超ハイテン TRIP 鋼板の開発とそのプレス成形性
信州大学 工学部教授

機械システム工学科
杉本公一（平成 15 年度研究開発助成 AF-2003016）

キーワード：超高強度鋼，TRIP，プレス成形性，１．研究の背景と目的

遅れ破壊試験には四点曲げ陰極ﾁｬｰｼﾞ法を用いた．その試験片

近年の乗用車業界では，CO2排出ガス低減を目指した車体軽量

寸法は長さ 65mm，幅 10mmとした．電解液組成は 0.5mol/H2SO4 ＋化と衝突安全性の確保が求められている．これらは，一体ﾌﾟﾚｽ

0.01mol/KSCNとし，電流密度500A/㎡で水素ﾁｬｰｼﾞを行った．遅れ破壊限成形が可能な 1000MPa〜2000MPa級の超高強度鋼板（超ﾊｲﾃﾝ鋼板）界応力(DFL)には，5 時間経過後破壊しなかった応力を採用した．の適用によって可能となるが，現状ではこれに対応する鋼板は全固溶水素量及び拡散性水素量は文献 2 に準じて測定した．

実用化されていない．
表１ 供試鋼の化学組成 (mass%)

高強度化と成形性を両立するためには，残留ｵｰｽﾃﾅｲﾄ(γR)の変態誘起塑性（TRIP）効果の利用が是非とも必要となる．このｱｲﾃﾞｱに従って，著者らは従来のTRIP型複合組織鋼板の母相組織を変steelCSiMnＰSAlNbMo化させた 600〜1000MPa級のTRIP型焼鈍ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ鋼板（TAM鋼）を

A

0.19

1.54

1.51

0.006

0.00250.04--開発してきた ．しかしながら，ﾌﾟﾚｽ成形性は十分に高くなっ

B

0.20

0.99

1.51

0.005

0.0026

0.49--てきたが，強度レベルは目標となる 1500〜2000MPa級には届かな

C

0.20

0.49

1.50

0.005

0.00250.99--い状況である．

D

0.20

1.00

1.51

<0.0050.0012

0.52

0.020

0.10

低炭素レベルで 1500〜2000MPa級を達成するには，母相を強度E0.200.50

1.50<0.0050.00121.010.020

0.10の高いﾍﾞｲﾆﾃｲｯｸﾌｪﾗｲﾄまたはﾏﾙﾃﾝｻｲﾄとしたTRIP鋼を開発する必F

0.200.99

1.48<0.0050.0012

0.48

0.045

0.20

要がある．そこで，本研究では，0.1〜0.4%C-1.5%Si-1.5%Mn鋼

G

0.200.49

1.50<0.0050.00120.950.051

0.201-3)板を用いて，一体ﾌﾟﾚｽ成形可能な良成形性 1500〜2000MPa級超ﾊｲﾃﾝTRIP鋼板を開発することを目的として，これまで検討されてこなかった「γ域焼鈍・ｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ処理」を施したﾍﾞｲﾆﾃｨｯｸﾌｪﾗｲﾄ
型TRIP鋼（TBF鋼）を開発し，そのγR特性，引張特性及び成形性

1200oC,3600s

30mmを調査した．また，超ﾊｲﾃﾝ鋼板では重要となる遅れ破壊特性も20mm調査した．

10mm950oC,
1200s3.2mm850oCo
100 C/s 600oC 3600s

300-525oC,200s●２．実験方法
供試鋼には真空溶製された 3 種類の C-Si-Mn 鋼を用いた（表１）．A-C 鋼は炭素添加量を変化させており，D-G 鋼は Al,Nb,MoAC添加量を変化させている．これらスラブに図 1 の均質化処理，

3.2mm

in salt baths

OQ

1.2mm

熱間圧延を施した後，厚さ 1.2mm まで冷間圧延を施した．この後，塩浴でγ域焼鈍処理と極低温ｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ処理を施した．

図 1 熱延・冷延プロセスと焼鈍処理．AC:空冷，OQ:油冷

γRの体積率と炭素濃度はＸ線回折法によって測定した．微細組織は，SEM及びTEMを用いて観察した．
引張試験には 13B号引張試験片を用い，試験温度-50〜400℃

