JP6604351B2 - 鋼材の安定性の評価方法 - Google Patents
鋼材の安定性の評価方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6604351B2 JP6604351B2 JP2017060315A JP2017060315A JP6604351B2 JP 6604351 B2 JP6604351 B2 JP 6604351B2 JP 2017060315 A JP2017060315 A JP 2017060315A JP 2017060315 A JP2017060315 A JP 2017060315A JP 6604351 B2 JP6604351 B2 JP 6604351B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ion irradiation
- retained austenite
- steel
- ion
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 45
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 45
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 18
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 110
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 claims description 94
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 71
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 44
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 claims description 14
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 claims description 10
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 claims description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 claims description 7
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 16
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 14
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 13
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 11
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000001678 irradiating effect Effects 0.000 description 2
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000002050 diffraction method Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000002003 electron diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000000877 morphologic effect Effects 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000000638 solvent extraction Methods 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Analysing Materials By The Use Of Radiation (AREA)
Description
本発明は、鋼材中の残留オーステナイトの安定性を評価する鋼材の評価方法に関するものであり、特に、高強度および高延性に優れたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の評価方法に関するものである。
近年、自動車材料の軽量化のために、材料の特性向上が要求されており、引張強度が１２７０ＭＰａ級といった極めて高い強度の高強度鋼板の適用が要求されている。この高強度材料の一つとして、ＴＲＩＰ鋼の適用が検討されている。ＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイトが歪によりマルテンサイトへ変態する現象（歪誘起変態）を利用した、延性および成形性に優れた鋼板である。
ＴＲＩＰ鋼は残留オーステナイトの加工によるマルテンサイトへの誘起変態を利用しているため、その特性は、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態しやすいかどうか、すなわち残留オーステナイトの安定性に大きく影響される。残留オーステナイトの安定性が低いと、変形時に容易にマルテンサイト変態するために、材料の硬化が早く伸びが低下する。このため、変形に対してマルテンサイト変態しにくい残留オーステナイトが鋼材中に存在することが必要である。したがって、より一層の材料特性の向上と制御のためには、変態しにくい残留オーステナイトの評価や解析が重要である。
従来から、残留オーステナイトの評価は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）−後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）を用いた形態解析や、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いた元素分配挙動の解析などにより行われている。
また、残留オーステナイト量を測定する方法として、特許文献１には、渦電流方式の測定装置を用いた方法が記載されている。また、非特許文献１には、Ｘ線回折を用いた解析手法が記載されている。
鉄と鋼 第７８年（１９９２）第９号 Ｐ１４８０〜１４８７
