JP5369458B2 - High strength steel with excellent delayed fracture resistance - Google Patents
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Description
本発明は、建築、土木、建設産業機械、ラインパイプ、海洋構造物、エネルギープラント分野などで遅れ破壊が問題となる部位に使用される高強度鋼に関し、特に建設産業機械分野で用いられるTS1200MPa以上の耐磨耗鋼として好適なものに関する。 The present invention relates to high-strength steel used in construction, civil engineering, construction industrial machinery, line pipes, offshore structures, energy plant fields where delayed fracture is a problem, and particularly TS1200 MPa or more used in the construction industrial machinery field. It is related with what is suitable as wear-resistant steel.
遅れ破壊は、静荷重下におかれた鋼板がある時間経過後に突然破壊する現象で、高強度鋼ほど発生しやすく、1200MPa以上の高強度鋼で問題となることが多い。遅れ破壊は、鋼中に存在する水素と残留応力が関与していることが明らかとされている。 Delayed fracture is a phenomenon in which a steel plate placed under static load suddenly breaks after a lapse of time, and is more likely to occur with higher strength steels and often becomes a problem with high strength steels of 1200 MPa or more. It has been clarified that delayed fracture involves hydrogen and residual stress existing in steel.
高強度鋼の遅れ破壊を抑制する方法は、種々提案され、特許文献1〜4では、Mnを低減することによって、耐遅れ破壊特性を改善する技術が提案されている。特許文献4には、遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼に関し、Mnが、セメンタイト中に固溶して、析出したセメンタイトの成長を促進するため、遅れ破壊特性を低下させることが記載されている。 Various methods for suppressing delayed fracture of high-strength steel have been proposed, and Patent Documents 1 to 4 propose techniques for improving delayed fracture resistance by reducing Mn. Patent Document 4 describes a steel for bolts having excellent delayed fracture characteristics, in which Mn is dissolved in cementite and promotes the growth of precipitated cementite, and therefore the delayed fracture characteristics are reduced. .
特許文献5は、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼に関し、結晶粒径を微細化し、更に成分組成にZrを添加して、鋼中に水素の集積場所となる炭化物を微細分散させることにより、遅れ破壊特性を改善することが記載されている。オーステナイト粒度をASTM No.で8.5以上、およそ20μm以下と規制している。 Patent Document 5 relates to high-strength steel excellent in delayed fracture resistance, by refining the crystal grain size, and further adding Zr to the component composition to finely disperse carbides that become hydrogen accumulation sites in the steel. It describes the improvement of delayed fracture characteristics. The austenite grain size is determined according to ASTM No. Is regulated to 8.5 or more and about 20 μm or less.
また、特許文献6では、未再結晶温度域で十分な圧下を取ることによるオースフォーム効果によって、組織を微細化し、耐遅れ破壊特性を改善している。
しかしながら、特許文献3では、200〜500℃の低温焼戻し熱処理が必要で、低温焼戻し脆性による延性、靭性の劣化防止が課題とされ、特許文献1も、焼戻し処理を行う場合は、300〜500℃のため、同様の課題が生じる。 However, in Patent Document 3, low temperature tempering heat treatment at 200 to 500 ° C. is required, and it is a problem to prevent deterioration of ductility and toughness due to low temperature temper embrittlement. Patent Document 1 also has a temperature of 300 to 500 ° C. when performing tempering treatment. Therefore, the same problem arises.
また、特許文献5では、600℃以上の高温焼戻しを実施するため、焼入れたままの状態に比較して強度、硬度が低下し、焼入れままの状態と同様の強度レベルを得ようとする場合には、合金元素を増量させる必要があり合金コストの上昇が課題とされる。 Moreover, in patent document 5, since high temperature tempering of 600 degreeC or more is implemented, compared with the state as-quenched, intensity | strength and hardness fall and it is going to obtain the same strength level as the state as-quenched. However, it is necessary to increase the amount of alloying elements, and an increase in alloy costs is a problem.
さらに、特許文献1,2,5では、Pをそれぞれ、0.018%以下、0.010%以下、0.020%以下としており、脱燐工程での負荷が増大する。特許文献6では、オースフォームを活用し、直接焼入れによって組織を微細化しているが、遅れ破壊を抑制するための圧延組織の微細化には、圧延中の厳密な温度管理が必要とされる。 Further, in Patent Documents 1, 2, and 5, P is set to 0.018% or less, 0.010% or less, and 0.020% or less, respectively, and the load in the dephosphorization process increases. In Patent Document 6, austen foam is utilized and the structure is refined by direct quenching. However, strict temperature control during rolling is required for refinement of the rolled structure to suppress delayed fracture.
