JP6912007B2 - 鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents
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- C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
- C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
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- C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
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- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
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Description
(A1)鋼部材の化学組成
鋼部材の各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。ここで鋼部材の化学組成とは、鋼部材の平均の化学組成をいうものとする。
Cは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を向上させる元素である。しかし、C含有量が0.25%未満では、焼入れ後の鋼部材において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、C含有量は0.25%以上とする。一方、C含有量が0.60%を超えると、焼入れ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、C含有量は0.60%以下とする。C含有量は0.29%以上又は0.31%以上であるのが好ましく、0.50%以下、0.48%以下又は0.44%以下であるのが好ましい。
Siは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、効果のある元素である。この効果を得るためには、Siを0.25%以上含有させる必要がある。ただし、鋼中のSi含有量が2.00%を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストの上昇を招く場合がある。さらに焼入れ部の靱性の劣化を招く。したがって、Si含有量は2.00%以下とする。Si含有量は0.30%以上又は0.35%以上であるのが好ましく、1.60%以下、1.00%以下、0.80%以下又は0.60%以下であるのが好ましい。
Mnは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。さらにAc3点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかし、Mn含有量が0.30%未満ではその効果は十分ではない。一方、Mn含有量が3.00%を超えると上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。そのため、Mn含有量は0.30〜3.00%とする。Mn含有量は0.40%以上、0.50%以上又は0.60%以上であるのが好ましい。また、Mn含有量は2.80%以下又は2.00%であるのが好ましく、1.50%以下、1.20%又は0.90%以下であるのがより好ましい。
Pは、焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、P含有量が0.050%を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、P含有量は0.050%以下と制限する。P含有量は、0.020%以下、0.010%以下又は0.005%以下に制限することが好ましい。P含有量の下限は0%である。精錬コストの低減のため、P含有量の下限を0.0001%又は0.001%としてもよい。
Sは、焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、S含有量が0.0100%を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、S含有量は0.0100%以下と制限する。S含有量は、0.0070%又は0.0050%以下に制限することが好ましい。S含有量の下限は0%である。S含有量の低減のための製鋼コストを低減するため、S含有量の下限を0.0001%又は0.0005%としてもよい。
Nは、焼入れ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、N含有量が0.010%を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、靱性が著しく劣化する。したがって、N含有量は0.010%以下とする。N含有量の下限は0%である。N含有量を0.0002%未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくないので、N含有量は0.0002%以上とすることが好ましく、0.0008%以上とすることがより好ましい。
Tiは、鋼板をAc3点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Tiを含有させることによって、鋼部材の靱性が大きく向上する効果が得られる。また、Tiは、鋼中のNと優先的に結合することによってBNの析出によるBの消費を抑制し、後述するBによる焼入れ性向上の効果を促進する。Ti含有量が0.010%未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ti含有量は0.010%以上とする。一方、Ti含有量が0.100%を超えると、TiCの析出量が増加してCが消費されるため、焼入れ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ti含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は0.015%以上又は0.025%以上であるのが好ましく、0.080%以下又は0.045%以下であるのが好ましい。
