CN105163880B - 表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件 - Google Patents

表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种钢板的表层细粒化热剪切加工方法，其将钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，接着快速冷却进行淬火处理，其中，将开始剪切加工的温度设为对于钢板的Ar3测定值加上30～140℃后的温度(℃)。

Description

表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件
技术领域
本发明涉及用于汽车、船舶、桥梁、建设机械、各种成套设备等中的含碳率为0.15质量％以上的钢板的表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件。
背景技术
以往，对于用于汽车、船舶、桥梁、建设机械、各种成套设备等中的金属材料(钢板)，多实施利用冲头与冲模的剪切加工。近年，从安全性与轻量化的观点出发，各种部件的高强度化进展，并进行如《プレス技術》，Vol.46，No.7，36-41页(以下称为“非专利文献l”)所公开的大致同时进行压制成形与热处理而成形高强度部件的淬火压制。
对于通常的冷压产品，在压制成形后实施冲孔及修剪等剪切加工。然而，对于淬火压制产品若在成形后进行剪切加工，则因构件硬度较高而使剪切工具的寿命明显缩短。另外，也担心起因于剪切加工部的残留应力而产生延迟破坏。因此，对于淬火压制产品多进行激光切割而非剪切加工。
然而，激光切割耗费成本，故至今已提出了在剪切加工后进行热处理的方法(参照例如日本特开2009-197253号公报(以下称为“专利文献l”))、通过与热压同时而在进行淬火之前进行剪切加工、减少剪切加工部的残留应力的方法(参照例如日本特开2005-138111号公报(以下称为“专利文献 2”))、日本特开2006-104526号公报(以下称为“专利文献3”)、日本特开 2006-83419号公报(以下称为“专利文献4”))、减缓剪切加工部的冷却速度而降低淬火硬度的方法(参照例如日本特开2003-328031号公报(以下称为“专利文献5”))、进行局部通电加热而仅使剪切加工预定部软化以进行加工的方法(参照例如《CIRP Annals-Manufacturing Technology》57(2008)， p.321-324(以下称为“非专利文献2”))、通过控制高强度钢板的剪切加工面的表层组织而改善延迟破坏性的关于剪切加工的技术(参照日本特开 2012-237041号公报(以下称为“专利文献6”))等。
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1～6所公开的方法及非专利文献2所公开的方法存在若干问题。专利文献1所公开的方法是仅可使用于特定原材料的方法，而且其为用于剪切加工已经过淬火的原材料的方法，因此未解决工具寿命下降的问题。
专利文献2～4所公开的方法虽可减少钢板的变形阻力所导致的剪切加工部的残留应力，但无法减少工具烧接、淬火时的模具接触的不均匀性所导致的热应力及伴随钢板的相变而产生的残留应力。因此，热剪切加工部的延展性较低时，无法解决发生延迟破坏的问题。而且，并未记载提高热剪切加工部的延展性的方法。
专利文献5所公开的方法认为因钢板的剪切加工部并不硬化而可使延展性提高，但仅延迟冷却速度这点就使加工时间变长，成本提高。而且，非专利文献2所公开的方法需要准备新设有剪切加工用的通电加热装置的模具，成本提高。
专利文献6所公开的方法虽具有改善延迟破坏性的效果而优异，但剪切加工开始温度不论被加工材的材质及冷却速度而规定为400℃～900℃。因此，随着被加工材的材质及加工条件的不同，可能在发生延迟破坏的温度区(低温侧)中进行剪切加工。相反，若为了不产生延迟破坏而在所需以上的高温下进行剪切加工，热膨胀量增大，返回到常温时的尺寸变化大。其结果是，加工部件的尺寸误差变大。因此，若根据实际的热剪切条件将剪切加工温度精密控制在低温侧，则还有能进一步提升加工部件的加工精度并抑制延迟破坏的可能性。
专利文献6中公开了在剪切部表面上存在微细的铁素体时，不发生延迟破坏。然而，例如实施例的表1中的钢板成分A8及A9所获得的结果即使用了表5的钢板A8的实验编号36-40中，即便以相同的加热条件与保持条件、相同的剪切加工温度与冷却速度进行加工，组织有时也不均匀而发生延迟破坏。此外，使用表5的钢板A9的结果也同样。
本发明为解决以上问题，以无需增加加工时间及新工时即可防止在热剪切加工部产生的延迟破坏、以及提高产品的加工精度为课题，目的在于提供可解决该课题的表层细粒化热剪切加工方法，以及提供可满足这些要求的表层细粒化热剪切加工部件。
用于解决问题的手段
本发明人等对解决上述问题的方法进行了锐意研究。结果发现，若基于剪切加工部表层的等效塑性应变量将开始剪切加工的温度(剪切加工开始温度)设定在适当范围内，即便在剪切加工部存在较高残留应力，也不产生延迟破坏。
即，加工部的等效塑性应变量虽受加工时的温度、加工前的组织(铁素体或奥氏体)所影响，但加工后的组织变化则随着加工部的等效塑性应变量和加工温度而不同。对于如何不同，钢板的组成、加工前进行压制加工时该压制加工的条件及伴随其的温度过程均影响。通过考虑这些全部因素而使加工温度适当化，发现了即便在剪切加工部存在高的残留应力，也可不发生延迟破坏而提高尺寸精度的条件。
特别是，如果考虑含碳率为0.15质量％以上时剪切冷却后的冷加工性，优选对于含碳率为0.48质量％以下的JIS G 4051所规定的机械构造用碳钢，在放冷时的实测Ar3点大致为500℃以下，若如此即可应用本发明，已在 JIS G 4051的S17C、S25C、S35C及S45C的冷轧钢板中进行了确认。
