專利名稱：耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，特別涉及一種可抑制在抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上的鋼板中存在的因放置裂紋、延遲破壞之類的氫脆化而引起的破壞的超高強(qiáng)度薄鋼板。
背景技術(shù)：
在由沖壓成形加工或彎曲加工得到構(gòu)成汽車或產(chǎn)業(yè)用機(jī)械等的高強(qiáng)度零部件時，要求供該加工用的鋼板兼?zhèn)鋬?yōu)良的強(qiáng)度和延性。近幾年，隨著汽車的更加輕量化等，對1180MPa以上超高強(qiáng)度鋼板的需求正在高漲，作為適應(yīng)這樣需求的鋼板，尤其是TRIP(TRansformation Induced Plasticity；相變誘發(fā)塑性鋼)鋼板正在被注目。
TRIP鋼板是殘留有奧氏體組織，且若使之加工變形，則由于應(yīng)力，殘余奧氏體(殘余γ)誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體，從而得到較大延伸的鋼板。作為其種類可以舉出幾個，例如，眾所周知的以多角形鐵素體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型復(fù)合組織鋼(TPF鋼)；以回火馬氏體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型回火馬氏體鋼(TAM鋼)；以貝氏體鐵素體為母相，含有殘余奧氏體的TRIP型貝氏體鋼(TBF鋼)等。其中TBF鋼是很早就為人所知的(例如非專利文獻(xiàn)1等)，由硬質(zhì)的貝氏體鐵素體易于得到高強(qiáng)度，同時在其組織中，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界處，容易生成細(xì)小的殘余奧氏體，這樣的組織形態(tài)具有可帶來非常好的延伸的特征。另外，TBF鋼在制造上具有進(jìn)行1次熱處理(連續(xù)退火工序或鍍覆工序)就可被容易地制造這一優(yōu)點(diǎn)。
然而在1180MPa級以上的超高強(qiáng)度范圍，眾所周知，和其它的高強(qiáng)度鋼材一樣在TRIP鋼板中，也會重新出現(xiàn)因氫脆化而產(chǎn)生的延遲破壞這一弊病。延遲破壞是在高強(qiáng)度鋼中，從腐蝕環(huán)境或者從氣氛中產(chǎn)生的氫，擴(kuò)散到位錯，氣孔，晶界等的缺陷部，使材料脆化，在賦予應(yīng)力的情況下，發(fā)生破壞的現(xiàn)象，其結(jié)果，帶來金屬材料的延性和韌性下降等的弊病。
眾所周知，歷來被大量用于螺栓，PC鋼線和輸送管線用途上的高強(qiáng)度鋼，當(dāng)其抗拉強(qiáng)度為980MPa以上時，由于氫向鋼中侵入，而會發(fā)生氫脆化(酸洗脆性，鍍覆脆性，延遲破壞等)。因此，作為提高耐氫脆化特性的技術(shù)，幾乎都是以所述螺栓等用途的鋼材為對象的。例如在非專利文獻(xiàn)2中公開了，如果將金屬組織回火以馬氏體為主體，添加顯示抗回火軟化性的元素Cr，Mo，V的話，則對提高耐延遲破壞性有效。這是一種通過使合金碳化物析出，作為氫的捕捉區(qū)(陷阱區(qū))而有效地使用，使延遲破壞形態(tài)從晶界轉(zhuǎn)移到晶內(nèi)從而抑制破壞的技術(shù)。
但是在薄鋼板的場合，以前，從加工性和可焊性的觀點(diǎn)出發(fā)780MPa以上的鋼板不太被利用。另外，由于板厚很薄，即使氫侵入，在短時間內(nèi)即可被放出，所以氫脆化幾乎不被視為一個問題等，因此，沒有對氫脆化作出積極的對策。可是最近，如上所述，從汽車的輕量化和提高沖撞安全性的必要性出發(fā)，對緩沖器，沖擊梁等的加強(qiáng)材料和座椅導(dǎo)軌等要求強(qiáng)度更高。因而，作為獲得這些零部件所需的980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板的需求正在提高，隨之而來的是需要可靠地提高該超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性。
在謀求提高超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性時，可以考慮借用有關(guān)所述螺栓用鋼等的技術(shù)，不過，例如在所述非專利文獻(xiàn)2的場合，C的量是0.4％以上并且含有大量合金元素，如果將該文獻(xiàn)的技術(shù)用于薄鋼板的話，則不能確保薄鋼板所要求的加工性和可焊性。另外，合金碳化物的析出，需要數(shù)小時以上的析出熱處理，所以在制造性方面也有問題。因此，為了提高薄鋼板的耐氫脆化特性需要確立獨(dú)自的技術(shù)。
至今為止，作為提高鋼板的耐氫脆化特性的技術(shù)，在專利文獻(xiàn)1中，提出了通過使以Ti，Mg為主體的氧化物存在，來抑制氫缺陷的技術(shù)?？墒窃摷夹g(shù)是一種以厚鋼板為對象，考慮高熱能焊接后的延遲破壞的技術(shù)，并不是對用薄鋼板制造的汽車零部件等的使用環(huán)境(例如腐蝕環(huán)境等)進(jìn)行了充分考慮的技術(shù)。另外，在專利文獻(xiàn)2中提出，如果控制Mg的氧化物，硫化物，復(fù)合晶出物或者復(fù)合析出物的分散形態(tài)(來自平均粒徑的標(biāo)準(zhǔn)偏差和平均粒徑)、殘余奧氏體的體積率及鋼板強(qiáng)度的相互關(guān)系的話，則能夠同時提高延性和成形加工后的耐延遲破壞特性?？墒?，僅僅依靠由析出物形態(tài)控制帶來的捕捉效果，來提高在由于鋼板的腐蝕而產(chǎn)生、存在氫的環(huán)境下的耐氫脆化特性是很難的。
在非專利文獻(xiàn)3及非專利文獻(xiàn)4中，討論了TRIP鋼的耐氫脆化特性。其中，披露了特別是TBF鋼的氫吸收量很大，若觀察TBF鋼斷面的話，即可知因氫吸收而引起的準(zhǔn)解理斷裂破壞被抑制之事。然而，該文獻(xiàn)中披露的TBF鋼的延遲破壞特性，至因陰極充填實(shí)驗(yàn)而產(chǎn)生裂紋為止的時間充其量也只是1000秒左右，很難說是充分考慮了諸如汽車用零部件等在長時間處于嚴(yán)酷的使用環(huán)境之后的結(jié)果。另外，上述文獻(xiàn)的熱處理?xiàng)l件，由于其加熱溫度被設(shè)定得很高，因而存在實(shí)際機(jī)械的生產(chǎn)效率不好等的情況，迫切需要開發(fā)在生產(chǎn)效率上也優(yōu)良的新的TBF鋼。
專利文獻(xiàn)1特開平11-293383號專利文獻(xiàn)2特開2003-166035號非專利文獻(xiàn)1NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(日新制鋼技報(bào))，No.43，Dec.1980，p.1-10非專利文獻(xiàn)2「解明延遲破壞的新展開」(日本鋼鐵協(xié)會，1997年1月發(fā)行)p.111～120非專利文獻(xiàn)3北條智彥，其他5名，「超高強(qiáng)度低合金TRIP鋼的氫脆性(第1報(bào) 氫吸收特性和延性)」，日本材料學(xué)會第51期 學(xué)術(shù)講演會講演論文集，2002年，第8卷，p.17-18非專利文獻(xiàn)4北條智彥，其他5名，「奧氏體等溫淬火處理溫度對超高強(qiáng)度低合金TRIP鋼的氫脆性的影響」，CAMP-ISIJ，2003年，第16卷，p.568發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于上述情況而提出，其目的在于提供一種在不損害作為TRIP鋼板的特征的優(yōu)異的延伸性的情況下，在抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上的超高強(qiáng)度區(qū)域中，能夠顯著提高耐氫脆化特性的TRIP薄鋼板。
作為高強(qiáng)度鋼材，在一直被普遍采用的回火馬氏體鋼和馬氏體+鐵素體鋼的情況下，由于氫引起的延遲破壞，一般被認(rèn)為是氫富集在舊奧氏體晶界等處形成空隙等，以該部分為起點(diǎn)而產(chǎn)生的，為了降低延遲破壞的敏感性，一般采用的解決方法是將作為氫的捕捉區(qū)(陷阱區(qū))的碳化物等均勻且微細(xì)地分散，降低擴(kuò)散性氫的濃度?？墒羌词箤⑦@些碳化物等作為氫的捕捉區(qū)(陷阱區(qū))使之大量分散，捕捉能力也是有限的，所以不能充分地抑制由于氫引起的延遲破壞。
因此，本發(fā)明者們，鑒于上述課題進(jìn)行了銳意研究的結(jié)果，為了實(shí)現(xiàn)充分地考慮到薄鋼板的使用環(huán)境的更優(yōu)異的耐氫脆化特性(耐延遲破壞性)，發(fā)現(xiàn)若能實(shí)現(xiàn)下述的(a)、(b)即可。
(a)減少晶界破壞的起點(diǎn)(b)通過提高氫捕捉能力而使氫無害化若要實(shí)現(xiàn)上述(a)，作為鋼板的母相，最好不是高強(qiáng)度鋼材一般所采用的馬氏體單相組織，而是主體中含有貝氏體鐵素體，形成“貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織”。這是因?yàn)?，在所述的馬氏體單相組織的情況下，相對于碳化物(例如片狀滲碳體)在晶界析出而容易發(fā)生晶界破壞，如果形成以貝氏體鐵素體為主的“貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織”，則此貝氏體鐵素體與一般的(多邊形)鐵素體不同，是板狀的鐵素體，位錯密度高，因而與馬氏體單相的情況相同，能夠容易地提高組織全體的強(qiáng)度。此外，也因?yàn)樵诖宋诲e部分上，氫被大量捕獲，所以能夠提高耐氫脆化特性，還有，通過使此貝氏體鐵素體和后述的殘留奧氏體存在，還能夠防止成為晶界破壞起點(diǎn)的碳化物的生成。
