JP2023527197A - 耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、基体組織がフェライト＋焼き戻しマルテンサイトであり、以下の質量パーセントで下記の化学元素を含有する、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼を開示した：Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％。本発明はさらに、以下のステップを含む、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法を開示した：製錬と連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、焼き戻し、テンパーおよび電気めっき。本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、良好な力学性能を有するだけでなく、優れた耐遅れ破壊性および低い初期水素含有量を有する。
Description
本発明は、金属材料およびその製造方法、特に亜鉛電気めっき超高張力二相鋼およびその製造方法に関する。
自動車工業において、自動車の軽量化や安全性への需要から、より高い強度を有する鋼板への需求量が増えている。二相鋼は、低い降伏強度、高い引張強度および高い初期加工硬化速度などの優れた性能を有し、自動車部品の生産において広く利用されている。現在、市販で求められる強度レベルは主に８０キロや１００キロ級であり、耐食性への要求から、現在の自動車工業では亜鉛めっき鋼板が多く使用されるが、この鋼板は通常遅れ破壊の問題が存在する。
遅れ破壊とは、一定の時間で静的応力を受けた材料において、突然的に脆性破壊が発生する現象である。この現象は、材料と環境応力の相互作用によって発生する脆化であり、水素による材質劣化のある形態である。遅れ破壊現象は、超高張力鋼の応用を支障する主要な要素であり、大まかに以下の二種類に分類される：
（１）主に外部環境から侵入した水素（外部水素）による遅れ破壊。例えば、橋梁などに使用されるボルトが、湿り空気や雨水などの環境に長期的にさらされることで発生する遅れ破壊。
（１）主に外部環境から侵入した水素（外部水素）による遅れ破壊。例えば、橋梁などに使用されるボルトが、湿り空気や雨水などの環境に長期的にさらされることで発生する遅れ破壊。
（２）酸洗いや電気めっき処理などの製造過程で鋼中に侵入する水素（内部水素）による遅れ破壊。例えば、電気めっきボルトなどが、数時間または数日の短い時間で負荷を受けた後に発生する遅れ破壊。
前者は通常、長期的な露出過程で発生する腐食や、腐食穴での腐食反応で生成する水素の侵入によるものである；後者は、例えば酸洗い、電気めっき処理などの製造過程時に鋼中に侵入する水素が、応力作用により応力が集中するところへの集中によるものである。
中国特許文献（特許公開ＣＮ１０７１４８４８６Ｂ、開示日２０１９年１月８日、題名「高強度鋼板、高強度亜鉛熱めっき鋼板、高強度アルミニウム熱めっき鋼板および高強度亜鉛電気めっき鋼板、およびそれらの製造方法」）は、Ｃ：０．０３０％以上且つ０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上且つ３．００％以下、Ｍｎ：２．６０％以上且つ４．２０％以下、Ｐ：０．００１％以上且つ０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上且つ０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上且つ０．０１００％以下およびＴｉ：０．００５％以上且つ０．２００％以下、残りがＦｅおよび避けなれない不純物からなる化学成分を有する、亜鉛電気めっき高張力鋼の製造方法を開示した。この鋼スラグは、１１００℃以上且つ１３００℃以下に加熱し、７５０℃以上且つ１０００℃以下である仕上げ圧延出口側の温度下で熱間圧延を行い、３００℃以上且つ７５０℃以下で卷取を行う。次に、酸洗いによって酸化皮膜を除去し、Ａｃ１相転移点＋２０℃以上且つＡｃ１相転移点＋１２０℃以下の温度範囲内で６００秒以上且つ２１６００秒以下保持し、３０％以上の圧下率で冷間圧延を行う。そして、Ａｃ１相転移点以上且つＡｃ１相転移点＋１００℃以下の温度範囲内で２０秒以上９００秒以下保持し、冷却を行う。次に、亜鉛電気めっき処理を実施する。
中国特許文献（特許公開ＣＮ１０６２８２７９０Ｂ、開示日２０１８年４月３日、題名「亜鉛電気めっき用超深絞り冷間圧延鋼板およびその生産方法」）は、Ｃ≦０．００２％、Ｓｉ≦０．０３０％、Ｍｎ：０．０６％～０．１５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌｓ：０．０３０％～０．０５０％、Ｔｉ：０．０４０～０．０７０％、Ｎ≦０．００４０％、残りがＦｅおよび避けなれない不純物からなる化学成分を有する、亜鉛電気めっき用超深絞り冷間圧延鋼板の製造方法を開示した。上記冷間圧延鋼板の生産方法は、以下のステップを含む：（１）溶鉄の前処理を行う；（２）転炉で製錬する；（３）合金を微調整する；（４）ＲＨ炉で精製する；（５）連続鋳造を行う；（６）熱間圧延を行う；（７）冷間圧延を行う；（８）連続焼鈍を行う；（９）テンパーを行う；本発明は、亜鉛電気めっき鋼板の表面品質を高め、亜鉛電気めっき鋼板に良好な板形を与えることができる。上記冷間圧延鋼板の力学性能は：降伏強度が１２０～１８０ＭＰａであり、引張強度が２６０ＭＰａを超えている。
