耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板及其制造方法

摘要

提供一种拉伸强度为980～1670MPa的超高强度且耐氢脆化特性优越的加工用超高强度薄钢板及其制造方法。该耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板的拉伸强度为980～1670MPa，且以质量％算，含有C：0.05～0.17％，Si：0.2～1.5％，Mn：1.7～3.5％，P≤0.030％，S≤0.010％，Al：0.025～0.120％，N≤0.0100％，Ti：3.43×N～0.150％，余量由铁及不可避免杂质构成。

说明书

技术领域

本发明涉及一种耐氢脆化特性优越的拉伸强度为980～1670MPa的 超高强度冷轧钢板及其制造方法，尤其涉及一种受到冲压成形或者辊成形 等加工后的耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板的制造方法，具体地 说，例如适于在汽车的保险杠、车门的加强部件等轻量且要求耐强度的用 途中合适的超高强钢板的制造。

背景技术

随着汽车的轻量化，在保险杠、车门冲击梁等强度部件等的用途中， 通过冲压成形或者辊成形将980MPa以上的超高强度薄钢板做成管形状 而采用的情况变多。

在980MPa以上的超高强度钢中，产生氢脆化这一事情已例如通过 日本螺丝工业协会“螺纹紧固的设计与实际”研修讲座教材(1990年10月 18日)而公知。因此，在超高强度薄钢板中，认为通过大气环境下的腐蚀 反应而产生的氢也进入钢板中，在使用中会突然脆性地破坏。进而在超高 强度薄钢板的情况下，由于通过冲压成形或者辊成形等加工而作为成形品 使用，所以会产生伴随着显著高的残留应力的存在、强加工的在钢板组织 内的空穴或裂纹等，认为处于更容易引起氢脆化的状态。

但是，目前为止的保险杠、车门的加强部件用超高强度薄钢板，例如 日本特开平4-268016号公报或日本特开平4-365814号公报那样，主要 目的是提高加工性或烧结硬化性、作为成形品的压坏特性，很少谈及对在 使用过程中预想到发生的氢脆性的问题的对策，例如，只是在日本特开平 4-268053号公报等中可见的程度。

日本特开平4-268053号公报记载的方法是一种在钢中添加Si，抑制 氢原子向钢板中的侵入，由此防止氢脆化的发生的方法。但是，实际上， 对于氢脆化的防止而言，仅仅通过添加Si来抑制氢原子向钢板中的侵入 是不够的，将钢板本身预先形成为相对于侵入的氢而言难以产生脆性的组 织、成分是重要的。

从防止氢脆性的观点对钢的组织、成分进行研究，在条钢的领域中， 例如日本特开昭60-155644号公报所述，公知一种将马氏体组织在400℃ 以上回火，使Fe-C系化合物充分析出而进行防止的方法。

但是，这样的钢与进行冲压成形或辊成形等的加工的薄钢板不同，在 加工性的方面差。另外，如上所述，对于因为伴随着残留应力的存在或强 加工的在钢板组织内的空穴或裂纹的产生等而容易产生氢脆化这一点没 有任何考虑。另外，通常以连续退火法制造的超高强度钢板是通过对C、 Mn量较低的钢进行均热处理后，以较快的冷却速度冷却到马氏体相变点 以下，并在400℃以下进行回火而制造的，但该制造方法是一种完全不同 于在条钢中公知的方法的制造方法，因此需要一种与条钢的领域不同的对 策。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平4-268053号公报

专利文献2：日本特开昭60-155644号公报

发明内容

本发明为了解决上述现有技术的问题点，目的在于提供一种拉伸强度 为980～1670MPa的超高强度且耐氢脆化特性优越的加工用超高强度薄 钢板及其制造方法。

作为用来解决所述问题的手段，本发明的要旨在于一种拉伸强度为 980～1670MPa的耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板，其以质量％ 计算，包括C：0.05～0.17％，Si：0.2～1.5％，Mn：1.7～3.5％，P ≤0.030％，S≤0.010％，Al：0.025～0.120％，N≤0.0100％，Ti： 3.43×N～0.150％，根据需要还包括Mo≤1.0％，余量由铁及不可避免杂 质构成。