本发明是基于上述见识而完成的，其要旨如下所述。
本发明的第1形态提供一种表层细粒化热剪切加工方法，其将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理；其中，将开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上 30～140℃后的温度(℃)。
本发明的第2形态提供一种表层细粒化热剪切加工方法，其将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理；其中，将开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上剪切加工部的表层的等效塑性应变量乘以40～60的系数所算出的值后的温度 (℃)。
本发明的第3形态提供基于本发明的第2形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，将所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量作为下述区域的等效塑性应变量的平均值算出，该区域为：从所述剪切加工部的剪切面在所述剪切面的法线方向上朝钢板内侧在所述钢板的板厚的5～20％的范围，且从所述剪切加工部的毛边侧的下表面朝所述钢板的板厚方向在该钢板的板厚的20～50％的范围。
本发明的第4形态提供基于本发明的第2或第3形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过基于钢板温度为500～800℃的应力-应变线图进行的数值模拟，算出所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量。
本发明的第5形态提供基于本发明的第2～第4形态中任一形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，基于下述式(1)的Mises的屈服函数，算出所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量。
本发明的第6形态提供基于本发明的第1或第2形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，钢板接触模具后至开始钢板的剪切加工为止在3秒以内。
本发明的第7形态提供基于本发明的第1或第2形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过使所述钢板与所述模具接触来进行所述快速冷却。
本发明的第8形态提供基于本发明的第1或第2形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过使从设于所述模具的钢板接触部的孔喷出的水通过设于所述钢板接触部的沟槽，进行所述快速冷却。
本发明的第9形态提供基于本发明的第1或第2形态的表层细粒化热剪切加工方法，其中，在对所述钢板进行所述加热与所述剪切加工之间，对该钢板进行不伴随断裂的压制成形。
本发明的第10形态提供一种表层细粒化热剪切加工部件，其中，在含碳率为0.15质量％以上的钢板的剪切加工部，在从断裂面在剪切面的法线方向上朝钢板内侧100μm的范围的表层由铁素体相和剩余部分所构成；所述剩余部分含有晶体粒径在3μm以下的贝氏体相、马氏体相、残留奥氏体相中的至少l相、及渗碳体和不可避免生成的夹杂物；所述铁素体相的平均粒径为3μm以下，且以个数计含有5％以上的纵横比为3以上的晶粒，并且该100μm的范围外由马氏体与不可避免生成的夹杂物构成，或者该 100μm的范围外由贝氏体与马氏体及不可避免生成的夹杂物构成。
本发明的第11形态提供基于本发明的第10形态的表层细粒化热剪切加工部件，其中，所述表层中，所述渗碳体的个数密度为0.8个/μm3以下，且所述渗碳体的最大长度为3μm以下。
本发明的第12形态提供基于本发明的第10或第11形态的表层细粒化热剪切加工部件，其中，通过EBSD(电子背散射衍射法)观察所测定的所述贝氏体相及马氏体相以及残留奥氏体相合计得到的所述表层中的面积率为10～50％。
本发明的第13形态提供一种表层细粒化热剪切加工部件，其通过将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理而制造，并且，开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3 加上30～140℃后的温度(℃)。
本发明的第14形态提供一种表层细粒化热剪切加工部件，其通过将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理而制造，并且，开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3 加上剪切加工部的表层的等效塑性应变量乘以40～60的系数所算出的值后的温度(℃)。
发明效果
本发明的表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件能够提供在不增加加工时间及新工序的情况下可抑制剪切加工部的延迟破坏，且尺寸精度良好的加工部件。
附图说明
图1A是表示利用冲头与冲模的穿孔剪切加工的形态的示意图。
图1B是表示利用冲头与冲模的修剪剪切加工的形态的示意图。
图2是表示钢板的剪切加工部的形态的图。
图3是表示温度过程与Ar3点的关系的图。
图4A是表示试验A中使用的热剪切加工装置的剪切加工前的状态的图。
图4B是表示试验A中使用的热剪切加工装置的剪切加工中的状态的图。
图4C是表示试验A中使用的热剪切加工装置的剪切加工后的状态的图。