中国特許文献（特許公開ＣＮ１４１９６０７Ａ、開示日２００３年５月２１日、題名「高強度二相薄鋼板と高強度二相電気めっき薄鋼板およびその製造方法」）は、０．０１～０．０８％Ｃ、２％以下のＳｉ、３．０％以下のＭｎ、０．０１～０．５％Ｖ、ＶとＣが０．５×Ｃ／１２≦Ｖ／５１≦３×Ｃ／１２を満たし、残りがＦｅおよび避けなれない不純物からなる化学成分を有する、引張強度６００～６５０ＭＰａ級の二相鋼板および製造方法を開示した。この鋼板は、１２５０℃に加熱し、均熱を行い、そして９００℃の仕上げ圧延器輸送温度で三パスで圧延し、その後６５０℃×１時間の保温処理を行う。次に、７０℃／ｓの圧縮率で薄鋼板に対し冷間圧延を行い、厚さ１．２ｍｍの冷間圧延薄鋼板を得る。次に、８５０℃下で再結晶焼鈍を６０秒行い、３０℃／ｓの冷却速度で冷却した後に、電気めっき処理を行う。
このように、上述の従来特許文献による製品では、引張強度レベルがいずれも９８０ＭＰａ未満であり、もしくは基体が熱プレス鋼である。そのため、工業上の要求を満たすために、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼が求められる。
本発明の一つの目的は、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の提供である。遅れ破壊が発生しやすいという超高張力鋼の特徴に対し、本発明の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、合理的な成分設計を採用する。炭素、ケイ素、マンガンおよびニオブ、バナジウム、クロム、モリブデンなどのマイクロアロイの合理的な設計およびプロセス配合により、得られる鋼が優れた耐遅れ破壊性および超高強度を有する。この耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍ、好ましくは≦２ｐｐｍであり、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。好ましい実施形態において、この耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、プレストレスが引張強度の１．２倍である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は優れた性能を有するため、工業上での要求を満たし、自動車安全構造部品の製造などに適用し、良好な汎用価値および展望がある。
上記の目的を実現するために、本発明は、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼であって、その基体組織がフェライト＋焼き戻しマルテンサイトであり、Ｆｅに加え、以下の質量パーセントで下記の化学元素を有する、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼を提供する：
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％。
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、その各化学元素の質量パーセントは：
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％、残りがＦｅおよびその他の避けなれない不純物である。
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％、残りがＦｅおよびその他の避けなれない不純物である。
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、各化学元素の設計原理は以下の通りであう：
Ｃ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃは固溶強化元素であり、材料の高強度の基礎である。ただし、注意しなければならないが、鋼中にＣ含有量が高いほど、マルテンサイトが硬くなり、遅れ破壊の発生傾向が大きくなる。そのため、製品設計時に、できるだけ低炭素の設計にすべく、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃの質量パーセントを０．０７－０．１％とする。
Ｃ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃは固溶強化元素であり、材料の高強度の基礎である。ただし、注意しなければならないが、鋼中にＣ含有量が高いほど、マルテンサイトが硬くなり、遅れ破壊の発生傾向が大きくなる。そのため、製品設計時に、できるだけ低炭素の設計にすべく、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃの質量パーセントを０．０７－０．１％とする。