Bは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、本発明において重要な元素である。また、Bは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。さらに、Bは、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する。B含有量が0.0005%未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、B含有量は0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.0100%を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼部材の靱性や耐水素脆性が劣化する。したがってB含有量は0.0100%以下とする。B含有量は0.0010%以上、0.0015%以上又は0.0020%以上であるのが好ましく、0.0050%以下又は0.0030%以下であるのが好ましい。
Cuは、腐食環境において孔食を抑制し、水素脆化割れを防止するので、本発明において非常に重要な元素である。さらにCuは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。しかし、Cu含有量が0.15%未満ではその効果は十分ではない。一方、Cu含有量が1.00%を超えると、上記の効果は飽和し、さらに焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。そのため、Cu含有量は0.15〜1.00%とする。Cu含有量は0.18%以上又は0.20%以上であるのが好ましい。また、Cu含有量は0.80%以下、0.50%以下又は0.35%以下であるのが好ましい。
Moは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。また、Moは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。しかし、Mo含有量が0.10%未満ではその効果は十分ではない。一方、Mo含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。またMoは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Mo含有量が1.00%を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のMo含有量は1.0%以下とする。Mo含有量は0.15%以上又は0.19%以上であるのが好ましく、0.80%以下、0.50%以下又は0.30%以下であるのが好ましい。
Crは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Cr含有量が1.00%を超えると上記の効果は飽和し、いたずらにコストの増加を招く。またCrは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Cr含有量が1.00%を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のCr含有量は1.00%以下とする。Cr含有量は0.80%以下、0.50%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Cr含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.05%以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.05%以下又は0.01%以下としてもよい。
Niは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ni含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のNi含有量は1.00%以下とする。Ni含有量は0.80%以下、0.50%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Niを0.01%以上含有させることが好ましく、0.10%以上含有させることがより好ましい。
Vは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、V含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のV含有量は1.00%以下とする。上記の効果を得るためには、Vを0.01%以上含有させることが好ましく、0.10%以上含有させることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.10%以下又は0.01%以下としてもよい。
Caは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ca含有量が0.010%を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Caを含有する場合にはその含有量は0.010%以下とする。Ca含有量は0.005%以下であることが好ましく、0.004%以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ca含有量を0.001%以上とすることが好ましく、0.002%以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.002%以下又は0.001%以下としてもよい。
Alは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられるため、含有させてもよい。しかし、Al含有量(ただし、Sol−Al含有量でなく、T−Al含有量)が1.00%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のAl含有量は1.00%以下とする。Al含有量は0.10%以下、0.05%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Alを0.01%以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下としてもよい。
Nbは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Nb含有量が0.10%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のNb含有量は0.10%以下とする。Nb含有量は0.06%以下、0.04%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Nbを0.01%以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下としてもよい。
