高強度鋼板におけるフェライト変態の制御と熱力学計算
林宏太郎
齋1)

藤真

衣

NPLE 境界にほぼ一致する(23) ．これらの研究によれば，高.

は じめに強度鋼板の a 変態を制御するためには，a の成長モードを解析し，添加元素の濃度と熱処理の冷却条件を決定するアプロ

高強度鋼板は様々な自動車用部品に使用されている(1)．高ーチが有効であると考えられる．

強度鋼板の延性を向上させるために，その合金はフェライト

本稿では，高強度鋼板のモデルとなる 3 種類の合金に関(a)とマルテンサイトからなる複合組織，あるいは，オースする a 変態挙動を調査し，熱力学計算によって，a の生成にテナイト( g )を a とベイナイトに分散させた組織に制御され及ぼす Mn および Si の影響を解析した結果を紹介する．

る(2)(3) ． 前 者 は DP ( Dual Phase ) 鋼 板 ， 後 者 は TRIP
( Transformation induced plasticity )鋼板と呼ばれる．さら.

フェライト変態の制御と熱力学計算に，その伸びフランジ性を向上させるために，a の体積率と結晶粒径，硬さが調整される(4)(6) ．このように，高強度鋼板における a 変態の制御は重要な技術といえる．
高強度鋼板においては，炭素( C )だけでなく，マンガン供試材の化学組成を表に示す．以下，各化学組成の合金をそれぞれ 2Mn 合金と 3Mn 合金，3Si3Mn 合金と呼ぶ．
Fe C 2 mass  Mn 合 金 の 縦 断 面 図 を 図  に 示 す ．

(Mn)やシリコン(Si)などの材料を強化する元素が添加されThermocalc 2016a を熱力学計算に使用した．a と g の熱力る(7) ．鉄( Fe )基の 2 元系状態図によれば(8) ， Mn と Si はそ

学データベースは TCFE8 である(24) ．図の縦軸と横軸はそれぞれ，g と a を安定にする元素であることがわかる．また，れぞれ，温度と C 濃度を示す．実線はオルソ平衡におけるFe C X 3 元系合金の実験的検討と解析的検討によれば，a/g 相境界線を表わし，両線の間が(a＋g)の 2 相域である．

Mn は a の成長速度を低下させ，Si はその速度を増加させる

オルソ平衡においては，溶質 C と Mn は拡散し，溶媒 Fe，ことが明らかにされている(9)(12)．さらに，Mn と Si の両元さらに， C と Mn の化学ポテンシャルが a と g の間で等し素を含む 4 元系合金と 5 元系合金における a の成長速度もくなる． a と g における成分原子 i の化学ポテンシャルをそ解析されている(13)(15) ．このような多元系合金における aれぞれ，mai と mgi すれば，以下(1a)と(1b)，(1c)が成立する．の成長は g 粒内における C の拡散律速，あるいは，Mn など

maFe＝mgFe(1a)の置換型合金元素の拡散律速に従うと考えられる．前者の成maC＝mgC(1b)

長挙動は Nopartition Local Equilibrium(NPLE)モード，後maMn＝mgMn(1c)

者の成長挙動は Partition Local Equilibrium(PLE)モードと図の破線は PLE/NPLE 境界線を表わす．a と g の界面に呼ばれる．両モードは PLE/NPLE 境界で遷移し，その境界おいて，局所平衡が達成される，すなわち，( 1a )と( 1b )，は熱力学計算より求められる(16)(20)．
FeC
Mn と FeC
Ni 3 元系合金の等温保持実験によれば，

a 生成の上限温度は PLE/NPLE 境界の近傍である(21)．Fe0.05 mass C2.0 mass Mn 合金と Fe0.14 mass C2.0mass  Mn 合金の a と g における C 濃度分布の測定によれ

ば，a の成長が停留する状態は NPLE モードから PLE モードの遷移過程より説明される(22) ．さらに，連続冷却中における種々合金の a 変態開始温度はその合金における PLE /表1

供試材の化学組成(mass)．

供試材CSiMn

Fe2Mn 合金

0.10

0.01

2.0Bal.

3Mn 合金

0.10

0.01

3.0Bal.

3Mn3Si 合金

0.10

3.0

3.0Bal.

