超高強度 TRIP 型マルテンサイト鋼のホットスタンプ技術の開発
信州大学 工学部教授

機械システム工学科
杉本公一（平成 23 年度一般研究開発助成 AF-2011012）
キーワード：超高強度 TRIP 鋼，ホットスタンプ，残留オーステナイト

１．研究の背景と目的

さ 12mm の円柱状試験片に加工後，熱間加工再現試験装置（富士EV(Electric Vehicle)や HV(Hybrid Vehicle)を含む乗用車の電波工機製サーメックマスターZ）を用いて，以下の 2 種類の加車体軽量化と衝突安全性を確保するため，現在，980MPa 級以上工熱処理を施した(図 1)．の超高強度鋼板の使用量が増加傾向にある．このような超高強(a) IT 処理(Isothermal Transformation Process；等温変態処

度鋼板では，コールドスタンプが難しいため，ホットスタンプ理)：950oC，1000s の γ 域焼鈍後，熱間加工を施さず，マルの適用が増加している 1)が，ホットスタンプ技術をさらに普及し，テンサイト変態開始温度直上(430℃)まで急冷後，CR=1～20℃かつ引張強さが2.0GPa 級の超々高強度の鋼板にも適用するため/s で 200℃まで冷却を行い，その温度（TIT）で IT 処理を施した．430℃から IT 処理終了時の時間は tIT=500s とした．には，ホットスタンプ成形品の変形能（延性や靱性）の改善が効果的である．

(b) HIT 処理(Hot-IT Process)：950℃に加熱後，その温度で，ひずみ速度 50%/s，圧下率 50%で熱間加工を施した後，(a)と本研究では，超高強度鋼板のホットスタンプ成形後の変形能同じ条件で IT 処理を施した．

2)を改善するため，①残留オーステナイト(γ)の TRIP 効果 を利用できるマルテンサイト鋼板（TRIP 型マルテンサイト鋼板；TM以降では，IT 処理，HIT 処理によって製造された鋼をそれぞ鋼板）を開発する．また，②TM 鋼板のホットスタンプを可能とれ”IT 処理材”，”HIT 処理材”と呼ぶ．製造された IT 処理材する金型と温度・冷却速度の制御を可能とするホットスタンプと HIT 処理材から，加工方向に平行に厚さ 1 ㎜のサンプルを切システムを構築する．さらに，③ホットスタンプにより，局部り出した後，組織観察とせん断試験を行った．観察位置は加工的に強度と変形能を変化させる技術を開発する．本報では，②材の半径の 1/2 の部分とした．
組織観察は電界放射型走査電子顕微鏡（FE-SEM，日本電子社を構築するための基礎的データを収集するために実施した「微細組織，γR 特性および機械的性質（せん断変形特性)に及ぼすホットスタンプ後の冷却速度の影響」について述べる．

製 JSM-7000F），電子線後方散乱回折装置（EBSD，テクセムラボラトリー社製 OIM システム）および透過電子顕微鏡(TEM; JEOL
Ltd., JEM-2010)を用いて行った．FE-SEM 観察では，試料をバフ研磨後にナイタール腐食を施した．EBSD 解析で得られる Image

２．実験方法
本研究では，
著者ら 3)がコールドスタンプ用に開発した0.21%C-1.49%Si-1.50%Mn-1.0%Cr-0.05%Nb の化学組成を有する直径 13㎜の熱間圧延丸棒鋼を用いた（100kg のインゴットを真空溶解で製造した後，1250℃で均質化処理）．この丸棒鋼を直径 12mm，高quality(IQ)値は試料の表面状態に大きく影響されるため，IQ 値を比較する試料は同一の樹脂に埋め込んだ後，順にエメリー，ダイヤモンド，コロイダルシリカ研磨を施した．炭化物体積率の測定は，カーボン抽出レプリカ法によって行った．
γR の体積率(fγ)は Cu-Kα 線によって測定された(200)α，

1000

950°C
1200s
45°C/s
430°C

MS
Mf

200°C

FP

よって測定された(200)γ, (220)γ，(311)γ 回折ピーク角度か500Bら求めた格子定数 aγ (×10-10m)を Dyson と Holmes の式 5)に代入して求めた．