本発明は、かかる従来技術の問題を鑑みてなされたものであって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel excellent in delayed fracture resistance.
発明者等は、上記課題を達成するため、種々の成分組成の鋼でSSRT試験を行い、マルテンサイト鋼の遅れ破壊特性について鋭意研究を重ねた。その結果、P量が0.020%を超える化学成分を有する鋼においても、Mn量を0.05%以下とし、かつ、Nb、Ti、Bなどを適量添加し、旧オーステナイト粒径を30μm以下のマルテンサイト組織とした場合、遅れ破壊特性が改善されることを見出した。 In order to achieve the above-mentioned problems, the inventors conducted an SSRT test on steels having various compositional compositions, and conducted extensive research on delayed fracture characteristics of martensitic steels. As a result, even in a steel having a chemical component with a P content exceeding 0.020%, the Mn content is 0.05% or less, and an appropriate amount of Nb, Ti, B, etc. is added, and the prior austenite grain size is 30 μm or less. It was found that the delayed fracture characteristics were improved when the martensite structure was used.
表1はSSRT試験に用いた供試鋼No.1〜3の化学成分を示し、12mmtの鋼板を900℃にて再加熱後、水焼入れを実施したものを試験材とした。 Table 1 shows the test steel No. used in the SSRT test. 1 to 3 chemical components were shown, and a 12 mm steel plate was reheated at 900 ° C. and then subjected to water quenching as a test material.
SSRT試験は、上記試験材から採取した3.4mmΦ×25mmLの平行部を持つ丸棒引張試験片を、3%塩化ナトリウム−0.3g/Lチオシアン酸アンモニウム水溶液中で陰極電流密度0.04mA/cm2にて24時間の陰極水素チャージを行い、亜鉛めっきを行った後に、24時間保持し、室温にて、歪速度3.3×10−6/sの速度で引張荷重を与えて行った。 In the SSRT test, a round bar tensile test piece having a parallel part of 3.4 mmΦ × 25 mmL collected from the above test material was used in a 3% sodium chloride-0.3 g / L ammonium thiocyanate aqueous solution with a cathode current density of 0.04 mA / After performing cathode hydrogen charging at cm 2 for 24 hours and galvanizing, holding for 24 hours and applying a tensile load at a strain rate of 3.3 × 10 −6 / s at room temperature .
表2に試験材(供試鋼No.1〜3)の室温強度とSSRT試験結果を示す。Mn量が0.45%以上、P量を0.020%以下まで低減した試験材(供試鋼No.2,3)より、P量が0.020%超えであってもMn量を0.05%以下まで低減した試験材(供試鋼No.1)が、破断までの時間、破断強度および絞り値が優れており、遅れ破壊特性が改善されていることが確認できる。尚、試験材の室温強度はほぼ同等である。 Table 2 shows the room temperature strength and SSRT test results of the test materials (test steels Nos. 1 to 3). From the test material (sample Nos. 2 and 3) in which the Mn content was 0.45% or more and the P content was reduced to 0.020% or less, the Mn content was reduced to 0 even if the P content exceeded 0.020%. It can be confirmed that the test material (test steel No. 1) reduced to 0.05% or less has excellent time to break, break strength and drawing value, and improved delayed fracture characteristics. The room temperature strength of the test materials is almost the same.
本発明は、得られた知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、発明の主旨は次のとおりである。
1.質量%で、C:0.20〜0.40%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.05%以下(0%含む)、P:0.020%超0.030%以下、S:0.005%以下、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.05%、B:0.0003〜0.0030%、Al:0.1%以下、N:0.0060%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が30μm以下の、マルテンサイト組織あるいは焼戻しマルテンサイト組織を体積分率で90%以上の組織とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
2.前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜2.0%、Cr:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%のうち選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
The present invention has been completed by further investigation based on the obtained knowledge. That is, the gist of the invention is as follows.
1. In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05% or less (including 0%), P: more than 0.020% and 0.030% Hereinafter, S: 0.005% or less, Nb: 0.005 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.0003 to 0.0030%, Al: 0.1% or less N: 0.0060% or less, the balance is Fe and inevitable impurities, and the average austenite grain size is 30 μm or less, the martensite structure or the tempered martensite structure having a volume fraction of 90% or more. High strength steel with excellent delayed fracture resistance.
