熱間鍛造を施した超高強度低合金 TRIP 鋼の水素脆化特性
津山工業高等専門学校 機械工学科
講師 北條智彦（平成 21 年度一般研究開発助成 AF-2009019）
キーワード：熱間鍛造，超高強度鋼，水素脆化

1．諸言

近年，自動車の衝突安全性と車体軽量化による燃費向上を目的にピラー類やメンバー類，シートフレームには 590～980MPa 級の高強度鋼板が用いられている．
今後，自動車用超高強度鋼板は 980MPa を超える超々高強度鋼板が必要となると予想される．さらに，自動車用鍛造部品も超高強度鋼板と同様に超高強度化による軽量化が期待され，とくにエンジン部品は軽量化に加えてエンジン効率の向上も期待できる．
自動車用超高強度鋼板のなかで，残留オーステナイ
ト（γR）の変態誘起塑性 1）（TRIP）を有効に利用した低合金 TRIP 鋼は優れたプレス成形性 2-7），衝撃特性 8），疲労特性 9，10），および耐遅れ破壊特性 11-15）を有することが報告されている．そのため，この超高強度低合金
TRIP 鋼を自動車用鍛造部品に適用することによって，衝撃特性，疲労特性，および耐遅れ破壊特性を向上した自動車用超高強度鍛造部品が開発されることが期待される．これまでの研究によって超高強度低合金 TRIP鋼に熱間鍛造することによって組織微細化とγ R 特性の向上が達成されたことが報告されている．しかし，熱間鍛造を施した超高強度低合金 TRIP 鋼の水素脆化特性に及ぼす熱間鍛造の影響を調査した研究はない．
そこで本研究では，超高強度低合金 TRIP 鋼を自動車用鍛造部品に適用することを目的として，0.2-0.4%C-1.5%Si-1.5%Mn の化学組成を有する超高強度低合金
TRIP 鋼の水素脆化特性に及ぼす熱間鍛造の影響を調査した．

Temperature (oC)

R=0，50％930oC×1200s

350oC×1000s

O. Q.

in salt bath
Time (s)図1

TBF 鋼の熱間鍛造熱処理線図

これらの鋼から長さ 90mm，幅 32mm，厚さ 20mm の熱間鍛造試験片を切り出し，図 1 に示す熱間鍛造熱処理を施した．すなわち，930℃の塩浴中で 1200s の γ 域焼鈍後，600 トンプレス機により圧下率 R=0％または50％，一段の熱間鍛造を施し，引き続き 350℃×1000sのオーステンパー処理を施し，母相をベイニティックフェライトとした超高強度 TRIP 型ベイニティックフェライト鋼（TBF 鋼）を製造した．
水素脆化試験は熱間鍛造熱処理の完了した熱間鍛造試験片の 1/4 厚さの部分から切り出した JIS14B 号引張試験片（ゲージ長さ 15mm，幅 6mm，板厚 1.2mm）を用い，インストロン型万能試験機により試験温度 25℃，クロスヘッド速度 1mm/min（ひずみ速度 8.3×10-4/s）で水素吸蔵前後に引張試験を行った．水素脆化特性は式（2）により求めた水素脆化感受性（HES）により評価した．

2．実験方法

供試鋼には 0.2-0.4C-1.5Si-1.5Mn（mass%）の化学組成を有する 3 種類の熱延丸棒鋼（φ32mm）を用いた．
これらの供試鋼の化学組成を表 1 に示す．また，表中には式（1）16）より求めたマルテンサイト変態開始温度（MS 点）も示す．

HES = (1 - ε1 / ε0)×100 %（2）

ここで，ε0，およびε1 は水素吸蔵前後の全伸びを示す．
水素チャージは陰極チャージ法（陰極：白金）14，15）により行った．水素チャージ液には 3 %-NaCl + 3 g/l-NH4SCN 溶液を用い，水素チャージ温度 25 oC，電流密度 10 A/m2 で 48 時間の水素チャージを行った．

MS (oC) = 550－361×(%C)－39×(%Mn)－17×(%V)－20×(%Cr)－10×(%Cu)－5×(%Mo＋%W)－0×(%Si) + 15×(%Co)＋30×(%Al)（1）

