予ひずみ付与された超高強度低合金 TRIP 鋼の水素脆化特性と水素吸蔵後のγR のマルテンサイト変態挙動の解析
東北大学 金属材料研究所
助教 北條 智彦
（平成 26 年度一般研究開発助成 AF-2014015）
キーワード：超高強度鋼板，残留オーステナイト，TRIP，水素脆化，予ひずみ

１．諸言
現在，自動車用鋼板は衝突安全性の向上と車体軽量化に

915℃×1200 s

動車用フレーム部材には主に引張強さが 780～980 MPa級の高強度鋼板が用いられているが，一部の衝突安全部材にはホットスタンピング技術 1 ） を用いて鋼板に 1470
MPa 超級の強度を付与した超高強度鋼板も用いられている．しかし，ホットスタンプ鋼板は専用の設備導入が必要なこと，およびホットスタンピング後に鋼板表面のスケー

Temperature (℃)

よる燃費向上のため，超高強度化がすすめられている．自425℃×500 s

ル除去等の作業が必要なことから，980 MPa 超級でも従In salt baths

来のプレス成形（コールドスタンピング）技術で自動車用衝突安全部材を製造することも検討されている．
通常のコールドスタンプ鋼板は 980 MPa を超えるとプO.Q.

Time（s）
Fig. 1 Heat treatment diagram of TBF steel.

レス成形性が低下し，従来の冷間プレス成形技術では加工ができない．近年，980 MPa 超級コールドスタンプ鋼板

2・2

残留オーステナイト特性として開発された TRIP 型ベイニティックフェライト鋼

γR 特性は x 線回折法により測定した．γR 体積率（fγ）（TBF 鋼）2-5）は残留オーステナイト（γR）の変態誘起は Cu-Kα線によって測定した(200)α，(211)α，(200)γ，

塑性 6）（TRIP：TRansformation Induced Plasticity）を(220)γ，および(311)γピークから定量した 10）．γR 炭素濃利用することによってプレス成形性を大幅に向上し，次世度は Cu-Kα線を用いて測定した(200)γ，(220)γ，および代の自動車用超高強度鋼板として期待されている．

(311) γ ピークから測定したオーステナイトの格子定数

一般に自動車用高強度鋼板も 980 MPa を超えると鋼中（aγ：×10-10 m）を次式に代入して求めた 11）．に侵入した水素によってじん性が著しく低下する水素脆化が問題となる．著者らは，TBF 鋼はγR の高い水素吸蔵

aγ = 3.5780 + 0.0330Cγ + 0.00095Mnγ能によって破壊の起点への水素トラップを抑制し，優れた+ 0.0056Alγ + 0.0220Nγ + 0.0031Moγ

耐水素脆化特性を有することを報告した 7，8）．しかし，TBF+ 0.0051Nbγ(1)

鋼が自動車用フレーム部材として組み込まれるとき，鋼板にはプレス加工が施される．そのため，実際の TBF 鋼のここで，Mnγ，Alγ，Nγ，Moγ，および Nbγはγ中の元耐水素脆化特性はひずみが付与された状態で評価する必素濃度を示す．本研究では冷延鋼板の元素濃度を用いた．

要がある．

2・3

水素脆化試験

本研究では，予ひずみ付与された TBF 鋼の耐水素脆化

水素脆化試験は，水素吸蔵前後の引張試験によって行っ特性を調査した．また，TBF 鋼のγR 変態挙動を調査した．

た．引張試験片には標点距離 50 mm，平行部幅 12.5 mm，板厚 1.2 mm の JIS13B 号引張試験片を用いた．水素吸蔵していない引張試験片にクロスヘッド速度 1 mm/min，２．実験方法
2・125℃で予ひずみ量pre = 0，3，6，10，15 ％を付与し，供試鋼本研究では，0.4C-0.5Si-1.5Mn-1.0Al-0.05Nb-0.2Mo除荷した．その後，引張試験片に水素チャージを行ったあ（mass%）の化学組成を有する冷延鋼板（板厚 1.2 mm）と，再びクロスヘッド速度 1 mm/min，25℃で引張試験をを用いた．この冷延鋼板のマルテンサイト変態開始温度行った．水素チャージは陰極チャージ法を用いて行った．

（ M S ：℃） 9 ） は水素チャージ液には 3 %-NaCl + 3 g/L-NH4SCN 水溶液

376℃と計算された．この冷延鋼板にFig. 1 に示すように 915℃×1200 s のγ域焼鈍と 425℃×を用い，電流密度 1 A/m2，25℃で 48 時間行った．

500 s のオーステンパー処理を施し，母相をベイニティッ2・4クフェライトとした TBF 鋼を作製した．

予ひずみ付与後，水素脆化試験のときと同様の条件で水水素分析

(a)は 100℃/h の昇温速度で 40～500℃の範囲で昇温され，こ(b)のときに放出された水素を四重極型質量分析計によって

bf検出した．拡散性素量は水素放出曲線の 25～200℃で放出された水素の合計とした．
R10 mFig. 2 (a) Inverse pole figure (IPF) map and (b) phasemap of TBF steel. bf and R represent bainitic ferrite
and retained austenite, respectively.