2. In addition to the above composition, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 2.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 0.05 to 2. A high-strength steel excellent in delayed fracture resistance according to 1, wherein the composition contains one or more selected from 1.0%.
本発明によれば、高価な合金元素を大量に用いることなく、高強度と優れた耐遅れ破壊特性を備えた鋼が得られ、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, a steel having high strength and excellent delayed fracture resistance can be obtained without using a large amount of expensive alloy elements, and a remarkable industrial effect can be obtained.
以下、本発明を詳細に説明する。
[化学成分]以下の%表示は、いずれも質量%を示す。
C:0.20〜0.40%
Cは、高強度鋼の強度確保、あるいは、耐摩耗鋼の表面硬度確保に有効な元素であり、その効果を発揮するには、0.20%以上必要である。しかし、0.40%を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、0.20〜0.40%とする。
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[Chemical component] The following% indications indicate mass%.
C: 0.20 to 0.40%
C is an element effective for ensuring the strength of high-strength steel or the surface hardness of wear-resistant steel, and 0.20% or more is necessary to exert its effect. However, if it exceeds 0.40%, the weldability is remarkably deteriorated. Therefore, it is set to 0.20 to 0.40%.
Si:0.05〜0.50%
Siは脱酸元素であり、かつ、固溶強化として強度確保に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、0.50%を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、0.05〜0.50%とする。
Si: 0.05 to 0.50%
Si is a deoxidizing element and is an element effective for securing strength as a solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, if it exceeds 0.50%, the weldability is remarkably deteriorated. Therefore, it is 0.05 to 0.50%.
Mn:0.05%以下
Mnは遅れ破壊特性を著しく劣化させる。そのため0.05%以下(無添加を含む)とする。
Mn: 0.05% or less Mn significantly deteriorates delayed fracture characteristics. Therefore, it is 0.05% or less (including no addition).
P:0.030%以下
Pは粒界に偏析し、粒界強度を弱め、遅れ破壊特性を低下させる。そのため、低いほうが望ましいが、製鋼工程での脱燐作業に負荷がかかる。
P: 0.030% or less P segregates at grain boundaries, weakens grain boundary strength, and deteriorates delayed fracture characteristics. For this reason, a lower value is desirable, but a load is imposed on the dephosphorization work in the steel making process.
本発明では、この負荷を低減するため、Mn量を低減するが、P量が0.030%超えではMn量を低減したとしても粒界強度を低下させ、遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、0.030%以下とする。 In the present invention, in order to reduce this load, the amount of Mn is reduced. However, if the amount of P exceeds 0.030%, even if the amount of Mn is reduced, the grain boundary strength is lowered and the delayed fracture characteristics are deteriorated. Therefore, it is 0.030% or less.
S:0.005%以下
SはMnSとして存在して、破壊の起点となり、遅れ破壊特性を劣化させる。本発明で規定する0.05%以下(無添加を含む)の僅かなMn量でもMnSを生成するため、Sの低減は重要である。そのため、0.005%以下とする。
S: 0.005% or less S exists as MnS, becomes a starting point of destruction, and deteriorates delayed fracture characteristics. Reduction of S is important because MnS is generated even with a slight amount of Mn of 0.05% or less (including no addition) specified in the present invention. Therefore, it is made 0.005% or less.
Nb:0.005〜0.05%
Nbは、結晶粒径微細化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.005%以上必要である。しかし、0.05%を超えて添加すると粗大なNb(CN)などが残存し、母材靭性を劣化させる。したがって、0.005〜0.05%とする。
Nb: 0.005 to 0.05%
Nb is an element effective for refining the crystal grain size. In order to exert the effect, 0.005% or more is necessary. However, if added over 0.05%, coarse Nb (CN) or the like remains and deteriorates the base material toughness. Therefore, it is made 0.005 to 0.05%.
Ti:0.005〜0.05%
Tiは、NをTiNとして固定し、ボロンの焼入れ性改善効果を有効に発揮させる元素であり、その効果を発揮するためには、0.005%以上必要である。しかし、0.05%を超えて添加すると粗大なTiNが生成し、母材靭性が劣化する。したがって、0.005〜0.05%とする。
Ti: 0.005 to 0.05%
Ti is an element that fixes N as TiN and effectively exhibits the effect of improving the hardenability of boron, and 0.005% or more is necessary to exert the effect. However, if added over 0.05%, coarse TiN is generated and the base metal toughness deteriorates. Therefore, it is made 0.005 to 0.05%.