３．実験結果及び考察
3.1. 微細組織の範囲で試験を行った．伸びﾌﾗﾝｼﾞ性試験には直径 50mmの試験

図 2 に熱処理後の微細組織の代表例を示す．0.5mass%以上片を用い，まず直径 5mmの穴(d0)をパンチで打ち抜いた後(クリの Al 添加は旧ｵｰｽﾃﾅｲﾄ粒径を小さくするとともに，ﾍﾞｲﾆﾁｨｯｸﾌｪﾗアランス，平頭パンチで穴広げを行い，亀裂が発生する時点でｲﾄのラス組織を微細にする．一方，0.05Nb-0.2Momass%の添加の穴直径(df)を測定し，次式から穴広げ率を計算した．

は旧ｵｰｽﾃﾅｲﾄ粒径をさらに小さくするが，ﾍﾞｲﾆﾃｨｯｸﾌｪﾗｲﾄﾗｽ組織

λ = (df-d0)/d0(1)を不完全にする．

(a)

(b)

(c)

10μm
図 2 代表的な組織のSEM写真．(a) A鋼，(b) C鋼，(c) G鋼. TA=450℃

0.1

1.510(c)

(a)
0.08

61.0

γ040.520fγ0xCγ0 (mass%)

C (mass%)

γ0f (vol)80.0

0.040.02(b)300 350 400 450 500 550

0.060300 350 400 450 500 550

o300 350 400 450 500 550
TA (oC)

T (oC)TA ( C)A

図 3 代表鋼のγRの体積率（fγ0），炭素濃度（Cγ0），総炭素濃度（fγ0×Cγ0）のｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ温度依存性○：A 鋼，●：C 鋼，▲：E 鋼，■：G 鋼
103080(a)(b)

25λ (%)(mm)max

15608HTEl (%)

201075060

4050304030

20

50600

10800

1000 1200
TS (MPa)

1400

6600

TSxλ=70(GPa%)

70

9800

1000 1200
TS (MPa)

1400

0600

20(c)
800

1000 1200
TS (MPa)1400

図 4 各 TBF 鋼の(a)全伸び(TEl)，(b)最大張出し高さ(Hmax)，(c)穴広げ率(λ)と引張強さ(TS)の関係○：A 鋼，●：B 鋼，●：C 鋼，▲：D 鋼，▲：E 鋼，■：F 鋼，■：G 鋼.

図 3 に代表鋼のγR特性のｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ温度依存性の比較を示す．

3.2. 成形性

添加元素の影響はγRの炭素濃度に強く現れ，0.5mass%のAl添加

図 4 に各種成形性の比較を示す．これらの図から，Al 添加はは炭素濃度を飛躍的に高める．これが結果的に高温ｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ温成形性を改善するが，引張強さを 100MPa 程度低下させるため，度での体積率の増加をもたらせている．一方，Nb-Mo複合添加は結果的に成形性・強度バランスを低下させる．一方， Nb-Mo 複炭素濃度を低下させるが，その低下量は小さい．

合添加は成形性の低下を抑えつつ，引張強さをた高めるため，強度・成形性バランスを改善する．とくに，全伸びと穴広げ率を大きく改善させる．Nb-Mo 複合添加による引張強さの増加は，がわかる．破面観察をしたところ，TBF鋼では粒界破壊と擬へき

NbC による旧ｵｰｽﾃﾅｲﾄ粒径の微細化効果と微細 MoNbC による析出開破壊が抑制されていた．したがって，γRが水素をトラップし強化によると考えられる．

粒界への水素の偏析を抑制したことが遅れ破壊強度の上昇に寄TBF鋼の全伸びは温間加工によって大きく改善することがで与したと考えられる．

きる．図 5 に，全伸びが最大となる変形温度（TP2=200〜300℃）での全伸びを示す．TBF鋼の全伸びはﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ鋼よりはるかに大1200

きく，従来のTRIP鋼（PF）と同等レベルにまで至っている．こ

TBF

1000
DFL (MPa)の温間加工による全伸びの改善は，主にひずむ誘起ﾍﾞｲﾅｲﾄ変態と動的ひずみ時効によってもたらされた．
TA=300℃, T=20℃
TA=300℃, T=TP2
TA=350℃, T=20℃
TA=350℃, T=TP2
TA=400〜475℃, T=20℃
TA=400〜475℃, T=TP2800
600400M20001000 1200 1400 1600 1800 200050