1200with H

 (MPa)800

 (MPa)微細組織

Fig. 2 に TBF 鋼の EBSD（Electron BackscatterDiffraction）解析による IPF（Inverse Pole Figure）マップ，および phase マップを示す． TBF 鋼は微細均一なベイニティックフェライト（bf）ラス母相を有し，そのラス境界にフィルム状のγR が存在した．TBF 鋼の残留オーwith H

ステナイト初期体積率（fγ0）は 9.6 vol%，その初期炭素400濃度（Cγ0）は 1.20 mass%であった．
3・2

水素脆化特性Fig. 3 に TBF 鋼の応力ひずみ線図を示す．また，Fig. 4

without H (d)(c)with H

1000に TBF 鋼の全伸び（TEl）と予ひずみ量（pre）の関係を示す．予ひずみ量 0 ％の通常の引張試験を行った場合，without H

800

TBF 鋼の引張強さ（TS）は 977 MPa，全伸びは 27.7 %with H600であった．3～15 %の予ひずみ付与後，水素吸蔵しないで400

引張試験を行っても予ひずみ量 0 ％の場合と同様の引張

20001200with H
1000

800

強さ，全伸びを有したことが確認された．一方，予ひずみ

0 5 10 15 20 25 30 35(e) (%)

付与後，水素吸蔵して引張試験を行うと，いずれの予ひずみ量でも水素吸蔵しない場合と比較して全伸びが低下した．pre = 3，および 6 %では全伸びがpre = 0 %のときよwithout H

600

りも上昇した．また，pre = 10，および 15 %では水素吸400

蔵後の伸びはほとんどみられず，pre = 0 %のときと同程200度の全伸びを有した．Fig. 5 に TBF 鋼の引張試験後の破0面写真を示す．TBF 鋼は水素吸蔵の有無，予ひずみ量に5 10 15 20 25 30 35
 (%)
Fig. 3 Engineering stress-strain curves of TBF steel
pre-strained at (a) 0 %, (b) 3 %, (c) 6 %, (d) 10 % and (e)15 % and tensile tested without and with hydrogen.

かかわらずディンプル破面を示した．予ひずみ付与後，水素吸蔵して引張試験を行うと，ディンプルの径は大きくなる傾向がみられた．
Fig. 6 に TBF 鋼の予ひずみ付与後，および引張試験後40のγR 体積率（fγ）と予ひずみ量（pre）の関係を示す．

30TEl (%)

3・160020001200 (MPa)without H (b)without H (a)1000

３．実験結果without H

TBF 鋼は予ひずみ付与によってγR 体積率は低下し，予ひずみ量が増加するにしたがってγR 体積率は低下した．いずれの予ひずみ量でも，TBF 鋼は予ひずみ付与後に引張20with H試験をすることによってγR 体積率はさらに低下した．pre= 0，10 および 15 %の予ひずみ付与後，水素吸蔵して引10張試験を行った場合，水素吸蔵なしで引張試験を行ったと0きと比較してγR 体積率の低下量が少なかった．一方，pre05

pre (%)

1015Fig. 4 Variations in total elongation (TEl) as a functionof pre-strain in TBF steel without and with hydrogen.

= 3 および 6 %のとき，水素吸蔵して引張試験したあとのγR 体積率は水素吸蔵しない場合よりも低下した．
Fig. 7 に TBF 鋼の予ひずみ付与後の EBSD 解析によるKAM（Kernel Average Misorientation）マップを示す．

素チャージを行い，引張試験片の平行部から水素分析用試TBF 鋼は 3 %の予ひずみ付与によっても KAM 値の上昇験片を切り出した．また，引張試験終了後の試験片の破断はみられなかった．予ひずみ量が 6 ％以上になると，部から約 5 mm の位置を切断し，水素分析用試験片としKAM 値が上昇し，bf ラス母相内の転位密度が上昇したとた ． 水 素 分 析 は 昇 温 脱 離 分 析 法 （ TDS ： Thermal考えられた．とくにpre = 15 %では，bf ラス母相に付与

Desorption Spectrometry Analysis）により行った．試料された塑性ひずみが大きく，その塑性ひずみがラス境界なpre = 3 %pre = 6 %pre = 10 %pre = 15 %with H

without Hpre = 0 %10 mFig. 5 Scanning electron micrographs of fracture surface of pre-strained TBF steel without and with hydrogen.