還有，貝氏體鐵素體組織為硬質(zhì)，能夠容易地得到高強(qiáng)度。還有，母相的位錯密度高，在此位錯上氫被大量捕獲的結(jié)果，與其他的TRIP鋼相比，能夠吸收大量的氫。此外，還有如下優(yōu)點(diǎn)，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界，本發(fā)明規(guī)定的板條狀的殘留奧氏體容易生成，能夠得到非常優(yōu)異的延伸。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，發(fā)現(xiàn)以相對全組織的面積率，使貝氏體鐵素體和馬氏體合計(jì)為80％以上為宜。
還有，為了實(shí)現(xiàn)上述(b)，形成板條狀的殘留奧氏體非常有效。以往，殘留奧氏體被認(rèn)為對耐氫脆化特性和疲勞有不好影響。經(jīng)本發(fā)明者們的討論可知，現(xiàn)有的殘留奧氏體是微米級的塊狀，此形態(tài)的殘留奧氏體會對耐氫脆化特性和疲勞有不好影響，但是若將此殘留奧氏體的形態(tài)控制在微米級以下的板條狀，則能夠發(fā)揮殘留奧氏體原有的氫吸貯能力，大量吸收·捕集氫，從而能夠大幅提高耐氫脆化特性。特別是，如果設(shè)殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，則能夠急劇降低氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)。這被認(rèn)為是因?yàn)?，通過使殘留奧氏體晶粒的平均軸比升高到5以上，殘留奧氏體充分地發(fā)揮原有的吸貯氫的能力，氫捕集能力與碳化物相比絕對變大，使由所謂大氣腐蝕侵入的氫變得實(shí)質(zhì)上無害，從而實(shí)現(xiàn)耐氫脆化特性的顯著的協(xié)同效果。
還有，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，本發(fā)明的鋼板在無損本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，也可以具有鐵素體(還有，這里所稱的“鐵素體”，是指多邊形鐵素體，即沒有位錯密度或位錯密度極少的鐵素體)和珠光體，但這些優(yōu)選為越少越好，特別是鐵素體以及珠光體優(yōu)選合計(jì)控制在9％以下。
即，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)若能控制成滿足下述所有條件，則即使不過量添加合金元素，也能夠充分地提高超高強(qiáng)度鋼板的耐氫脆化特性，從而完成了本發(fā)明。即·貝氏體鐵素體以及馬氏體合計(jì)具有80％以上；·殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5％以上·鐵素體以及珠光體合計(jì)在9％以下(包括0％)因此，本發(fā)明的第1耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中按對于整個組織的面積率表示，具有1％以上的殘余奧氏體，貝氏體鐵素體及馬氏體為共計(jì)80％以上，鐵素體及珠光體為共計(jì)9％以下(包括0％)，同時所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，并且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。
還有，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，如果將殘留奧氏體晶粒的平均短軸長度控制在1μm以下，則殘留奧氏體晶粒的表面積(界面)變大，氫捕集能力增大，由此能夠可靠地提高耐氫脆化特性，此外，如果能使殘留奧氏體晶粒間的最相鄰距離控制在1μm以下，則微細(xì)的板條狀的殘留奧氏體接近，能夠形成大量分散的狀態(tài)，破壞(裂紋)的傳播被抑制，能夠得到對于破壞具有高抵抗力的組織，由此，能夠可靠地提高耐氫脆化特性。
因此，本發(fā)明的第2耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中按對于整個組織的面積率表示，具有1％以上的殘余奧氏體，所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，同時所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度為1μm以下，并且所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下，而且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。
并且，本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板還優(yōu)選為以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足Al0.5％以下(不包括0％)。
如果Al含量超過0.5％的話，則氧化鋁等夾雜物增加，加工性劣化，如果將其控制在上述范圍內(nèi)，則可防止這樣的加工性劣化。
而且，本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板還優(yōu)選為以質(zhì)量百分比計(jì)含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％。
使之含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％，可更進(jìn)一步改善基于組織控制的耐氫脆化特性的提高。
另外，本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板優(yōu)選為以質(zhì)量百分比計(jì)，含有共計(jì)0.003～1.0％的Ti和/或V。
使之含有以質(zhì)量百分比計(jì)的共計(jì)0.003～1.0％的Ti和/或V，則可以充分發(fā)揮Ti和V的保護(hù)性銹的生成促進(jìn)效果、賦予耐蝕性的效果、清洗鋼的效果、提高V的耐氫脆化特性的效果、提高鋼板強(qiáng)度的效果以及細(xì)粒化效果。
在本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板中，還可以含有以質(zhì)量百分比計(jì)的Mo1.0％以下(不包括0％)，Nb0.1％以下(不包括0％)，也可以含有B0.0002～0.01％。而且還可以含有選自由Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％及REM0.0005～0.01％組成的群組中的一種以上。
根據(jù)本發(fā)明，通過使從外部侵入的氫無害化，能夠以高生產(chǎn)率制造耐氫脆化特性得到改善的、抗拉強(qiáng)度在1180MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板。由此，能夠提供作為極難生成延遲破壞等的超高強(qiáng)度部件，例如緩沖器、沖擊梁等的增強(qiáng)材料和座椅導(dǎo)軌、支柱、加強(qiáng)板(reinforce)、骨架件(member)等的汽車部件。


圖1是表示殘余奧氏體晶粒的平均軸比和氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)之間的關(guān)系的坐標(biāo)圖。
圖2是示意性表示的殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距的圖。
圖3是用于實(shí)施例中的耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)的零部件的概觀立體圖。
圖4是示意性表示的實(shí)施例中的耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)狀況的側(cè)面圖。
圖5是用于實(shí)施例中的耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)的零部件的概觀立體6是所述圖5的A-A斷面圖。
圖7是示意性表示的實(shí)施例中的耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)狀況的側(cè)面圖。
圖8是實(shí)施例1的No.101(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖9是實(shí)施例1的No.120(比較例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖10是實(shí)施例2的No.201(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖11是實(shí)施例2的No.220(比較例子)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖12是實(shí)施例3的No.301(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖13是實(shí)施例3的No.301(本發(fā)明例)的TEM觀察照片例(倍率60,000倍)。
圖14是實(shí)施例3的No.313(比較例)的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)。