图5是表示比较例的通过使用透射型电子显微镜的复制法而观察到的剪切加工部的表层的夹杂物(复制法、透射电子显微镜像)的图。
图6A是表示将等效塑性应变平均化的区域的图。
图6B是表示实际热剪切加工了的剪切加工部中形成有微细组织的区域的图。
图7是由实施例1而得到的金属组织(EBSD像)的例子。
图8为由实施例1而得到的金属组织的夹杂物(复制法、透射电子显微镜像)的例子。
图9A是表示试验B中使用的热剪切加工装置的弯曲加工状态的图。
图9B是表示试验B中使用的热剪切加工装置的剪切加工状态的图。
具体实施方式
[第1实施方式]
以下，详细说明本发明第1实施方式的表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件。
首先，对一般的剪切加工进行说明，并对经剪切加工了的剪切加工部件的剪切加工部进行说明。
如图1A、图1B所示，通过使冲头2相对于设置在冲模3上的钢板l 下降，进行穿孔剪切加工或修剪剪切加工。此时，钢板1的剪切加工部8 如图2所示，由(a)通过冲头2整体压入钢板1而形成的压陷(shear drop) 4、(b)使钢板1陷入冲头2与冲模3的空隙(冲头2与冲模3的间隙)中并使其局部拉伸而形成的剪切面5、(c)陷入冲头2与冲模3的空隙中的钢板1 断裂而形成的断裂面6、和(d)形成于钢板1的背面的毛边7而构成。
此外，以下的实施方式的说明中，对于同样的构成要素也标注同样的参照符号，并省略其详细说明。
另外，本实施方式中，虽使用“剪切加工部的表层”的用语，但其是指从剪切加工部的表面在剪切面法线方向上至100μm为止的区域。
以下，首先，说明本发明人等对于热剪切加工的见识，接着，说明基于该见识而发现的表层细粒化热剪切加工方法，最后对通过该加工方法而形成的表层细粒化热剪切加工部件与加工方法的作用一并进行说明。
本实施方式的热剪切加工中使用0.15质量％以上的高碳区域的钢板。该钢板的由奥氏体到铁素体的状态图中的相变开始温度(Ae3点)为 800～900℃。另外，对于在奥氏体的状态下大幅度塑性变形的部分，即使进行了快速冷却，也不发生马氏体相变，而是相变为铁素体。因此，在以状态图为基准的奥氏体单相的温度区内加工后，若进行快速冷却，则塑性变形大的剪切加工部的表层大致全部形成铁素体，除此以外的未发生塑性变形的部分则形成马氏体。但加工温度较高时，因热应变而使尺寸精度变差。另外，若在以状态图为基准的奥氏体与铁素体并存的温度区内加工，则有塑性变形了的铁素体导致延迟破坏的发生不一致的问题。
因此，本发明人等进行了实验，在对钢板进行均热处理后改变开始剪切加工的温度(剪切加工开始温度)以进行剪切加工。此外，该剪切加工开始温度是在距离钢板的剪切加工位置隔开3～5mm的位置上在板厚方向的中央埋入热电偶而测定剪切加工开始时的温度。钢板如果与模具接触，则发生散热而温度降低，因此将钢板与模具接触后至剪切加工开始设为3秒以内。
需要说明的是，本实施方式中，所谓“模具”，是指剪切加工时所使用的冲模3与衬垫12(参照图4A)。另外，所谓“使钢板与模具接触后”，是指使从钢板1与冲模3或衬垫12的任一方接触的时刻起。
其结果是，本发明人等发现：存在不发生钢板的剪切加工部(断裂面) 上的延迟破坏而尺寸精度良好的温度范围，该温度范围随着加工条件及钢板的成分而不同。而且，本发明人等也一并发现：控制剪切加工前的钢板的冷却也影响剪切加工部(断裂面)的延迟破坏及加工部件的尺寸精度。
进而，得到下述见识：将剪切加工开始温度如后述那样设为适当的温度时，除微细的铁素体外，还加入微细的贝氏体、马氏体及残留奥氏体，而且渗碳体减少。
微细的铁素体组织的韧性一般高于马氏体组织。因此，若剪切加工部的表层中存在此高韧性的微细铁素体组织，则可抑制延迟破坏。
该剪切加工开始温度考虑热剪切加工时的温度变化，进而就剪切加工应变的大小进行计算，从而求出适当的温度范围。
首先，将钢板加热至950℃，并在将保持了90秒的钢板设置于4根尖针上的状态(以下有时也称为“针状支撑”)下进行冷却后，测定相变温度。温度测定通过埋入到钢板中的热电偶来进行。
所测得的Ar3点并非如状态图那样假定冷却速度为0，而是某种有限的冷却速度下从FCC结晶的奥氏体组织开始相变为铁素体等BBC结晶组织的温度。
该测得的Ar3点与状态图所示的从奥氏体相变为铁素体的相变温度 (Ae3点)有200～300℃的大幅差异。另外，在与模具面接触的状态(虽为未淬透的程度，但与针状支撑相比冷却速度快)下测定Ar3点，结果比Ae3点低 400℃左右，即与针状支撑相比为低100℃左右的值。
Ar3点低于Ae3点，这在金属材料领域中是技术常识。然而，其定量差异尚不明确。通过本发明人等的试验，明确了热剪切加工中如上所述呈现非常大的差异。
以上述测定方法(针状支撑)测定Ar3点的结果示于图3中，仅供参考。钢板主要使用板厚为1.5mm者。加工所使用的钢板的板厚范围在 0.5mm～3.0mm左右。此外，Ar3点是从奥氏体开始相变为铁素体的温度，因此其测定不需要包括剪切加工及淬火(快速冷却)工序。因此，图3的曲线图中未包括淬火工序。
图3中，起初，冷却速度为7℃/秒，冷却开始后经过50秒时其冷却速度急剧降低。该钢板的冷却速度为1℃/秒以下后的钢板温度(约680℃) 则认定为相变温度(Ar3点)。测定Ar3点时，钢板虽直接冷却至室温，但实际上在高于Ar3点的温度下开始进行剪切加工，然后进行淬火工序。
此外，本实施方式中使用与上述针状支撑时相同的方法而将实际加工的板设置条件下测得的Ar3温度定义为“测定的(钢板)的Ar3”。该测定时的冷却速度大多约为5℃/秒至30℃/秒左右(放冷状态)。
此外，若事先作为预备试验实施上述实验并把握热剪切加工条件，则在实际的量产工序阶段中，若进行适当的钢板的均热温度管理、以及将钢板置于模具后至开始剪切加工为止的时间管理，则也可不必准备埋入有热电偶的模具而对每次剪切测定剪切加工开始时所剪切的钢板的表面温度，从而进行操作。另外，量产工序中测定钢板的表面温度而进行操作时，也可在紧临热剪切加工之前以辐射温度计测定钢板的表面温度。