10pre-strainingpre = 0 %pre = 3 %pre = 6 %pre = 10 %after testing with H

6f (%)

8420after testing without H
0510
pre (%)

1520dH/dt (ppm / min)Fig. 6 Variations in volume fraction of retained
austenite after pre-straining and testing without andwith hydrogen as a function of pre-strain in TBF steel.

0.2

pre = 15%

0.156%(a)0%3%0.1

pre = 15 %

10 m

0.05
00.2

dH/dt (ppm / min)10%

pre = 15%

0.15
0.1

10%
6%
3%(b)

0%
0.05
050

100150200T (oC)Fig. 8 Hydrogen evolution curves of TBF steel (a) after
pre-straining and (b) after tensile testing.

Fig. 7 Kernel average misorientation (KAM) maps ofTBF steel pre-strained at 0, 3, 6, 10 and 15 %.
どで局所的に集中するようになった．
3・3

水素放出特性Fig. 8 に予ひずみ付与後，および引張試験終了後の TBF鋼の水素放出曲線を示す．予ひずみ付与後の TBF 鋼は，いずれの予ひずみ量でも約 50℃～110℃で水素が放出されることが確認された．pre = 6～15 %の範囲で予ひずみFig. 7 (a)に示したようにpre = 6～15 %の範囲で TBF 鋼量が増加すると，水素放出ピークは上昇した．一方，引張の水素放出ピークは予ひずみ量が増加するにしたがって試験後の破面近傍の水素放出曲線も約 50～110℃で確認増加した．これらのことから，予ひずみ付与した TBF 鋼され，100～200℃の範囲でも水素放出が確認された．引はγR の減少によりγR への水素トラップ量が減少したが，張試験後の破面近傍の水素放出曲線も予ひずみ付与後のbf ラス母相の転位密度が上昇して転位への水素トラップものと同様に予ひずみ量が増加するにしたがって水素放量が増加したため，結果的に水素放出ピークが高くなった出ピークは上昇した．なお，いずれの予ひずみ量でも引張と考えられた．なお，pre = 3 %では，γR 体積率がわずか試験後の破面近傍の拡散性水素量は予ひずみ付与後の試に低下し，転位密度の上昇がみられなかったために鋼中の料の拡散性水素量と同程度であった．

水素トラップサイトが減少し，水素放出ピークの上昇がみられなかったと考えられた．

４．考察
4・1

4・2

水素脆化特性

TBF 鋼はpre = 3～6 %の予ひずみ付与後，水素吸蔵し水素吸蔵特性

鋼中に侵入した水素は一般に，旧γ粒界 12）やラス境界，て引張試験することによってpre = 0 %の場合と比較して母相／炭化物界面 13，14），転位 15），γR16），または母相／全伸びが増加した．一方，予ひずみ付与量が pre = 10～

γR 界面にトラップされることが知られている．本 TBF

15 %では，水素チャージ後の引張試験での伸びはほとん

鋼は炭化物フリーのbf ラス母相を有し，bf 母相には転位ど見られず，pre = 0 %と同程度の全伸びを有した．Fig. 9が存在する．さらに，bf ラス境界には 9.6 vol%のフィルに各予ひずみ量での TBF 鋼の水素脆化破壊メカニズムをム状γR が存在する．したがって，熱処理ままの TBF 鋼示す．

が水素を吸蔵すると，水素は主に旧γ粒界やbf ラス境界，（1）さきの研究によりpre = 0 %の低合金 TRIP 鋼の水素転位，およびγR にトラップされたと考えられた．

脆化は塑性変形初期に水素吸蔵したγR がマルテンサイト

TBF 鋼に予ひずみを付与すると鋼中のγR はひずみ誘に変態後，変態したマルテンサイトでき裂が発生 17，18）

起マルテンサイト変態して減少し，予ひずみ量が増加する

し，引張試験中に鋼中の水素がき裂の先端に拡散してき裂にしたがってγR 体積率は低下した（Fig. 6）．また，bfが進展する 17）ことによって破壊に至ることが報告されてラス母相には転位が生成して転位密度が上昇した．さらに，いる．本研究の TBF 鋼も水素吸蔵後の引張試験によってH(b)(e)voidtensile testpre = 0 %

R(a)

(c)

pre = 3, 6 %bfHydrogen desorption

'(f)tensile testpre = 10, 15 %dislocation(d)(g)as heat treatment

tensile test

after tensile test
after hydrogen charging
Fig. 9 Illustration of microstructure of (a) as heat treated, (b, c, d) after pre-straining and hydrogen charging and(e, f, g) after tensile testing of TBF steel pre-strained at (b, e) 0 %, (c, f) 3 and 6 % and (d, g) 10 and 15 %.