圖中1-耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)用零部件(實(shí)驗(yàn)體)，2，5-點(diǎn)焊位置，3-模具，4-耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)用零部件(實(shí)驗(yàn)體)，6-落錘，7-(耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)用)臺具體實(shí)施方式
以下，一邊參照附圖一邊說明本發(fā)明的實(shí)施方式的超高強(qiáng)度薄鋼板。本發(fā)明并不限于以下的實(shí)施方式，在本發(fā)明的技術(shù)范疇的范圍內(nèi)能夠進(jìn)行變更等。
(實(shí)施方式1)涉及本發(fā)明的實(shí)施方式1的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計(jì)，含有C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，并且還含有作為其余部分的鐵以及不可避免的雜質(zhì)，其中按對于整個組織的面積率表示，含有1％以上的殘余奧氏體，共計(jì)80％以上的貝氏體鐵素體和馬氏體，以及共計(jì)9％以下(包括0％)的鐵素體和珠光體。其中所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，并且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。以下就規(guī)定這些條件的理由和測量方法等作出說明。
<殘余奧氏體(殘余γ)1％以上>
殘余奧氏體不僅對全延伸的提高有用，而且還大大有助于耐氫脆化特性的提高，所以使之存在于1％以上。優(yōu)選為3％以上，更優(yōu)選為5％以上。
另外，如果所述殘余奧氏體大量存在的話，則不能確保所要求的超高強(qiáng)度，所以建議將其上限設(shè)為15％(更優(yōu)選為10％)。
從所述殘余奧氏體的穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā)，推薦將殘余奧氏體中的C濃度(CγR)設(shè)為0.8％以上。另外將CγR控制在0.8％以上的話，還可有效提高延伸等。優(yōu)選為1.0％以上，更優(yōu)選為1.2％以上。此外，雖然希望所述CγR要高，可是，實(shí)際操作上一般考慮可能調(diào)整的上限大約為1.6％。
所述殘余奧氏體意味著，根據(jù)所述的FE-SEM/EBSP法，作為FCC相(面心立方晶格)被觀察的區(qū)域。作為EBSP測量的一個具體例子，可以舉出與所述貝氏體鐵素體和馬氏體的觀察情況同樣，把在板厚1/4的位置上，在與壓延面平行的面上的任意的測量區(qū)域(約50×50μm，測量間隔0.1μm)作為測量對象。另外，在研磨至該測量面時，為了防止殘余奧氏體的相變，而使用電解研磨。其次，使用所述「具備EBSP檢測器的FE-SEM」，向設(shè)置在SEM鏡筒內(nèi)的試樣照射電子束。用高靈敏度照相機(jī)(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍攝被投影到屏幕上的EBSP圖像，以圖像形式放入計(jì)算機(jī)。然后用計(jì)算機(jī)進(jìn)行圖像解析，通過與用已知結(jié)晶系[殘余奧氏體時為FCC相(面心立方)]模擬得到的圖形相比較，將決定的FCC相做成彩圖。這樣求出被圖示(mapping)了的區(qū)域的面積率，將其定為「殘余奧氏體的面積率」。另外，本發(fā)明中，所述解析的硬件及軟件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(Orientation Imaging MicroscopyTM)系統(tǒng)。
(殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)5以上)以往，殘留奧氏體被認(rèn)為對耐氫脆化特性和疲勞有不好影響，但是經(jīng)過本發(fā)明者們進(jìn)行的詳細(xì)地討論可知，微米級的塊狀的現(xiàn)有的殘留奧氏體對耐氫脆化特性和疲勞有不好影響，但是如果使此殘留奧氏體的形狀形成板條狀，則與碳化物相比能夠更充分地提高氫捕獲能力。
圖1是表示由后述的方法測定的殘留奧氏體晶粒的平均軸比，和作為耐氫脆化特性的指標(biāo)的氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)的關(guān)系(由后述的實(shí)施例所示方法進(jìn)行測定，數(shù)值越低表示耐氫脆化特性越優(yōu)異)的曲線圖。從圖1可知，特別是如果殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)在5以上，氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)急劇降低。這被認(rèn)為是因?yàn)?，通過提高殘留奧氏體晶粒的平均軸比使其在5以上，而使殘留奧氏體能夠充分地發(fā)揮原有的氫吸貯能力，氫捕集能力與碳化物相比絕對變大，使由所謂大氣腐蝕侵入的氫變得實(shí)質(zhì)上無害，從而實(shí)現(xiàn)耐氫脆化特性的顯著的協(xié)同效果。上述殘留奧氏體的平均軸比優(yōu)選為10以上，更有選為15以上。
另一方面，從提高耐氫脆化特性的觀點(diǎn)出發(fā)，對所述平均軸比的上限不做特別規(guī)定，不過，為了有效地發(fā)揮TRIP效果，則需要一定程度的殘余奧氏體的厚度，如果考慮此點(diǎn)，則優(yōu)選把上限定為30，更優(yōu)選為20以下。
另外，所述平均軸比的測量是以TEM(Transmission ElectronMicroscope)觀察(倍率1.5萬倍)，測量在任意選擇的3視野中存在的殘余奧氏體晶粒的長軸和短軸，求出軸比，算出平均值，將其作為平均軸比。
(貝氏體鐵素體(BF)+馬氏體(M)80％以上)本發(fā)明中，如上所述形成了貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織(以貝氏體鐵素體為主的組織)。如上所述，貝氏體鐵素體組織為硬質(zhì)，容易得到高強(qiáng)度。還有，母相的位錯密度高，在此位錯上，氫被大量捕集，其結(jié)果與其他的TRIP鋼相比，具有能夠吸貯大量的氫的優(yōu)點(diǎn)。此外，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界，容易生成本發(fā)明規(guī)定的板條狀的殘留奧氏體，還具有能夠得到非常優(yōu)異的延伸的優(yōu)點(diǎn)。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，按照相對于全組織的面積率表示，使貝氏體鐵素體和馬氏體合計(jì)為80％以上，優(yōu)選為85％以上，更有選為90％以上。還有，其上限通過和其他的組織(殘留奧氏體)的平衡而決定，在不含有后述的殘留奧氏體以外的組織(鐵素體等)時，其上限控制為99％。
此外，本發(fā)明中所述的貝氏體鐵素體是板狀鐵素體，且位錯密度高的下部組織，與所謂具有沒有位錯或極少位錯的下部組織的多角形鐵素體，通過SEM觀察，按照如下方法被明確地區(qū)分。
貝氏體鐵素體組織的面積率如下求出。即，用硝酸乙醇溶液侵蝕鋼材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，掃描型電子顯微鏡)觀察(倍率1500倍)在板厚1/4位置，與壓延面平行的面的任意的測量區(qū)域(約50×50μm)，由此算出其面積率。
貝氏體鐵素體在SEM照片上顯示為深灰色(作為SEM，也有不能分開區(qū)別貝氏體鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體的情況)，而多角形鐵素體在SEM照片中為黑色，是多角形形狀，且內(nèi)部不含有殘余奧氏體和馬氏體。
本發(fā)明中所使用的SEM，是具備「EBSP(電子背散射花樣、Electron BackScatter diffraction Pattern)檢測器的高分辨率型FE-SEM(FieldEmission type Scanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)」，具有在SEM觀察區(qū)域的同時，即可由EBSP檢測器進(jìn)行解析的優(yōu)點(diǎn)。在這里對EBSP法作一簡單的說明，EBSP是，將電子束照射試樣表面，解析由此時產(chǎn)生的反射電子而得到的菊池圖案，以此決定電子束入射位置的結(jié)晶方位的儀器，把電子束在試樣表面進(jìn)行2維掃描，測量各所定間距的結(jié)晶方位的話，就可以測量試樣表面的方位分布。利用該EBSP觀察，可具有如下優(yōu)點(diǎn)，即能夠根據(jù)色差識別在通常的顯微鏡觀察中被判斷為相同組織的，且結(jié)晶方位差不同的板厚方向的組織。
<鐵素體(F)+珠光體(P)9％以下(包含0％)>
本發(fā)明的鋼板，可以只由所述組織(即，貝氏體鐵素體+馬氏體和殘余奧氏體的混合組織)構(gòu)成，但是在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，也可以具有作為其它組織的鐵素體(這里所說的「鐵素體」意指多角形鐵素體，即，沒有位錯密度或有極少位錯密度的鐵素體)和珠光體。這些組織是在本發(fā)明的制造過程中必然殘存的組織，但是，優(yōu)選為越少越好，本發(fā)明中抑制在9％以下。優(yōu)選為小于5％，更優(yōu)選為小于3％。
如上所述，本發(fā)明的特征在于，特別是控制殘留奧氏體量及其形態(tài)，為了像這樣容易地控制殘留奧氏體量及其形態(tài)，并且得到發(fā)揮規(guī)定強(qiáng)度的鋼板，有必要如下所述控制成分組成。
