WO2016129550A1 - 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet having excellent delayed fracture resistance at the cut end.
- a steel plate type of the ultra high strength steel plate according to the present invention various plated steel plates such as a hot dip galvanized steel plate and an alloyed hot dip galvanized steel plate are included in addition to the cold rolled steel plate.
- Delayed fracture is a phenomenon in which steel breaks brittlely after a certain period of time with a static load applied, and is considered to be caused by hydrogen that has entered the steel. It has also been reported that delayed fracture is promoted when plastic strain is introduced into the steel sheet. A large plastic strain is introduced into the cut end portion of the thin steel plate due to the shearing process, which is inferior in characteristics, and the thin steel plate is likely to be delayed from the cut end portion. If a delayed fracture occurs at the cut end in an actual use environment and grows into a large crack, the strength of the member may be degraded, leading to a serious accident.
- Patent Document 1 discloses a technique for increasing the hydrogen trapping ability by dispersing an oxide in a steel sheet surface layer or a plated layer of a plated steel sheet for the purpose of improving delayed fracture resistance at a weld. ing.
- Patent Document 2 discloses a technique of utilizing V-based carbides or the like as hydrogen trap sites for the purpose of improving delayed fracture resistance after molding.
- Patent Document 3 discloses a technique of utilizing lath-like residual austenite as a hydrogen trap site for the purpose of improving delayed fracture resistance in a punched portion.
- Residual austenite traps hydrogen inside, so even if the interface structure changes due to deformation due to cutting, the hydrogen trapping ability is not lost.
- normal retained austenite is transformed into martensite by processing-induced transformation when large deformation is applied, there is a problem that the hydrogen trapping ability is also lowered at the cut end portion accompanied by large deformation.
- an object of the present invention is to provide an ultra-high strength steel sheet that can exhibit excellent delayed fracture resistance even at a cut end in an ultra-high strength steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more.
- the ultra-high strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance at the cut end according to the first invention of the present invention is % By mass C: 0.15-0.4%, Mn: 0.5 to 3.0%, Al: 0.001 to 0.10% Each
- the balance consists of iron and inevitable impurities, Among the inevitable impurities, P, S, and N are P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less Each having a component composition limited to The area ratio for all tissues Martensite: 90% or more, Residual austenite: 0.5% or more Has an organization consisting of A region where the local Mn concentration is 1.1 times or more of the Mn content of the entire steel sheet is 2% or more in area ratio, The tensile strength is 1470 MPa or more It is characterized by that.
- the ultra-high strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance at the cut end according to the second invention of the present invention is the first invention, Ingredient composition is further mass%, Si: Contains 0.1 to 3.0%.
- the ultra-high strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance at the cut end according to the third invention of the present invention is the first or second invention, Ingredient composition is further mass%, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.0%, B: 0.0002 to 0.0050% 1 type or 2 types or more are included.
- the ultra-high strength steel sheet having excellent delayed fracture resistance at the cut end according to the fourth invention of the present invention is the invention according to any one of the first to third inventions, Ingredient composition is further mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, V: 0.01 to 0.3% 1 type or 2 types or more are included.
- the ultra-high strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance at the cut end according to the fifth invention of the present invention is any one of the first to fourth inventions described above.
- Ingredient composition is further mass%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01% 1 type or 2 types are included.
- the steel structure with martensite as the main structure, and by concentrating Mn in the retained austenite, by maintaining the hydrogen trap ability of the cut portion after cutting the steel sheet, It has become possible to provide an ultra-high-strength steel sheet with excellent delayed fracture resistance at the cut end.
- the steel plate of the present invention excellent in delayed fracture resistance at the cut end according to the present invention will be described.
- the steel sheet of the present invention contains a predetermined amount of retained austenite (hereinafter, austenite may be expressed as ⁇ ) in which Mn is further concentrated after the matrix phase is martensite. It is a feature.
- Martensite needs an area ratio of 90% or more, preferably 92% or more, more preferably 94% or more in order to realize a tensile strength of 1470 MPa or more of the steel sheet.