特許文献１や非特許文献１に示す分析手法を用いて、鋼材の変形前後における残留オーステナイトの体積率を測定し比較することで、巨視的な観点から残留オーステナイトの安定性とＴＲＩＰ現象との関連性についてある程度議論することは可能である。しかしながら、特許文献１や非特許文献１では、組織の情報が得られないため、変態しにくい残留オーステナイト組織の微視的な特徴、すなわち組成、結晶粒径や分散密度、結晶方位関係等を確認することはできない。一方、変態しにくい残留オーステナイトの微視的な特徴を評価する方法として、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により同一領域の引張変形前後の組織を観察する方法がある。しかしながら、引張変形するためにＳＥＭから試料を取り出して再セットする必要があり、同一視野探しが煩雑で労力を要する、引張変形による試料の汚染や表面性状変化が測定結果に影響を及ぼすなど問題があった。この問題を解消するために、上記ＳＥＭの試料台に引張変形装置を組込んで、引張変形前後の組織変化をＥＢＳＤ法で追跡する方法もある。しかしながら、ＳＥＭのチャンバー内に引張装置を設置するので試料サイズに制約がある、専用のミニ引張試験片の加工が煩雑である、残留オーステナイト粒内や粒界近傍など特定部位をねらって引張変形前後の変化を測定することが困難である、といった課題がある。
本発明は、上記実情に鑑み、変態しにくい残留オーステナイトの存在に基づいて残留オーステナイトの安定性を簡便に評価する方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討した結果、試料に対して、集束イオンビーム（ＦＩＢ）を用いたイオン照射を行うことで、歪に対して変態しやすい残留オーステナイトが、オーステナイト−マルテンサイト変態を引き起こすことを見出した。そして、ＦＩＢを用いたイオン照射前後の残留オーステナイトを観察することで、変態しにくい残留オーステナイトを確認し、この変態しにくい残留オーステナイトの存在に基づいて残留オーステナイトの安定性を簡便に評価できることを見出した。また、本発明の評価方法を鋼材（特にＴＲＩＰ鋼）の材料特性（延性等）の評価指標として利用することができることを見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］鋼材表面に対して垂直に集束イオンビームを照射するイオン照射を行い、イオン照射前後の残留オーステナイトを観察し、イオン照射前後の残留オーステナイトの変化に基づいて、鋼材中の残留オーステナイトの安定性を評価することを特徴とする鋼材の評価方法。
［２］ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて、イオン照射前後の前記残留オーステナイトを観察することを特徴とする［１］に記載の鋼材の評価方法。
［３］前記鋼材は、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％以上であり、前記イオン照射は、加速電圧は３ｋＶ以上、８ｋＶ以下とし、かつ下記式（１）を満たすイオンｄｏｓｅ量を照射したとき、イオン照射後の残留オーステナイトの面積率が、イオン照射前と比べて４０％以上残存する場合、鋼材中の残留オーステナイトが安定であると評価することを特徴とする［１］または［２］に記載の鋼材の評価方法。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：イオンの加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
［４］前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼材の評価方法。
［１］鋼材表面に対して垂直に集束イオンビームを照射するイオン照射を行い、イオン照射前後の残留オーステナイトを観察し、イオン照射前後の残留オーステナイトの変化に基づいて、鋼材中の残留オーステナイトの安定性を評価することを特徴とする鋼材の評価方法。
［２］ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて、イオン照射前後の前記残留オーステナイトを観察することを特徴とする［１］に記載の鋼材の評価方法。
［３］前記鋼材は、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％以上であり、前記イオン照射は、加速電圧は３ｋＶ以上、８ｋＶ以下とし、かつ下記式（１）を満たすイオンｄｏｓｅ量を照射したとき、イオン照射後の残留オーステナイトの面積率が、イオン照射前と比べて４０％以上残存する場合、鋼材中の残留オーステナイトが安定であると評価することを特徴とする［１］または［２］に記載の鋼材の評価方法。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：イオンの加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
［４］前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼材の評価方法。
本発明によれば、鋼材中（特にＴＲＩＰ鋼中）の変態しにくい残留オーステナイトに基づいて、残留オーステナイトの安定性を簡便に評価することが可能になる。
まず、本発明者らは、残留オーステナイトの安定性を評価するための、イオン照射条件について検討すべく、質量％で、Ｃ：０．３１％、Ｓｉ：１．５０％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１７％、Ｎ：０．００１７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するＴＲＩＰ鋼の試料を採取して、照射条件を変えてイオン照射を行った。同一視野においてイオン照射前と後のＥＢＳＤによる組織写真を取得し、イオン照射による変化から残留オーステナイトの安定性を評価した。
図１は、加速電圧：３０ｋＶ、イオンｄｏｓｅ量：２０ｐＣ／（μｍ）２でイオン照射を行った場合のイオン照射前後の残留オーステナイトの、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで測定した組織写真である。また、図２は、加速電圧：５ｋＶ、イオンｄｏｓｅ量：１０ｐＣ／（μｍ）２でイオン照射を行った場合のイオン照射前後の残留オーステナイトの、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで測定した組織写真である。
図１から、高加速電圧かつ高イオンｄｏｓｅ量でイオン照射すると、オーステナイト（γ）がマルテンサイト（α）変態していることがわかる。一方、図２は、図１のイオン照射条件よりも弱い照射条件でイオン照射を行っているため、イオン照射しても変態せずにオーステナイト（γ）が残り、変態しにくい残留オーステナイト（γ）が存在することがわかる。
図１、２の結果から、以下のことを知見した。
（１）従来の手法のように試料調整を行うことなく、任意の箇所をイオン照射するだけで、変態しにくい残留オーステナイトを簡便に判別することができる。
（２）適正なイオン照射条件であれば、ＴＲＩＰ現象に関連性のある変態しにくいオーステナイトを判別することができ、残留オーステナイトの安定性を評価することができる。
（１）従来の手法のように試料調整を行うことなく、任意の箇所をイオン照射するだけで、変態しにくい残留オーステナイトを簡便に判別することができる。
（２）適正なイオン照射条件であれば、ＴＲＩＰ現象に関連性のある変態しにくいオーステナイトを判別することができ、残留オーステナイトの安定性を評価することができる。