B:0.0003〜0.0030%
Bは、粒界に偏析し、粒界強度を高め、母材靭性および遅れ破壊特性を改善する。さらに、微量添加により、焼入れ性を顕著に向上させる。その効果を発揮するためには、0.0003%以上必要である。しかし、0.0030%を超えて添加することにより、炭ほう化物として析出し、母材靭性を劣化させる。そのため、0.0003〜0.0030%とする。
B: 0.0003 to 0.0030%
B segregates at the grain boundaries, increases the grain boundary strength, and improves the base metal toughness and delayed fracture characteristics. Furthermore, hardenability is remarkably improved by adding a small amount. In order to exhibit the effect, 0.0003% or more is necessary. However, by adding over 0.0030%, it precipitates as a carbon boride and deteriorates the base metal toughness. Therefore, it is set as 0.0003 to 0.0030%.
Al:0.1%以下
Alは、脱酸材であり、かつ、AlNとしてNを固定することにより、結晶粒径を微細化し、母材靭性を向上させる。0.1%を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Alは、0.1%以下に限定する。Alを脱酸材に用いる場合には、0.0020%以上とすることが望ましい。
Al: 0.1% or less Al is a deoxidizing material, and by fixing N as AlN, the crystal grain size is refined and the base material toughness is improved. Containing a large amount exceeding 0.1% reduces the cleanliness of the steel. For this reason, Al is limited to 0.1% or less. When Al is used for the deoxidizing material, it is desirable that the content be 0.0020% or more.
N:0.0060%以下
Nは、ボロンと結合し、BNとして存在することにより、ボロンの焼入れ性改善効果を阻害する。したがって、0.0060%以下とする。
N: 0.0060% or less N binds to boron and exists as BN, thereby inhibiting the effect of improving the hardenability of boron. Therefore, it is made 0.0060% or less.
以上が本発明の基本成分系であるが、更に特性を向上させる場合、Cu,Ni,Cr,Mo,W,V,Ca、REMの一種または二種以上を含有する。 The above is the basic component system of the present invention, but when further improving the characteristics, one or more of Cu, Ni, Cr, Mo, W, V, Ca, and REM are contained.
Cu:0.05〜1.0%
Cuは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、1.0%を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、0.05〜1.0%とする。
Cu: 0.05 to 1.0%
Cu is an element effective for solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, addition exceeding 1.0% causes an increase in alloy cost. Therefore, when adding, it is 0.05 to 1.0%.
Ni:0.05〜2.0%
Niは、固溶強化に有効な元素であり、かつ、母材靭性を向上させる効果を有する。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、2.0%を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は0.05〜2.0%とする。
Ni: 0.05-2.0%
Ni is an element effective for solid solution strengthening and has the effect of improving the base material toughness. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, addition over 2.0% causes an increase in alloy costs. Therefore, when adding, it is 0.05 to 2.0%.
Cr:0.05〜1.0%
Crは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、1.0%を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、0.05〜1.0%とする。
Cr: 0.05-1.0%
Cr is an element effective for solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, addition exceeding 1.0% causes an increase in alloy cost. Therefore, when adding, it is 0.05 to 1.0%.
Mo:0.05〜1.0%
Moは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、1.0%を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、0.05〜1.0%とする。
Mo: 0.05-1.0%
Mo is an element effective for solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, addition exceeding 1.0% causes an increase in alloy cost. Therefore, when adding, it is 0.05 to 1.0%.
W:0.05〜2.0%
Wは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.05%以上必要である。しかし、2.0%を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、0.05〜2.0%とする。
W: 0.05-2.0%
W is an element effective for solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, 0.05% or more is necessary. However, addition over 2.0% causes an increase in alloy costs. Therefore, when adding, it is 0.05 to 2.0%.
V:0.005〜0.1%
Vは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、0.005%以上必要である。しかし、0.1%を超えて添加すると母材靭性が劣化する。したがって、添加する場合は、0.005〜0.1%とする。
V: 0.005 to 0.1%
V is an element effective for solid solution strengthening. In order to exert the effect, 0.005% or more is necessary. However, if added over 0.1%, the base material toughness deteriorates. Therefore, when adding, it is made 0.005 to 0.1%.