- martensite is used to include both untempered fresh martensite and tempered martensite.
- the upper limit of the martensite area ratio is 99.5%, preferably 99% or less. is there.
- Residual austenite needs an area ratio of 0.5% or more, preferably 0.6% or more, and more preferably 0.7% or more in order to function as a sufficient hydrogen trap site.
- the upper limit of the retained austenite area ratio is 10% based on the lower limit value (90%) of martensite, preferably 5% or less, more preferably It is 3% or less, particularly preferably 2% or less.
- the steel sheet of the present invention may be composed of only two phases of martensite and retained austenite (the total area ratio of the two phases is 100%), but inevitably other phases (ferrite, Bainite, perlite, etc.) may occur. Even if such other phases exist, the total area ratio may be 9.5% or less.
- the total area ratio of the other phases is preferably 7.5% or less, and more preferably 5.5% or less.
- the cut end portion of the steel plate is a portion to which a very large deformation is applied.
- Trap sites that trap hydrogen at the interface with the parent phase such as oxides and carbides proposed in the above prior art, change the interface structure due to large deformation and exhibit sufficient hydrogen trapping ability after cutting. I can't.
- retained austenite traps hydrogen inside even if the interface structure changes due to deformation accompanying cutting, the hydrogen trapping ability is not lost.
- the delayed fracture resistance at the cut end can be improved by dispersing extremely stable retained austenite that does not transform into martensite due to processing-induced transformation even when large deformation is applied to the matrix. Therefore, in order to increase the stability of retained austenite, it is conceivable to increase the Mn concentration in the retained austenite.
- Mn deteriorates the weldability of the steel sheet and promotes the segregation of P in the steel. It has the effect of deteriorating delayed fracture resistance, and its content has an upper limit.
- a Mn concentrated region is formed in the steel sheet. That is, the retained austenite formed in the Mn concentration region is stabilized while keeping the Mn concentration of the matrix phase low.
- a part of the region where the local Mn concentration is 1.1 times or more of the Mn content of the entire steel sheet is present as retained austenite, which contributes to the improvement of the delayed fracture resistance at the cut end. It will be.
- the retained austenite formed in the steel sheet of the present invention is very fine and the Mn concentration cannot be measured directly. Therefore, a region where the local Mn concentration is 1.1 times or more of the Mn content of the entire steel sheet is 2% or more (preferably 2.5% or more, more preferably 3% or more) in area ratio. This guarantees that Mn is sufficiently concentrated in the retained austenite.
- Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.15-0.4% C is an important element that greatly affects the strength of the steel sheet.
- C is contained in an amount of 0.15% or more, preferably 0.16% or more, and more preferably 0.17% or more.
- weldability deteriorates, so 0.4% or less, preferably 0.35% or less, and more preferably 0.3% or less.
- Mn 0.5 to 3.0%
- Mn is also a useful element that contributes to increasing the strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. Moreover, it has the effect of suppressing the ferrite transformation at the time of cooling by improving hardenability. Furthermore, since it has the effect of stabilizing austenite, highly stable retained austenite can be formed. In order to effectively exhibit such an action, Mn is contained in an amount of 0.5% or more, preferably 0.7% or more, more preferably 0.9% or more. However, when Mn is excessively contained, segregation of P to the grain boundary is promoted and the delayed fracture resistance is remarkably deteriorated. Therefore, it is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0. % Or less.
- Al 0.001 to 0.10%
- Al is a useful element added as a deoxidizer, and in order to obtain such an action, 0.001% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more is contained. Let however, if Al is contained excessively, the cleanliness of the steel is deteriorated, so that it is 0.10% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
- the steel sheet of the present invention contains the above elements as essential components, and the balance is iron and unavoidable impurities (P, S, N, O, etc.).
- unavoidable impurities P, S, and N are as follows: It can be contained up to each allowable range.