(C0.10～0.25％)C是為確保1180MPa以上的高強(qiáng)度所必要的元素。還有，C是使奧氏體相中含有充分的C量，即使在室溫也使希望的奧氏體相殘留的重要的元素，在本發(fā)明中使其含有0.10％以上。優(yōu)選為0.12％以上，更有選為0.15％以上。但是，從確保耐蝕性和可焊性的觀點(diǎn)出發(fā)，本發(fā)明中將C量控制在0.25％以下。優(yōu)選為0.23％以下。
<Si1.0～3.0％>
Si是有效抑制殘余奧氏體分解、碳化物生成的重要的元素。同時也是有效地使材質(zhì)充分硬質(zhì)化的置換型固溶體強(qiáng)化元素。要使該效果有效地發(fā)揮，則有必要使其含有1.0％以上。優(yōu)選為1.2％以上，更優(yōu)選為1.5％以上。但如果Si量過量的話，熱軋的氧化皮的形成變得顯著，還有在瑕疵的消除方面將產(chǎn)生費(fèi)用，經(jīng)濟(jì)上不合算，所以抑制在3.0％以下。優(yōu)選為2.5％以下，更優(yōu)選為2.0％以下。
<Mn1.0～3.5％>
Mn是使奧氏體穩(wěn)定化，得到所需殘余奧氏體的必要元素。要使該效果有效地發(fā)揮，則需使之含1.0％以上。優(yōu)選為1.2％以上，更優(yōu)選為1.5％以上。另外一方面，如果Mn量過剩的話，則發(fā)生偏析變得明顯，有加工性劣化的情況，所以將上限設(shè)為3.5％。優(yōu)選為3.0％以下。
<P0.15％以下(不含0％)>
P是助長因晶界偏析而產(chǎn)生晶界破壞的元素，所以希望其含量低，上限設(shè)為0.15％。優(yōu)選控制到0.1％以下，更優(yōu)選為0.05％以下。
<S0.02％以下(不含0％)>
S是在腐蝕環(huán)境下助長鋼板的氫吸收的元素，所以希望其含量低，上限設(shè)為0.02％。
<Al1.5％以下(不含0％)>(本發(fā)明鋼板1的場合)<Al0.5％以下(不含0％)>(本發(fā)明鋼板2的場合)為了脫氧Al可以添加到0.01％以上。另外Al是不僅具有脫氧作用，還具有提高耐蝕性作用和提高耐氫脆化特性的元素。
作為所述提高耐蝕性作用的機(jī)制，具體的，一般認(rèn)為是提高母材其自身的耐蝕性和由大氣腐蝕產(chǎn)生的生成銹的效果，但是，推定特別是后者的生成銹的效果大。其理由為，所述生成銹比通常的鐵銹細(xì)致且具有優(yōu)良的保護(hù)性，所以大氣腐蝕被抑制，其結(jié)果使該大氣腐蝕產(chǎn)生的氫量降低，從而氫脆化，即延遲破壞被有效地抑制。
關(guān)于Al提高耐氫脆化特性作用的機(jī)制其詳細(xì)不明，但推定是在鋼板表面由于Al的濃化，使得氫向鋼中的侵入困難和由于鋼中氫的擴(kuò)散速度下降從而使氫移動困難，難于產(chǎn)生氫脆性所致。而且還可以認(rèn)為，由于Al的添加，使得板條狀殘余奧氏體的穩(wěn)定性增加，對提高耐氫脆化特性做出了貢獻(xiàn)。
要有效地發(fā)揮Al的提高耐蝕性的作用和提高耐氫脆化特性的作用，則Al量設(shè)為0.02％以上，優(yōu)選為0.2％以上，更優(yōu)選為0.5％以上。
但是，要謀求在抑制氧化鋁等夾雜物的增加、巨大化，確保加工性的同時，確保細(xì)小殘余奧氏體的生成，并且，抑制由含Al夾雜物引起的腐蝕，或抑制制造上的成本的增大，則需要把Al量抑制在1.5％以下。從制造上的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為將A3點(diǎn)調(diào)整到1000℃以下。
另一方面，如上所述增加Al含量的話，則氧化鋁等夾雜物增加，加工性劣化，所以要充分抑制所述氧化鋁等的夾雜物，獲得加工性更好的鋼板，則需把Al量抑制在0.5％以下。優(yōu)選為0.3％以下，更優(yōu)選為0.1％以下。
本發(fā)明規(guī)定的含有元素如上所述，其余成分實(shí)際上是Fe，作為因原料、資材、制造設(shè)備等的狀況而被帶入到鋼中的不可避免的雜質(zhì)，不用說允許含0.001％以下的N(氮)等，在對所述本發(fā)明的作用不帶來壞影響的范圍內(nèi)，也可以積極地使之含有其它的如下元素。
還有，在本說明書中，將Al含量在1.5％(不包括0％)以下的鋼板規(guī)定為本發(fā)明鋼板1，將Al含量在0.5％(不包括0％)以下的鋼板規(guī)定為本發(fā)明鋼板2。
(Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％)通過使其含有Cu和/或Ni，充分地抑制作為氫脆化原因的氫的發(fā)生，并且能夠抑制發(fā)生的氫向鋼板侵入。其結(jié)果，通過與控制上述組織而帶來的鋼板的氫捕集能力的提高產(chǎn)生協(xié)同效果，能夠充分地降低鋼板中的擴(kuò)散氫濃度直至無害的水平。
具體地說，Cu、Ni使鋼材自身的耐蝕性提高，具有充分地抑制鋼板由于腐蝕而產(chǎn)生氫的效果。還有這些元素具有促進(jìn)在大氣中生成的銹當(dāng)中的熱力學(xué)穩(wěn)定、具有保護(hù)性的所謂氧化鐵α-FeOOH的生成的效果，通過促進(jìn)這種銹的生成，能夠抑制發(fā)生的氫向鋼板的侵入，在惡劣的腐蝕環(huán)境下，能夠充分地提高耐氫脆化特性。這種效果，特別是通過使Cu和Ni共存而容易獲得。
要發(fā)揮所述效果，當(dāng)含Cu時，需要在0.003％以上。優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.1％以上。如果是含Ni時，需要在0.003％以上。優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.1％以上。
但是不管是那個元素，當(dāng)過量含有時，則加工性下降，所以Cu時控制在0.5％以下，Ni時控制在1.0％以下。
<Ti和/或V共計(jì)0.003～1.0％>
Ti與所述Cu，Ni同樣具有促進(jìn)保護(hù)性銹的生成的效果。該保護(hù)性銹對抑制特別是在氯化物環(huán)境下生成并給耐蝕性(作為其結(jié)果是耐氫脆化特性)帶來不好影響的β-FeOOH的生成具有非常有效的作用。這樣的保護(hù)性銹的形成，尤其是當(dāng)復(fù)合添加Ti和V(或Zr)時被促進(jìn)。Ti也是賦予非常出色的耐蝕性的元素，也兼有清洗鋼的優(yōu)點(diǎn)。
另外，V除了與所述Ti共存，具有提高耐氫脆化特性的效果以外，還是對提高鋼板強(qiáng)度，細(xì)?；行У脑?。
要充分發(fā)揮所述Ti和/或V的效果，優(yōu)選為使其含有共計(jì)0.003％以上(更優(yōu)選為0.01％以上)。特別是從提高耐氫脆化特性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為添加Ti使之超過0.03％，更優(yōu)選為添加Ti為0.05％以上。另外一方面，過量添加Ti，則效果成為飽和狀態(tài)，經(jīng)濟(jì)上不合算，并且過量添加V的話，炭氮化物的析出變多，導(dǎo)致加工性及耐氫脆化特性降低。因而優(yōu)選為添加Ti和/或V的范圍共計(jì)在1.0％以下。更優(yōu)選為0.5％以下。
<Zr0.003～1.0％>
Zr是對提高鋼板的強(qiáng)度、細(xì)?；行У脑?，與Ti共存，有使耐氫脆化特性提高的效果。要有效地發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.003％以上的Zr。另外一方面，過量含有Zr的話，則炭氮化物的析出變多，加工性和耐氫脆化特性降低，所以優(yōu)選為添加范圍在1.0％以下。
<Mo1.0％以下(不包括0％)>
Mo具有使奧氏體穩(wěn)定，確保殘余奧氏體，抑制氫侵入，提高耐氫脆化特性的效果。并且是對提高鋼板的淬火性也有效的元素。更進(jìn)一步具有強(qiáng)化晶界，抑制氫脆化的效果。要有效地發(fā)揮該作用，推薦含Mo在0.005％以上。更優(yōu)選為0.1％以上。但Mo含量超過1.0％，則所述效果飽和，經(jīng)濟(jì)上不合算。優(yōu)選為0.8％以下，更優(yōu)選為0.5％以下。
<Nb0.1％以下(不包括0％)>
Nb是對提高鋼板強(qiáng)度以及組織細(xì)?；浅Ｓ行У脑?。特別是與Mo的復(fù)合添加，更能充分發(fā)揮該效果。要發(fā)揮這些效果，推薦使其含0.005％以上。更優(yōu)選為0.01％以上。但過量含有Nb，則這些效果飽和，經(jīng)濟(jì)上不合算，所以抑制在0.1％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
<B0.0002～0.01％>
B是對提高鋼板的強(qiáng)度有效的元素，要發(fā)揮該效果優(yōu)選為使其含有0.0002％以上(更優(yōu)選為0.0005％以上)。另外一方面，過量含有B，則熱加工性惡化，所以優(yōu)選范圍是在0.01％以下(更優(yōu)選為0.005％以下的)。
<從Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％，以及REM0.0005～0.01％組成的群組中選擇的1種以上>
Ca，Mg，REM(稀土族元素)是對抑制伴隨鋼板表面腐蝕而來的界面氣氛的氫離子濃度的上升，即抑制pH的下降，提高鋼板的耐蝕性有效的元素。同時，對控制鋼中硫化物的形態(tài)提高加工性也有效，要充分發(fā)揮該效果，優(yōu)選為使Ca，Mg，REM中的任意一個的含有量在0.0005％以上。另外一方面，過量含有的話，則加工性劣化，所以優(yōu)選控制在Ca為0.005％以下，Mg，REM分別為0.01％以下。
本發(fā)明并沒有規(guī)定制造條件，但是為了使用滿足上述成分組成的鋼材來形成超高強(qiáng)度并且發(fā)揮優(yōu)異耐氫脆化特性的上述組織，熱軋的精加工溫度優(yōu)選設(shè)定為不會生成鐵素體的過冷奧氏體區(qū)域溫度的極力低溫。通過在此溫度進(jìn)行精軋，能夠細(xì)化熱軋鋼板的奧氏體，其結(jié)果最終制品的組織變得細(xì)微。