接着，如上所述，利用剪切加工的塑性变形与剪切加工部的组织有关，因此本发明人等利用数值计算而进行了剪切加工部附近的塑性应变的导出。在此，将塑性应变作为等效塑性应变进行了评价。
实际加工在高于所测得的Ar3温度的区域内进行加工，因此作为计算的前提，将钢板的变形阻力等机械特性的数值作为奥氏体值。另外，奥氏体的机械特性的温度相依性采用已广泛使用于热压印的22MnB5等效钢的热拉伸试验(将钢板加热至Ac3点以上的温度后，再放冷至规定的温度，然后进行拉伸试验)中的实测值。此外，上述的温度相依性记载于例如“Hongsheng Liu,Jun Bao,Zhongwen Xing,Dejin Zhang,Baoyu Song,and ChengxiLei；”Modeling and FE Simulation of Quenchable High Strength Steels SheetMetal Hot Forming Process”,Journal of Materials Engineering and Performance,Vol.20(6),2011,pp.894-pp.902”(以下有时也称为“非专利文献3”)中，实施者也可不实际测定而使用上述文献值。
通过数值计算而得到的塑性应变在剪切加工面的表面上最大，随着远离表面而减小。另外，已知若在规定的温度范围内，剪切加工部中发生100％以上的等效塑性应变的区域与实际产生微细组织的区域一致。
此外，通过数值计算而得到的值有可能随解析者不同而不一致。因此，发明人等以多种钢种、解析者、软件进行数值计算，得到下述结果：可使上述剪切加工部的剪切面的法线方向上发生100％以上的等效塑性应变的区域(距离)与产生了微细组织的剪切面法线方向的区域(距离)一致的温度范围是比所测得的Ar3高大约30～140℃的温度范围。
其中，在高于对测得的Ar3点加上140℃后的温度(以下有时也记载为“超过Ar3+140℃”)的温度区域内，计算所得的剪切加工部的剪切面法线方向上发生100％左右的等效塑性应变的区域大于加工部件的剪切加工部实际的微细区域。如果分析该微细区域的组织的构成，则大半为铁素体及碳化物。另一方面，表层以外为马氏体。
铁素体与马氏体因其晶体结构和元素的固溶状态的不同而体积不同。因此，若形成于剪切加工部的表层的微细组织区域较大，且微细组织的大半由铁素体所构成，则微细的铁素体与马氏体的边界面积增加。其结果是，加工部件的尺寸精度恶化。另外，若考虑热应变，则剪切加工开始温度越高，加工部件的尺寸精度越恶化。
另外，剪切加工开始温度小于对测得的Ar3加上30℃后的温度(以下有时也记载为“小于Ar3+30℃”)时，实际的微细区域小于发生100％以上的等效塑性应变的区域。另外，发生100％以上的等效塑性应变的区域减小，因而小于该区域的实际的微细组织区域变得非常小。另外，在小于测得的 Ar3+30℃的温度下，由于内部的热分布的影响，奥氏体的一部分开始相变为铁素体，这样的铁素体因剪切加工而发生塑性变形。其结果是，加工部件的剪切加工部表面的残留应力变得过剩，延迟破坏的危险性增加。
另一方面，剪切加工开始温度如果超过Ar3+30℃，则在奥氏体开始相变为铁素体之前对钢板进行剪切加工，以避免铁素体导致的剪切加工部的残留应力变得过剩。
基于以上的发现，本实施方式的表层细粒化热剪切加工方法构成如下。
首先，简单说明试验所使用的剪切加工装置。如图4A所示，剪切加工装置10具备设置钢板1的冲模3、配置于冲模3上部用于按压设置于冲模 3上的钢板l的衬垫12、和配设于衬垫12内部可通过插入冲模3的孔部14 而打穿钢板1的规定范围的冲头2。
首先，将含碳率为0.15质量％以上的钢板1加热至比Ar3+30℃～Ar3+140℃的范围的剪切加工开始温度更高的Ac3～1400℃的范围，再实施均热化处理后，设置于冲模3上(参照图4A)。
然后，如图4B所示，用衬垫12按压冲模3上的钢板l后，通过冲头2 对钢板1进行剪切加工。此外，将钢板1设置于冲模3上后，在3秒以内开始钢板1的剪切加工。对将钢板l设置于冲模3上后至开始剪切加工为止的时间(剪切加工开始时间)进行控制，由此可将剪切加工时的钢板1的温度控制在Ar3+30℃～Ar3+140度的范围内。
如图4C所示，通过冲头2打穿钢板1的规定范围，并且使打穿了的钢板l通过冲模3及衬垫l2而快速冷却，从而进行淬透，形成经过了剪切加工的加工部件。
对这样的本实施方式的表层细粒化热剪切加工方法及通过该加工方法而形成的表层细粒化热剪切加工部件(以下有时也称为“加工部件”)的作用进行说明。
在这样形成的加工部件(钢板)的剪切加工部8中，在剪切面5的法线方向上朝钢板的内侧100μm的范围的表层至少由形成上述断裂面的一部分的铁素体相与剩余部分所构成，剩余部分具有贝氏体相、马氏体相、残留奥氏体相、及渗碳体以及不可避免生成的夹杂物。另外，形成于剪切加工部8 的表层的铁素体相及贝氏体相、马氏体相、残留奥氏体相的平均粒径为3μm 以下。另外，剪切加工部8的表层中以个数％计含有5％以上的纵横比为3以上的晶粒。此外，剪切加工部8的表层以外为不可避免生成的夹杂物与马氏体、或者马氏体与贝氏体及不可避免生成的夹杂物的混合组织。
即，加工部件对加热至Ar3点+30℃～140℃的钢板1进行剪切加工而形成，因此剪切加工部8(断裂面6)(参照图2)的表层形成有微细的铁素体组织、马氏体组织、贝氏体组织、残留奥氏体组织。实际剪切加工钢板1而得到的钢板示于图6B中。如图6B所示，剪切加工部8中从断裂面6至剪切面 5在表层形成有微细的组织11，但断裂面6上特别是从表面至100μm左右的深度为止形成有微细的组织。
微细的铁素体组织的韧性一般高于马氏体组织。因此，该高韧性的微细铁素体组织存在于剪切加工部8(断裂面6)表层，所以可抑制延迟破坏导致的剪切加工部8(断裂面6)的延迟破坏的发生。