ＳｉとＡｌ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、ＳｉとＡｌは、マルテンサイトの耐焼き戻し性能を高めることができ、Ｆｅ３Ｃの析出および成長を抑制し、焼き戻し時に形成する主な析出物をε炭化物にすることができる。また、説明しなければならないが、Ａｌはさらに脱酸素元素であり、鋼中で脱酸素の効果を有する。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｓｉの質量パーセントを０．０５－０．３％とし、Ａｌの質量パーセントを０．０２－０．０５％とする。
Ｍｎ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｍｎはオーステナイトの焼入れ性を強烈に高める元素であり、より多くのマルテンサイトを形成することによって、鋼の強度を有効に高めることができる。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｍｎの質量パーセントを２．０－２．６％とする。
Ｃｒ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃｒはマルテンサイトの耐焼き戻し能力を有効に高めることができるため、遅れ破壊の改善には十分有益である。本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｃｒの質量パーセントを０．２－０．６％とする。
Ｍｏ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、適量のＭｏの添加は、拡散分布の微細析出物の形成に有利であり、分散水素の集まりに有利である。Ｍｏは鋼中で大量のＭｏＣ析出物を形成できるため、部分領域における分散水素の集まりに有利であり、鋼の遅れ破壊の改善にはとても有利である。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｍｏの質量パーセントを０．１－０．２５％とする。
Ｎｂ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｎｂは炭素窒素化物析出元素であり、結晶粒を微小化させ、炭素窒素化物を析出させ、材料の強度を高めることができると同時に、整合の微合金析出物が分散水素の集まりに有利であるため、遅れ破壊には有利である。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｎｂの質量パーセントを０．０２－０．０４％とする。
Ｖ：本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｖは結晶粒を微細化させる効果があり、同時に整合の微合金析出物が分散水素の集まりに有利である。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｖの質量パーセントを０．０６－０．２％とする。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、０．００１５－０．００３％のＢが含有される。
本発明による技術案において、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、少量のＢをさらに含有してもいい。Ｂは強焼入れ性元素であるため、適量のＢは鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイトの形成を促進することができる。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、避けなれない不純物は、Ｐ、ＳとＮを含み、その含有量は、以下の各項の少なくとも一つとする：Ｐ≦０．０１２％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％。
上述技術案では、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｐ、ＳとＮはいずれも鋼中における避けなれない不純物元素であり、鋼中でのＰ、ＳとＮの含有量が低ければ低いほど良い。ＳはＭｎＳ介在物を形成しやすく、穴広げ率に強く影響する；Ｐは鋼の靱性を低減し、遅れ破壊には不利である；鋼中のＮ含有量が高すぎると、板スラブの表面で割れ目が生じやすく、鋼の性能に大きく影響される。したがって、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、Ｐの質量パーセントをＰ≦０．０１２％とし、Ｓの質量パーセントをＳ≦０．００３％とし、Ｎの質量パーセントをＮ≦０．００５％とする。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、上記焼き戻しマルテンサイトの相比例（体積比）＞５０％。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、上記基体組織中に、微細の炭化物ペレットが大量に拡散析出し、上記炭化物ペレットは、ＭｏＣ、ＶＣ、Ｎｂ（Ｃ,Ｎ）を含み、上記炭化物ペレットはいずれも整合形式で基体組織中に分布する。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、上記炭化物ペレットのサイズ≦６０ｎｍ。