還有，在熱軋后或其后進(jìn)行的冷扎后，推薦以下述要領(lǐng)進(jìn)行熱處理。即，將滿足所述成分組成的鋼在A3點(diǎn)～(A3點(diǎn)+50℃)的溫度(T1)下加熱保持10～1800秒后，以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到(Ms點(diǎn)-100℃)～Bs點(diǎn)的溫度(T2)，在此溫度區(qū)域加熱保持60～1800秒(t2)。
如果所述T1超過(A3點(diǎn)+50℃)，或t1超過1800秒，則導(dǎo)致奧氏體的晶粒生長，并且加工性(延伸凸緣性)惡化，故不能令人滿意。另外一方面，如果所述T1小于A3點(diǎn)的溫度的話，則不能獲得規(guī)定的貝氏體鐵素體組織。另外，在所述t1小于10秒的情況下，則不能實(shí)現(xiàn)充分的奧氏體化，導(dǎo)致滲碳體或其它的合金碳化物的殘存，故不能令人滿意。所述t1優(yōu)選為30秒以上600秒以下，更優(yōu)選為60秒以上400秒以下。
隨后冷卻所述鋼板，以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻，為的是避開珠光體相變區(qū)域，防止珠光體組織的生成。該平均冷卻速度越大越好，推薦優(yōu)選為5℃/s以上，更優(yōu)選為10℃/s以上。
其次，以所述速度冷卻至(Ms點(diǎn)-100℃)～Bs點(diǎn)之后，通過使其恒溫相變，可引入規(guī)定的組織。這里的加熱保持溫度(T2)超過Bs點(diǎn)的話，本發(fā)明所不希望的珠光體將大量生成，不能充分地確保貝氏體鐵素體組織。另外一方面，所述T2低于(Ms點(diǎn)-100℃)的話，則殘余奧氏體減少，故不能令人滿意。
此外，如果加熱保持時間(t2)超過1800秒的話，則除了貝氏體鐵素體的位錯密度變小，氫的捕捉量變少以外，而且還不能得到規(guī)定的殘余奧氏體。另外一方面，如果所述t2小于60秒的話，也不能得到規(guī)定的貝氏體鐵素體組織。優(yōu)選為將所述t2設(shè)為90秒以上1200秒以下，更優(yōu)選為120秒以上600秒以下。至于加熱保持后的冷卻方法不做特別限定，可以進(jìn)行空氣冷卻，急冷，氣水冷卻等。
考慮實(shí)際操作的話，則所述退火處理采用連續(xù)退火設(shè)備或者分批式退火設(shè)備比較簡便。另外在冷軋板上鍍覆，施加溶融鍍鋅時，也可將鍍覆條件按照如上熱處理?xiàng)l件來設(shè)定，在該鍍覆工序中進(jìn)行所述熱處理。
還有，不特別限定所述連續(xù)退火處理前的熱軋工序(根據(jù)需要也可是冷軋工序)，通?？梢赃m當(dāng)?shù)剡x擇實(shí)施條件來進(jìn)行。具體的作為所述熱軋工序，可以采用例如在Ar3點(diǎn)以上熱軋結(jié)束后，以平均冷卻速度約30℃/s冷卻，在約500～600℃的溫度下卷取的條件。另外，在熱軋后形狀不好的情況時，也可以以修正形狀為目的進(jìn)行冷軋。在這里推薦冷軋率設(shè)為1～70％。其理由為，超過冷軋率70％的冷軋，將使壓延負(fù)荷增大，致使壓延成為困難。
本發(fā)明是以薄鋼板為對象的發(fā)明，不特別限定制品形態(tài)，除了由熱軋得到的鋼板和進(jìn)一步由冷軋得到的鋼板以外，也可以進(jìn)行熱軋或冷軋之后實(shí)施退火，之后實(shí)施轉(zhuǎn)化處理，或?qū)嵤┤苋阱兏?，電鍍，蒸鍍等鍍覆和各種涂裝，涂裝基礎(chǔ)處理，有機(jī)皮膜處理等。
作為所述鍍覆的種類，一般的可以是鍍鋅，鍍鋁等的任一種。另外鍍覆的方法，可以是溶融鍍覆及電鍍的任一種，并且鍍覆后可以實(shí)施合金化熱處理，還可以實(shí)施多層鍍覆。而且，在非鍍覆鋼板上和鍍覆鋼板上還可以實(shí)施膜層壓處理。
施行所述涂裝時，對應(yīng)各種用途，也可以實(shí)施磷酸鹽處理等的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理，電沉積涂敷。涂料可以使用公知的樹脂，可以將環(huán)氧樹脂，含氟樹脂，硅丙烯酸樹脂，聚氨基甲酸酯樹脂，丙烯酸樹脂，聚酯樹脂，酚醛樹脂，醇酸樹脂，密胺樹脂等與公知的硬化劑一起使用。特別從耐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，推薦使用環(huán)氧樹脂，氟含有樹脂，硅丙烯酸樹脂。另外，在涂料中添加的公知的添加劑，例如可以添加著色用顏料，偶合劑，均涂劑，敏化劑，抗氧化劑，紫外線穩(wěn)定劑，阻燃劑等。
還有，涂料的形態(tài)也不特別限定，可以根據(jù)用途適當(dāng)選擇溶劑系涂料，粉狀體涂料，水系涂料，水分散型涂料，電噴涂料等用途適當(dāng)?shù)剡x擇。使用所述涂料，使鋼材形成所希望的被覆層，可以采用浸漬法，輥式涂鍍法，噴涂法，簾式流動涂漆法等公知的方法。被覆層的厚度按其用途可以采用適當(dāng)?shù)墓怠?br> 本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板，除了能用于緩沖器和沖擊門梁，支柱，骨架，構(gòu)件等汽車增強(qiáng)部材等的汽車用強(qiáng)度零部件以外，還可以用于座椅導(dǎo)軌等室內(nèi)零部件。由這樣的成形加工后得到的零部件，也具有充分的材質(zhì)特性(強(qiáng)度)，并且發(fā)揮優(yōu)良的耐氫脆化特性。
(實(shí)施方式2)涉及本發(fā)明的實(shí)施方式2的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計(jì)，含有C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中按照對于整個組織的面積率表示，含有1％以上的殘余奧氏體，共計(jì)80％以上的貝氏體鐵素體及馬氏體，以及共計(jì)9％以下(包括0％)的鐵素體及珠光體，而且，所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度為1μm以下，并且所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下，所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。在這里，可以含有共計(jì)80％以上的貝氏體鐵素體及馬氏體，和/或共計(jì)9％以下(包括0％)的鐵素體及珠光體，也可以不含有。
以下就規(guī)定這些條件的理由和測量方法等作出說明。另外，關(guān)于與實(shí)施方式1相同的必要條件，以下從略。
<殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度1μm以下>
此外，在本發(fā)明中，將上述板條狀殘余奧氏體微細(xì)分散可有效提高耐氫脆化特性。具體發(fā)現(xiàn)，如果將所述條狀殘余奧氏體晶粒分散為1μm以下(亞微米極)，則可可靠地提高耐氫脆化特性。可以認(rèn)為，這是因?yàn)閷⑵骄梯S長度短的且微細(xì)的殘余奧氏體晶粒進(jìn)行大量分散，可使殘余奧氏體晶粒的表面積(界面)變大，且氫捕捉能力增大。該殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度，優(yōu)選為0.5μm以下，更優(yōu)選為0.25μm以下。
在本發(fā)明中，如上所述，通過控制殘余奧氏體晶粒的平均軸比和其平均短軸長度，即便在讓相同體積比例的殘余奧氏體存在的情況下，也可使本發(fā)明的細(xì)小板條狀殘余奧氏體的氫捕捉能力遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于使碳化物分散的情況，并且可以使由于大氣腐蝕而侵入的氫無害化。
<殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距1μm以下>
根據(jù)本發(fā)明可以知道，如果同時還控制殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距的話，則可更加提高耐氫脆化特性。具體發(fā)現(xiàn)，如果上述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下的話，則可可靠地提高耐氫脆化特性?？梢哉J(rèn)為，這是因?yàn)橛捎谏鲜鑫⒓?xì)板條狀的殘余奧氏體是形成為一種相互接近且大量分散的狀態(tài)，使得破壞(裂紋)的擴(kuò)展得到抑制，從而可獲得對于破壞具有高抵抗力的組織。殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距，優(yōu)選為0.8μm以下，更優(yōu)選為0.5μm以下。
以下，例舉實(shí)施例對本發(fā)明做更具體的說明，但是，本發(fā)明不受下列實(shí)施例的限制，在適合前后所述宗旨的范圍內(nèi)，可以適當(dāng)?shù)丶右宰兏髮?shí)施，其全都包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍之內(nèi)。
實(shí)施例1真空熔煉由表1中記載的成分組成構(gòu)成的實(shí)驗(yàn)鋼No.A-1～Y-1，制成實(shí)驗(yàn)用板坯之后，按照下列工序(熱軋→冷軋→連續(xù)退火)，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板之后，由酸洗除去表面氧化皮，之后冷軋至成為1.2mm厚為止。在<熱軋工序>開始溫度(SRT)1150～1250℃保持30分鐘完成溫度(FDT)850℃冷卻速度40℃/s卷取溫度550℃