另外，如以下所记载的，本实施方式的加工部件通过剪切加工部8(断裂面6)的表层中形成的微细的马氏体组织、贝氏体组织、残留奥氏体组织，能够抑制剪切加工部8(断裂面6)的延迟破坏的发生。
本实施方式的通过EBSD而得到的剪切加工部的表层的组织照片示于图7，仅供参考。
图7中，黑色部分为贝氏体相、马氏体相或残留奥氏体相。如照片所示，晶粒也具有纵横比为3以上者，但因后述的理由而未发生延迟破坏。
此外，此处所谓“粒径”，是指将在剪切面的法线方向上在沿钢板的板厚方向的截面中观察时的铁素体单个的晶粒面积置换为同一面积的圆时的圆直径，即圆换算直径(当量圆直径)。
剪切加工部8的表层并非微细的铁素体相的单相，而是存在贝氏体相及马氏体相、残留奥氏体相。一般而言，存在于铁素体相中的贝氏体相及马氏体相、残留奥氏体相捕捉导致延迟破坏的扩散性氢。因此，微细的铁素体相中存在这些相时，有抑制延迟破坏的效果。
另外，贝氏体相及马氏体相、残留奥氏体相若为3μm以下的微细状态时，捕捉扩散性氢的位点进一步增加，因此可进一步抑制延迟破坏。
另一方面，渗碳体捕捉扩散性氢的效果小，可能成为延迟破坏发生的起点，因此较少为好。
另外，为了形成粒径为3μm以下的微细的贝氏体相及马氏体相、残留奥氏体相的剩余部分构成，纵横比大于3的铁素体的出现是不可避免的。用透射电子显微镜分析的结果，纵横比大于3的铁素体几乎没有塑性变形，或仅为少量的状态，由于并非为专利文献6中记载那样的塑性变形后进行拉伸者，因此对延迟破坏的耐性并未造成不良影响。其作用的详情虽尚不明确，但为了形成上述的贝氏体相及马氏体相、残留奥氏体相的剩余部分构成，必须存在纵横比为3以上的铁素体组织。
为了形成这些组织，也需要将剪切加工温度调整为Ar3+30℃～Ar3+140 ℃。由于以某种冷却速度冷却钢板，所以上述加工温度下组织保持奥氏体的状态，但认为增加适当量的加工应变，已经生成了相变为马氏体以外的其他相的相变核。此时，相变成何种相取决于冷却速度。
若超过Ar3+140℃，则冷却速度较快，若增加无法相变成马氏体的程度的加工应变，则奥氏体将在冷却中形成过冷状态(温度低于可存在组织形态的温度区)。在这样的情况下，奥氏体容易相变为微细的铁素体组织。
另一方面，若为Ar3+140℃度以下，则无法相变为铁素体，进而由于加工应变的影响，生成也无法相变为马氏体的晶粒。这样的晶粒形成贝氏体。另外，加工应变较少时也存在可相变为马氏体的晶粒。另外，相变为上述不均匀的3种相会诱发碳在一部分奥氏体中的浓化，此种奥氏体在室温下也可稳定，因而形成残留奥氏体。这些相生成于微细的铁素体的晶粒间，因此其本身也变得微细为3μm以下。
此外，为了更加稳定地形成这些组织，优选将钢板与模具接触后至剪切加工开始为止的时间设在3秒以内。这是因为至剪切加工开始为止的时间若大于3秒，则钢板表面生成氧化皮，钢板与模具的接触变得不均匀。不均匀的接触如果导致热不均的发生，则剪切加工部的冷却状态产生不一致。
另外，在超过Ar3点+140℃度的温度下剪切加工专利文献6的钢板时的断裂面的表层的渗碳体的分布示于图5中。专利文献6中，仅以400℃～900℃的温度区域设定剪切加工开始温度，因此也包含超过Ar3+140℃的情况。此时，例如，如图5所示，渗碳体C(除圆形以外的黑色部分)的个数密度为0.8个/μm3，以上，最大长度为3μm以上。
另一方面，在本实施方式的情况下，如后述的试验结果(图8)所示，在钢板的断裂面的表层上，渗碳体(除圆形以外的黑色部分)的个数密度为0.8 个/μm3以下，且其最大长度为3μm以下。依据发明人等的经验，渗碳体的个数降至该程度且尺寸也较小时，大致不会发生渗碳体本身成为发生延迟破坏的起点的情况。
另外，如图7所示，在钢板的剪切加工部上从断裂面在剪切面的法线方向上朝钢板内侧100μm的范围内，通过EBSD(电子背散射衍射法)观察而测定的上述贝氏体、马氏体或残留奥氏体相的合计的面积率为10～50％。
这也依据发明人等的经验，若这些相的合计面积率小于10％，则无法充分进行扩散性氢的吸留，延迟破坏的危险性增大。另一方面，这些相的合计面积率若超过50％，则断裂面的表层的微小铁素体的比例降低，因而微小铁素体所带来的韧性提高效果也降低，延迟破坏的危险性增大。这些相的合计面积率若在该范围外，虽不是立即丧失本发明的效果，但在该范围内更优选。
此外，关于剪切加工后使钢板1快速冷却的方法，不限于本实施方式的通过模具(冲模3、衬垫12)与钢板l的接触而进行快速冷却，例如，也可使钢板l直接接触水而使钢板l快速冷却。作为使钢板1接触水的方法，可举出使冷却水通过设于模具的钢板接触部的沟槽的方法。
另外，即便压制成形后进行剪切加工时，也可与本实施方式的加工部件同样地抑制剪切加工部的延迟破坏，形成具备尺寸精度的加工部件。
[第2实施方式]
对本发明第2实施方式的表层细粒化热剪切加工方法进行说明。对于与第1实施方式相同的构成要素标记相同的参照符号并省略其详细说明。此外，通过本实施方式的表层细粒化热剪切加工方法而形成的表层细粒化剪切加工部件与第1实施方式相同，故省略其作用效果的说明。
发明人等发现：对于在剪切加工部的剪切面法线方向上产生100％左右的等效塑性应变的区域与产生了微细的铁素体、马氏体、贝氏体残留奥氏体组织的剪切面法线方向上的区域(距离)一致的温度范围，将测定的Ar3 加上剪切加工部的表层的等效塑性应变量乘以40～60的系数所算出的值后得到的温度范围(℃)设定为剪切加工开始温度即可。
此外，本实施方式中，作为剪切加工部的表层的等效塑性应变量，认为使用下述的值是适当的。
如图6A所示，使用从剪切加工部8的剪切面5在剪切面5的法线方向上朝钢板1内侧在钢板1的板厚H的5～20％的范围内、且在从剪切加工部 8的毛边7侧下表面12朝钢板l的板厚方向在钢板1的板厚H的20～50％的范围内的区域A(粗线框内)内通过计算而得的塑性应变量的平均值，作为剪切加工部的表层的等效塑性应变量。