另外，其制造方法的特征在于，通过通常方法对具有上述的化学成分 的钢坯进行热轧，酸洗后，进行冷轧，在连续退火之际，以Ac3点～1000℃ 实施均热后，缓冷，从650℃以上的温度以70℃/s以上的冷却速度冷却 到Ms点以下，使其产生马氏体相变，以后，进行再加热或者就原样不动 地以150～300℃进行1～15min的回火处理。

进而，在上述制造方法中，在连续退火之前的轧制时，优选设粗轧的 压延率为80％以上，设精轧的压延率为90％以上，设热精加工温度为 830℃以上，设卷取温度为400～750℃来进行热轧。

发明效果

本发明的冷轧钢板具有作为汽车的保险杠或车门冲击梁等强度部件 而最佳的980～1670MPa的拉伸强度和加工性，且相对于使用时成为问 题的氢脆化而言具有优越的耐性，在上述的强度部件、加强部件等的轻量 化方面发挥优越的效果。

具体实施方式

以下进一步详细说明本发明。首先，对本发明的钢的化学成分的限定 理由进行说明。

C：C是生成马氏体且对高强度化而言为必需的元素，为了得到980 MPa以上的强度，需要有0.05％以上，但如果变多，则容易产生氢脆性。 在本发明中，尤其在得到必要的超高强度时，考虑加工性及点焊性，设上 限为0.17％，但为得到980～1670MPa的拉伸强度，该C量是足够的。

Si：Si是为了不使延性劣化而强化钢的有效的元素，在本发明中添 加0.2％以上。但是，当超过1.5％时，不仅其效果饱和，而且还有在冷轧 中的轧制机的负荷变大等问题，因此规定为1.5％以下。

Mn：Mn是提高钢的淬火性的元素，为了由连续退火设备稳定地得到 马氏体组织，需要有1.7％以上。但是，当超过3.5％时，不仅其效果饱和，， 而且偏析变大，组织变得不均匀，加工性下降，因此设3.5％为上限。

P：P是为了强化钢而提高延性的有效的元素，但由于容易在粒界偏 析，容易引起脆化，所以设为0.030％以下。

S：S由于形成夹杂物而使弯曲加工性等劣化，所以抑制在0.010％ 以下。

Al：Al是为了脱酸的目的而添加0.025％以上，但从表面性状的观点 出发，规定其上限为0.120％。

N：N即使不特别添加，在制钢时也会从大气中侵入。该N如果以固 溶状态存在于钢中，则显著促进脆化。因此，在本发明中，通过添加Ti 来形成析出物从而使N无害化。但是，N如果超过0.0100％，则需要添加 的Ti量增大，不仅成本上升，加工性也劣化，因此抑制为0.0100％以下。

Ti：一方面，Ti由于以N的析出固定为目的，所以需要至少添加N 的当量(3.43×N)以上，但如果过多，则与钢的强化所需的C形成析出物， 从而软质化，因此将其上限规定为0.150％。

Mo：Mo不仅是为了提高钢的淬火性而由连续退火设备稳定地得到马 氏体的有效的元素，而且还有对粒界进行强化、抑制氢脆性的产生的效果， 根据需要而添加。在添加的情况下，当超过1.0％时，效果饱和，所以设 为1.0％以下。

下面对本发明的制造方法进行描述。

具有上述化学成分的钢坯虽然通过通常方法而连续铸造或通过造块 法来制造，并进行热轧，但这些制造条件并不特别限制。需要说明的是， 在热轧时，虽然需要加热为规定的轧制温度以上的温度，但铸造后暂时冷 却到常温附近，然后再加热，或者在保持高温的情况下直接插入加热炉， 或铸造后直接轧制，也没什么问题。热轧只要以830℃以上的温度进行精 加工即可，对于之后的冷却条件、卷取温度并不特别限定，只要如通常的 方法那样，例如，冷却平均在30～100℃/s的范围进行，卷取在400～750℃ 下进行即可。进而，通过使热轧时的粗轧的合计压延率为80％以上，使精 轧的合计压延率为90％以上，从而能够减小结晶粒径，能够提高耐氢脆化 特性。