これらの知見から、本発明者らがさらに検討した結果、鋼材、特にＴＲＩＰ鋼中の残留オーステナイトの安定性を評価できる適正なイオン照射条件を見出した。
以下、本発明の内容について具体的に説明する。
集束イオンビームは、鋼材表面に対して垂直に照射する。これは、垂直に照射することで試料内でのイオンの飛程が大きくなり、結晶内部に効率的に歪を導入し歪誘起マルテンサイト変態を生じさせやすくするためである。
イオン照射前後の残留オーステナイトを観察することで、オーステナイトーマルテンサイト変態した残留オーステナイトと、変態しなかった残留オーステナイト（イオン照射を施しても変態しにくい残留オーステナイト）とを判別することができる。
したがって、本発明によれば、イオン照射を用いることにより、マルテンサイト変態しにくい残留オーステナイトの存在、すなわち残留オーステナイトの安定性を評価することができる。
また、イオン照射前後の残留オーステナイトの測定は、観察視野において、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて同定すればよい（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法）。この時、残留オーステナイトを認識するために、十分なバックグラウンド除去および結晶構造が認識できる測定時間で行えばよい。また、微細な残留オーステナイトの認識が重要となるため、測定ステップは５０ｎｍ以下で行えばよい。また、ＥＢＳＤ測定における加速電圧は５ｋＶ以上で行うことが好ましく、１５ｋＶ以上であることがより好ましい。電流量は１．０ｎＡ以上が好ましく、３．０ｎＡがより好ましい。また、必要に応じて、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いた元素濃度を測定し、残留オーステナイトの元素濃度を測定してもよい。
図１、２の結果から明らかなように、イオン照射条件次第で、変態しにくい残留オーステナイトを正しく評価することができないと考えられる。そこで本発明者らは、変態しにくい残留オーステナイトを評価するための、適正なイオン照射条件についてさらに検討した。
上述したように、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％以上であるような、優れた材料特性を有する鋼材（ＴＲＩＰ鋼）においては、マルテンサイト変態しにくい残留オーステナイトの存在が材料特性に影響を及ぼす。すなわち、材料特性と変態しにくい残留オーステナイトの存在量との間には相関関係があり、優れた材料特性を有する条件として、残留オーステナイトが安定であることが必要である。そこで、イオン照射条件、イオン照射後の残留オーステナイトの残存量および材料特性との関係について検討した。その結果、イオン照射は、加速電圧は３ｋＶ以上、８ｋＶ以下とし、かつ下記式（１）を満たすイオンｄｏｓｅ量を照射したとき、イオン照射後の残留オーステナイトの面積率が、イオン照射前と比べて４０％以上残存すれば、残留オーステナイトが安定であると評価することができることがわかった。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：イオンの加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：イオンの加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
イオンの加速電圧は８ｋＶ以下とすることが好ましい。８ｋＶ超では、照射するイオンのエネルギーが高すぎるため、変態しにくい残留オーステナイトもマルテンサイト変態してしまい、変態しにくい残留オーステナイトを評価することが困難になる。また、電流量が高いと照射フラックスによる影響のため、低加速でも変態しにくい残留オーステナイトのマルテンサイト変態が発生する。このため、イオンの加速電圧は８ｋＶ以下とすることが好ましい。下限値については、３ｋＶ以上とすることが好ましい。３ｋＶ未満では、照射するイオンのエネルギーが低すぎるため、マルテンサイト変態しにくくなり、変態しにくい残留オーステナイトを評価することが困難になる。
また、一次イオンビーム電流は１．０ｎＡ以下であることが好ましく、一次イオンビーム電流の上限値は０．０３ｎＡ以上であることが好ましい。また、一次イオンビームのイオン種は、試料と化学反応しないイオンであれば特に限定しないが、スパッタレートの比較的大きいＧａイオン（Ｇａ＋）が好適である。
本発明では、ＦＩＢを用いたイオン照射において、下記式（１）に記載のイオンｄｏｓｅ量を照射することが好ましい。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。
なお、イオン照射を行う試料については、通常の機械研磨を行い、試料表面を鏡面にした後、電解研磨を行う。その後、対象領域についてＳＥＭ観察を行って観察視野を決定すればよい。イオン照射の照射領域は、１０×１０μｍ以上が好ましく、２０×２０μｍ以上がより好ましい。
上記のイオン照射条件で鋼材にイオン照射を行い、イオン照射前後の残留オーステナイト量を比較し、イオン照射前の残留オーステナイトと比べて面積率で４０％以上の残留オーステナイトがイオン照射後に残存する場合、残留オーステナイトが安定であると評価する。マルテンサイト変態しにくい残留オーステナイトの存在（残留オーステナイトの安定性）は、変形時のＴＲＩＰ効果による延性向上を検討するうえで重要である。残留オーステナイトの安定性が低いと、変形時に容易にマルテンサイト変態するために、材料の硬化が早く伸びが低減する。このため、イオン照射前後の残留オーステナイト量を測定して比較することにより、残留オーステナイトの安定性を把握することができ、材料設計に活かすことができる。
また、本発明における残留オーステナイトの面積率の求め方については、上述したＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により求めることができる。残留オーステナイトの分布が均一であれば、ＸＲＤ、飽和磁化法といった、従来の残留オーステナイトの測定方法により求めてもよい。
本発明の評価方法において、評価対象とする鋼材は、特に制限されないが、残留オーステナイトの歪誘起変態を利用したＴＲＩＰ鋼であることが好ましく、例えば、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
以下に、組成限定理由について説明する。なお、組成における質量％は、単に％で記す。
Ｃ：０．２０〜０．４０％
炭素は材料の強度とともに、残留オーステナイトの安定化のために必要な元素である。Ｃが低いと、引張強度１２００ＭＰａ以上の実現や安定した残留オーステナイトの形成が出来ないため、０．２０％以上含有する。また、炭素量が高くなると、実材料として溶接性に問題があるため、炭素の上限を０．４０％とした。好ましくは、０．２５〜０．３４％である。