发现：通过如此设定区域A，可得到解析者及解析条件的差异影响较小的等效塑性应变量。该值如后所述，被认为作为等效塑性应变量是合理的数值，但也可根据计算手段而采用其它修正应变的值。
此外，上述加工部的表层的等效塑性应变量使用通过500℃～800℃的温度区域的计算而求出的值。确认该区域内的表层的等效塑性应变量为大致恒定。
与等效塑性应变量相乘的系数设有40的下限的理由，是由于考虑钢种导致的系数的差异及数值计算的误差。通过重复进行实验、数值计算，即便在该系数范围外，也出现微细的铁素体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体组织，但作为以更高的概率出现的系数的下限，得到40。
另外，与等效塑性应变量相乘的系数设有60的上限的理由，是由于加工温度若过高，则加工部件的尺寸精度恶化。这认为是因为温度升高时，表层的微细组织的区域扩大，但与邻接的表层以外的部分的密度差增大，进而热应变也增大，所以冷却后尺寸精度恶化。
另一方面，若将加工部件尺寸与部件设计尺寸的差大致控制在设计尺寸的-0％+5％的范围内，则产品的不良率将降至经济上能够容许的程度而实质上没有问题。因此，作为试行错误的结果规定了它们的上限。
关于钢板的测得的Ar3点，应在实际使用的模具内设置钢板，预先通过热电偶等依据温度下降过程而测定。优选将热电偶埋入模具内，热电偶传感部直接接触被剪切材的钢板。这是因为测得的Ar3点随钢板的冷却速度而不同。此外，如图3所例示的，已周知测得的Ar3点是作为温度的下降速度不同的点而测定的。后述的试验A、B中也采用该方法。
本实施方式中，算出剪切加工部的等效塑性应变是重要的。在热剪切加工中，必然在剪切加工中或随后金属组织中发生相变，无法测定等效塑性应变。因此，通过FEM(有限元法)解析进行剪切加工模拟，算出等效塑性应变。
剪切加工的模拟中，产生急剧的塑性应变的变化。因此，剪切加工部表层的塑性应变的计算结果容易产生由解析者及解析条件导致的不同。为减少这样的解析者及解析条件的影响，优选将FEM解析区域设定为恒定，并在该区域内将等效塑性应变平均化而算出。
本发明人等试行错误的结果是设定了该区域。图6A中示出了将等效塑性应变平均化的区域。如图6A所示，将等效塑性应变平均化的区域A(粗线框内)设定为下述范围：从剪切加工部8的剪切面5在剪切面5的法线方向上朝钢板1的内侧在钢板1的板厚H(参照图4)的5～20％的范围，且从剪切加工部的毛边7侧的下表面12朝钢板1的板厚方向在钢板1的板厚H的20～50％的范围。
另外，进行模拟时，温度变化逐次变化，因此暂时设定剪切加工开始温度，并基于其算出等效塑性应变，再基于算出的等效塑性应变而决定真正的剪切加工开始温度，有必要进行上述重复计算。上述计算花费成本。
本发明人等用若干标准进行了计算，结果明确：通过基于500～800℃的任一钢板温度下的应力-应变线图进行1次数值模拟，可以进行近似计算。
此外，作为计算的前提，在高于所测得的Ar3温度的区域中加工时，将此时的钢板的刚性等机械特性的数值作为奥氏体的值。
此外，模拟时，未特别考虑各向异性，通过假定为各向同性的Mises 屈服函数算出等效塑性应变，由此没有特别问题地算出了剪切加工开始温度。
利用Mises的屈服函数算出的等效塑性应变增量dε-P在物质坐标系采用x、y、z时，以下式表示，等效塑性应变量以该增量的积分的形式赋予。
如上所述，在本实施方式的加工方法中，通过在算出的剪切加工开始温度下对钢板进行剪切加工，在剪切加工部的表层形成微细的铁素体等组织，抑制剪切加工部(断裂面)的延迟破坏的发生，并且将剪切加工开始温度设置在规定的范围内，由此抑制热应变等，能够确保加工部件的尺寸精度。
特别是为了算出等效塑性应变量，设定了剪切加工部中规定的范围区域A，因此能算出误差小的等效塑性应变量。
另外，在用于算出等效塑性应变量的FEM的模拟中，温度变化逐次变化，因此需要基于暂定的剪切加工开始温度算出等效塑性应变量，并基于其决定真正的剪切加工开始温度的重复计算。然而，在本实施方式中，基于500～800℃的任一钢板温度下的应力-应变线图仅进行1次数值模拟即可进行近似计算，因此可简化计算。
另外，通过暂定为各向同性的MiseS的屈服函数算出等效塑性应变，可进一步简化计算。
此外，第2实施方式的表层细粒化热剪切加工方法中记载的等效塑性应变量的算出方法可应用于第1实施方式的表层细粒化热剪切加工方法中的等效塑性应变量的计算。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的加工条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的加工条件的一例，本发明并不限定于该加工条件。本发明在未脱离本发明的要旨、可实现本发明的目的的限度内，可采用各种加工条件。
(试验A)
使用图4A～图4C所示的剪切加工装置10，将表1所示的成分组成的钢种A～C的高强度钢板1(200mm×150mm)设置于冲模3上后，使冲头2 与衬垫12一同从上部接近钢板1上，并以衬垫12按压钢板1，同时通过冲头2(宽65mm)对钢板1进行剪切加工。经剪切加工的钢板l通过模具(冲模 3与衬垫12)进行快速冷却。此外，加工条件如表2所示。另外，冲头2与冲模3的空隙设为0.15mm。
另外，除比较例以外，钢板1与冲模3抵接后至开始剪切加工为止的保持时间设为0.5秒至3秒。表2中的剪切加工开始温度为在该保持时间的范围内所得到的温度。
实施例中使用的钢板的板厚设为1.5mm。此外，本发明的适用范围的钢板板厚为0.5mm至3mm左右。
各钢板的测得的Ar3点通过下述方法求出：将加热至950℃的钢板以与模具上方接触的方式置于剪切加工装置中而冷却，并测定此时的温度过程而求得(将温度降至室温之前的钢板冷却速度为1℃/秒以下的温度视为 Ar3点)。