ここで，％C，％Mn，％V，％Cr，％Cu，％Mo，％W，％
Si，％Co，％Al はそれぞれの合金元素の添加量（mass％）
である．
表 1 供試鋼の化学組成（mass%）とマルテンサイト変態開始温度（MS (oC)）
CSi

Mn

PSAl

NbTi

B

ON

MS

A

0.20

1.52

1.50

0.004

0.0021

0.039

0.050

0.020

0.00180.00100.0011

420

B

0.28

1.51

1.52

<0.0050.0011

0.041

0.051

0.020

0.00160.00100.0012

391

C

0.42

1.50

1.51

<0.0050.0009

0.043

0.050

0.020

0.00180.00190.0035341

ー 97 ー

（a）

（b）

（c）

（d）

（e）

（f）

10μm
図2

熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の微細組織写真（a）A 鋼，R=0%，（b）B 鋼，R=0%，（c）C 鋼，R=0%，（d）A 鋼，R=50%，（e）B 鋼，R=50%，（f）C 鋼，R=50%
表2

熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の引張特性

RTS

YS

YR

PLTElUEl

RA

A

0%
50%

748
837

528
500

0.61
0.60

289
225

32.6
25.4

21.4
21.5

39.9
36.2

B

0%
50%

950
959

749
559

0.79
0.58

319
219

33.2
26.8

22.5
21.8

38.7
32.00%
1097
937
0.86
351
31.9
24.4
44.7
50%
1122
788
0.71
253
27.6
24.1
32.2
R: compression ratio, TS (MPa): tensile strength, YS (MPa): yield stress or 0.2% offset proof stress, YR: Yield ratio,
PL (MPa): proportional limit, TEl (%): total elongation, UEl (%): uniform elongation, RA (%): reduction of areaC

3．実験結果1200
σ (MPa)1000(a)R = 50 %

800
600

R=0%

400

σ (MPa)20001200(b)
1000
800
600

R=0%

R = 50 %40020001200(c)1000

σ (MPa)3.1 微細組織と引張特性
図 2 に熱間鍛造熱処理後の TBF 鋼の組織の SEM 写真（ナイタール腐食）を示す．A 鋼，B 鋼は MS 点以下でオーステンパー処理されているため，母相組織は転位
密度が高いベイニティックフェライト（αbf）ラスとマルテンサイト（αm）ラスからなり，γR はそれらのラス境界に沿ってフィルム状に存在していた．A 鋼はラス母相が粗大化し，塊状フェライトが存在したが，0.3％C の B 鋼は微細均一なラス組織となっていた．一方，C鋼は MS 点以上でオーステンパー処理したため，微細均一なαbf ラス母相を有しており，ラス境界に微細にフィルム状 γR が存在していた．A 鋼は R=50%の熱間鍛造熱処理により 10μm 以下の結晶粒径の非常に微細な塊状フェライトに変化し，γR またはαm の第二相が多量に析出した．B 鋼は R=50%の熱間鍛造熱処理を施すことによって旧γ粒界，およびラス組織は崩れ，一部でポリゴナルフェライトが析出したことが観察された．
また，C 鋼は一様に旧γ粒界，およびラス組織が崩れ，非常に微細，均一な組織へと変化した．
表 2 に熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の引張特性を示す．また，図 3 に熱間鍛造熱処理 TBF 鋼の応力ひずみ線図を示す．さらに，図 4 に熱間鍛造熱処理 TBF 鋼の引張強さ（TS），降伏強さ（YS），比例限度（PL）と炭素量の関係，および全伸び（TEl），一様伸び（UEl）と炭素量の関係を示す．TBF 鋼は炭素量が増加するにしたがって引張強さ，降伏強さ，および比例限度が上昇し，全伸び，一様伸びが大きくなった．いずれの TBF
鋼も R=50%の熱間鍛造を施すことによって TS は若干

800

R=0%

R = 50 %600
4002000

図3ー 98 ー

5101520ε (%)

253035

熱間鍛造熱処理を施した超高強度 TBF 鋼の応力ひずみ線図（a）A 鋼，（b）B 鋼，（c）C 鋼

(a)TS, YS, PL (MPa)