- P 0.1% or less P is unavoidably present as an impurity element and contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries to improve workability. Since it deteriorates, the amount of P is limited to 0.1% or less, preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
- S 0.01% or less S is also unavoidably present as an impurity element, and forms MnS inclusions and becomes a starting point of a crack at the time of deformation, thereby reducing workability. Therefore, the amount of S is 0.01% or less, preferably 0.005. % Or less, more preferably 0.003% or less.
- N 0.01% or less N is also unavoidably present as an impurity element and lowers the workability of the steel sheet by strain aging, so the N content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. Restrict.
- Si 0.1-3.0% Si is a useful element that contributes to increasing the strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain Si by 0.1% or more, further 0.3% or more, and particularly 0.5% or more. However, if Si is excessively contained, the weldability is remarkably deteriorated, so that it is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
- each element is contained in the above lower limit value or more.
- the above elements may be contained alone or in combination of two or more. However, even if these elements are contained excessively, the effect is saturated and it is economically wasteful.
- each element is contained in the above lower limit value or more.
- the above elements may be contained alone or in combination of two or more. However, if these elements are contained excessively, coarse carbides are formed and the workability deteriorates, so that each element is set to the above upper limit value or less.
- a steel having the above composition is melted and made into a slab (steel material) by ingot forming or continuous casting, and a soaking temperature of 1200 ° C. or less (more preferably 1150 ° C. or less) and a finishing temperature of 900 ° C. or less (more preferably). 880 ° C. or lower) is hot-rolled (hot rolled) and cooled from the finishing temperature to the Ac1 point or lower to obtain a bainite or pearlite single-phase structure or a two-phase structure containing ferrite.
- an annealing treatment is performed under the condition of holding at 600 ° C. to Ac1 point (more preferably 610 ° C. to [Ac1-10 ° C.]) for 0.8 h or more (more preferably 1 h or more).
- the carbide is spheroidized and coarsened, and Mn in the carbide is concentrated to 1.1 times or more of the amount of Mn added to the steel sheet.
- this annealing treatment after cooling to Ac1 point or less, it may be kept in the above temperature range, or may be gradually cooled in this temperature range, or after hot rolling, it is once cooled to less than 600 ° C. You may go after.
- Ac1 points are based on the chemical composition of the steel sheet, by Lesley, "Steel Materials Science”, translated by Kouta Shigeaki, Maruzen Co., 1985, p.
- the following equation (1) described in H.273 can be used.
- Ac1 (° C.) 723-10.7 ⁇ Mn ⁇ 16.9 ⁇ Ni + 29.1 ⁇ Si + 16.9 ⁇ Cr (1)
- the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element.
- the carbide is austenitized by heat-treating (gamma heat-treating) the cold-rolled sheet at austenite single-phase temperature (Ac3 point or higher) for 52 s or more.
- austenite single-phase temperature Ac3 point or higher
- austenite single-phase temperature Ac3 point or higher
- Ac 3 points are based on the chemical composition of the steel sheet, by Lesley, “Iron & Steel Materials Science”, translated by Sadako Koda, Maruzen Co., Ltd., 1985, p.
- the following equation (2) described in H.273 can be used.
- Ac3 (° C.) 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 )
- the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element.
- the tempered martensite is formed by tempering the heat-treated plate at a temperature of 150 to 300 ° C. for 30 to 1200 s, and the strength-elongation balance can be improved.
- ⁇ Measuring method ⁇ Using each obtained steel sheet, the area ratio of martensite and retained austenite, and the local Mn concentration were measured. In order to evaluate the mechanical properties of the steel sheet, the tensile strength (TS) and the delayed fracture resistance at the cut end were also measured. These measurement methods are shown below.
- the area ratio of retained austenite was obtained by grinding and polishing each steel plate to 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the plate thickness direction and measuring the X-ray diffraction intensity.
- the local Mn concentration is approximately 20 ⁇ m ⁇ 20 mm in three fields, and quantitative analysis is performed using a field emission electron beam microanalyzer (FE-EPMA). In each field, the measurement area is 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m in a small area. And the Mn concentration in each small region was averaged. The ratio of the small region where the average Mn concentration is 1.1 times or more the Mn content of the steel sheet is calculated by defining the area ratio of the Mn concentrated region in each field of view, and the area of the Mn concentrated region in three fields of view. Evaluation was performed by arithmetically averaging the rates.