新日鐵住金株式会社技術開発本部 鉄鋼研究所材料ソリューション研究部1)主幹研究員(〒2938511 富津市新富201)
Control of Ferrite Transformation in High Strength Steel Based on Thermodynamic Calculation; Koutarou Hayashi and Mai Saito(Integrated SteelSolution Research Lab., Steel Research Laboratories, Research & Development, Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation, Futtsu)
Keywords: CALPHAD, HSS(high strength steel), ferrite transformation, equilibrium state2018年 5 月 7 日受理[doi:10.2320/materia.57.431]

ま て り あ 第57巻 第 9 号(2018)Materia Japan



図1

FeC2 mass Mn 合金の縦断面図．

図3

種々の条件で冷却した 2Mn 合金の断面組織(a)水冷，( b ) 720 °C の等温保持，( c ) 640 °C の等温保持，(d)等温保持の条件．

両相間で等しくなるように，a と g の C 濃度が決定される．
Fe のモル分率を Mn のモル分率で除した値を n とすれば，以下(2a)と(2b)が成立する(17)(25)(27)．
(1－n)maFe＋nmaMn＝(1－n)mgFe＋nmgMn(2a)maC＝mgC

(2b)

1000°
Cで 30 s 保持し，種々の条件で冷却した 2Mn 合金の断面組織を図に示す．図 3(a )は 1000°
C 保持後に水冷した
図2NPLE モードと PLE モードにおける C と Mn 濃度プロファイル( a ) NPLE モード，( b ) PLE モード．

試料の組織である．組織はマルテンサイト単相であり，a は生成しなかった．図 3(b)と図 3(c)の等温保持温度 T はそれぞれ，720°Cと 640°Cである．図 3(d)に示すように，等温保持する試料は 1000°
Cで 30 s 保持された後，T まで 50°C/s で冷却され，その温度で 1000 s 保持された．図 3(b)によれば，( 1c )が成立する場合，オルソ平衡の 2 相域における a の成720°C の等温保持中においては， a は旧 g 粒界より生成する

長挙動は PLE/NPLE 境界線の上下で異なる．合金の温度がことがわかる．なお，a 以外の組織は等温保持後の冷却中にPLE/NPLE 境界線より高い場合，a の成長挙動は PLE モー生成したベイナイトとマルテンサイトであった．a の体積率

ドである．一方，合金の温度がそれより低い場合，その成長は 1.3 vol であった．図 3 ( c )によれば， 640 °C の等温保持挙動は NPLE モードである．

中においても，a が生成することがわかる．a の体積率は 68

NPLE モードと PLE モードにおける C と Mn 濃度プロフvolであった．このように，T が720°C以下になると，a はァイルを図に模式的に示す． a の成長が NPLE モードで生成することがわかる．このような a の生成挙動を状態図ある場合，図 2 ( a )に示すように， Mn の拡散幅は非常に狭計算から考察する．図 1 の点線は 2Mn 合金の C 濃度を表わい．したがって，a の成長は C の拡散律速に従う．一方，aす． 2Mn 合金における a の生成上限温度は PLE / NPLE 境の成長が PLE モードである場合，図 2(b)に示すように，C界の直上であり，この結果は FeCMn 3 元系合金におけるの濃度勾配は小さい．したがって，a の成長は Mn の拡散律従来の報告と一致する(21)．

速に従う(16)(20)．

2°
C / s で冷却した 2Mn 合金と 3Mn 合金， 3Mn 3Si 合金

図 1 の一点鎖線はパラ平衡における a / g 相境界線を表わの断面組織をそれぞれ，図(a)と(b)，(c)に示す．図 4(d)す．パラ平衡においては， Fe と Mn が固定され， C のみがに示すように，試料は 1000 °C で 30 s 保持された後，室温ま拡散することによって，C の化学ポテンシャルが a と g 間でで 2°C/s で連続冷却された．図 4(a)によれば， 2Mn 合金に等しくなる．さらに，FeMn 固溶体の化学ポテンシャルがおいては，a は冷却中に生成することがわかる．しかし，図ミ ニ 特 集図6FeCMn 合金における 680°
C の等温断面図．

した．2Mn 合金と 3Mn3Si 合金を冷却した場合， a 変態は
図42°
C / s で冷却した供試材の断面組織( a ) 2Mn 合金，(b)3Mn 合金，(c)3Mn3Si 合金，(d)連続冷却の条件．

