるマルテンサイト組織の割合を95面積%以上とする。該マルテンサイト組織の割合は好ましくは97面積%以上であり、100面積%であってもよい。
本発明では、上述の通り、1700MPa以上の超高強度域において、水素トラップによる耐遅れ破壊特性の向上を図るため検討したところ、前述の通り、水素トラップサイトとして、鉄系の炭化物である遷移炭化物が有効に働くことをまず見出した。本発明において「遷移炭化物」とは、Feを主体とした炭化物、すなわち金属元素のうちFeの含有量が最も高い炭化物であり、イプシロン炭化物(ε)とイータ炭化物(η)を意味し、セメンタイト(θ)は含まれない。すなわち本発明における「遷移炭化物」は、イプシロン炭化物(ε)、イータ炭化物(η)をあわせた「遷移炭化物(ε、η)」とも表現することができる。なお、遷移炭化物は、炭化物を形成しうる元素(例えば、Cr、V等)を更に含んでいてもよい。
以下に本発明に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。
Cは、1700MPa以上の引張強度を得るために必要な元素である。そのため、C量を0.280質量%以上とする。C量は、好ましくは0.290質量%以上、より好ましくは0.300質量%以上である。一方、C量が多すぎると、マルテンサイト組織の強度が過度に上昇する、またはセメンタイトなどの粗大な炭化物が生成して耐遅れ破壊特性が劣化する。そのためC量は0.404質量%以下とする。C量は、好ましくは0.380質量%以下、より好ましくは0.360質量%以下である。
Siは、焼戻し軟化抵抗性を向上させるのに有効な元素である。また、固溶強化による強度向上にも有効な元素である。Si量は0質量%でもよいが、上記効果を発揮させる場合には、Siを0.02質量%以上含有させることが好ましい。しかし、Siはフェライト生成元素であるため、多く含まれると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。よって、Si量は0.6質量%以下とする。Si量は、好ましくは0.5質量%以下であり、より好ましくは0.2質量%以下であり、更に0.1質量%以下、より更には0.05質量%以下としてもよい。
Mnは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるため、Mn量は0質量%超とする。Mn量は、好ましくは0.1質量%以上、より好ましくは0.2質量%以上、更に好ましくは0.3質量%以上、より更に好ましくは0.65質量%以上である。しかし、Mn量が過剰であると、耐遅れ破壊特性、溶接性が悪化し、また、電気亜鉛めっき処理等のめっき処理を施さない場合には耐食性も悪化する。よって、Mn量は1.5質量%以下とする。Mn量は、好ましくは1.2質量%以下、より好ましくは1.0質量%以下であり、更に0.8質量%以下としてもよい。
Alは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐食性を向上させる効果もある。こうした効果を発揮させるために、Al量を0質量%超とする。上記効果を十分発揮させる観点からは、Al量を0.035質量%以上とすることが好ましく、更に0.040質量%以上としてもよい。しかし、Alが過剰に含まれていると、介在物が多量に生成して表面疵の原因となるので、その上限を0.15質量%とする。Al量は、好ましくは0.10質量%以下、より好ましくは0.07質量%以下であり、さらに好ましくは0.055質量%以下である。
Bは焼入れ性を高めるのに有効な元素である。この様な効果を十分に発揮させるには、B量を0質量%超とすることが好ましく、より好ましくは0.0001質量%以上、更に好ましくは0.0005質量%以上、より更に好ましくは0.001質量%以上である。しかし、Bが過剰に含まれると延性が低下するため、B量は、0.01質量%以下、好ましくは0.0080質量%以下、より好ましくは0.0065質量%以下、より更に好ましくは0.004質量%以下とする。
[Ni:0.5質量%以下]