図 7 0.4C-1.5Si-1.5Mn TBF 鋼の 5 時間遅れ破壊強度
TEl (%)

40（DFL）と引張強さ（TS）の関係

PF30４．まとめ20(1) γ域焼鈍・ｵｰｽﾃﾝﾊﾟｰ処理により，一体ﾌﾟﾚｽ成形可能な良成形

DP

10性 1500〜2000MPa 級超ﾊｲﾃﾝ TRIP 鋼（TBF 鋼）を開発した．また，

M005001000 1500
TS (MPa)

20002500

温間加工により成形性を高めることに成功した．
(2) 上記TBF 鋼は従来のﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ鋼をはるかに凌ぐ高い遅れ破壊強度を示した．

図 5 A 鋼の全伸びに及ぼす温間加工の影響(3) 今後，疲労強度特性の調査を行い，乗用車への適用を図っていく予定である．

3.3. 遅れ破壊特性
一般に，引張強さが 1200MPaを超えると遅れ破壊（水素脆性）が生ずる．図６に 0.4C-1.5Si-1.5Mn TBF鋼の水素吸蔵量と引張強さの関係を示す．TBF鋼ではﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ鋼（M鋼）に比較して多量

謝 辞
本研究は天田金属加工機械技術振興財団の研究助成によって行われた．ここに，深謝いたします．の水素を吸蔵する．その量はγR体積率が高いほど多いことから，水素の多くはγR中に固溶し，その他が転位上及び旧ｵｰｽﾃﾅｲﾄ粒界

参考文献に偏析していると考えられる．

1) K. Sugimoto, R. Kikuchi and S. Hashimoto: Steel Research,

図7 に0.4C-1.5Si-1.5Mn TBF 鋼の5 時間遅れ破壊強度を示す．
ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ鋼に比較してかなり高い遅れ破壊強度が得られること

73 (2002-7), pp.253-258.
2) 橋本俊一，鹿島高弘，池田周之，杉本公一：鉄と鋼，Vol.88,No.7, (2002), pp.400-405．
3) K. Sugimoto, A. Kanda, R. Kikuchi, S. Hashimoto, T.

20TBF

Kashima and S. Ikeda: ISIJ Int., Vol.42, No.8 (2002),
pp.910-915.
4) 鹿島高弘，由利 司，杉本公一，橋本俊一：鉄と鋼，Vol.89,

10M

5100A/mt =60min

CH (ppm)

15No.5, (2003), pp.609-615．
5) 杉本公一，菊池 陵，経澤道高，橋本俊一，鹿島高弘，池田2

C01000 1200 1400 1600 1800 2000
TS (MPa)

図 6 0.4C-1.5Si-1.5Mn TBF鋼の水素吸蔵量(HC)と引張強さ(TS)の関係

周之：鉄と鋼，Vol.89, No.10（2003）, pp.1065-1070.

発表論文一覧(1) T. Hojo, K. Sugimoto, Y. Mukai and S. Ikeda: Hydrogen
Embrittlement of Ultra High Strength Low Alloy
TRIP-Aided Steels, Second Int. Conf. of Advanced
Structural Steels (ICASS 2004), Shanghai, China, Vol.2(2004), pp.638-641.
(2) K. Sugimoto, S. Hashimoto and S. Ikeda: Ultra
High-Strength Low-Alloy TRIP-Aided Sheet Steels with
Bainitic Ferrite Matrix, Int. Conf. on Advanced
High-Strength Sheet Steels for Automotive Applications
Proceedings (AHSSS Proceedings), Colorado, USA, (2004),
pp.63-70.
(3) K. Sugimoto, M. Tsunezawa, T. Hojo, and S. Ikeda:
Ductility of 0.1-0.6C-1.5Si-1.5Mn Ultra High-strength
Low-alloy TRIP-aided Sheet Steels with Bainitic Ferrite
Matrix, ISIJ International, Vol.44, No.9 (2004),
pp.1608-1614.
(4) 杉本公一，宋 星武，坂口 淳，長坂明彦，鹿島高弘：超高強度低合金TRIP 型ベイニティックフェライト鋼板の温間成形性，鉄と鋼，Vol.91, No.2 (2005), pp.278-284.