Ca:0.0005〜0.0050%
Caは、Sを固定することにより、破壊起点となりうるMnSを減少させる効果を有する。その効果を発揮するためには、0.0005%以上必要である。一方、0.0050%を超えて添加することにより、鋼の清浄度を低下させる。従って、添加する場合は、0.0005〜0.0050%とする。
Ca: 0.0005 to 0.0050%
Ca has an effect of reducing MnS, which can be a fracture starting point, by fixing S. In order to exhibit the effect, 0.0005% or more is necessary. On the other hand, adding more than 0.0050% reduces the cleanliness of the steel. Therefore, when adding, it is 0.0005 to 0.0050%.
REM:0.0005〜0.0050%
REMは、Sを固定することにより、破壊起点となりうるMnSを減少させる効果を有する。その効果を発揮するためには、0.0005%以上必要である。一方、0.0050%を超えて添加することにより、鋼の清浄度を低下させる。従って、添加する場合は、0.0005〜0.0050%とする。
REM: 0.0005 to 0.0050%
REM has the effect of reducing MnS, which can be a fracture starting point, by fixing S. In order to exhibit the effect, 0.0005% or more is necessary. On the other hand, adding more than 0.0050% reduces the cleanliness of the steel. Therefore, when adding, it is 0.0005 to 0.0050%.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、O:0.040%以下、Pb:0.01%以下、Sn:0.01%以下、Sb:0.01%以下を許容できる。なお、不可避的不純物は少ないほど望ましい。
[ミクロ組織]
ミクロ組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が30μm以下の、マルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイト組織を主組織とする。ここで主組織とは、体積分率で80%以上を占める組織とする
ミクロ組織は、微細なほど遅れ破壊特性は改善される。平均粒径が30μmを超えると、急激に遅れ破壊特性が劣化するため、30μm以下とする。優れた母材靭性とするため、母相の主組織はマルテンサイト分率が高いほうが望ましく、マルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサイトの体積分率は90%以上とすることが望ましい。
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include O: 0.040% or less, Pb: 0.01% or less, Sn: 0.01% or less, and Sb: 0.01% or less. It should be noted that the smaller the inevitable impurities, the better.
[Microstructure]
The microstructure is mainly a martensite structure or a tempered martensite structure in which the average particle size of the prior austenite grains is 30 μm or less. Here, the main structure is a structure that accounts for 80% or more of the volume fraction, and the finer the microstructure, the delayed fracture characteristics are improved. If the average particle size exceeds 30 μm, the delayed fracture characteristics deteriorate rapidly, so the thickness is made 30 μm or less. In order to obtain excellent base material toughness, it is desirable that the main structure of the matrix has a high martensite fraction, and the volume fraction of martensite or tempered martensite is desirably 90% or more.
残余の組織は特に規定しないが、上部ベイナイトが混在した組織になると母材靭性が劣化するため、極力含まない組織とすることが望ましい。次に、本発明の好ましい製造条件について説明する。 The remaining structure is not particularly defined. However, since the base material toughness deteriorates in a structure in which upper bainite is mixed, it is desirable that the structure does not contain as much as possible. Next, preferable production conditions of the present invention will be described.
製造条件は、通常に鋼板を圧延後、室温まで空冷した後にオーステナイト単相領域まで再加熱後、焼入熱処理を実施することが望ましい。また、圧延直後に冷却する直接焼入れを用いても良い。なお、直接焼入れの場合には、平均粒径30μm以下の旧オーステナイト粒径を得るために、圧延仕上げ温度を950℃以下とすることが望ましい。 As for the production conditions, it is desirable to carry out a quenching heat treatment after rolling the steel sheet, air-cooling to room temperature, reheating to the austenite single phase region. Moreover, you may use the direct hardening which cools immediately after rolling. In the case of direct quenching, in order to obtain a prior austenite grain size having an average grain size of 30 μm or less, it is desirable that the rolling finishing temperature is 950 ° C. or less.
さらに、500〜Ac1点以下の焼戻しを実施しても良い。また、脱水素処理や歪除去のために300℃以下での焼戻しを実施することも許容できる。 Furthermore, you may implement tempering below 500-Ac1 point. It is also acceptable to perform tempering at 300 ° C. or lower for dehydrogenation treatment and distortion removal.
表3に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊(150kg)(鋼素材)とした。これら鋼素材を、12mmに圧延した後に、900℃に再加熱し、焼入れ熱処理を実施した。得られた鋼板について、組織観察、引張試験、SSRT試験を実施した。
[組織観察]得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、研磨し、ナイタールで腐食後、電子顕微鏡で組織を観察し、マルテンサイト分率(体積分率)を求めた。
Molten steel having the composition shown in Table 3 was melted in a vacuum melting furnace to obtain a small steel ingot (150 kg) (steel material). After rolling these steel materials to 12 mm, they were reheated to 900 ° C. and subjected to quenching heat treatment. The obtained steel sheet was subjected to a structure observation, a tensile test, and an SSRT test.