1000

TS

R=50%

8000%YS

600 0%50%0%400200040TEl, UEl (%)

0%0.20.3C (mass%)σ (MPa)1000(a)No hydrogen

0600
図5700800

熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の全伸び（TEl）と引張強さ（TS）の関係

No hydrogen (c)

(b)

900
TS (MPa)

353025
R=50%201510
TS x TEl= 5 GPa・%1000 1100 1200

No hydrogen

800600With hydrogen

With hydrogen

400

With hydrogen20001200(d)1000
σ (MPa)200.4

熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の引張強さ（TS），降伏強さ（YS），比例限度（PL），全伸び（TEl），および一様伸び（UEl）と炭素量の関係

1200

401050% UEl

0R=0%30

R=0%50%10

図4TEl(b)204050%PL30上昇したが，YS，および PL は低下し，炭素量が多いほうがその傾向が顕著に現れた．また，全伸びは熱間鍛造熱処理により小さくなったが，UEl に大きな変化はみられなかった．熱間鍛造 TBF 鋼の強度延性バランス

TEl (%)

1200

No hydrogen(e)No hydrogen

800(f)

No hydrogen
With hydrogen

600

With hydrogen

With hydrogen400200

10 15 20 25 30 35 0 5 10 15 20 25 30 35 0 5 10 15 20 25 30 35
ε (%)
ε (%)
ε (%)
水素吸蔵前後の熱間鍛造熱処理を施した超高強度 TBF 鋼の応力ひずみ線図（a）A 鋼，R=0%，（b）B 鋼，R=0%，（c）C 鋼，R=0%，（d）A 鋼，R=50%，（e）B 鋼，R=50%，（f）C 鋼，R=50%0

図6A 鋼，R=0%5A 鋼，R=50%

B 鋼，R=0%

B 鋼，R=50%

C 鋼，R=0%C 鋼，R=50%（b）

（c）

（d）

（e）

（f）

（g）

（h）

（i）

（j）

（k）

（f）

with hydrogen

without hydrogen

（a）

10μm
図7

水素吸蔵前後の熱間鍛造熱処理を施した超高強度 TBF 鋼の破面写真

ー 99 ー100

R=0% (RA)
R=0% (TEl)
R=50% (RA)HES(%)