在热轧后，进行酸洗，进行冷轧，但冷轧率例如在25～70％程度即可。 接着实施连续退火，制成规定的强度的钢板，但连续退火规定为以下的条 件。

连续退火的均热需要在Ac3相变点以上1000℃以下进行。在不到A c3相变点的温度下，在均热过程中产生铁素体组织，难以确保强度。铁素 体组织的存在虽然从氢脆性的观点看是有利的，但实际情况是，在均热过 程中对应于化学成分来控制规定量的铁素体生成是困难的，因此，如后所 述，使其在冷却过程中生成则更容易。另一方面，即便在超过1000℃的温 度下加热，只要是奥氏体单相组织，则也没有什么问题，但即使徒劳加热 到高温，结晶粒径也变大，导致成本上升，因此上限为1000℃。

均热后，缓冷到急冷开始温度，接着开始急冷。缓冷的速度例如可为 1～30℃/s。急冷开始温度是基本上从奥氏体单相的组织的状态开始进 行，生成马氏体而可确保规定的强度的温度。因此，急冷开始温度希望为 Ar3相变点以上，但从氢脆性的观点出发，存在铁素体组织更有利，因此， 只要在可确保强度的范围，即使生成少量的铁素体组织也没什么问题，设 为650℃以上。需要说明的是，在此所谓少量的铁素体组织，是指以面积 率计算为20％以下。另外，急速冷却的速度只要为70℃/s以上，则可得 到低温相变生成物，因此将其设为下限。需要说明的是，关于冷却方法， 水淬火、水冷辊冷却、气水冷却、及喷气冷却等都可以，不论其方法。

急冷进行到马氏体相变开始温度(Ms点)以下，之后在150～300℃下 进行1～15min的回火处理，由此调整为规定的强度。此时，只要急冷结 束温度在回火处理温度范围内，以该温度原封不动地进行恒温保持即可， 在低于回火处理温度的情况下，只要进行再加热即可。回火处理时间如果 不是1min以上，则其效果几乎无法确认，另一方面，如果比15min长， 则设备巨大化，因此将其规定为上限。回火处理温度低于150℃时，其效 果几乎没有，因此将其设为下限。另一方面，本发明人确认到：在超过300℃ 时，析出比较粗大的碳化物，在大气及盐水喷雾等腐蚀环境下的氢脆化试 验中，短时间内发生粒界破坏。其理由并不十分明确，但认为是由于在成 形加工时在碳化物和母材的界面生成空穴，氢原子聚集于此，提高应力集 中，导致龟裂发生。因此，回火处理温度的上限为300℃。

退火后，根据需要，为了使形状良好，可实施调质轧制，另外，即使 进行锌等的镀敷处理也没什么问题。

下面示出本发明的实施例。

(实施例)

在将表1所示的化学成分的钢加热为1200℃后，在表2的条件下热轧 为板厚3.0mm。在酸洗后，冷轧到板厚1.8mm，以表2所示的条件分别进 行连续退火。在实施了0.3％的调质轧制后，调查机械特性及耐氢脆化特 性。其结果如表3所示。

关于耐氢脆化特性，以弯曲半径9R将30mm×150mm的长条试验片 进行U弯曲成形，缩窄到板间达到2R(＝18mm)，在表面实施膜厚20μm 的电沉积涂覆，之后，用切刀在弯曲顶部切出狭缝，在0.5mol/升的硫酸 +0.0001mol/升的KSCN溶液中，使用恒电位仪给予比自然电位低 600mV的电位，通过裂纹产生的时间进行评价。

从表3可知，本发明例(No.1、2、3、6、8、13～16)示出了980～ 1670MPa的拉伸强度和良好的加工性，直到裂纹产生的时间也长，为 1000s以上，耐氢脆化特性优越。相对于此，比较例(No.4、5、7)的 连续退火条件从本发明范围偏离，另外，比较例(No.10、12)的化学成 分从本发明范围偏离，各自铁素体面积率变得过高，无法确保规定的强度。 另一方面，比较例(No.9、11)的化学成分从本发明范围偏离，直到裂 纹产生的时间短，为300～500s，与本发明例的耐氢脆化特性之差明显。

需要说明的是，本发明例No.6、8虽然不满足本申请技术方案4，但 No.6满足技术方案1、3，No.8满足技术方案1、3。

【表1】

【表2】

【表3】

表3试验结果

(注1)下划线表示在本发明范围外。