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、上記焼き戻しマルテンサイトは、整合分布したε炭化物を含有する。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、その性能が、以下の各項の少なくとも一つを満たす：降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍ、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼において、その性能が、以下の各項を満たす：降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍ、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。
さらに、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の降伏比は０．５５－０．７０である。
また、本発明のもう一つの目的は、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法の提供である。この製造方法で作製される耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍ、好ましくは≦２ｐｐｍであり、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。
上述の目的を実現するために、本発明は、以下のステップを含む上記耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法を提供する：
（１）製錬および連続鋳造；
（２）熱間圧延；
（３）冷間圧延；
（４）焼鈍：３－１０℃／ｓの加熱速度で昇温し、焼鈍均熱温度を７８０～８２０℃、好ましくは７９０－８１０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓ、好ましくは４０－１６０ｓとし、そして３０～８０℃／ｓ、好ましくは３５－８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とする；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００～２８０℃、好ましくは２１０－２７０℃とし、焼き戻し時間を１００～４００ｓ、好ましくは１２０－３００ｓとする；
（６）テンパー；
（７）電気めっき。
（１）製錬および連続鋳造；
（２）熱間圧延；
（３）冷間圧延；
（４）焼鈍：３－１０℃／ｓの加熱速度で昇温し、焼鈍均熱温度を７８０～８２０℃、好ましくは７９０－８１０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓ、好ましくは４０－１６０ｓとし、そして３０～８０℃／ｓ、好ましくは３５－８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とする；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００～２８０℃、好ましくは２１０－２７０℃とし、焼き戻し時間を１００～４００ｓ、好ましくは１２０－３００ｓとする；
（６）テンパー；
（７）電気めっき。
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法において、連続焼鈍加熱時に、中低温焼き戻し処理を使用し、関連するプロセスパラメータを制御することにより、マルテンサイトの硬度低減に有利だけでなく、粗大ペレットマルテンサイトの析出を有効に防ぐことができるため、鋼の遅れ破壊性能にはとても有利である。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（１）では、連続鋳造過程における連続鋳造の引張速度を０．９－１．５ｍ／ｍｉｎとする。
上述技術案では、本発明による製造方法において、ステップ（１）の連続鋳造は大水量二次冷却モードによって行ってもいい。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（２）では、鋳造スラブを１２００～１２６０℃、好ましくは１２１０－１２４５℃の温度で均熱する；そして圧延を行い、仕上げ圧延温度を８４０～９００℃とし、圧延の後に２０～７０℃／ｓの速度で冷却する；そして卷取を行い、卷取温度を５８０～６３０℃とし、卷取の後に保温処理または徐冷処理を行う。好ましくは、１－５時間で保温し、もしくは３－５℃／ｓの冷却速度で徐冷を行う。
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法において、上記ステップ（２）では、圧延負荷を安定に保つため、加熱温度を１２００℃以上とし、同時に酸化燃焼損失の増大を防ぐため、加熱温度の上限を１２６０℃とする。したがって、最終的に、鋳造スラブを１２００～１２６０℃の温度下で均熱する。
また、説明しなければならないが、ステップ（２）では、熱間圧延卷取後に保温、もしくは卷取後に徐冷を行うことは、拡散析出物の十分な析出に有利であり、各拡散分布の析出物は少量水素の吸着や分散水素の分布に有利であり、水素の集まりを防ぐため、耐遅れ破壊性には有利である。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（３）における冷間圧延圧下率を４５～６５％とする。