<冷軋工序>冷軋率50％關(guān)于<連續(xù)退火工序>的各實(shí)驗(yàn)鋼，以A3點(diǎn)+30℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s快速冷卻(空冷)到表2中的To℃，以該To℃保持240秒鐘。然后氣水冷卻至室溫。
另外，表2中的No.116作為比較例，為了制作以往的高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，將冷軋后的鋼板加熱至830℃，保持5分鐘之后施行水淬火，在300℃回火10分鐘。此外No.120，是將冷軋后的鋼板加熱至800℃保持120秒鐘之后，以平均冷卻速度20℃/s冷卻到350℃，在該溫度下保持240秒鐘。
按照如下要領(lǐng)調(diào)查了如此獲得的各鋼板的金屬組織，抗拉強(qiáng)度(TS)，延伸(為全延伸(E1))，以及耐氫脆化特性。
(金屬組織的觀察)在制品板厚1/4的位置上，以與壓延面平行的面上的任意的測量區(qū)域(約50μm×50μm，測量間距0.1μm)為對象，進(jìn)行觀察、攝影，按照所述方法測量了貝氏體鐵素體(BF)及馬氏體(M)、殘余奧氏體(殘余γ)的面積率。并且在任意選擇的2視野中進(jìn)行同樣的測量，求出平均值。另外從整個組織(100％)中扣除所述組織所占的面積率，求出其它組織(鐵素體和珠光體等)。并且，將殘余奧氏體晶粒的平均軸比，按照所述方法進(jìn)行測量，將平均軸比5以上的評價(jià)為滿足本發(fā)明的必要條件(○)，平均軸比小于5的評價(jià)為不滿足本發(fā)明的必要條件(×)。
(抗拉強(qiáng)度(TS)及延伸(E1)的測量)拉伸實(shí)驗(yàn)使用JIS5號實(shí)驗(yàn)片進(jìn)行，測量了抗拉強(qiáng)度(TS)和延伸(E1)。這里，拉伸實(shí)驗(yàn)的應(yīng)變速度設(shè)為1mm/sec。并且本發(fā)明以按照所述方法測量的抗拉強(qiáng)度在1180MPa以上的鋼板為對象，延伸在8％以上的評價(jià)為(延伸優(yōu)良)。
(耐氫脆化特性的評價(jià))在測定耐氫脆化特性時，從上述各鋼板中切出150mm×30mm的長條實(shí)驗(yàn)片作為實(shí)驗(yàn)片。對該長條實(shí)驗(yàn)片實(shí)施彎曲加工使彎曲部的R為15mm，然后施加1000Mpa的應(yīng)力，浸漬于5％鹽酸水溶液中測定了發(fā)生裂紋為止的時間。
并且，關(guān)于部分鋼種，也進(jìn)行了氫充填4點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)。詳細(xì)如下從所述的各鋼板切割65mm×10mm的長條實(shí)驗(yàn)片并在溶液(0.5mol/H2SO4+0.01mol/KSCN)中浸漬，進(jìn)行陰極氫充填，以3小時內(nèi)不斷裂的最大應(yīng)力作為極限斷裂應(yīng)力(DFL)進(jìn)行了測量。
所述結(jié)果并記于表2。
(可焊性的評價(jià))對作為代表性鋼種的No.101和No.114進(jìn)行了可焊性實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)使用1.2mm厚的供試材料，根據(jù)JISZ 3136、JISZ 3137制作實(shí)驗(yàn)片，以下述條件進(jìn)行點(diǎn)焊后，進(jìn)行剪切抗拉實(shí)驗(yàn)(以拉伸速度20mm/min測定最大載荷)和十字抗拉實(shí)驗(yàn)(以拉伸速度20mm/min測定最大載荷)，求出剪切抗拉強(qiáng)度(TSS)和十字抗拉強(qiáng)度(CTS)。然后，由所述剪切抗拉強(qiáng)度(TSS)和十字抗拉強(qiáng)度(CTS)的比所表示的延性比(CTS/TSS)為0.2以上時評價(jià)為可焊性優(yōu)異。其結(jié)果，相對于No.114(現(xiàn)有鋼)的延性比為0.19，No.101(開發(fā)鋼)的延性比為0.22，可焊性優(yōu)異。
(點(diǎn)焊條件)·初期加壓時間60循環(huán)/60Hz，加壓力450kgf(4.4kN)·通電時間1個循環(huán)/60Hz·焊接電流8.5kA
表1


表2


從表1，2可以考察如下(另外，下記No.表示表2中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件的No.101～113(本發(fā)明鋼板2)、121～125(本發(fā)明鋼板1)，具有1180MPa以上的超高強(qiáng)度，同時在嚴(yán)酷環(huán)境下的耐氫脆化特性方面也很優(yōu)良。另外，在作為TRIP鋼板應(yīng)具備的延伸方面也優(yōu)良，并且還具有優(yōu)良的可焊性，作為被置于大氣腐蝕氣氛中的汽車的加強(qiáng)零部件的最適鋼板而被獲得。特別是No.121～125，顯示出更優(yōu)良的耐氫脆化特性。
與此相反，不滿足本發(fā)明規(guī)定的No.114～120，126，分別有著以下不良情況。
即，No.114是使用C量過量的鋼種N-1的例子，不具有充分的可焊性。
No.115因使用Mn量不足的鋼種O-1，所以不能確保足夠的殘余奧氏體，耐氫脆化特性劣化。并且難以說延伸充分。
No.116是使用Si量不足的鋼種P-1得到以往為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒有存在，所以耐氫脆化特性劣化。同時也沒能確保薄鋼板所要求的延伸。
No.117因使用C量不足的鋼種Q-1，所以沒能達(dá)到高強(qiáng)度。
No.118因?yàn)槭鞘褂煤琋b量過量的鋼種R-1，No.119是使用含Mo量過剩的鋼種S-1，結(jié)果其成形性都顯著劣化。另外，No.118，119不能進(jìn)行所述加工，故不能檢測加工后的特性。
No.120使用滿足本發(fā)明規(guī)定的成分組成的鋼材，但不是以推薦的條件制造的，所以獲得的鋼板為以往的TRIP鋼板。其結(jié)果，殘余奧氏體不滿足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，并且其母相不是由貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織構(gòu)成，所以沒有優(yōu)良的耐氫脆化特性所要求的強(qiáng)度水平。
No.126因?yàn)槌^本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定量的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，還有沒有達(dá)到所希望的母相，而且，還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表1的鋼種記號A-1，H-1鋼板和比較鋼板(為以往產(chǎn)品的590MPa級的高張力鋼板)，成形零部件，如下所述進(jìn)行耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)及耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)，檢測了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。
(耐壓破壞性實(shí)驗(yàn))首先，使用表1的鋼種記號A-1，H-1的鋼板和比較鋼板，分別作成圖3所示的零部件(實(shí)驗(yàn)體，帽形槽(hat channel)零部件)1，進(jìn)行了如下的壓破壞性實(shí)驗(yàn)。即，在圖3表示的零部件的點(diǎn)焊位置2上，從頂端直徑6mm的電極，流過比濺射發(fā)生電流低0.5kA的電流，如圖3所示以35mm間距進(jìn)行了點(diǎn)焊。然后如圖4所示，從零部件1的較長方向中央部的上方開始推壓模具3，求出最大負(fù)荷。并從負(fù)荷-位移圖的面積求出吸收能量。其結(jié)果示于表3。
表3

由表3看出，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)顯示比在使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板時負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)良的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性實(shí)驗(yàn))使用表1的鋼種記號A-1，H-1的鋼板和比較鋼板，分別作成圖5所示的零部件(實(shí)驗(yàn)體，帽形槽(hat channel)零部件)4，進(jìn)行了如下的耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)。另外，圖6表示所述圖5中零部件4的A-A斷面圖。耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)與所述耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)的情況相同，在零部件4的點(diǎn)焊位置5上進(jìn)行點(diǎn)焊之后，如圖7的示意圖所示，將零部件4設(shè)置于基座7上，從該零部件4的上方，使落錘(質(zhì)量110kg)6從高度11m的位置落下，求出零部件4變形到40mm(高度方向的收縮)的吸收能量，其結(jié)果示于表4。
表4