- FE-EPMA field emission electron beam microanalyzer
- a plate-shaped steel plate having a thickness of 1.0 mm was subjected to shear cutting as shown in FIG. 1 to produce three steel plates each having a cut end face.
- the cutting was performed to a size of 50 mm ⁇ 30 mm ⁇ 1.0 mmt so that the cut end face had a width of 50 mm.
- the cutting clearance was 10% of the plate thickness.
- the delayed fracture resistance was evaluated on the free end side cut end face shown in FIG. In addition, since the free end side is cut in a state where there is no restraint of the steel plate, it is a portion where delayed fracture is likely to occur compared to the fixed end side.
- each steel plate was divided into 10 pieces of 5 mm ⁇ 30 mm ⁇ 1.0 mmt, and each was mirror-polished. With respect to these 30 cross sections, the presence or absence of delayed fracture was confirmed using an optical microscope, and “the number of cross sections in which delayed fracture was confirmed / 30 ⁇ 100%” was defined as the delayed fracture occurrence rate. In order to distinguish a minute crack generated by cutting from a crack caused by delayed fracture, a crack having a depth of 50 ⁇ m or more from the cut end face was determined as delayed fracture.
- invention steels (steel Nos. 01, 02, 3-5, 10-12, 15, 16, 19-24) satisfying the requirements of the present invention (the above-mentioned component requirements and the above-mentioned structural requirements)
- the tensile strength TS was 1470 MPa or more
- the delayed fracture occurrence rate was 50% or less
- an ultra-high strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance at the cut end was obtained.
- comparative steels (steel Nos. 1, 2, 6-9, 13, 14, 17, 18) lacking at least one of the requirements of the present invention (the above-mentioned component requirements and the above-mentioned structural requirements) At least one of the strength TS and the delayed fracture occurrence rate is inferior.
- steel No. 1 and 8 are the production numbers in Table 2. As shown in FIGS. 1 and 8, the annealing temperature after hot rolling is too low outside the recommended range. Therefore, as shown in Table 3, Mn does not concentrate sufficiently in the retained austenite, and at the cutting end. Delayed fracture resistance is inferior.
- steel No. 7 and 14 show the production numbers in Table 2. As shown in FIGS. 7 and 14, the annealing temperature after hot rolling is too high outside the recommended range, so Mn is homogenized by diffusion, and as shown in Table 3, Mn is sufficiently concentrated in the retained austenite. The delayed fracture resistance at the cut end is inferior.
- Steel No. No. 17 has a C content that is too low as shown in steel type E in Table 1, and as shown in Table 3, both martensite and retained austenite are insufficient, and tensile strength TS is inferior.
- Steel No. No. 18 has a too low Mn content as shown in steel type F in Table 1, so that both martensite and retained austenite are insufficient and the tensile strength TS is inferior, as shown in Table 3.
- the ultra-high strength steel sheet of the present invention is excellent in delayed fracture resistance at the cut end and is useful as a steel sheet for automobiles such as cold rolled steel sheets and various plated steel sheets.