それぞれ， 690 °C と 750°C から開始した．一方， 3Mn 合金を冷却した場合， a 変態は生じず，ベイナイト変態が 590°Cから開始した．このように， Mn と Si は a 生成の制御に有効な元素であることがわかる．
Fe 0.1 mass  C 合金の a 生成に及ぼす Mn と Si の影響を熱力学計算で解析する． FeCMn 合金における 680°
Cの等温断面図を図に示す．図の縦軸と横軸はそれぞれ， Mn濃度と C 濃度を示す．実線はオルソ平衡における a / g 相境界線を表わし，両線の間が( a ＋ g )の 2 相域である．破線はPLE/NPLE 境界線を表わす．

冷却中の温度が680°Cにおいては，2Mn 合金は既に a 変態しており， 3Mn 合金は g 単相のままである．しかし，図 6によれば，2Mn 合金と 3Mn 合金はオルソ平衡の 2 相域に位置することがわかる．また，Thermocalc 2016a を用いて，a 変態の駆動力を平行接線則から算出した(28) ．熱力学デー
タベースが TCFE 8 の場合，680°Cにおける 2Mn と 3Mn 合金の駆動力はそれぞれ， 360 J / mol と 300 J / mol である．
650 °C における 3Mn 合金の駆動力は 440 J / mol である．こ

図5

供試材の熱膨張曲線．のように，駆動力の点から，a の生成を説明することはできない．ところで，PLE/NPLE 境界線は 2Mn 合金と 3Mn 合金の間に位置する．局所平衡が成立する場合， 2Mn 合金に4(b )に示すように， 3Mn 合金においては，組織はベイナイ

おける a の成長は g 粒内における C の拡散律速であり，トを母相とし， a は生成しなかった．また，図 4 ( c )に示す

3Mn 合金における a の成長は Mn の拡散律速である．したように， 3Mn 3Si 合金においては， a は旧 g 粒界より生成がって，連続冷却中においては，合金が，a の成長が C の拡し，その a は網目状に分布した．

散律速に従う温度になると，a は生成するようになると考え

2Mn 合金と 3Mn 合金， 3Mn 3Si 合金の熱膨張曲線を図られる．また，合金の Mn 濃度が増加するに伴い， PLE /に示す．熱膨張を測定した温度条件は図 4(d )と同じであNPLE 境界線の C 濃度は減少するので， Mn は a の生成をる．図の縦軸と横軸はそれぞれ，試料長さの変化率と温度を抑制するといえる．

示す．熱膨張曲線の屈曲は加熱中の g 変態，冷却中の a とFeCSi3 mass Mn 合金における680°Cの等温断面図をベイナイト，マルテンサイト変態に起因する． 1000°
C の 30

図に示す．図の縦軸と横軸はそれぞれ， Si 濃度と C 濃度s 保持によって，いずれの合金も g 単相になり， a ，あるいを示す．実線はオルソ 平衡における a / g 相 境界線を表わ

は，ベイナイト，あるいは，マルテンサイトが冷却中に生成し，両線の間が(a＋g)の 2 相域である．破線は PLE/NPLE

ま て り あ 第57巻 第 9 号(2018)Materia Japan図7FeCSi3 mass Mn 合金における 680°
Cの等温断面図．

境界線を表わす．合金の Si 濃度が増加するに伴い， PLE /NPLE 境界線の C 濃度は増加するので， Si は Mn と逆の傾向を示す．したがって， Si は a 生成を促進するといえ，この熱力学計算は実験結果を説明できる．

.

お わりに

本稿で紹介した FeCMn 3 元系合金と FeCSiMn 4 元系合金の熱力学計算によれば，Mn は a の生成を抑制し，Siは a の生成を促進することが定量的に理解された．したがっ て ， Mn と Si は 高 強 度 鋼 板 の 重 要 な 元 素 で あ る と い える．このように，高強度鋼板の a 変態を制御するためには，aの成長モードを熱力学計算で解析するアプローチは有効であった．また，連続冷却中においては，合金が，a の成長がC の拡散律速に従う温度になると，a は生成することも明らかになった．熱力学計算は合金の平衡状態だけでなく，非平衡状態を解析できる．ただし，非平衡状態のミクロ組織を高精度に予測するためには，速度論的な解析も必要である(29)(30)．

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★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
林 宏太郎
2001年 大阪大学大学院工学研究科博士後期課程修了
株 主任研究員，新日鐵住金
株 主幹研究員
住友金属工業
2014年 4 月現職
専門分野鉄鋼材料の相変態◎鉄鋼材料の組織制御研究に従事．

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林宏太郎

齋藤真衣

ミ ニ 特 集