由表4得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)，顯示比在使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板時大的吸收能量，具有優(yōu)良的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例獲得的實(shí)驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖8是本發(fā)明例的No.101的TEM觀察照片例，從圖8可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織為本發(fā)明所規(guī)定的板條狀殘余奧氏體(圖8中，直線形黑色部分)分散了的狀態(tài)。另外一方面，圖9是比較例的No.120的TEM觀察照片例，從圖9可以得知，在No.120的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖9中稍圓的黑色部分)，但是是不滿足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
實(shí)施例2使用由表5所記載的成分組成構(gòu)成的供試鋼No.A-2～Y-2，在與實(shí)施例1相同的條件下(熱軋工序、冷扎工序、以及連續(xù)退火工序)，制作成鋼板。
還有，在表6的No.217中，為了制造作為比較例的現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，與實(shí)施例1的表2的No.116相同地進(jìn)行了制造。還有，在No.220中，與實(shí)施例1的表2的No.120相同地對鋼板進(jìn)行了處理。
與實(shí)施例1同樣，以如下要領(lǐng)，分別對如此得到的各鋼板的金屬組織、抗拉強(qiáng)度(TS)、延伸(全延伸(E1))以及耐氫脆化特性進(jìn)行了調(diào)查。
(耐氫脆化特性的評價(jià))在對耐氫脆化特性進(jìn)行評價(jià)時，制作與實(shí)施例1相同的實(shí)驗(yàn)片，浸漬在與實(shí)施例1完全相同的鹽酸水溶液中，測定發(fā)生破裂為止的時間。
還有，假想實(shí)際的使用環(huán)境，對于與實(shí)施例1相同地制作的彎曲實(shí)驗(yàn)片，一天一次連續(xù)30天噴霧3％NaCl溶液，進(jìn)行促進(jìn)暴露試驗(yàn)，測定直至發(fā)生破裂為止的日數(shù)。
此外，對于一部分的鋼種，與實(shí)施例1相同，也進(jìn)行氫負(fù)載4點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，把3小時不斷裂的最大應(yīng)力作為極限破壞應(yīng)力(DFL)來進(jìn)行測定。然后，求出相對于表6的試驗(yàn)No.203(鋼種標(biāo)記C-2)的DFL的比(DFL比)。
這些結(jié)果記錄在表6中。
(可焊性的評價(jià))對作為代表性鋼種的No.201和No.215進(jìn)行了可焊性試驗(yàn)。試驗(yàn)與實(shí)施例1同樣地進(jìn)行，其結(jié)果，相對于NO.215(現(xiàn)有鋼)的延性比的0.19，No.201(發(fā)明鋼)的延性比為0.22，可焊性優(yōu)異。
表5


表6


從表5，6可以考察如下(另外，下記No.表示表6中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿足本發(fā)明所規(guī)定的條件的No.201～214(本發(fā)明鋼板2)、221～225(本發(fā)明鋼板1)，作為1180MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板，在鹽水噴霧試驗(yàn)以及假想實(shí)際的腐蝕環(huán)境的促進(jìn)暴露試驗(yàn)中顯示了優(yōu)異的耐延遲破壞特性(耐氫脆化特性)。還有作為TRIP鋼板應(yīng)具備的延伸也良好，此外因?yàn)檫€具有優(yōu)異的可焊性，所以能夠得到適于作為暴露于大氣腐蝕氣氛的汽車的增強(qiáng)部件等的鋼板。特別是No.221～225，顯示出了更優(yōu)異的耐氫脆化特性。
與此相反，不滿足本發(fā)明規(guī)定的No.215～220，226，分別有著以下不良情況。
即，No.215是使用C量過剩的鋼種O-2的例子，不具有充分的可焊性。
No.216，因使用Mn量不足的鋼種P-2，所以沒能確保足夠的殘余奧氏體，耐氫脆化特性劣化。
No.217是使用Si量不足的鋼種Q-2來得到以往為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒有存在，所以耐氫脆化特性劣化。同時也沒能確保薄鋼板所要求的延伸。
No.218，因使用C量不足的鋼種R-2，所以沒能達(dá)到高強(qiáng)度。No.219因?yàn)椴缓珻u和/或Ni，所以沒能確保足夠的耐蝕性，不能確保本發(fā)明水平的耐氫脆化特性。
No.220使用滿足本發(fā)明規(guī)定的成分組成的鋼材，但不是以推薦的條件制造的，所以獲得的鋼板為以往的TRIP鋼板。其結(jié)果，殘余奧氏體不滿足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，并且其母相不是由貝氏體鐵素體和馬氏體的雙相組織構(gòu)成，所以沒有優(yōu)良的耐氫脆化特性所要求的強(qiáng)度水平。
No.226因?yàn)槌^本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，還有沒有達(dá)到所希望的母相，而且還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表5的鋼種記號A-2，I-2鋼板和比較鋼板(為以往產(chǎn)品的590MPa級的高張力鋼板)成形零部件，與所述實(shí)施例1同樣，以及按如下所述方法進(jìn)行了耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)及耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)，檢測了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。
(耐壓破壞性實(shí)驗(yàn))
首先，使用表5的鋼種記號A-2，I-2的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣求出最大負(fù)荷。并且從負(fù)荷-位移圖的面積，求出吸收能量。其結(jié)果示于表7。
表7

由表7得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)顯示比使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)良的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性實(shí)驗(yàn))使用表5的鋼種記號A-2，I-2的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣，求出吸收能量，其結(jié)果示于表8。
表8

由表8得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)，顯示在比使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板時大的吸收能力，具有優(yōu)良的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例獲得的實(shí)驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖10是本發(fā)明例的No.201的TEM觀察照片例，從圖10可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織為本發(fā)明所規(guī)定的板條狀殘余奧氏體(圖10中，直線形黑色部分)分散了的狀態(tài)。另外一方面，圖11是比較例No.220的TEM觀察照片例，從圖11可以得知，在No.220的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖11中稍圓的黑色部分)，但是為不滿足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
實(shí)施例3使用由表9所記載的成分組成構(gòu)成的供試鋼No.A-3～R-3，在與實(shí)施例1相同的條件下(熱軋工序、冷扎工序、以及連續(xù)退火工序)，制作成鋼板。
還有，在表10的No.312中，為了制造作為比較例的現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼，與實(shí)施例1的表2的No.116相同地進(jìn)行了制造。還有，在No.313中，與實(shí)施例1的表2的No.120相同地對鋼板進(jìn)行了處理。
與實(shí)施例1同樣，以如下要領(lǐng)，分別對如此得到的各鋼板的金屬組織、抗拉強(qiáng)度(TS)、延伸(全延伸(E1))以及耐氫脆化特性(氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù))進(jìn)行了調(diào)查。
(耐氫脆化特性的評價(jià))使用板厚1.2mm的平板實(shí)驗(yàn)片，以應(yīng)變速度1×10-4/sec的低應(yīng)變速度進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)法(SSRT)，求出由下式所定義的氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)(％)，評價(jià)了耐氫脆化特性。
氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)(％)＝100×(1-E1/E0)這里，E0表示實(shí)際上在鋼中不含氫狀態(tài)的實(shí)驗(yàn)片斷裂時的延伸，E1表示在硫酸中電化學(xué)地使氫充填的鋼材(實(shí)驗(yàn)片)斷裂時的延伸。這里，所述氫充填，是將鋼材(實(shí)驗(yàn)片)在H2SO4(0.5mol/L)和KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中浸漬，在室溫且一定電流(100A/m2)的條件下進(jìn)行的。
所述氫脆化危險(xiǎn)度指數(shù)超過50％的話，有在使用中引起氫脆化的危險(xiǎn)，所以在本發(fā)明中將在50％以下評價(jià)為耐氫脆化特性優(yōu)良。所述結(jié)果示于表10。
(可焊性的評價(jià))對作為代表性鋼種的No.301和No.311進(jìn)行了可焊性試驗(yàn)。試驗(yàn)與實(shí)施例1同樣地進(jìn)行，其結(jié)果，相對于N0.311(現(xiàn)有鋼)的延性比的0.19，No.301(發(fā)明鋼)的延性比為0.22，可焊性優(yōu)異。
表9


表10


從表9，10可以考察如下(另外，下記No.表示表10中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件的No.301～310(本發(fā)明鋼板2)、314～318(本發(fā)明鋼板1)顯示1180MPa以上的超高強(qiáng)度的同時，還顯示出具有優(yōu)良的耐氫脆化特性。另外作為TRIP鋼板應(yīng)具備的延伸也優(yōu)良，并且還具有優(yōu)良的可焊性，作為被置于大氣腐蝕氣氛中的汽車的加強(qiáng)零部件的最適鋼板而被獲得。
與此相反，不滿足本發(fā)明規(guī)定的No.311～313，319，分別有著以下不良情況。
即，No.311是使用C量過剩的鋼種k-3的例子，不具有充分的可焊性。
No.312是使用Si量不足的鋼種L-3來得到以往為高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的例子，由于殘余奧氏體幾乎沒有存在，所以耐氫脆化特性劣化。
No.313，使用的是滿足本發(fā)明所規(guī)定的成分組成的鋼材，但是因?yàn)闆]有在推薦的條件下進(jìn)行制造，所以所得的鋼板成為現(xiàn)有的TRIP鋼板。即，因?yàn)闅埩魥W氏體沒有滿足本發(fā)明規(guī)定的平均軸比，成為塊狀，還有母相也沒有形成貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織，所以強(qiáng)度不足。
No.319因?yàn)槌^本發(fā)明鋼板1所規(guī)定的Al量，雖然能夠確保所規(guī)定量的殘余奧氏體，但是，該殘余奧氏體不滿足本發(fā)明所規(guī)定的平均軸比，并且沒有達(dá)到所希望的母相，而且，還生成AlN等的夾雜物，所以耐氫脆化特性劣化。
其次，用所述表9的鋼種記號A-3，D-3鋼板和比較鋼板(為以往產(chǎn)品的590MPa級的高張力鋼板)成形零部件，與所述實(shí)施例1同樣，以及按如下所述方法進(jìn)行了耐壓破壞性實(shí)驗(yàn)及耐沖擊特性實(shí)驗(yàn)，檢測了成形品的性能(耐壓破壞性及耐沖擊特性)。
(耐壓破壞性實(shí)驗(yàn))首先，使用表9的鋼種記號A-3，D-3的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣求出最大負(fù)荷。并且從負(fù)荷-位移圖的面積，求出了吸收能量。其結(jié)果示于表11。
表11

由表11看出，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)顯示比在使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板時負(fù)荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有優(yōu)良的耐壓破壞性。
(耐沖擊特性實(shí)驗(yàn))使用表9的鋼種記號A-3、D-3的鋼板和比較鋼板，與實(shí)施例1同樣，求出了吸收能量，其結(jié)果示于表12。
表12

由表12得知，使用本發(fā)明的鋼板制作的零部件(實(shí)驗(yàn)體)，顯示比使用強(qiáng)度低下的以往的鋼板時大的吸收能量，具有優(yōu)良的耐沖擊特性。
作為參考，附上以本實(shí)施例得到的實(shí)驗(yàn)片的TEM觀察照片。圖12是本發(fā)明例的No.301的TEM觀察照片例(倍率15,000倍)，圖13是所述圖3照片的部分放大了的TEM觀察照片例(倍率60,000倍)。從圖12，圖13可以得知，本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織是殘余奧氏體(圖12，圖13中，直線黑色部分)細(xì)小地分散了的狀態(tài)。該殘余奧氏體的形狀滿足本發(fā)明所規(guī)定的必要條件的板條狀。另外一方面，圖14是比較例的No.313的TEM觀察照片例，從圖14可以得知，在No.313的超高強(qiáng)度鋼板中存在殘余奧氏體(圖14中稍圓的黑色部分)，但是為不滿足本發(fā)明所規(guī)定的塊狀的殘余奧氏體。
權(quán)利要求
1.一種耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中按對于整個組織的面積率表示，具有1％以上的殘余奧氏體，貝氏體鐵素體及馬氏體為共計(jì)80％以上，鐵素體及珠光體為共計(jì)9％以下(包括0％)，同時所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，并且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。
2.如權(quán)利要求1所述的耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度為1μm以下，并且所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下。
3.一種耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足C0.10～0.25％，Si1.0～3.0％，Mn1.0～3.5％，P0.15％以下，S0.02％以下，Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中按對于整個組織的面積率表示，具有1％以上的殘余奧氏體，所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，同時所述殘余奧氏體晶粒的平均短軸長度為1μm以下，并且所述殘余奧氏體晶粒間的最鄰接間距為1μm以下，而且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。
4.如權(quán)利要求1至3中任一項(xiàng)所述的耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足Al0.5％以下(不包括0％)。
5.如權(quán)利要求1至4中任一項(xiàng)所述的耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，還含有Cu0.003～0.5％和/或Ni0.003～1.0％。
6.如權(quán)利要求1至5中任一項(xiàng)所述的耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，還含有共計(jì)0.003～1.0％的Ti和/或V。
7.如權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，還含有Mo1.0％以下(不包括0％)，Nb0.1％以下(不包括0％)。
8.如權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，還含有B0.0002～0.01％。
9.如權(quán)利要求1至8中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中，以質(zhì)量百分比計(jì)，還含有選自由Ca0.0005～0.005％，Mg0.0005～0.01％及REM0.0005～0.01％組成的群組中的一種以上。
全文摘要
一種耐氫脆化特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量百分比計(jì)，滿足C0.10～0.25％、Si1.0～3.0％、Mn1.0～3.5％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al1.5％以下(不包括0％)，其余由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，按對于整個組織的面積率表示，具有1％以上的殘余奧氏體，貝氏體鐵素體及馬氏體為共計(jì)80％以上，鐵素體及珠光體為共計(jì)9％以下(包括0％)，同時所述殘余奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，并且抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上。
文檔編號B21B37/74GK1990894SQ20051013578
公開日2007年7月4日 申請日期2005年12月28日 優(yōu)先權(quán)日2004年12月28日
發(fā)明者湯瀨文雄, 池田周之, 向井陽一, 赤水宏, 衣笠潤一郎, 齊藤賢司, 杉本公一, 北條智彥 申請人:株式會社神戶制鋼所, 株式會社信州Tlo