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Abstract
Description
質量%で、
C :0.15~0.4%、
Mn:0.5~3.0%、
Al:0.001~0.10%
をそれぞれ含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物のうち、P、S、Nが、
P :0.1%以下、
S :0.01%以下、
N :0.01%以下
にそれぞれ制限される成分組成を有し、
全組織に対する面積率で、
マルテンサイト:90%以上、
残留オーステナイト:0.5%以上
からなる組織を有し、
局所のMn濃度が、鋼板全体のMn含有量の1.1倍以上となる領域が、面積率で2%以上存在し、
引張強度が1470MPa以上である
ことを特徴とする。
成分組成が、さらに、質量%で、
Si:0.1~3.0%を含むものである。
成分組成が、さらに、質量%で、
Cu:0.05~1.0%、
Ni:0.05~1.0%、
B :0.0002~0.0050%
の1種または2種以上を含むものである。
成分組成が、さらに、質量%で、
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%
の1種または2種以上を含むものである。
成分組成が、さらに、質量%で、
Ca:0.0005~0.01%、
Mg:0.0005~0.01%
の1種または2種を含むものである。
本発明鋼板は、上述したように、母相をマルテンサイトとしたうえで、さらにMnを濃化させた残留オーステナイト(以下、オーステナイトをγと表記することもある。)を所定量含有させることを特徴とするものである。
マルテンサイトは、鋼板の引張強度1470MPa以上を実現するため面積率で90%以上、好ましくは92%以上、さらに好ましくは94%以上必要である。なお、本明細書では、マルテンサイトは、未焼戻しのフレッシュマルテンサイトと焼戻しを受けた焼戻しマルテンサイトの両方を含む意味で用いる。
なお、残留オーステナイト以外が全てマルテンサイトであって構わないので、残留オーステナイトの下限値(0.5%)を踏まえるとマルテンサイト面積率の上限は99.5%であり、好ましくは99%以下である。
残留オーステナイトは、十分な水素トラップサイトとして機能させるため面積率で0.5%以上、好ましくは0.6%以上、さらに好ましくは0.7%以上必要である。
なお、マルテンサイト以外が、全て残留オーステナイトであって構わないので、マルテンサイトの下限値(90%)を踏まえると残留オーステナイト面積率の上限は10%であり、好ましくは5%以下、より好ましくは3%以下、特に好ましくは2%以下である。
また、本発明鋼板は前記したとおり、マルテンサイトと残留オーステナイトの2相のみからなるもの(2相の合計の面積率が100%)であって構わないが、不可避的に他の相(フェライト、ベイナイト、パーライトなど)が生じることがありえる。そのような他の相が存在しても、その面積率の合計が9.5%以下であればよい。他の相の面積率の合計は7.5%以下が好ましく、より好ましくは5.5%以下である。
既述したように、鋼板の切断端部は、非常に大きな変形が加わる部分である。上記従来技術で提案されている酸化物や炭化物など、母相との界面に水素をトラップするようなトラップサイトは、大変形によって界面構造が変化し、切断後に十分な水素トラップ能を発揮することができない。
これに対し、残留オーステナイトは、内部に水素をトラップするために、切断に伴う変形によって界面構造が変化しても、それにより水素トラップ能を失うことはない。そのため、大変形を加えても加工誘起変態によってマルテンサイトに変態しない極めて安定な残留オーステナイトを母相に分散させることで、切断端部での耐遅れ破壊特性を高めることができる。
そこで、残留オーステナイトの安定性を高めるために、残留オーステナイト中のMn濃度を高めることが考えられるが、一方でMnは鋼板の溶接性を劣化させ、鋼中のPの偏析を助長する働きがあり、耐遅れ破壊特性を劣化させる作用があり、その含有量には上限が存在する。
その解決策として、本発明鋼板では、鋼板中にMn濃化領域を形成させることとした。すなわち、母相のMn濃度を低く保ちつつ、Mn濃化領域に形成される残留オーステナイトを安定化させる。これにより、局所のMn濃度が、鋼板全体のMn含有量の1.1倍以上となる領域の一部が残留オーステナイトとして存在することとなり、切断端部での耐遅れ破壊特性の向上に寄与することとなる。
なお、本発明鋼板中に形成される残留オーステナイトは非常に微細であり、直接Mn濃度を測定することができない。そこで、局所のMn濃度が、鋼板全体のMn含有量の1.1倍以上となる領域が面積率で2%以上(好ましくは2.5%以上、さらに好ましくは3%以上)存在することをもって、残留オーステナイト中にMnが十分に濃化していることを保証するものである。
C:0.15~0.4%
Cは鋼板の強度に大きく影響する重要な元素である。鋼板の強度を確保するため、Cを0.15%以上、好ましくは0.16%以上、さらに好ましくは0.17%以上含有させる。しかしながら、Cを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、0.4%以下、好ましくは0.35%以下、さらに好ましくは0.3%以下とする。