上述技術案では、上記ステップ（３）において、冷間圧延圧下率を４５～６５％とする。冷間圧延の前に、酸洗いによって鋼板表面の酸化鉄皮膜を除去してもいい。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（６）におけるテンパー圧下率≦０．３％とする。
本発明の上述技術案では、上記ステップ（６）において、鋼板のテンパー度を保つため、一定のテンパー量が必要とされるが、過大のテンパー量は鋼の降伏強度を大きく上昇させる場合がある。したがって、本発明による製造方法において、テンパー圧下率≦０．３％とする。
本発明の上述技術案では、通常の亜鉛電気めっき法で上記ステップ（７）を実施してもいい。好ましくは、両面めっきを行い、片面のめっき層重量を１０－１００ｇ／ｍ２とする。
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼およびその製造方法は、従来技術と比較して、以下の利点及び有益な効果を有する：
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、合理的な成分設計を採用する。炭素、ケイ素、マンガンおよびニオブ、バナジウム、クロム、モリブデンなどの微合金の合理的な設計およびプロセス配合により、得られる鋼が優れた耐遅れ破壊性および超高強度を有する。この耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍであり、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は優れた性能を有するため、工業上での要求を満たし、自動車安全構造部品の製造などに適用し、良好な汎用価値および展望がある。
本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、合理的な成分設計を採用する。炭素、ケイ素、マンガンおよびニオブ、バナジウム、クロム、モリブデンなどの微合金の合理的な設計およびプロセス配合により、得られる鋼が優れた耐遅れ破壊性および超高強度を有する。この耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍであり、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は優れた性能を有するため、工業上での要求を満たし、自動車安全構造部品の製造などに適用し、良好な汎用価値および展望がある。
本発明の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、合理的な成分設計および連続鋳造プロセスを使用するため、鋼板内部、特にその表面にＴｉＮがなく、鋼板内部における水素の集まりの低減に有利であり、鋼の遅れ破壊性能の向上に有利である。
本発明による製造方法は、高温均熱＋中温焼き戻しの組み合わせを使用している。連続焼鈍加熱時に、高温均熱により、多くのオーステナイト転化が発生し、その後の急速冷却時より多くのマルテンサイトが得られるため、最終的に焼き戻し前より高い強度が得られる；中低温焼き戻し処理を使用し、関連のプロセスパラメータを制御することで、マルテンサイトの硬度低減に有利だけでなく、粗大ペレットマルテンサイトの析出を有効に防ぐことができるため、材料の降伏比が適宜であり、また鋼の遅れ破壊性能にもとても有利である。焼き戻し時に、使用する焼き戻し温度が低すぎると、マルテンサイトの硬度低減に不利である；焼き戻し温度が高すぎると、マルテンサイトが分解し、最終強度が９８０ＭＰａ未満になる。本発明の高温均熱＋中温焼き戻しの組み合わせを使用することで、作製される耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼に、優れた耐遅れ破壊性および低い初期水素含有量の特性を有効に持たせることができる。
以下では、具体的な実施例に基づき、本発明による耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼およびその製造方法をさらに詳しく説明するが、その説明は本発明の技術案を限定するものではない。
実施例１－６および比較例１－１４
表１は、実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼に対応する鋼種における各化学元素の質量パーセントを示す。
表１は、実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼に対応する鋼種における各化学元素の質量パーセントを示す。
本発明による実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼は、いずれも以下のステップで作製された：
（１）製錬と連続鋳造：連続鋳造過程において、連続鋳造の引張速度を０．９－１．５ｍ／ｍｉｎとし、大水量二次冷却モードで連続鋳造を行った；
（２）熱間圧延：鋳造スラブを１２００～１２６０℃の温度で均熱した；その後圧延を行い、仕上げ圧延温度を８４０～９００℃とし、圧延後に２０～７０℃／ｓの速度で冷却した；その後卷取を行い、卷取温度を５８０～６３０℃とし、卷取後に保温カバーで１－５時間保温した；