为了估算等效塑性应变，通过采用商用软件的Dassault Systemes(达索系统)株式会社的AbaquS/Standard的有限元法模拟进行了以钢板为750℃时的变形阻力为输入内容的剪切加工模拟。此时，使用Mises的屈服函数，并将工具刀刀尖附近的解析区域设为0.02mm×0.04mm的四边形全积分元。另外，冲头每压入0.05mm，就进行网格重划(remeshing)。断裂依据 Hancock&Mackenzie的延展性断裂模型来定义，并将满足条件的元的刚性设为0。在特定条件下基于实际观察到的剪切面率来拟合该延展性断裂模型的参数。使用在从剪切加工部8的剪切面5朝剪切面5的法线方向在钢板l 的板厚H的10％内、且在从剪切加工部8的毛边7侧的下表面12朝钢板1 的板厚方向在钢板l的板厚H的30％内的区域A内的平均等效塑性应变(参照图6A)。
另外，评价了加工后的经打穿的废料16(参照图4(C))的长度作为尺寸精度。若未发生尺寸的误差，则加工后的废料16的长度应为65mm。因此，表2中，将加工后的废料16的长度的误差除以65，并将转换(×100)为百分比的值记载为尺寸误差。
表1
(质量％)
钢种 C Si Mn B Cr
A 0.22 0.22 1.20 0.002 0.16
B 0.16 0.40 1.00 0.001 0.23
C 0.25 0.21 1.24 0.002 0.34
表2
对各实施例、比较例各进行了3次试验。此外，关于延迟破坏的有无，如果仅一次就发生延迟破坏，则评价为有延迟破坏。另外，尺寸误差设为三次的平均值。
在实施例1～6中，剪切加工部(断裂面)的延迟破坏的发生得到抑制，且加工部件的尺寸精度得到改善。
参照图7(EBSD、显微组织像)与图8(抽取复制试样的透射电子显微镜观察像)，说明实施例1的从剪切加工部的断裂面起100μm的范围中的显微组织。
如图7所示，依据EBSD解析结果、透射电子显微镜的EDS(特征X 射线能量散射型分析)及电子束衍射解析，确认了由铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、渗碳体及来自铁以外的合金元素的夹杂物所构成。
具体而言，图7是将剪切加工部中剪切面的法线方向上沿钢板的板厚方向的实施例l的截面试样埋入硬质树脂中，并进行研磨、电解研磨后，通过EBSD而得到的显微组织像，图8是以透射电子显微镜观察通过采用 SPEED法(Potentiostatic Etching byElectrolytic Dissolution：非水溶剂中恒电位电解法)的抽取复制法而制成的实施例l的试样的图。
如图7(EBSD显微组织像)所示，从断裂面朝剪切面的法线方向在 100μm的范围中的断裂面的表层中，铁素体(图7、黑色以外的部分)F的粒径为3μm以下非常小，马氏体、贝氏体、残留奥氏体(图7、黑色部分)BMA 的粒径也为3μm以下。另外，在该范围中，也可见纵横比大于3的晶粒，其比例以个数计为6％左右。
实施例2～6的任一者中均为相同的显微组织。在此，在显微组织的鉴定时，对1个实施例，在从断裂面的表面100μm的范围内随机地拍摄约5 点8.0×20μm的视场。
另外，如图8所示，可知实施例1中渗碳体(除圆形以外的黑色部分)C 的比例非常小。实施例1中，渗碳体的个数密度为0.8个/μm3，而且，观察到的渗碳体的最大长度为3μm以下。在此，关于渗碳体的分布状态，对一种条件从剪切加工部的表层随机地拍摄5张9.5×7.5μm的视场而进行判定。实施例2～6的任一者均相同。
另一方面，比较例1～5为不含铁素体的贝氏体与马氏体的混合组织(比较例1、2)或铁素体单相(比较例3～5)。在比较例1、2中，夹杂物与图8大致相同，几乎未观察到渗碳体，但在比较例3～5中，与图5相同，观察到大幅超过0.8个/μm3的非常高的个数密度的渗碳体(图5、参照除圆形以外的黑色部分)C。
此外，除剪切加工开始温度以外均与实施例1相同，将冲模3与衬垫 12(也称为模具)接触而冷却后至剪切加工开始为止的保持时间设为3.5秒，进行了实验。此时的加工开始温度也为Ar3+30℃以上，但重复3次中的1 次发生了延迟破坏。观察制得的产品的剪切加工面的表面，未发生延迟破坏的产品的剪切加工部表层的组织在距剪切面100μm的范围中，铁素体粒径为3μm以下非常小，马氏体、贝氏体、残留奥氏体的粒径也为3μm以下。另外，也可见纵横比大于3的晶粒，其比例以个数计为7％左右。
然而，发生了延迟破坏的加工部件的剪切加工部的表层组织在距剪切面起100μm的范围中，铁素体粒径虽为5μm左右，但马氏体、贝氏体、残留奥氏体的粒径也为5μm。另外，剪切加工部的表层也可见纵横比大于3 的晶粒，其比例以个数％计为7％左右。
(试验B)
剪切加工装置20具备：形成有弯曲成形用的穴部22及穴部22底面上的穿孔变形用的孔部24而设置钢板1的冲模3、可通过插入穴部22而使钢板l发生弯曲变形的冲头2、和内藏于冲头2中通过在弯曲变形后插入孔部 24而在钢板1的规定范围形成穴(剪切加工)的动模26。
模拟不伴随钢板的断裂的压制成形，剪切加工装置20在将钢板1设置于冲模3上后，先通过驱动冲头2而将加热了的钢板l成形为帽(hat)形(参照图9A)。然后，通过动模13对钢板1进行直径20mm的穿孔试验(参照图 9B)。
关于钢板1接触动模26后至剪切加工开始为止的时间，除比较例以外，为0.1秒至0.5秒左右。
将冲头2与冲模3的空隙设为0.15mm，鉴定了依据帽形成形后的热过程而测得的Ar3。等效塑性应变的计算与试验A相同。采用表3所示的加工条件。
此外，试验B的评价方法也与试验A相同。
顺便说一下，试验B的尺寸精度以加工后的通孔的直径进行评价。若未发生尺寸的误差，则加工后的钢板1的通孔直径应为20mm。因此，在本试验的实施结果的表3中，将加工后的通孔径的误差除以20，记录转换为百分比(×100)的值作为尺寸误差。
表3
在实施例7～10中，可知抑制了剪切加工部(断裂面)上延迟破坏的发生。