CuおよびNiは、鋼板の耐食性を向上させることで水素脆化に関与する水素の発生を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効な元素である。該効果を十分発揮させるには、Cuの場合、好ましくは0質量%超、より好ましくは0.01質量%以上、更に好ましくは0.05質量%以上、より更に好ましくは0.08質量%以上含有させる。一方、Cuを過剰に添加すると酸洗性および化成処理性を劣化させるため、Cu量は、0.5質量%以下、好ましくは0.4質量%以下、より好ましくは0.2質量%以下とする。また、Niの場合も、好ましくは0質量%超、より好ましくは0.01質量%以上、更に好ましくは0.05質量%以上、より更に好ましくは0.08質量%以上含有させる。しかし、Niが過剰に含まれると延性および母材の加工性が低下するため、Ni量は、0.5質量%以下、好ましくは0.4質量%以下、より好ましくは0.2質量%以下とする。
Tiは、強度の向上、およびγ粒微細化による焼入れ後の靭性改善に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ti量を0質量%超とすることが好ましい。上記効果を十分発揮させるには、Ti量を、0.003質量%以上とすることがより好ましく、更に好ましくは0.02質量%以上、より更に好ましくは0.045質量%以上である。しかし、Tiが過剰に含まれると、炭窒化物などの析出が増大し、母材の加工性が低下する。よって、Ti量は0.20質量%以下、より好ましくは0.15質量%以下とする。
N量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。よって、N量は0.01質量%以下とする。N量は、好ましくは0.008質量%以下、より好ましくは0.006質量%以下である。尚、製鋼上のコスト等を考慮すると、N量は通常0.001質量%以上となる。
Pは、鋼を強化する作用を有するが、靭性を低下させ、また延性を低下させるので、0.02質量%以下とする。P量は、好ましくは0.01質量%以下であり、より好ましくは0.006質量%以下である。
Sは、硫化物系の介在物を生成し、母材の加工性および溶接性を劣化させる。そのため、S量は少ないほどよく、本発明では0.01質量%以下とする。S量は、好ましくは0.005質量%以下、より好ましくは0.003質量%以下である。
残部は、Feおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、As、Sb、Snなど)の混入が許容される。なお、例えば、PおよびSのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
Crは焼入れ性向上により強度を高めるのに有効な元素である。また、Crはマルテンサイト組織鋼の焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、Cr量を0質量%超とすることが好ましく、より好ましくは0.01質量%以上、更に好ましくは0.05質量%以上である。しかし、過剰に含まれると、耐遅れ破壊特性を劣化させるため、上限は1.0質量%、好ましくは0.7質量%とする。
V、NbおよびMoはいずれも、強度の向上、およびγ粒微細化による焼入れ後の靭性改善に有効な元素である。該効果を十分発揮させるには、V、NbおよびMoのいずれにおいても、好ましくは0質量%超、より好ましくは0.003質量%以上、更に好ましくは0.02質量%以上含有させる。しかし、上記元素が過剰に含まれると、炭窒化物などの析出が増大し、母材の加工性が低下する。よって、V量およびNb量は、0.1質量%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.05質量%以下であり、Mo量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
Caは、Mnに代わってSと結合し、圧延方向に延伸するMnSの形態を制御すること、また鋼板端面においてはMnSを分断することから局部腐食起点の局在化を抑制でき、局部腐食起点での水素発生および水素侵入を抑制できる元素である。またMgは、Oと結合しMgOを形成することで、腐食先端でのpH低下を抑制でき、水素発生〜水素侵入を抑制することができる元素である。これらの効果を十分発揮させるため、CaおよびMgのいずれを含有させる場合にも、好ましくは0質量%超、より好ましくは0.0010質量%以上、更に好ましくは0.0015質量%以上含有させる。しかし、上記元素が過剰に含まれると、加工性が劣化するため、これらの元素の含有量は、好ましくは0.005質量%以下、より好ましくは0.003質量%以下とする。