M

せん断変形特性はスモールパンチ法によって評価した．せん

CR=1～20°C/s1り計算した 4)．また，γ R の炭素濃度(Cγ, mass%)は Cu-Kα 線にT (oC)A(211)α，(200)γ，(222)γ，(311)γ 回折ピークの積分強度よ10100t (s)

1000

1040

断試験片の厚さは 0.3 ㎜とし，穴径 3 ㎜，パンチ直径 2.9mm（クリアランス 5%）のダイセットを用い，インストロン型万能試験

図１ 供試鋼の連続冷却変態曲線と熱処理線図．430℃まで 45℃/s で急冷し，その後，CR=1～20℃/s で 25℃まで冷却．

機を使用してスモールパンチせん断試験を行った．試験温度は室温(25oC)とし，クロスヘッド速度(パンチ速度)は 0.1mm/min とした．

－ 12 －3．実験結果応する．一方，IQ 値が低い黄緑色の相は硬質マルテンサイト（α3.1. 微細組織とγR 特性*m）であり，黒色の相はγR である．γR は単独相としてラス状ベ

図 2 に IT 処理材と HIT 処理材の EBSD 解析結果を示す．図 2

イニティックフェライト境界に存在する場合（図 2(a)）と黄緑において，1℃/s または 20℃/s で冷却したときの燈色の領域は色の相中に複合相として存在する場合がある．硬質マルテンサ

image quality index (IQ 値)が高いので，母相はそれぞれベイイ トとの複 合相 は一般の ベイ ナイト鋼 に存在する MAニティックフェライト（αbf），軟質マルテンサイト（αm）に対constituent（MA 相）に対応すると思われる．MA 相は旧オーステナイト粒界だけでなく，パケット境界やブロック境界にも存(a)(b)

R在し（図 2(c)），その結果，MA 相は微細均一に分布した．ベイニティックフェライト相中には炭化物は存在しないが，軟質マMA(m*+R)bf

ルテンサイト中にはオートテンパリングによって生じた炭化物GB（セメンタイト）が観察された．冷却速度が 1℃/s と 20℃/s の間で冷却された時，母相組織はベイニティックフェライトと軟質マルテンサイトの混合組織となり，冷却速度が遅いほどベイRニティックフェライトの体積率が増加していた．

(d)(c) BB

図3 にIT 処理材のγR の初期体積率と炭素濃度，MA 相体積率，

m

炭化物体積率の 430℃からの冷却速度依存性を示す．初期γR の体積率は冷却速度の低下に伴い増加し，1℃/s で冷却したときPB

20℃/s で冷却したときの体積率のほぼ 2 倍となった．初期γRGBの炭素濃度も冷却速度の低下にともない大幅に増加した． MA 相

GB
MA(m*+R)と炭化物の体積率はともに冷却速度の低下にともない減少した．
とくに，1℃/s と 3℃/s の冷却速度の場合，炭化物体積率は０と5 m

2000

4000

6000

Image Quality

8000

なった．
熱間加工を施すことによって，組織は微細化されたが，少量

図 2 (a, c)IT 処理材と(b, d)HIT 処理材の母相組織の IQ 分布の初析フェライトが析出した．HIT 処理材のγR の初期体積率のマップ，(a, b): CR=1℃/s, (c, d): CR=20℃/s. αbf: ﾍﾞｲﾆﾃｨｯ

冷却速度依存性は IT 処理材と類似したが，その体積率は IT 処

ｸﾌｪﾗｲﾄ，αm: 軟質ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ，αm*: 硬質ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ，γR: 残留ｵｰｽﾃﾅ理材より全体に増加した．また，冷却速度が 1～3℃/s の場合を

ｲﾄ，GB: 旧ｵｰｽﾃﾅｲﾄ粒界，PB: ﾊﾟｹｯﾄ境界，BB: ﾌﾞﾛｯｸ境界

除き，γR の炭素濃度も高くなった．MA 相と炭化物体積率の冷却C0 (mass%)

HIT

5ITfMA, fpe(vol%)10fpe0ITfMA

1HIT
5 10 20CR (oC/s)