炭素は材料の強度とともに、残留オーステナイトの安定化のために必要な元素である。Ｃが低いと、引張強度１２００ＭＰａ以上の実現や安定した残留オーステナイトの形成が出来ないため、０．２０％以上含有する。また、炭素量が高くなると、実材料として溶接性に問題があるため、炭素の上限を０．４０％とした。好ましくは、０．２５〜０．３４％である。
Ｓｉ：１．０〜２．０％
Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与するとともに、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与するため必要である。また、Ｓｉは、フェライト相中のＣ（固溶）をオーステナイトへ排出させ、フェライト相を清浄化し、鋼板延性の向上に寄与する作用を有する。このような効果を得るためには、１．０％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉが２．０％を超えると、残留オーステナイトの生成が阻害されるため、１．０〜２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、１．２〜１．８％である。
Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与するとともに、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与するため必要である。また、Ｓｉは、フェライト相中のＣ（固溶）をオーステナイトへ排出させ、フェライト相を清浄化し、鋼板延性の向上に寄与する作用を有する。このような効果を得るためには、１．０％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉが２．０％を超えると、残留オーステナイトの生成が阻害されるため、１．０〜２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、１．２〜１．８％である。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化あるいは焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に有効に寄与するとともに、オーステナイト安定化元素であり、所望の残留オーステナイトの確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るために、１．５％以上の含有を必要とする。一方、２．５％を超えて過剰に含有すると、所望の残留オーステナイトを得ることが困難になる。このようなことから、Ｍｎは１．５〜２．５％に限定した。なお、好ましくは１．８〜２．２％である。
Ｍｎは、固溶強化あるいは焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に有効に寄与するとともに、オーステナイト安定化元素であり、所望の残留オーステナイトの確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るために、１．５％以上の含有を必要とする。一方、２．５％を超えて過剰に含有すると、所望の残留オーステナイトを得ることが困難になる。このようなことから、Ｍｎは１．５〜２．５％に限定した。なお、好ましくは１．８〜２．２％である。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、固溶強化により強度の上昇に寄与する。しかしながら、溶接性に悪影響を及ぼすため、Ｐは０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、固溶強化により強度の上昇に寄与する。しかしながら、溶接性に悪影響を及ぼすため、Ｐは０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ：０．００４％以下
Ｓは、Ｍｎと結合することによりＭｎＳを形成し介在物割れの起点となるため、Ｓ量は極力少ないほうが好ましい。そこで、Ｓは０．００４％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。
Ｓは、Ｍｎと結合することによりＭｎＳを形成し介在物割れの起点となるため、Ｓ量は極力少ないほうが好ましい。そこで、Ｓは０．００４％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、時効性に影響を及ぼす元素であり、時効効果により伸びが低下する。そのためＮ量は低いほうが好ましく、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
Ｎは、時効性に影響を及ぼす元素であり、時効効果により伸びが低下する。そのためＮ量は低いほうが好ましく、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、フェライト生成元素であり、強度と延性のバランス（強度延性バランス）を向上させる元素である。しかし、０．１％を超えて含有すると、表層部の介在物が増加し延性が低下する。このため、Ａｌは０．１％以下とする。なお、鋼の脱酸剤としての点から０．０１％以上含有することが好ましい。
Ａｌは、フェライト生成元素であり、強度と延性のバランス（強度延性バランス）を向上させる元素である。しかし、０．１％を超えて含有すると、表層部の介在物が増加し延性が低下する。このため、Ａｌは０．１％以下とする。なお、鋼の脱酸剤としての点から０．０１％以上含有することが好ましい。
上記した成分が基本の成分である。なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
なお、本発明の評価対象とする鋼材において、さらに表面に、耐食性向上のために、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかとすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層は、公知の溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層がいずれも好適である。
以上より、本発明によれば、所定のＦＩＢ条件でイオン照射を行い、イオン照射前後の残留オーステナイトを観察し、イオン照射前後の残留オーステナイトの変化に基づいて、残留オーステナイトの安定性を簡便に評価できる。なお、回折パターンのみから残留オーステナイトを識別するＸＲＤとは異なり、本発明は組織観察に基づいた測定であるため、残留オーステナイトの形態やサイズについても解析することができる。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
表１に示す成分組成を有する鋼素材を用いて、熱間圧延および冷間圧延を施し、材料特性（引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ））の異なる、１．６ｍｍ厚の冷延鋼板を作製した。なお、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が、２４０００ＭＰａ・％以上である材料は、強度および延性に優れた鋼板である。