次に本発明の高強度鋼板の推奨される製造方法について説明する。
本発明者らは、上記の成分組成を有する、熱延鋼板、冷延鋼板等の圧延材に対し、下記に詳述する焼鈍、焼入れおよび焼戻し処理を含む熱処理を行うことにより、上述の所望の金属組織を有して所望の特性を発揮する高強度鋼板を得ることができる。以下、推奨される製造方法について詳細を説明する。
図1の[1]および[2]に示すように、Ac3点〜950℃の最高加熱温度T1にまで鋼板を加熱し、当該温度域での保持時間t1を30秒以上とする。該温度域で加熱し、圧延材の組織を完全に逆変態させることによって、後工程の焼入れ処理で、マルテンサイト組織の割合が95面積%以上の組織を確実に得ることができる。最高加熱温度T1での保持時間t1は、最高加熱温度T1などに応じて適宜決定すればよいが、Ac3点〜950℃の温度域で鋼板のオーステナイト変態を完了させるため、上述の通り30秒以上とする。上記最高加熱温度T1がAc3点未満である場合、または当該温度域における保持時間t1が30秒未満である場合、熱処理に供する圧延材、例えば熱延鋼板の組織(例えばフェライト−パーライト)が残存したままとなり、その後に焼入れ工程を行ってもマルテンサイト主体の組織が得られず、1700MPa以上の引張強度を得るのが困難になる。一方、上記最高加熱温度T1が950℃を超えると、オーステナイト粒が成長し粗大な組織になり、機械的特性および耐遅れ破壊特性に悪影響を与える。また、過剰な高温での保持は、設備負荷が増大し、更に経済性にも劣るので好ましくない。そのため、上記最高加熱温度T1は950℃以下とする。
Ac3(℃)=910−203×[C]1/2−15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]−30×[Mn]−11×[Cr]−20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]・・・(1)
式(1)において、[元素名]は鋼中の各元素の質量%での含有量を示し、含まれない元素はゼロとして算出する。
図1の[3]および[4]に示す通り、最高加熱温度T1から焼入れ加熱温度(急冷開始温度)T2まで冷却した後、焼入れ開始温度T2から急冷することで焼入れを行い、マルテンサイト主体の組織、すなわちマルテンサイト組織の割合が95面積%以上の金属組織を得る。焼入れ開始温度T2は600℃以上とする。この焼入れ開始温度T2が600℃未満であると、マルテンサイト組織素地にフェライトが過剰に生成され、強度および耐遅れ破壊特性を高めることが難しい。焼入れ開始温度T2は、好ましくは700℃以上、より好ましくは800℃以上であって、上記最高加熱温度T1以下である。
次いで、図1の[6]〜[8]に示すように焼戻しを行う。焼戻し温度と時間を適切に制御することによって、本発明の遷移炭化物であるFe系炭化物の析出および成長を制御し、該遷移炭化物を0.8体積%以上確保することができる。
図1の[6]に示すように、上述の冷却停止温度T3から焼戻し温度T4までを、1.0℃/s以上の再加熱速度HR1で加熱する。再加熱速度HR1が遅い場合、焼戻し中に析出する炭化物が粗大化するため、上記速度で加熱する。再加熱速度HR1は、好ましくは5.0℃/s以上である。再加熱速度を上げることにより、炭化物が微細化するため耐遅れ破壊特性は改善する。そのため再加熱速度の上限は特に設けないが、再加熱速度の上限を、例えば250℃/sとすることができる。
焼戻しは、焼戻し温度T4を、下記式(2)に定義する焼戻しパラメータが130〜200を満たす範囲内で設定し、この焼戻し温度T4で、100秒超、1000秒未満の時間(焼戻し時間)保持する。
焼戻しパラメータ=−160×[C]+T4・・・(2)
式(2)において、[C]は鋼中のC量(質量%)、T4は焼戻し温度(℃)を示す。
上記の熱処理後、室温まで冷却して得られた鋼板に、常法に従って電気亜鉛めっきを施してもよい。または、常法に従って溶融亜鉛めっきや合金化亜鉛めっき処理を施してもよい。上述した本発明の成分組成、金属組織、推奨される製造方法を満たせば、これらのめっき処理を行っても、本発明で求める強度および耐遅れ破壊特性に影響を及ぼすものでない。