γR がマルテンサイトに変態した際に放出された水素によ（4）pre = 10～15 %で水素吸蔵後の伸びが小さかったのってマルテンサイト自体，または母相／マルテンサイト界は，予ひずみ付与によって母相内に生成した多量の転位に面でき裂が発生し，き裂の先端に水素が拡散してき裂が進

水素がトラップされ，引張試験時に鋼中に多量の水素が存展し，水素脆化破壊が発生したと考えられた．

在してラス境界でのき裂の発生が促進されたことに起因（2）pre = 3～6 %では，予ひずみ付与によって 0.7～1.1したと考えられた．

vol%のγR がマルテンサイト変態した（Fig. 6）が，TBF謝

鋼中には予ひずみ付与後も多くのγR が残存した．また，

pre = 3 %では予ひずみ付与によっても KAM 値の上昇がみられなかったが，pre = 6 %では高 KAM 値の領域が一辞

本研究は（公財）天田財団一般研究開発助成によって行われた．ここに深く感謝いたします．

様に分布（Fig. 7）し，予ひずみ付与によってbf ラス母相内に転位は一様に増加したと考えられた．低合金 TRIP 鋼

参考文献

は水素を吸蔵しないで塑性変形を付与されると，変形初期

1) K. Hidaka, Y. Takemoto, T. Senuma: ISIJ Int., 52にもγR はマルテンサイト変態するが，bf ラス母相／マルテンサイト界面でき裂が発生することはないと考えられる．したがって，予ひずみ付与時には水素脆化破壊の元となる欠陥は生じていなかったと考えられた．また，3～6 ％の予ひずみ付与後，TBF 鋼に水素吸蔵すると，水素は主に未変態のγR，およびbf ラス母相内に一様に存在する転位にトラップされたと考えられ，鋼中で水素の局在化は生じなかったと考えられた．そのため，pre = 3～6 %では予ひずみ付与後にpre = 0 %の TBF 鋼と同様の水素脆化破壊挙動を示し，pre = 0 %よりも大きな全伸びを有したと考えられた．
（3）予ひずみ量 10～15 %の TBF 鋼は，予ひずみ付与によって約 2 vol％のγR がマルテンサイト変態した．また，bf ラス母相の KAM 値は大きく上昇し，ラス境界の KAM値は非常に高かったため，bf ラス母相内の転位密度が著しく上昇したと考えられた．Fig. 8 に示したように，TBF鋼は予ひずみ量が増加するにしたがって水素放出ピークが上昇し，水素吸蔵量が増加した．よって，この TBF 鋼に水素チャージを行うと，水素は主にbf ラス母相中に多量に生成した転位上にトラップしたと予想され，この多量の水素によってラス境界などでのき裂の発生が促進され，水素吸蔵後の伸びが小さくなって全伸びが小さくなったと考えられた．

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13) T. Tsuchida, T. Hara, K. Tsuzaki: Tetsu-to-Hagane,

５．結言
予ひずみ付与された TBF 鋼の耐水素脆化特性を調査し，水素脆化破壊挙動を検討した．得られた結果を以下に示す．
（1）TBF 鋼はいずれの予ひずみ量でも水素吸蔵して引張試験を行うと，水素吸蔵しない場合と比較して全伸びが低下した．
（2）予ひずみ量（pre）3～6 %では，全伸び（予ひずみ88 (2002), 771.
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量＋水素吸蔵後の伸び）がpre = 0 %のときよりも上昇し，

17) T. Hojo, R. Kikuchi, H. Waki, R. Okuma, Y. Ukai, E,pre = 10～15 %では水素吸蔵後の伸びはほとんどみられず，pre = 0 %のときと同程度の全伸びを有した．
（3）pre = 3～6 %で全伸びが上昇したのは，予ひずみ付

Akiyama: Proc. of SCT2017, Steel Institute VDEh,18) J.A. Ronevich, B.C. De Cooman, J.G. Speer, E. De

与後も多量のγR が残存したこと，および予ひずみ付与にMoor, D.K. Matlok: Metall. Mater. Trans. A, 43A

よって一様に転位が生成し，水素の局在化が抑制されたこ(2012), 2293.とに起因したと考えられた．

the Netherlands, (2017).