図 4 に IT 処理材と HIT 処理材をスモールパンチ試験したとき0.4のせん断応力―変位（τ-δ）曲線の代表例とせん断特性の定義の模式図を示す．図 5 に IT 処理材と HIT 処理材のせん断変形特IT性を示す．比例せん断応力(τ0)および最大せん断応力(τmax)は

1200

(d)

0.8

HIT3.2.せん断変形特性

HIT0.601(c)30
200.80.2040

MA 相体積率は増加し，炭化物体積率は低下した．

(b)

1IT0.4

HIT0.203°C/s

10000.6 (MPa)(a)

10速度依存性は IT 処理材と同様であったが，IT 処理材に比較して

1.2

f (vol%)f0 (vol%)1518000t4000

図 3 IT 処理材と HIT 処理材の残留オーステナイト体積率（fγ0）

max

600
●：HIT○：IT

200

5 10 20CR (oC/s)

1°C/s

00.2 0.4 0.6
(mm)u (mm)と炭素濃度（Cγ0），MA 相体積率（fMA），炭化物体積率（fθ）の冷

図 4 IT 処理材と HIT 処理材のせん断応力―変位（τ－δ）曲却速度（CR）依存性

線の代表例とせん断特性の定義－ 13 －

IT 処理材，HIT 処理材いずれも冷却速度の増加に伴い増加し，4．考察

冷却速度が 10oC/s のとき，最も高くなった．一様せん断変位量

4.1. 微細組織とγR 特性に及ぼす熱間加工とその後冷却速度の(δu)と全せん断変位量(δt)は冷却速度の増加に伴い減少した．

影響

HIT 処理材のτ0 とτmax はともに IT 処理材より高かったが，δu

HIT 処理材では，冷却速度によらず初析フェライトが生じ，旧とδt はわずかに減少した．IT 処理材と HIT 処理材においてτmax

オーステナイト（γ）粒と母相組織も微細化した．冷却速度を 1℃とδt の積（τmax×δt，最大せん断応力―全変形量バランス）を/s に低下させた場合，γR の体積率は増加したが，その炭素濃度比較したとき，IT 処理材において,より高い値を示した（図 6）．

は少し低下した．MA 相と炭化物の体積率は減少した（図 3）．ままた，τmax とδt の積は冷却速度が 5～10℃/s の範囲で最大となた，母相中にベイニティックフェライトが比較的多量に混在しった．

た．Kobayashi6)らによると，熱間加工は TM 鋼のラスマルテンサ

(a)

900

u, t (mm)0,max (MPa)

1100
1000

τmax

800
700

τ0600500

イト母相組織を大幅に微細化させ，かつ MA 相体積率を増加させ

0.1

1200

1(b)

δt0.08

る．また，Sugimoto7) らによると，マルテンサイト変態開始温度(Ms)以上の温度にて等温変態保持処理を行った場合，ベイナイト変態が生じ，γR の大部分はベイニティックフェライトラス間に0.06
δu0.04存在する．図 1 より，オーステナイト化後に 1℃/s で冷却したとき，フェライトノーズをかすめており，熱間加工による結晶0.02

粒微細化によりフェライトノーズが短時間側にシフトして，マルテンサイト変態に先だってフェライト変態が生ずることが予

0

5 10 20
CR (oC/s)

5 10 20
CR (oC/s)

1

想できる．これらの報告と本研究の結果より，熱間加工の付与とその後の冷却速度の低下による HIT 処理材の微細組織の変化

図 5 IT 処理材と HIT 処理材の比例せん断応力（τ0），最大せん断応力（τmax），一様変形量（δu），全変形量（δt）の冷却速度（CR）依存性．●▲：HIT 処理材，○△：IT 処理材．

は図 7 のように模式化できる．
(1) 熱間加工により，旧 γ 粒は押しつぶされ，粒内には多数の変形帯が形成される（Fig. 7(b)）．同時に，変形帯を核生成サイトとして γ 相には静的もしくは動的再結晶が生ずる．