[Structure Observation] A specimen for structure observation was collected from the obtained steel sheet, polished, corroded with nital, and then observed with an electron microscope to obtain a martensite fraction (volume fraction).
さらに、ピクリン酸水溶液により腐食して、板厚1/4t部の位置について、光学顕微鏡を用いて、旧オーステナイト粒径を測定した。旧オーステナイト粒径は、200個程度の旧オーステナイト粒を観察し、各々の粒の円相当粒径を求め、これらの平均値をこの鋼板の平均粒径とした。 Furthermore, it corroded with the picric acid aqueous solution, and the prior austenite particle size was measured using the optical microscope about the position of the board thickness 1 / 4t part. As for the prior austenite grain size, about 200 prior austenite grains were observed, the circle equivalent grain size of each grain was determined, and the average value thereof was taken as the mean grain size of the steel sheet.
[引張試験]得られた鋼板について、1/2t部より6mmΦ×30mmLの平行部を有する丸棒引張試験片を採取し、強度を測定した。 [Tensile test] About the obtained steel plate, a round bar tensile test piece having a parallel part of 6 mmΦ x 30 mmL was taken from 1/2 t part, and the strength was measured.
[SSRT試験]遅れ破壊特性はSSRT試験により評価した。得られた鋼板の1/2t位置より、3.4mmΦ×25mmLの平行部を持つ丸棒引張試験片を、3%塩化ナトリウム−0.3g/Lチオシアン酸アンモニウム水溶液中で陰極電流密度0.04mA/cm2にて24時間の陰極水素チャージを行い、亜鉛めっきを行った後に、24時間保持し、室温にて、歪速度3.3×10−6/sの速度で引張荷重を与えた。 [SSRT test] Delayed fracture characteristics were evaluated by the SSRT test. From the 1 / 2t position of the obtained steel plate, a round bar tensile test piece having a parallel portion of 3.4 mmΦ × 25 mmL was prepared in a 3% sodium chloride-0.3 g / L ammonium thiocyanate aqueous solution with a cathode current density of 0.04 mA. The cathode hydrogen was charged for 24 hours at / cm <2> and galvanized, then held for 24 hours, and a tensile load was applied at room temperature at a strain rate of 3.3 * 10 < -6 > / s.
表4に組織観察、引張試験、SSRT試験の結果を示す。組織観察の結果、全ての供試鋼(記号A〜G)で主組織は体積分率90%以上のマルテンサイトで、旧オーステナイト粒の平均粒径も記号Gを除いて30μm以下であった。 Table 4 shows the results of the structure observation, tensile test, and SSRT test. As a result of the structure observation, the main structure of all the test steels (symbols A to G) was martensite having a volume fraction of 90% or more, and the average grain size of the prior austenite grains was 30 μm or less excluding the symbol G.
本発明鋼(記号A,B,C,D)は、SSRTにおける破断強度とTS(通常引張時の強度)との比が70%以上、さらに、RA値比も25%以上と遅れ破壊特性に優れているのに対し、比較鋼(記号E,F,G)は、SSRTにおける破断強度とTS(通常引張時の強度)との比が70%未満、RA値比も25%未満と遅れ破壊特性が劣っている。 The steel of the present invention (symbols A, B, C, D) has a delayed fracture property with a ratio of fracture strength at SSRT to TS (strength during normal tension) of 70% or more and an RA value ratio of 25% or more. In contrast, the comparative steels (symbols E, F, and G) have a delayed fracture with a ratio of fracture strength in SSRT to TS (normal tensile strength) of less than 70% and RA value ratio of less than 25%. The characteristics are inferior.
比較鋼(記号E,F)は、ミクロ組織は本発明の規定を満足したが成分組成が本発明範囲外で、比較鋼(記号G)は、ミクロ組織と成分組成が本発明範囲外であった。特に、比較鋼(記号E)はMn量が0.42%と高く、P量が0.008%であっても、遅れ破壊特性に劣っていた。 The comparative steels (symbols E and F) satisfy the requirements of the present invention in terms of microstructure, but the component composition is outside the scope of the present invention, and the comparative steel (symbol G) has a microstructure and component composition outside the scope of the present invention. It was. In particular, the comparative steel (symbol E) had a high Mn content of 0.42% and was inferior in delayed fracture characteristics even when the P content was 0.008%.
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