Snは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Sn含有量が1.00%を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のSn含有量は1.00%以下とする。Sn含有量は0.50%以下、0.10%又は0.04%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Snを0.01%以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下としてもよい。
Wは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Wは、腐食環境において耐食性を向上させる。しかし、W含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のW含有量は1.00%以下とする。W含有量は0.50%以下、0.10%又は0.04%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Wを0.01%以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下としてもよい。
Sbは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Sb含有量が1.00%を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のSb含有量は1.00%以下とする。Sb含有量は0.50%以下、0.10%又は0.04%以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Sbを0.01%以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下としてもよい。
REMは、Caと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、REM含有量が0.30%を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、含有させる場合のREM含有量は0.30%以下とする。REM含有量は0.20%以下又は0.05%以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、REM含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.02%以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、0.01%以下又は0.0010%以下としてもよい。
本実施形態に係る鋼部材は、その表面から深さ30μm以内におけるCu含有量の最大値が、表面から深さ200μmにおけるCu含有量の1.4倍以上となる金属組織を有する。
鋼部材の表面に濃化したCuは、その部材使用時において緻密な錆層を形成することによって、孔食を抑制し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。一方でCuを過剰に添加すると鋼部材の靱性や限界水素量が劣化する。そこで、適量のCuを表面に濃化させることで、鋼部材の靱性や限界水素量の劣化を防ぎながら、耐水素脆性を向上させることができる。特に、Cuの表面濃化度が1.4未満であると、表面の孔食傾向が増し、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、Cuの表面濃化度は1.4以上とする。好ましくは1.6%以上である。Cuの表面濃化度の上限を規定する必要はないが、2.5又は2.1としてもよい。
本実施系形態の鋼部材は、その表面に濃化したCuの孔食抑制効果によって、腐食環境における優れた耐水素脆性を得ることが可能となる。しかしながら、Cuの過剰な添加は鋼部材の靱性や限界水素量(孔食による応力集中や水素集積が存在しない状態で、鋼材が水素脆化割れしない限界の水素量)を損なうため、前述の適量の添加で、後述する製造方法にて表面に濃化させる。
次に、鋼板について説明する。
鋼板の化学組成は、上述した鋼部材における化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。
本実施形態に係る鋼板は、その表面から深さ0〜30μmの範囲におけるCu含有量の最大値が、表面からの深さが200μmの位置におけるCu含有量の1.2倍以上であり、平均結晶粒径が30μm以下である金属組織を有する。
鋼板の表面に濃化したCuは、後述する熱処理において、さらに表面に濃化し、その部材使用時において緻密な錆層を形成することによって、孔食を抑制し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。鋼板のCuの表面濃化度が1.2未満であると、鋼部材のCuの表面濃化度が1.4未満となり、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、鋼板のCuの表面濃化度は1.2以上とする。好ましくは1.4以上である。Cuの表面濃化度の上限を規定する必要はないが、2.5又は2.1としてもよい。
結晶粒界が拡散経路として機能するため、結晶粒径の細粒化は、単位体積当たりの拡散経路が増大し、その結果実質的な拡散速度が大きくなるため、後述する熱処理においてCuの表面濃化をさらに促進させる効果がある。したがって、結晶粒径の細粒化が必要である。鋼板の平均結晶粒径が30μmを超えると、鋼部材のCuの表面濃化度が1.4未満となり、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、鋼板の平均結晶粒径は30μm以下とする。好ましくは25μm以下である。その下限を規定する必要はないが、8μm又は15μmとしてもよい。
鋼板の板厚を特に規定する必要はないが、0.5〜5.0mmとしてもよい。板厚の上限を4.0mm又は3.2mmとしてもよく、その下限を0.8mm又は1.0mmとしてもよい。
(C)鋼板の製造方法
本実施形態に係る鋼部材を得るための熱処理前の鋼板は、以下に示す製造方法を用いることにより製造することができる。
熱間圧延を開始する前のスラブ加熱温度は1100〜1350℃とする。この温度が1350℃を超えると、加熱中におけるオーステナイト粒径が大きくなり、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が30μmを超える場合がある。一方、この温度が1100℃以下であると合金元素が十分に均質化せず、後述する熱処理後の靱性や耐水素脆性が劣化する場合がある。