IT70増加する．

HIT

60(3) その後の冷却の初期段階において，ベイナイト変態ノーズにぶつかりベイナイト変態が開始する．冷却速度が低いほど50ベイナイト（ベイニティックフェライト）変態が進み，ベイmax(2) この後，430oC まで冷却する途中で，初析フェライトが形成される（Fig. 7(c)）.これによって，γ 中の炭素濃度が少しtx  (MPa mm)

8040

ナイト体積率が増加する．また，この時に生成したベイニテ

1105CR (oC/s)

20ィックフェライトから未変態 γ 相への炭素の濃化が生じ，未変態 γ 相のマルテンサイト変態開始温度が低下する

図 6 IT 処理材と HIT 処理材の最大せん断応力―全変形量バランス（max × t）．

（Fig.7(d)）．
(4) さらに冷却が進行するとマルテンサイト変態が開始し，未変態 γ 相に炭素を過飽和に固溶する粗大（軟質）なラスマル(a)Rpe: 初析ﾌｪﾗｲﾄ, m: 軟質ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ, m*: 硬質ﾏﾙﾃﾝｻｲﾄ,
bf: ﾍﾞｲﾆﾃｨｯｸﾌｪﾗｲﾄ, MA: MA 相, R: 残留ｵｰｽﾃﾅｲﾄ,
: 炭化物(d) at 200 Co(b)recrystallized deformation band(c) at 430oC

pecooling at 45oC/s

CR=20 C/soprior austeniticgrain boundarybfmpe(e) at 200oC

recrystalized austenitic grain boundarymR

図 7 組織変化に及ぼす熱間加工と冷却速度の影響の模式図－ 14 －mR
CR=1oC/s

Hot-workingpembfm

テンサイトが生成する．この時，粗大なラスマルテンサイト中

図 6 において，熱間加工により，τmax×δt は IT 処理材に比較

では，オートテンパーにより炭化物が析出する．炭素は未変態してわずかに減少した．これは最大せん断応力の増加に対してγ 相中にも拡散しつつ，未変態 γ の多くは微細（硬質）なラ全せん断変位量の減少が相対的に大きかったためであろう．

スマルテンサイトに変態し，MA 相を形成する．MA 相の多くは主に旧 γ 粒界，パケット境界およびブロック境界に存在する．

５．まとめ

また，未変態 γR は単独相または MA 相中の微細ラスマルテン

コールドスタンプ用に開発した 0.2C-1.5Si-1.5Mn-1.0Cr

サイト境界に存在する．この微細ラスマルテンサイト中には炭-0.05Nb(mass%) TM 鋼をホットスタンプ用 TM 鋼に適用するため，素が濃化されている(Ms 温度が大きく低下する)ため，オートテ

その微細組織，γR 特性及び機械的性質（せん断変形特性）に及ンパリングは生じにくく，炭化物は存在しない．

ぼす熱間加工とその後の冷却速度の影響を調査した．また，せ(5) その後，等温変態処理を施すことにより，粗大および微細ん断変形特性と金属学的組織因子との関係について検討した．

ラスマルテンサイト内の過飽和な炭素が未変態γ相(γR)にさ得られた主な結果を以下にまとめる．

らに濃化し，未変態 γ 相の炭素濃度がさらに高くなり，γR(1) 950℃での熱間加工は，冷却中に少量の初析フェライトを形として存在する．このとき，粗大ラスマルテンサイト内の炭化成したが，母相組織と MA 組織を微細化した．また，γR 体積率と物のサイズと体積率の増加は無視できるほどに小さい．

MA 体積率を増加させ，軟質マルテンサイト中の炭化物体積率をこれらの模式図より，冷却速度が低い場合に得られた高いγR 体減少させた．さらに，一部を除き，γR の炭素濃度を高くした．