Mnも、固溶強化元素として鋼板の強度上昇に寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、また冷却時のフェライト変態を抑制する効果もある。さらに、オーステナイトを安定化する効果があるため、安定度の高い残留オーステナイトを形成させることができる。このような作用を有効に発揮するには、Mnを0.5%以上、好ましくは0.7%以上、さらに好ましくは0.9%以上含有させる。しかしながら、Mnを過剰に含有させると粒界へのPの偏析を助長し、耐遅れ破壊特性を著しく劣化させるため、3.0%以下、好ましくは2.5%以下、さらに好ましくは2.0%以下とする。
Alは、脱酸剤として添加される有用な元素であり、このような作用を得るには、0.001%以上、好ましくは、0.01%以上、さらに好ましくは、0.03%以上含有させる。しかしながら、Alを過剰に含有させると、鋼の清浄度を悪化させるため、0.10%以下、好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.06%以下とする。
Pは、不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで加工性を劣化させるので、P量は0.1%以下、好ましくは0.05%以下、さらに好ましくは0.03%以下に制限する。
Sも、不純物元素として不可避的に存在し、MnS介在物を形成して、変形時に亀裂の起点となることで加工性を低下させるので、S量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下、さらに好ましくは0.003%以下に制限する。
Nも、不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により鋼板の加工性を低下させるので、N量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下、さらに好ましくは0.003%以下に制限する。
Siは、固溶強化元素として鋼板の強度上昇に寄与する有用な元素である。このような作用を得るためには、Siを0.1%以上、さらには0.3%以上、特に0.5%以上含有させるのが好ましい。しかしながら、Siを過剰に含有させると溶接性が著しく劣化するため、3.0%以下、好ましくは2.5%以下、さらに好ましくは2.0%以下とする。
Ni:0.05~1.0%、
B:0.0002~0.0050%
の1種または2種以上
これらの元素は、焼入れ性を高め、オーステナイトからの変態を抑制する効果を有する有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、2種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても、効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Cr:0.01~1.0%、
Nb:0.01~0.3%、
Ti:0.01~0.3%、
V :0.01~0.3%
の1種または2種以上
これらの元素は、加工性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、2種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、粗大な炭化物が形成され、加工性が劣化するため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Mg:0.0005~0.01%
の1種または2種
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって加工性を向上させるのに有用な元素である。このような作用を得るには、いずれの元素とも0.0005%以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で使用してもよいし、2種を併用してもかまわない。しかしながら、過剰に含有させると逆に介在物が粗大化して加工性が劣化するので、いずれの元素とも0.01%以下とする。
まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ(鋼材)としてから、均熱温度1200℃以下(より好ましくは1150℃以下)、仕上げ温度900℃以下(より好ましくは880℃以下)の条件で熱間圧延(熱延)を行い、仕上げ温度からAc1点以下まで冷却することで、ベイナイトもしくはパーライト単相組織、またはフェライトを含むような2相組織とする。
Ac1(℃)=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・・(1)
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
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)
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
なお、本発明において、「切断端部での耐遅れ破壊特性に優れる」ことは、後記実施例において記載しているように、pH=1.0の塩酸浸漬条件下での遅れ破壊発生率が50%以下であるかどうかで判断している。この条件は実環境下でもかなり厳しい遅れ破壊環境を想定したものであり、この条件をクリアしているということは、従来の鋼板以上に、極めて優れた切断端部での耐遅れ破壊特性を有していることを意味する。