Cuは難酸化性元素であるため、熱間圧延工程においCu以外の元素が優先的に酸化されることで、Cuが表面に濃縮する。特に粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間に、上記粗圧延終了から仕上げ圧延開始するまでの時間t1(hr)とその間の粗バーの平均温度T1(℃)で構成されるパラメータS1を20000以上とすると、鋼板の表面にCuを1.2倍以上濃化させることが可能となる。上記パラメータS1が20000未満であると、鋼板の酸化が不十分で、Cuの表面濃化度が1.2未満となる場合がある。上記パラメータS1の上限は特に規定しないが、30000を超えると、酸化によるスケールの生成が膨大となり、歩留まりが低下する場合がある。
仕上げ圧延の終了温度はAr3点〜1000℃とする。仕上げ圧延終了温度が1000℃を超えると、圧延直後にオーステナイトの再結晶が生じ、フェライトの核生成サイトの数が制限されるため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が30μmを超える場合がある。一方、仕上げ温度がAr3点未満であると、フェライト変態後に圧延することとなり、フェライトの異常粒成長を招くため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が30μmを超える場合がある。
仕上げ圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は10℃/s以上とする。この平均冷却速度が10℃/s未満であるとフェライトの粒成長が進み、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が30μmを超える場合がある。この冷却速度の上限は特に規定しないが、150℃/sを超えると、フェライト変態が完了せずに巻き取られ、巻取り後も変態が進行するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
巻取り温度は700℃以下とする。この温度が700℃を超えるとフェライトの粒成長が進み、熱間圧延後の巻取温度は、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が30μmを超える場合がある。この温度の下限は特に規定しないが、500℃を下回ると、巻取り後にマルテンサイトやベイナイト変態が発生するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
次に、本実施形態に係る鋼部材の製造方法について説明する。
Cuは加熱時に表面に濃化する元素であるため、加熱到達温度T2(℃)と、T2より10℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間t2(hr)で構成される上記パラメータS2を19000以上とすると、Cuが粒界を主な拡散パスとして鋼板の表面に濃化し、表面にCuを1.4倍以上濃化させることが可能となる。上記パラメータS2が19000未満であると、Cuの拡散が不十分となり、Cuの表面濃化度が1.4未満となる場合がある。S2の上限は特に規定しないが、30000を超えると、酸化によるスケールの生成が膨大となり、歩留まりが低下する場合がある。
得られたスラブについて、Ar3点、Ac3点、Ms点および上部臨界冷却速度を、次の方法によって求めた。結果を表1−1〜1−2に示す。
上記表1−1〜1−2のスラブに熱間圧延を施し、厚さ3.0mmの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を1250℃とし、粗圧延から仕上げ圧延開始におけるパラメータS1を22657とし、仕上げ圧延終了温度を930℃とし、巻き取りまで平均冷却速度20℃/sで冷却し、550℃で巻き取った。
Cuの表面濃化度の測定は以下の手順により行った。
引張試験は、ASTM規格E8の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位を1.2mm厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ASTM規格E8のハーフサイズ板状試験片(平行部長さ:32mm、平行部板幅:6.25mm)を採取した。
シャルピー衝撃試験はJIS Z 2242:2018の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位を厚さが1.2mmとなるまで研削し、圧延方向に平行に試験片を切出し、これを3枚積層したVノッチ試験片を作製し、試験温度−40℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値(吸収エネルギー)を求めた。本実施例においては、得られた吸収エネルギーを3枚分のノッチ下断面積で除し、30J/cm2以上の衝撃値を有する場合を靱性に優れると評価することとした。
CCTは、JIS H 8502:1999に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠してCCTを実施した。鋼部材の均熱部位の表面スケールをショットブラストで取り除き、幅8mm、長さ68mmの短冊状試験片を作製した。そして、試験片表面の幅および長さ方向中心に引張試験と同様のひずみゲージ(ゲージ長:5mm)を貼付け、引張強度の1/2相当のひずみまで4点支持の治具で曲げた。4点曲げした試験片を治具と一緒にCCT装置に入れ、塩水噴霧2h、乾燥4h、湿潤2hを1サイクルとして構成される上記JIS H 8502:1999に記載のCCTにおいて、3サイクル24h毎に観察して、360サイクルまで割れの有無を確認し、割れが発生しない限界のサイクル数を求めた。本実施例においては、5回の試験を行い、平均150サイクルまで水素脆化割れが発生しない場合を腐食環境における耐水素脆性に優れるとした。
チオシアン酸浸漬は、上記の方法で4点曲げした試験片を治具と一緒にチオシアン酸アンモニウム水溶液に浸漬して行った。チオシアン酸アンモニウム水溶液は2Lの蒸留水にチオシアン酸アンモニウム試薬を混ぜ込んで作製し、浸漬開始から72h後に取り出して割れの有無を観察し、同時に300℃までの昇温脱離法で水素量を分析した。チオシアン酸アンモニウム水溶液の濃度を変えることによりチャージする水素量を変えて試験を行い、割れが生じない最も多い水素量を限界水素量とした。本実施例においては、5回の試験を行い、平均0.25mass ppm以上の限界水素量を有する場合を耐水素脆性に優れるとした。