（３）冷間圧延：冷間圧延圧下率を４５～６５％とした；
（４）焼鈍：３－１０℃／ｓの加熱速度で昇温し、焼鈍均熱温度を７８０～８２０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、そして３０～８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とした；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００～２８０℃とし、焼き戻し時間を１００～４００ｓとした；
（６）テンパー：テンパー圧下率≦０．３％とした；
（７）両面亜鉛電気めっき、片面のめっき層重量が１０－１００ｇ／ｍ２であった。
（１）製錬と連続鋳造：連続鋳造過程において、連続鋳造の引張速度を０．９－１．５ｍ／ｍｉｎとし、大水量二次冷却モードで連続鋳造を行った；
（２）熱間圧延：鋳造スラブを１２００～１２６０℃の温度で均熱した；その後圧延を行い、仕上げ圧延温度を８４０～９００℃とし、圧延後に２０～７０℃／ｓの速度で冷却した；その後卷取を行い、卷取温度を５８０～６３０℃とし、卷取後に保温カバーで１－５時間保温した；
（３）冷間圧延：冷間圧延圧下率を４５～６５％とした；
（４）焼鈍：３－１０℃／ｓの加熱速度で昇温し、焼鈍均熱温度を７８０～８２０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、そして３０～８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とした；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００～２８０℃とし、焼き戻し時間を１００～４００ｓとした；
（６）テンパー：テンパー圧下率≦０．３％とした；
（７）両面亜鉛電気めっき、片面のめっき層重量が１０－１００ｇ／ｍ２であった。
説明しなければならないが、実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の化学成分および関連のプロセスパラメータは、いずれも本発明の設計規範の制限要求を満たしている。比較例１－６の鋼の化学成分は、いずれも本発明に設計される要求のパラメータを満たさない；比較例７－１４に対応するＭ鋼種の化学成分は、本発明の設計要求を満たすものの、関連のプロセスパラメータはいずれも本発明の設計規範のパラメータを満たさない。
表２－１と表２－２は、実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼の具体的なプロセスパラメータを示す。
実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼に対し各性能測定を行い、得られる測定結果を表３に示す。
表３は、実施例１－６の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼および比較例１－１４の鋼の性能測定結果を示す。性能測定方法は、ＧＢ／Ｔ１３２３９－２００６金属材料低温引張試験方法に基づき、標準サンプルを作製し、引張試験機で静的引張を行い、得られた相応の応力－ひずみ曲線に対しデータ処理を行い、最終的に降伏強度、引張強度と破断伸び率パラメータを得た。
水素含有量の測定方法：サンプルを一定の温度に加熱し、水素分析器で温度変化（上昇）に伴って放出される水素の濃度を測定し、鋼中の初期水素含有量を判断する。
表３で分かるように、本発明の各実施例の降伏強度はいずれも≧５５０ＭＰａであり、引張強度はいずれも≧９８０ＭＰａであり、破断伸び率はいずれも≧１２％であり、初期水素含有量はいずれも≦３ｐｐｍである。各実施例の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼は、いずれも超高強度および同レベルのほかの比較鋼種より明らかに優れた遅れ破壊性能を有し、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合でも、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間を浸しても遅れ破壊が発生しない。本発明による耐遅れ破壊性を有する電気めっき亜鉛超高張力二相鋼は優れた性能を有するため、工業上での要求を満たし、自動車安全構造部品の製造などに適用し、良好な汎用価値および展望がある。
説明しなければならないが、本発明の保護範囲中における従来技術の部分は、本願に提供される実施例に限定するものではなく、先行特許文献、先行開示出版物、先行開示応用などを含むがそれらに限らない本発明の技術案に矛盾しない技術案は、いずれも本発明の保護範囲に収まる。また、本願における各技術特徴の組み合わせ方式は、本願請求項に記載の組み合わせ方式もしくは具体的な実施例に記載の組み合わせ方式に限定するものではなく、本願に記載の全ての技術特徴は、お互いに矛盾しない限り、いかなる方式で自由に組み合わせもしくは結合してもいい。