1.0mm×10mm×5mmの試験片の圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後に、1/4t部(tは板厚)を、走査型電子顕微鏡(SEM)で倍率2000倍にて観察を行った。そして、白く観察される領域をマルテンサイト組織、黒く観察される領域をフェライト組織と定義し、任意の1視野(1視野のサイズは90μm×120μm)において、縦横それぞれ等間隔に10本の線を引き、その交点が、マルテンサイト組織である交点の数またはマルテンサイト組織以外の組織(フェライト組織)である交点の数を、それぞれ全交点の数で割り、マルテンサイト組織の面積率、マルテンサイト組織以外の組織(フェライト組織)の面積率をそれぞれ求めた。
上記鋼板から、放電加工にて、直径0.5mmで長さが25〜30mmのロッド形状の鋼片を採取した後、電解研磨にて直径約0.2mmで長さが25〜30mmの試験片に仕上げた。該試験片を用いてX線回折測定を行った。該X線回折測定は、SPring−8の産業用ビームラインBL19B2のX線回折装置を用い、エネルギー25keVの条件で行った。得られた回折ピークからRietveld法によって遷移炭化物量を求めた。水素トラップサイトとして有効な遷移炭化物はη、εであるが、これらの構造は類似しており回折ピークからの判別は容易ではない。今回の解析では、ηとεの区別がつかなかった回折ピークは全てη炭化物であると仮定して、Rietveld法により遷移炭化物量を定量した。
引張強度(TS)は、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにJIS5号引張試験片を鋼板から採取し、JIS Z 2241(2011年)に規定の方法に従って測定した。そして本実施例では、引張強度が1700MPa以上のものを高強度であると評価した。
得られた鋼板を150mmW×30mmLに切断した試験片を2つ準備した。そして、各試験片に対して、切断端面をフライス加工した後にポンチ/ダイにより曲げ半径10mmにU曲げ加工を行い、曲げ頭頂部に1500MPaの応力を付与したU曲げ試験片を2つ用意した。このU曲げ試験片のそれぞれを0.1N−HClに浸漬し、割れ発生までの時間を測定した。なお、目視で割れが観察された場合を「割れ発生」と判断した。2つのU曲げ試験片の試験結果が異なる場合は、割れ発生までの時間が短い方の試験結果を採用した。本実施例では、割れ発生までの時間が4時間を超えるものを耐遅れ破壊特性に優れると評価した。
Claims (4)
- C:0.280質量%以上、0.404質量%以下、
Si:0質量%以上、0.6質量%以下、
Mn:0質量%超、1.5質量%以下、
Al:0質量%超、0.15質量%以下、
B :0.01質量%以下
Cu:0.5質量%以下
Ni:0.5質量%以下
Ti:0.20質量%以下
N :0質量%超、0.01質量%以下、
P :0質量%超、0.02質量%以下、および
S :0質量%超、0.01質量%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
全金属組織に占めるマルテンサイト組織の割合が95面積%以上、および全金属組織に占める遷移炭化物の割合が0.8体積%以上である、引張強度1700MPa以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。 - Cr:0質量%超、1.0質量%以下を更に含有する、請求項1に記載の高強度鋼板。
- V:0質量%超、0.1質量%以下、
Nb:0質量%超、0.1質量%以下、および
Mo:0質量%超、0.5質量%以下よりなる群から選択される少なくとも1種を更に含有する、請求項1または2に記載の高強度鋼板。 - Ca:0質量%超、0.005質量%以下、および
Mg:0質量%超、0.005質量%以下のうちの1種または2種を更に含有する、請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
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