得られた鋼板について、表１に記載の条件でイオン照射を行い、照射前後の残留オーステナイト量を測定した。測定方法は以下のとおりである。
鋼板の板幅方向の中央部の位置において、１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を採取した。得られた試料について、ＦＩＢによるイオン照射とＳＥＭ−ＥＢＳＤ測定の両方を行うことができる、ＦＩＢ−ＳＥＭ−ＥＢＳＤ複合装置（ＦＥＩ製：Ｓｃｉｏｓ）を用いて、ＦＩＢを用いてイオン照射を行うとともに、イオン照射前後の試料について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ測定を行った。
ＥＢＳＤ測定の条件については、加速電圧：１５ｋＶ、電流量：６．４ｎＡ、測定ステップ：５０ｎｍ、測定領域：試料における任意の１５×１５μｍの領域とした。また、ＦＩＢよるイオン照射の条件は、表２に示す条件とした。
ＥＢＳＤ測定により得られた結果から、イオン照射後の残留オーステナイトの残存率（％）を導き出した。
なお、イオン照射後の残留オーステナイトの残存率（変態しにくい残留オーステナイトの残存量）は、
イオン照射後の残留オーステナイトの残存率（％）＝（イオン照射後の残留オーステナイト量／イオン照射前の残留オーステナイト量）×１００
から計算し求めた。
なお、イオン照射後の残留オーステナイトの残存率（変態しにくい残留オーステナイトの残存量）は、
イオン照射後の残留オーステナイトの残存率（％）＝（イオン照射後の残留オーステナイト量／イオン照射前の残留オーステナイト量）×１００
から計算し求めた。
引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が、２４０００ＭＰａ・％以上であり、かつ、残存率が４０％以上（イオン照射後の残留オーステナイトの面積率が、イオン照射前と比べて４０％以上残存）の場合、残留オーステナイトが安定であると評価した。
表２の結果から、適正なイオン照射条件で照射すれば、変態しにくい残留オーステナイトの存在を確認することができる。また、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が、２４０００ＭＰａ・％以上である、強度および延性に優れた鋼板はいずれも、４０％以上の変態しにくい残留オーステナイトを有しており、適正なイオン照射条件でイオン照射前後の残留オーステナイトを観察すれば、鋼材の残留オーステナイトの安定性を評価することができる。
Claims (4)
- 鋼材表面に対して垂直に集束イオンビームを照射するイオン照射を行い、イオン照射前後の残留オーステナイトを観察し、イオン照射前後の残留オーステナイトの変化に基づいて、鋼材中の残留オーステナイトの安定性を評価することを特徴とする鋼材の評価方法。
- ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて、イオン照射前後の前記残留オーステナイトを観察することを特徴とする請求項１に記載の鋼材の評価方法。
- 前記鋼材は、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上であり、かつＴＳと全伸び（Ｅｌ）との積であるＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％以上であり、前記イオン照射は、加速電圧は３ｋＶ以上、８ｋＶ以下とし、かつ下記式（１）を満たすイオンｄｏｓｅ量を照射したとき、イオン照射後の残留オーステナイトの面積率が、イオン照射前と比べて４０％以上残存する場合、鋼材中の残留オーステナイトが安定であると評価することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼材の評価方法。
ｂ＝３０−１０×ｌｎ（ａ）・・・（１）
ここで、
ａ：イオンの加速電圧（ｋＶ）
ｂ：イオンｄｏｓｅ量（ｐＣ／（μｍ）２）
である。 - 前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材の評価方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017060315A JP6604351B2 (ja) | 2017-03-27 | 2017-03-27 | 鋼材の安定性の評価方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017060315A JP6604351B2 (ja) | 2017-03-27 | 2017-03-27 | 鋼材の安定性の評価方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2018163034A JP2018163034A (ja) | 2018-10-18 |
| JP6604351B2 true JP6604351B2 (ja) | 2019-11-13 |
Family
ID=63860998
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017060315A Active JP6604351B2 (ja) | 2017-03-27 | 2017-03-27 | 鋼材の安定性の評価方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6604351B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109100378B (zh) * | 2018-07-24 | 2021-01-01 | 华北理工大学 | 一种低碳贝氏体钢中残余奥氏体的分析方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5994624B2 (ja) * | 2011-12-21 | 2016-09-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 試料観察方法 |
| JP2014198862A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-23 | 大同特殊鋼株式会社 | 残留オーステナイトを他組織と識別可能な着色エッチング液及びエッチング方法 |
| JP5821912B2 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| DE102014203090A1 (de) * | 2014-02-20 | 2015-08-20 | Bruker Nano Gmbh | Verfahren zur Identifizierung einer kristallographischen Kandidatenphase eines Kristalls |
-
2017