另外，表3中的实施例7～10中，剪切加工部的表层(距表面100μm的范围)的显微组织与实施例1～6(图7(显微组织)和图8(夹杂物))相同，含有铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、渗碳体及来自铁以外的合金元素的夹杂物。实施例7～10的显微组织和夹杂物与实施例1～6相同。
比较例6～11的显微组织、夹杂物与比较例1～5相同。即，比较例6～8 为不含铁素体的贝氏体与马氏体的混合组织，比较例9～11为铁素体单相。比较例6～8中几乎未观察到渗碳体，但比较例9～11观察到大幅超过0.8个 /μm3的非常高个数密度的渗碳体。
此外，通过参照2013年5月9日提出申请的日本特许出愿2013-099243 号所公开的全部内容，将其纳入本说明书中。
产业上的可利用性
如前所述，根据本发明，在钢板的热剪切加工中，无需增加加工时间及新工序，就能够防止热剪切加工部中发生延迟破坏。因此，本发明在钢板加工技术产业中的可利用性高。

Claims (14)

1.一种表层细粒化热剪切加工方法，其将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理，其中，将开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上30～140℃后的单位为℃的温度。
2.一种表层细粒化热剪切加工方法，其将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理，其中，将开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上剪切加工部的表层的等效塑性应变量乘以40～60的系数所算出的值后的单位为℃的温度。
3.根据权利要求2所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，将所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量作为下述区域的等效塑性应变量的平均值算出，该区域为：从所述剪切加工部的剪切面在所述剪切面的法线方向上朝钢板内侧在所述钢板的板厚的5～20％的范围，且从所述剪切加工部的毛边侧的下表面朝所述钢板的板厚方向在该钢板的板厚的20～50％的范围。
4.根据权利要求2或3所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过基于钢板温度为500～800℃的应力-应变线图进行的数值模拟，算出所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量。
5.根据权利要求2或3所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，基于下述式(1)的Mises的屈服函数，算出所述剪切加工部的表层的等效塑性应变量，
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6.根据权利要求1或2所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，钢板接触模具后至开始钢板的剪切加工为止在3秒以内。
7.根据权利要求1或2所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过使所述钢板与所述模具接触来进行所述快速冷却。
8.根据权利要求1或2所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，通过使从设于所述模具的钢板接触部的孔喷出的水通过设于所述钢板接触部的沟槽，进行所述快速冷却。
9.根据权利要求1或2所述的表层细粒化热剪切加工方法，其中，在对所述钢板进行的所述加热与所述剪切加工之间，对该钢板进行不伴随断裂的压制成形。
10.一种表层细粒化热剪切加工部件，其中，在含碳率为0.15质量％以上的钢板的剪切加工部，在从断裂面在剪切面的法线方向上朝钢板内侧100μm的范围的表层由铁素体相和剩余部分所构成，所述剩余部分含有各相的晶体粒径在3μm以下的贝氏体相、马氏体相、残留奥氏体相中的至少l相、及渗碳体和不可避免生成的夹杂物，所述铁素体相的平均粒径为3μm以下，且以个数计含有5％以上的纵横比为3以上的晶粒，并且该100μm的范围外由马氏体与不可避免生成的夹杂物构成，或者该100μm的范围外由贝氏体与马氏体及不可避免生成的夹杂物构成。
11.根据权利要求10所述的表层细粒化热剪切加工部件，其中，所述表层中，所述渗碳体的个数密度为0.8个/μm3以下，且所述渗碳体的最大长度为3μm以下。
12.根据权利要求10或11所述的表层细粒化热剪切加工部件，其中，通过电子背散射衍射法观察所测定的所述贝氏体相及马氏体相以及残留奥氏体相合计得到的所述表层中的面积率为10～50％。
13.一种表层细粒化热剪切加工部件，其通过将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理而制造，并且，开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上30～140℃后的单位为℃的温度。
14.一种表层细粒化热剪切加工部件，其通过将含碳率为0.15质量％以上的钢板在Ac3～1400℃的范围内加热、保持而进行奥氏体化后，将其设置于模具中进行剪切加工，并快速冷却进行淬火处理而制造，并且，开始所述剪切加工的温度设为对于预先测定的所述钢板的Ar3加上剪切加工部的表层的等效塑性应变量乘以40～60的系数所算出的值后的单位为℃的温度。
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