積率は主に，まず炭化物フリーのベイナイト変態が優先的に生

熱間加工後の冷却速度を低くすることによって母相のベイニテじ，未変態γへの炭素の濃化が促進されたためと考えられる．

イックフェライト体積率を増加させ，γR の初期体積率を増加さ

このとき，未変態γ相への炭素の濃化は MA 相と炭化物の体積率せるとともに，MA 相体積率と炭化物体積率を減少させた．の低下をもたらせたと考えることができる．

(2) 熱間加工により，比例せん断応力と最大せん断応力は増加

一方，冷却速度が速い場合（20℃/s），430℃からの冷却中にし，一様せん断変位量と全せん断変位量はわずかに低下した．

ベイニテイックフェライト変態がかなり抑制されるため，未変

一方，加工後の冷却速度を低くすることにより，比例せん断応態γへの炭素の濃化が進まない状況で粗大マルテンサイト変態力と最大せん断応力は減少し，一様せん断変形量と全せん断変が起こる．このとき，かつオートテンパリングによる炭化物析位量は増加した．前者は，母相組織の微細化，および MA 相の体出も起こりやすくなる．結果的に未変態γの MS 点の低下は小さ積率増加と微細分散に起因したと考えられる．一方，後者は主く，未変態γの体積率も高いため，MA 相体積率が相対的に増加に，母相組織のベイニティックフェライト体積率の増加およびしたためと考えられる，20℃/s を含む冷却速度が 3℃/s 以上のMA 相体積率の減少に起因したと考えられる．
今後は，試作したホットスタンプ用金型装置を用いて．TM 鋼時，γR 中の炭素濃度が高くなったが，これはγR 体積率の減少からもたらされたものと考えられる．のホットスタンプ技術を早期に確立することを目指したい．

4.2. 最大せん断応力－全せん断変形量バランスに及ぼす熱間謝 辞

加工とその後冷却速度の影響

本研究は公益財団法人天田財団の一般研究開発助成によって

図 6 に示されたように，IT 処理材と HIT 処理材の最大せん断行われた．ここに，深謝いたします．

応力―全変形量バランス（τmax×δt）は，CR = 5～10oC/s でほぼ最大となった．図 2 より，冷却速度の低下に伴い，母相の軟参考文献

質ラスマルテンサイト体積率は低下し，ベイニティックフェラ

1) 小嶋啓達: ホットスタンプ用鋼板の熱処理特性，塑性と加工, 54 (2013),イト体積率が増加した．また，図 3(a),(c)より，冷却速度の低下に伴い，γR 初期体積率が増加し，硬質相である MA 相体積率が減少した．このように，冷却速度の低下により，母相組織の軟586-590.
2) V.F. Zackay, E.R. Parker, D. Fahr and R. Busch: The Enhancement of Ductility
in High-strength Steels Trans. ASM, 60 (1967), 252-259.
3) ファムバンドック，小林純也，杉本公一：超高強度 TRIP 型マルテン質化に加えて，硬質な第 2 相の体積率が減少した（変形応力がサイト鋼の成形性に及ぼす合金元素の影響，鉄と鋼，99 (2013), 659-668.

低下した）ことがせん断応力の減少を招いたと考えられる．

4) H. Maruyama: X-ray Measurement of Retained Austenite, J. Jpn. Soc. Heat

CR=1oC/sの場合，単独相として存在するγRは相対的に多くなり，そのTRIP 効果によりせん断変形量は大きくなることが予想されたが，実際は γR の TRIP 効果は小さく，結果的に τmax×δt が大Treat., 17 (1977), 198-204.
5) D.J. Dyson and B. Holmes: Effect of Alloying Additions on the LatticeParameter of Austenite, J. Iron Steel Inst., 208 (1970), 469-474.
6) J. Kobayashi, K. Sugimoto and G. Arai: Effects of Hot-Forging Process onCombination of Strength and Toughness in Ultra High-Strength TRIP-Aided

きく減少したと考えられる．

Martensitic Steels, Adv. Mat. Res., 409 (2012), 696-701.

o

図 6 において，IT 処理材，HIT 処理材ともに，CR = 10 C/s の場合に最も高い τmax×δt が得られたが，これは主に母相組織が7) K. Sugimoto, T. Iida, J. Sakaguchi and T. Kashima: Retained Austenite

軟質ラスマルテンサイト組織であり，かつ MA 相体積率の増加が抑制されたためと考えられる．

－ 15 －

Characteristics and Tensile Properties in a TRIP Type Bainitic Sheet Steel, ISIJ
Int., 40 (2000), 902-908.