さらに、注意しなければならないが、以上に挙げられた実施例は、本発明の具体的な実施例でしかない。本発明は以上の実施例に限定されなく、当業者は、その類似変化や変形を、本発明の開示内容から直接得られ、もしくは容易に想到できるため、本発明の保護範囲に属すことは、言うまでもない。
Claims (15)
- 耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼であって、その基体組織がフェライト＋焼き戻しマルテンサイトであり、Ｆｅに加え、以下の質量パーセントで下記の化学元素を有する、耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼：
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％。 - その各化学元素の質量パーセントが、以下の通りである、請求項１に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼：
Ｃ：０．０７－０．１％、Ｓｉ：０．０５－０．３％、Ｍｎ：２．０－２．６％、Ｃｒ：０．２－０．６％、Ｍｏ：０．１－０．２５％、Ａｌ：０．０２－０．０５％、Ｎｂ：０．０２－０．０４％、Ｖ：０．０６－０．２％、残りがＦｅおよびその他の避けなれない不純物である。 - ０．００１５－０．００３％のＢをさらに含有する、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼。
- 避けなれない不純物は、Ｐ、ＳとＮを含み、その含有量が、以下の各項の少なくとも一つとする、請求項２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼：Ｐ≦０．０１２％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％。
- 前記焼き戻しマルテンサイトの相比例＞５０％、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼。
- 前記基体組織中に、微細且つ拡散した炭化物ペレットが析出し、前記炭化物ペレットは、ＭｏＣ、ＶＣ、Ｎｂ（Ｃ,Ｎ）を含み、前記炭化物ペレットはいずれも整合形式で基体組織中に分布する、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼。
- 前記炭化物ペレットのサイズ≦６０ｎｍ、請求項６に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼。
- 前記焼き戻しマルテンサイトは、整合分布したε炭化物をさらに含有する、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼。
- その性能が、以下の各項の少なくとも一つを満たす、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼：降伏強度≧５５０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、破断伸び率≧１２％、初期水素含有量≦３ｐｐｍ、プレストレスが引張強度の１．０倍以上である場合において、１ｍｏｌ／Ｌの塩酸に３００時間浸しても、遅れ破壊が発生しない。
- 以下のステップを含む、請求項１－９のいずれ１項に記載の耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼の製造方法：
（１）製錬および連続鋳造；
（２）熱間圧延；
（３）冷間圧延；
（４）焼鈍：３－１０℃／ｓの加熱速度で昇温し、焼鈍均熱温度を７８０～８２０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、そして３０～８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とする；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００～２８０℃とし、焼き戻し時間を１００～４００ｓとする；
（６）テンパー；
（７）電気めっき。 - ステップ（１）では、連続鋳造過程において、連続鋳造の引張速度を０．９－１．５ｍ／ｍｉｎとする、請求項１０に記載の製造方法。
- ステップ（２）では、鋳造スラブを１２００～１２６０℃の温度で均熱する；そして圧延を行い、仕上げ圧延温度を８４０～９００℃とし、圧延の後に２０～７０℃／ｓの速度で冷却する；そして卷取を行い、卷取温度を５８０～６３０℃とし、卷取の後に保温処理を行う、請求項１０に記載の製造方法。
- ステップ（３）では、冷間圧延圧下率を４５～６５％とする、請求項１０に記載の製造方法。
- ステップ（６）では、テンパー圧下率≦０．３％とする、請求項１０に記載の製造方法。
- ステップ（２）では、鋳造スラブを１２１０～１２４５℃の温度で均熱する；ステップ（４）では、３～１０℃／ｓの加熱速度で、焼鈍均熱温度７９０～８１０℃まで昇温し、焼鈍時間を４０～１６０ｓとし、そして３５～８０℃／ｓの速度で急速に冷却し、急速冷却の開始温度を６５０～７３０℃とする；ステップ（５）では、焼き戻し温度を２１０～２７０℃とし、焼き戻し時間を１２０～３００ｓとする、請求項１０に記載の製造方法。
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