上記表1−1〜1−2のスラブに熱間圧延を施し、厚さ3.0mmの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を1250℃とし、粗圧延終了から仕上げ圧延開始におけるパラメータS1を22657とし、仕上げ圧延終了温度を930℃とし、巻き取りまで20℃/sで冷却し、550℃で巻き取った。パラメータS1は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間1〜60s、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度950〜1150℃の範囲で22657に制御した。その後、上記の熱延鋼板について、濃度12%、温度90℃の塩酸により30s間デスケーリングを施した。その後、冷間圧延試験機によって冷間圧延を施し、厚さ1.4mmの冷延鋼板を得た。
表1−1に示す鋼種のうち、鋼No.A28およびA29の鋼成分を有するスラブに、表4−1、4−2に示す熱間圧延(一部はバーヒーターを使用して加熱)、酸洗(塩酸または硫酸)を施して、熱延鋼板(板厚2.8mm)を製造した。得られた鋼板の組織の評価結果を表4−1、4−2に示す。なお、表4−1、4−2のt1(s)は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間、T1(℃)は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度、S1は(T1+273)×(logt1+20)で求められる値である。ただし、S1の式におけるt1の単位は(hr)である。
表1−1に示す鋼種のうち、鋼No.A28およびA29の鋼成分を有し、Cuの表面濃化度が1.2以上、結晶粒径30μm以下の冷延鋼板(板厚1.8mm)に、表5に示す熱処理を施して、鋼部材を製造した。
Claims (6)
- 化学組成が、質量%で、
C :0.25〜0.60%、
Si:0.25〜2.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P :0.050%以下、
S :0.0100%以下、
N :0.010%以下、
Ti:0.010〜0.100%、
B :0.0005〜0.0100%、
Cu:0.15〜1.00%、
Mo:0.10〜1.00%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜1.00%、
V :0〜1.00%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.10%、
Sn:0〜1.00%、
W :0〜1.00%、
Sb:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
残部:Fe及び不純物
であり、
表面から深さ0〜30μmの範囲におけるCu含有量の最大値が、深さ200μmにおけるCu含有量の1.4倍以上であり、
引張強度が1500MPa以上、−40℃における衝撃値が30J/cm2以上であり、
塩水噴霧2h、乾燥4h、湿潤2hを1サイクルとして構成されるJIS H 8502:1999に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠したCCTにおいて、5回の試験を行い、平均150サイクルまで水素脆化割れが発生しない
ことを特徴とする鋼部材。 - 化学組成が、質量%で、
C:0.25〜0.60%、
Si:0.25〜2.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P :0.050%以下、
S :0.0100%以下、
N :0.010%以下、
Ti:0.010〜0.100%、
B :0.0005〜0.0100%、
Cu:0.15〜1.00%、
Mo:0.10〜1.00%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜1.00%、
V :0〜1.00%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.10%、
Sn:0〜1.00%、
W :0〜1.00%、
Sb:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
残部:Fe及び不純物
であり、
表面から深さ0〜30μmの範囲におけるCu含有量の最大値が、深さ200μmにおけるCu含有量の1.2倍以上であり、
平均結晶粒径が30μm以下
であることを特徴とする鋼板。 - 請求項2に記載の鋼板の製造方法であって、
請求項2に記載の成分を有するスラブを1100〜1350℃に加熱し、
粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間t1(hr)、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度T1(℃)としたとき、(T1+273)×(logt1+20)≧20000、仕上げ圧延終了温度がAr3点〜1000℃となる条件で、加熱された上記スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする工程、
上記熱延鋼板を平均冷却速度10℃/s以上で冷却する工程、及び
冷却後の鋼板を700℃以下で巻き取る工程、
巻き取り後の鋼板に酸洗を施す工程
を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。 - 前記酸洗は、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度が80〜90℃であり、酸濃度α(%)、酸洗時間t(s)が、
6≦α<14、
0<t≦420−30×α
を満たす
ことを特徴とする請求項3に記載の鋼板の製造方法。 - 請求項1に記載の鋼部材の製造方法であって、
請求項2に記載の鋼板を、
到達温度をT2(℃)、鋼板の温度がT2(℃)より10℃低い温度に到達してから加熱が終了するまでの時間をt2(hr)としたとき、(T2+273−10)×(logt2+20)≧19000、Ac3点≦T2≦(Ac3点+300)℃、平均昇温速度5〜1000℃/sとなる条件で加熱する工程、及び
加熱された鋼板をMs点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、続いて
Ms点から100℃以下まで平均冷却速度5℃/s以上で冷却する工程
を備えることを特徴とする鋼部材の製造方法。 - 前記Ms点までの冷却と同時に、前記鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする請求項5に記載の鋼部材の製造方法。
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