80
60
40200600

図8

R=50% (TEl)
700

800

900 1000 1100 1200
TS (MPa)
熱間鍛造熱処理を施した超高強度 TBF 鋼の水素脆化感受性（HES）と引張強さ（TS）の関係（TS×TEl）は図 5 に示される．TBF 鋼は炭素量が増加するにしたがって TS×TEl は上昇し，R=50%の熱間鍛造熱処理によって若干低下した．
3.2 水素脆化特性図 6 に水素吸蔵前後の TBF 鋼の応力ひずみ線図を示
す．R=0%の A 鋼では水素吸蔵によっても応力ひずみ線図に大きな変化はみられなかった．また，R=50%の水素吸蔵後の A 鋼は水素吸蔵前のものよりも少し低ひずみ域で破断した．いずれの圧下率においても，炭素量が増加するにしたがって全伸びが小さくなった．しかし，低ひずみ域では水素吸蔵後の TBF 鋼の応力ひずみ線図は水素吸蔵前の応力ひずみ線図とほぼ同様の挙動を示し，比例限度，降伏強さにおおきな変化はみられなかった．
水素脆化試験後の破面の SEM 写真を図 7 に示す．水
素吸蔵していない A 鋼は R=0％，および 50％の場合ともディンプル破壊を示し，水素を吸蔵するとへき開または擬へき開とディンプルの混合した破壊へと変化した．B 鋼では水素吸蔵前の破面は R=0%では微細なディンプル破壊，R=50%ではディンプル破壊と擬へき開破壊が混在していた．水素吸蔵後の破面は，擬へき開破壊となり，一部では粒界破壊が確認された．一方，C 鋼
は，水素吸蔵前は圧下率によらずディンプル破壊と擬へき開破壊を生じ，水素吸蔵すると R=0%では擬へき開破壊と粒界破壊を，R=50%ではディンプル破壊と擬へき開破壊の混合した破面を示した．
図 8 に TBF 鋼の水素脆化感受性（HES）と引張強さ（TS）の関係を示す．ここで，水素脆化感受性は低いほど水素による脆化が生じないことを示している．また，図中には全伸び（TEl）の変化から求めた水素脆化感受性のほかに，絞り（RA）から求めた HES も示した．
TBF 鋼は引張強さが上昇するにしたがって水素脆化感受性は上昇した．B 鋼，C 鋼は熱間鍛造を施すことによって，水素脆化感受性が低下したが，A 鋼は R=50％の熱間鍛造によって水素脆化感受性は上昇した．
一般に，水素脆化は鋼中に侵入した水素によって結晶粒界やラス境界の原子の結合力が弱められ，き裂が発生，進展して破壊が起こると考えられる 11）．また，水素は結晶粒界 17），ラス境界 18），空孔や転位上 19），母相/炭化物界面 20），γR 中，または母相/γR 界面 21）などにトラップされる．0.2%C の A 鋼では，R=50%の熱間鍛造熱処理によってラス母相は現れず，微細なポリゴナルフェライトが析出した．また，いずれの A 鋼も炭化物は現れなかった．R=0%の A 鋼では水素吸蔵すると，水素は結晶粒界，およびラス境界にトラップされると予想される．しかし，R=50%の熱間鍛造熱処理を施した A 鋼はラス境界が存在せず，水素は結晶粒界のみにトラップされる．水素吸蔵すると R=50%の A 鋼は結晶粒界の水素トラップ量が増加し，結晶粒界からき裂が発生，進展して擬へき開破壊を発生したと考えられた．
そのため，水素吸蔵後の熱間鍛造熱処理した A 鋼の全伸びが低下し，R=0%の A 鋼よりも水素脆化感受性が上昇したと考えられた．
R=0%の 0.3%C の B 鋼および 0.4%C の C 鋼は微細均一なラス組織を有していた（図 2）ため，吸蔵した多くの水素はラス境界にトラップされ，水素は TBF 鋼中に均一に存在したことが考えられる．しかし，強度上昇によりラス母相の転位密度が上昇し，その転位上に吸蔵した水素量が増加した．引張試験によって転位がすべり運動して，水素をラス境界や結晶粒界に運搬したため，擬へき開破壊や粒界破壊を発生したと考えられた．一方，R=50%の熱間鍛造熱処理を施すと，B 鋼，C鋼ともラス組織は短くなった．B 鋼，および C 鋼は水素を吸蔵することのできるラス境界が増加して，ラス境界の水素濃度が低下したため，ラス境界からのき裂の発生，進展を抑制して擬へき開破壊，および粒界破壊を抑制し，水素脆化感受性が低下したと考えられた．

4．結言

超高強度低合金 TRIP 鋼を自動車用鍛造部品に適用することを目的として，0.2-0.4%C-1.5%Si-1.5%Mn の化学組成を有する超高強度低合金 TRIP 鋼の水素脆化特性に及ぼす熱間鍛造の影響を調査した．得られた主な結果は以下のとおりである．
（1）熱間鍛造熱処理を施した TBF 鋼の母相は，0.2%C鋼では母相は微細なポリゴナルフェライト，0.3%C 鋼，および 0.4%C 鋼では微細なラス組織となった．
（2）TBF 鋼は熱間鍛造熱処理することによって強度は若干上昇するが，全伸びが小さくなった．
（2）水素脆化感受性は 0.2%C 鋼では熱間鍛造熱処理によって上昇し，0.3%C 鋼，および 0.4%C 鋼で低下した．
熱間鍛造熱処理を施した 0.2%C 鋼はの水素脆化感受性上昇は，母相が微細なポリゴナルフェライトとなり，結晶粒界にトラップされた水素濃度が上昇したことに，0.3%C 鋼，0.4%C 鋼の水素脆化感受性低下は熱間鍛造
熱処理によってラス母相の長さ短くなり，微細均一な組織が得られたことに起因したと考えられた．

謝辞

本研究をご支援いただきました，公益財団法人天田財団ならびに供試鋼を提供していただいた信州大学工学部教授杉本公一先生に深く感謝いたします．

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