下記表1に示すA0、A~Lの各成分組成を有する鋼を溶製し、厚さ120mmのインゴットを作製し、このインゴットを用いて熱間圧延を行い、厚さ2.8mmとした後、下記表2に示す焼鈍条件で焼鈍を施した。この焼鈍板を酸洗した後、厚さ1.0mmになるまで冷間圧延して冷延板とし、下記表2に示す各条件で冷延板にγ化熱処理および焼戻しを施した。
得られた各鋼板を用いて、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率、ならびに、局所のMn濃度を測定した。また、鋼板の機械的特性を評価するため、引張強度(TS)および切断端部での耐遅れ破壊特性についても測定を行った。これらの測定方法については以下に示す。
マルテンサイトの面積率については、各鋼板を鏡面研磨し、その表面を3%ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、SEM(走査型電子顕微鏡;Scanning Electron Microscope)を用いて板厚1/4部の組織を概略40μm×30μmの領域5視野について倍率2000倍で観察し、灰色にみえる領域をマルテンサイトとして定義し、それぞれに視野について求めた面積率を算術平均してマルテンサイトの面積率とした。
残留オーステナイトの面積率は、各鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折強度測定により求めた。
局所のMn濃度は、概略20μm×20mmの領域を3視野、電界放出型電子線マイクロアナライザ(FE-EPMA)を用いて定量分析を行い、それぞれの視野において、測定領域を1μm×1μmの小領域に分割し、各小領域内におけるMn濃度を平均して求めた。この平均Mn濃度が鋼板のMn含有量の1.1倍以上である小領域の割合を、各視野におけるMn濃化領域の面積率と定義して算出し、3視野のMn濃化領域の面積率を算術平均することで評価を行なった。
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってJIS Z 2201に記載の5号試験片を作製し、JIS Z 2241に従って測定を行うことで引張強度(TS)を求めた。
厚さ1.0mmの平板状の鋼板に対し、図1に示すようなシャー切断を施すことで、切断端面を有する鋼板を各3枚作製した。なお、切断は切断端面が50mm幅となるように、50mm×30mm×1.0mmtの大きさに切断した。切断クリアランスは板厚の10%とした。耐遅れ破壊特性の評価は、図1に示した自由端側切断端面で行った。なお、自由端側は鋼板の拘束がない状態での切断となるため、固定端側と比較して遅れ破壊が発生しやすい部位である。具体的には、塩酸浸漬試験として、pHを1.0、液温を25℃に管理した塩酸に上記切断端面を有する鋼板を24時間浸漬する条件で行った。塩酸浸漬試験実施後は、鋼板の切断端面に直交する板厚断面を観察するため、各鋼板を5mm×30mm×1.0mmtの大きさに10分割し、それぞれに鏡面研磨を施した。これら30個の断面に対し、光学顕微鏡を用いて遅れ破壊の有無を確認し、「遅れ破壊が確認された断面数/30×100%」を遅れ破壊発生率と定義した。なお、切断によって発生する微小なクラックと遅れ破壊によるき裂を区別するため、切断端面から50μm以上の深さのき裂を遅れ破壊と判定した。
測定結果を下記表3に示す。本実施例では、引張強度(TS)が1470MPa以上で、かつ、遅れ破壊発生率が50%以下のものを○で合格とし、切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板であると判定した。一方、引張強度(TS)が1470MPa未満、または、遅れ破壊発生率が50%超のものを×で不合格と判定した。
本出願は、2015年2月13日出願の日本特許出願(特願2015-026735)、2015年7月27日出願の日本特許出願(特願2015-147463)に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
Claims (2)
- 質量%で、
C :0.15~0.4%、
Mn:0.5~3.0%、
Al:0.001~0.10%
をそれぞれ含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物のうち、P、S、Nが、
P :0.1%以下、
S :0.01%以下、
N :0.01%以下
にそれぞれ制限される成分組成を有し、
全組織に対する面積率で、
マルテンサイト:90%以上、
残留オーステナイト:0.5%以上
からなる組織を有し、
局所のMn濃度が、鋼板全体のMn含有量の1.1倍以上となる領域が、面積率で2%以上存在し、
引張強度が1470MPa以上である
ことを特徴とする、切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量%で、下記(a)~(d)の少なくも一つを含むものである、請求項1に記載の降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板。
(a)Si:0.1~3.0%
(b)Cu:0.05~1.0%、Ni:0.05~1.0%、B:0.0002~0.0050% の1種または2種以上
(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%の1種または2種以上
(d)Ca:0.0005~0.01%、Mg:0.0005~0.01%の1種または2種
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