- 2017-03-27 JP JP2017060315A patent/JP6604351B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2018163034A (ja) | 2018-10-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Hofer et al. | Morphology change of retained austenite during austempering of carbide-free bainitic steel | |
| Rana et al. | Low-density low-carbon Fe–Al ferritic steels | |
| Rana et al. | Evolution of microstructure and mechanical properties during thermomechanical processing of a low-density multiphase steel for automotive application | |
| Leitner et al. | Strengthening behavior of Fe–Cr–Ni–Al–(ti) maraging steels | |
| JP6019117B2 (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP6292022B2 (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| Lee et al. | Effect of tempering on the microstructure and tensile properties of a martensitic medium-Mn lightweight steel | |
| Ebner et al. | Characterization of carbides in Q&P steels using a combination of high-resolution methods | |
| JP2011026690A (ja) | 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| Yan et al. | Effect of Micro‐Alloying Elements on Microstructure and Mechanical Properties in C–Mn–Si Quenching and Partitioning (Q&P) Steels | |
| JP6604351B2 (ja) | 鋼材の安定性の評価方法 | |
| Hofer et al. | Influence of heat treatment on microstructure stability and mechanical properties of a carbide‐free bainitic steel | |
| Wang et al. | Effect of intercritical annealing time on the microstructures and tensile properties of a high strength TRIP steel | |
| EP3418413A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, and production method therefor | |
| Kim et al. | Effect of aging treatment on impact toughness and corrosion resistance of super duplex stainless steel | |
| JP2018162495A (ja) | 高強度高延性鋼板およびその製造方法 | |
| Cao et al. | Influence of Nb Content on Microstructure and Mechanical Properties of a 7% Ni Steel | |
| Safyari et al. | Capacity of hydrogen traps affects H-assisted crack initiation and propagation mechanisms in martensitic steels | |
| Yao | κ-carbide in a high-Mn light-weight steel: precipitation, off-stoichiometry and deformation | |
| Poling et al. | Combined synchrotron X-ray diffraction and digital image correlation technique for measurement of austenite transformation with strain in TRIP-assisted steels | |
| KR20200134396A (ko) | Trip 강의 수소 지연파괴 특성 평가방법 | |
| JP6094540B2 (ja) | 耐水素誘起割れ特性に優れた鋼材の評価方法 | |
| Sackl et al. | Martensitic transformation of a high-speed tool steel during continuous heat treatment | |
| Ramos et al. | Mossbauer and XRD characterization of the phase transformations in a Fe-Mn-Al-C-Mo-Si-Cu as cast alloy during tribology test | |
| Priceputu et al. | Delta ferrite influence in AISI 321 stainless steel welded tubes |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20180502 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20180509 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20181024 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20190327 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190814 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190917 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190930 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6604351 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |