WO2014181882A1 - 表層細粒化熱間剪断加工方法および表層細粒化熱間剪断加工部品 - Google Patents

表層細粒化熱間剪断加工方法および表層細粒化熱間剪断加工部品 Download PDF

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義仁 関戸
環輝 鈴木
薫 川▲崎▼
瀬戸　厚司
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Definitions

  • the present invention relates to a method for surface grain refinement hot shearing of a steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more and a surface grain refinement hot shear process used in automobiles, ships, bridges, construction machines, various plants, etc. Regarding parts.
  • Non-Patent Document 1 The quench press which forms a high-strength member by performing press molding and heat treatment almost simultaneously is performed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-197253
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-138111
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-104526
  • Patent Document 4 a method of reducing the quenching hardness by slowing the cooling rate of the sheared portion
  • Patent Document 5 a method of softening only a portion to be sheared by performing local energization heating (for example, “CIRP A nnals-Manufacturing "Technology” 57 (2008), pp.321-324 (hereinafter referred to as “Non-Patent Document 2”), improving the delayed fracture property by controlling the surface layer structure of the sheared surface of high-strength steel sheet A technique related to shearing (see Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-237041 (hereinafter referred to as “Patent Document 6”)) has been proposed.
  • Patent Documents 1 to 6 and the method disclosed in Non-Patent Document 2 have several problems.
  • the method disclosed in Patent Document 1 is a method that can be used only for a specific material, and is a method of shearing a quenched material, so that the problem of a reduction in tool life cannot be solved.
  • Patent Documents 2 to 4 can reduce the residual stress of the sheared portion due to the deformation resistance of the steel sheet, but the thermal stress due to tool seizure and die contact non-uniformity during quenching, and The residual stress accompanying the transformation of the steel sheet cannot be reduced. Therefore, when the ductility of the hot shearing portion is low, the problem of delayed fracture is not solved. Moreover, it does not describe about the method of improving the ductility of a hot shearing part.
  • Patent Document 5 seems to be able to improve ductility because the sheared portion of the steel sheet is not hardened, but the processing time becomes longer and the cost increases as the cooling rate is lowered.
  • the method disclosed in Non-Patent Document 2 needs to newly prepare a mold provided with a current-carrying heating device for shearing, which increases costs.
  • Patent Document 6 The method disclosed in Patent Document 6 is excellent because it has the effect of improving delayed fracture property, but the shearing start temperature is regulated to 400 ° C. to 900 ° C. regardless of the material of the workpiece and the cooling rate. For this reason, depending on the material and processing conditions of the workpiece, shearing may occur in the temperature range (low temperature side) where delayed fracture occurs. Conversely, if shearing is performed at a higher temperature than necessary so that delayed fracture does not occur, the amount of thermal expansion is large, and the dimensional change when returning to room temperature is large. As a result, the dimensional error of the processed part increases. For this reason, if the shearing temperature is precisely controlled to the low temperature side in accordance with the actual hot shearing conditions, there is a possibility that delayed fracture can be suppressed while further improving the machining accuracy of the machined part.
  • Patent Document 6 discloses that delayed fracture does not occur when there is fine ferrite on the surface of the shearing portion.
  • the same heating conditions and holding conditions, the same shearing temperature and cooling rate are used. Even when processed with, the structure may vary and delayed fracture may occur. The same result was obtained using the steel sheet A9 in Table 5.
  • the present invention aims to prevent delayed fracture that occurs in the hot shearing section without increasing the processing time and new man-hours, and to increase the processing accuracy of the product, It is an object of the present invention to provide a method for surface grain refinement hot shearing that solves the above problems, and to provide a surface grain refinement hot shearing part that satisfies these requirements.
  • shearing start temperature the temperature at which shearing is started (shearing start temperature) is set to an appropriate range based on the equivalent amount of plastic strain on the surface layer of the shearing part, even if high residual stress exists in the shearing part And found that delayed destruction does not occur.
  • the amount of plastic strain in the processed part is affected by the temperature during processing and the structure before processing (whether ferrite or austenite), but the structure change after processing depends on the amount of plastic strain in the processed part and the processing temperature. Different. As for how they differ, the composition of the steel sheet, and when press working is performed before working, the press working conditions and the accompanying temperature history contribute. By taking into account all these factors and optimizing the processing temperature, the present inventors have found a condition for improving the dimensional accuracy without causing delayed fracture even when a high residual stress is present in the sheared portion.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more is heated and held in a range of Ac3 to 1400 ° C. to form austenite, and then placed in a mold and sheared.
  • the temperature at which the shearing starts is set to a temperature (° C) obtained by adding 30 to 140 ° C to Ar3 of the steel plate measured in advance.
  • a hot shearing method is provided.
  • a steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more is heated and held in a range of Ac3 to 1400 ° C. to austenitize, and then placed in a mold and sheared.
  • the temperature at which the shearing process is started is set to a pre-measured Ar3 of the steel sheet by a coefficient of 40 to 60 to the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the shearing part.
  • a surface grain refinement hot shearing method having a temperature (° C.) to which a value calculated as a product is added.
  • the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the shearing portion is set to 5 to 5 mm of the thickness of the steel plate inside the steel plate in the normal direction of the shearing surface from the shearing surface of the shearing portion. Calculated as the average value of the amount of equivalent plastic strain in the range of 20% to 20% of the thickness of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet from the burr-side lower surface of the sheared portion in the range of 20%.
  • a surface layer refinement hot shearing method according to a second aspect of the present invention is provided.
  • the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the sheared portion is calculated by a numerical simulation performed based on a stress / strain diagram with a steel plate temperature of 500 to 800 ° C.
  • a surface grain refinement hot shearing method according to the third aspect is provided.
  • the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the shearing portion is calculated based on a Mises yield function of the following formula (1).
  • a surface grain refinement hot shearing method according to an aspect is provided.
  • the surface grain refinement hot shearing according to the first or second aspect of the present invention is within 3 seconds from when the steel plate contacts the mold until the steel plate starts shearing. Provide a method.
  • the seventh aspect of the present invention provides the surface grain refinement hot shearing method according to the first or second aspect of the present invention, wherein the rapid cooling is performed by bringing the steel sheet into contact with the mold.
  • the water that is ejected from the hole provided in the steel plate contact portion of the mold is quenched by being passed through a groove provided in the steel plate contact portion.
  • a surface layer refined hot shearing method according to the first or second aspect is provided.
  • the surface grain refinement heat according to the first or second aspect of the present invention wherein the steel sheet is press-formed without breakage between the heating and the shearing of the steel sheet.
  • An inter-shear processing method is provided.
  • the surface layer in the range of 100 ⁇ m in the normal direction of the shear plane from the fracture surface to the inside of the steel sheet in the shear cut portion of the steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more is a ferrite phase.
  • the balance has at least one of a bainite phase, a martensite phase, a retained austenite phase having a crystal grain size of 3 ⁇ m or less, cementite, and unavoidable inclusions, and is an average of the ferrite phase.
  • the particle diameter is 3 ⁇ m or less and the number of grains having an aspect ratio of 3 or more is 5% or more.
  • a surface grain refined hot shear processed part composed of inevitable inclusions.
  • the number density of the cementite is 0.8 pieces / ⁇ m 3 or less, and the maximum length of the cementite is 3 ⁇ m or less.
  • the area ratio in the surface layer obtained by totaling the bainite phase, martensite phase and residual austenite phase measured by EBSD (electron beam backscatter diffraction method) observation is 10 to 50%.
  • the surface layer refined hot shearing component according to the tenth or eleventh aspect of the present invention is provided.
  • a steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more is heated and held in a range of Ac3 to 1400 ° C. to austenitize, and then placed in a mold and sheared.
  • the surface layer is refined at a temperature obtained by adding 30 to 140 ° C. to Ar 3 of the steel sheet, the temperature at which the shearing process starts is measured in advance, Provide hot sheared parts.
  • a steel sheet having a carbon content of 0.15% by mass or more is heated and held in a range of Ac3 to 1400 ° C. to form austenite, and then placed in a mold and sheared.
  • the temperature at which the shearing process is started is quenched by quenching, and the coefficient of 40-60 is applied to the amount of equivalent plastic strain in the surface layer of the shearing part to the Ar3 of the steel sheet measured in advance.
  • a surface grain refined hot sheared part having a temperature (° C.) added with a value calculated as a product of multiplication.
  • the delayed fracture in the sheared part is suppressed and the dimensional accuracy is excellent without increasing the machining time and a new process. Processed parts can be provided.
  • FIG. 2 is an example of a metal structure (EBSD image) obtained in Example 1.
  • FIG. 2 is an example of metal structure inclusion (replica method / transmission electron microscope image) obtained in Example 1.
  • FIG. It is a figure which shows the bending process state of the hot shearing apparatus used by Test B. It is a figure which shows the shearing state of the hot shearing apparatus used by Test B.
  • the punch 2 is lowered with respect to the steel plate 1 installed on the die 3, whereby punching shearing processing or trim shearing processing is performed.
  • the shearing portion 8 of the steel plate 1 includes (a) a sag 4 formed by the steel plate 1 being entirely pushed by the punch 2, and (b) a punch 2 and a die 3.
  • the steel plate 1 is drawn into the clearance (the gap between the punch 2 and the die 3) and is locally stretched to form the shear surface 5, and (c) the steel plate 1 drawn into the clearance between the punch 2 and the die 3 is broken. And (d) a burr 7 formed on the back surface of the steel plate 1.
  • the term “surface layer of the shearing portion” is used, which means a region up to 100 ⁇ m in the normal direction of the shearing surface from the surface of the shearing portion.
  • a steel sheet having a high carbon region of 0.15% by mass or more is used.
  • the transformation start temperature (Ae 3 point) in the phase diagram from austenite to ferrite of this steel sheet is 800 to 900 ° C.
  • the present inventors conducted an experiment in which shearing is performed by changing the temperature (shearing starting temperature) at which shearing is started after the steel sheet is soaked.
  • the shear processing start temperature was measured by embedding a thermocouple in the center of the plate thickness direction at a position 3 to 5 mm away from the shear processing position of the steel plate, and measuring the temperature at the start of the shear processing.
  • the steel plate touches the mold the heat is removed and the temperature decreases. Therefore, the time from when the steel plate is brought into contact with the mold to the start of shearing is within 3 seconds.
  • the “metal mold” refers to the die 3 and the pad 9 (see FIG. 4A) used during the shearing process. Further, “after contacting the steel plate with the mold” means from the time when the steel plate 1 is brought into contact with either the die 3 or the pad 9.
  • the present inventors have found that there is a temperature range in which the dimensional accuracy is improved without delayed fracture occurring in the sheared portion (fracture surface) of the steel plate, and this temperature range varies depending on the processing conditions and the components of the steel plate. It was. The inventors have also found that controlling the cooling of the steel plate before shearing also affects delayed fracture of the sheared part (fracture surface) and dimensional accuracy of the machined part.
  • shearing start temperature was set to an appropriate temperature as described later, in addition to fine ferrite, fine bainite, martensite, and retained austenite were added, and it was found that cementite was further reduced.
  • a fine ferrite structure generally has higher toughness than a martensite structure. Therefore, if this high toughness fine ferrite structure exists in the surface layer of the sheared portion, delayed fracture is suppressed.
  • This shearing processing start temperature was determined in consideration of the temperature change in the hot shearing process, and by calculating the size of the shearing process strain, an appropriate temperature range was obtained.
  • the steel sheet was heated to 950 ° C., and the steel sheet held for 90 seconds was cooled in a state where it was placed on four pointed needles (hereinafter sometimes referred to as “pin support”), and then the transformation temperature was measured. The temperature was measured with a thermocouple embedded in the steel plate.
  • the measured Ar3 point is not an assumption of a cooling rate of 0 as in the phase diagram, but a temperature at which transformation starts from an austenite structure, which is an FCC crystal, at a certain finite cooling rate, to a BBC crystal structure such as ferrite.
  • the measured Ar3 point was significantly different from 200 to 300 ° C. from the transformation temperature from austenite to ferrite (Ae3 point) shown in the phase diagram. Furthermore, when the Ar3 point was measured in a state where it was in surface contact with the mold (the degree of cooling was faster than the pin support, but about 400 ° C. lower than the Ae3 point, ie, pin support. The value was lower by about 100 ° C.
  • FIG. 3 For reference, the result of measuring the Ar3 point by the above measurement method (pin support) is shown in FIG. A steel plate having a thickness of 1.5 mm was mainly used. The range of the thickness of the steel sheet used for processing is about 0.5 mm to 3.0 mm.
  • Ar3 point is a transformation start temperature from austenite to ferrite, it is not necessary to include a shearing process or a quenching (rapid cooling) step in the measurement. Therefore, the graph of FIG. 3 does not include a quenching process.
  • the Ar3 temperature measured under the actual plate setting conditions using the same method as in the case of pin support described above is defined as “measured (steel plate) Ar3”.
  • the cooling rate in this measurement is about 5 ° C./s to about 30 ° C./s (cooling state).
  • the appropriate soaking temperature control of the steel plate and the steel plate are placed in the mold. If time management until the start of shearing is performed, it is not always necessary to prepare a mold embedded with a thermocouple and measure the surface temperature of the steel sheet sheared at the start of shearing for each shearing operation. Moreover, when measuring and operating the surface temperature of a steel plate in a mass production process, you may measure the surface temperature of a steel plate with a radiation thermometer just before a hot shearing process.
  • plastic deformation by shearing is related to the structure of the shearing part
  • the present inventors have derived the plastic strain near the shearing part by numerical calculation.
  • the plastic strain was evaluated as equivalent plastic strain.
  • the numerical value of mechanical properties such as deformation resistance of the steel sheet was set to the value of austenite as the premise of the calculation.
  • the temperature dependence of the mechanical properties of austenite is due to the hot tensile test of 22MnB5 equivalent steel widely used for hot stamping (the steel sheet is heated to a temperature above the Ac3 point, allowed to cool to a predetermined temperature, and then the tensile test Measured values in (1) are used.
  • Non-Patent Document 3 Modeling and FE Simulation of Quenchable Strength Steels Material Process Engineering and Performance, Vol. 20 (6), 2011, pp.894-pp.902 ”(hereinafter sometimes referred to as“ Non-Patent Document 3 ”), without the actual measurement by the practitioner.
  • Such literature values can also be used.
  • the plastic strain obtained by numerical calculation was the largest as the surface of the sheared surface was farthest away from the surface. Furthermore, it was found that the region where the equivalent plastic strain of 100% or more is generated in the sheared portion and the region where the microstructure is actually generated coincide with each other within a predetermined temperature range.
  • the temperature range in which the region (distance) in the normal direction of the shear plane where the occurrence of the same coincides is a temperature range approximately 30 to 140 ° C. higher than the measured Ar3.
  • the sheared surface normal direction of the sheared portion obtained by calculation is The region where the equivalent plastic strain of about 100% was generated was larger than the actual fine region of the sheared portion of the machined part. Analysis of the structure of the microstructure in this fine region revealed that most were ferrite and carbide. On the other hand, other than the surface layer is martensite.
  • Ferrite and martensite have different volumes due to their crystal structures and differences in the solid solution state of the elements. Therefore, if the microstructure region formed on the surface layer of the shearing portion is wide and most of the microstructure is composed of ferrite, the boundary area between the fine ferrite and martensite increases. As a result, the dimensional accuracy of the processed part is deteriorated. Furthermore, considering the thermal strain, the higher the shearing processing start temperature, the worse the dimensional accuracy of the processed part.
  • the shearing processing start temperature is lower than the temperature obtained by adding 30 ° C. to Ar3 measured (hereinafter, sometimes referred to as “Ar3 + 30 ° C.”), than the region where the equivalent plastic strain of 100% or more occurs.
  • the actual fine area is smaller.
  • the region where the equivalent plastic strain of 100% or more occurs is small, the actual microstructure region smaller than that region becomes very small.
  • a part of austenite starts to transform into ferrite due to the influence of internal heat distribution, and such ferrite is plastically deformed by shearing.
  • the residual stress on the surface of the sheared part of the processed part becomes excessive and the risk of delayed fracture increases.
  • the shearing start temperature exceeds Ar3 + 30 ° C., the steel plate is sheared before the austenite starts to transform into ferrite, and the point where the residual stress in the shearing part due to ferrite becomes excessive is avoided.
  • the surface grain refinement hot shearing method according to the present embodiment was configured as follows.
  • the shearing device 10 includes a die 3 on which the steel plate 1 is installed, a pad 12 that is disposed on the die 3 and presses the steel plate 1 installed on the die 3, and the pad 12 is disposed inside. And a punch 2 that punches out a predetermined range of the steel sheet 1 by being inserted into the hole 14 of the die 3.
  • the steel sheet 1 having a carbon content of 0.15% by mass or more is heated to a range of Ac3 to 1400 ° C., which is higher than the shearing start temperature in the range of Ar3 + 30 ° C. to Ar3 + 140 ° C. After application, it is placed on the die 3 (see FIG. 4A).
  • the steel plate 1 on the die 3 is pressed by the pad 12, the steel plate 1 is sheared by the punch 2.
  • the shearing process of the steel plate 1 is started within 3 seconds after the steel plate 1 is placed on the die 3.
  • the temperature of the steel plate 1 during shearing is in the range of Ar3 + 30 ° C. to Ar3 + 140 degrees.
  • a predetermined range of the steel plate 1 is punched by the punch 2, and the punched steel plate 1 is rapidly cooled by the die 3 and the pad 12, whereby a fired part is formed and a sheared processed part is formed. .
  • the surface layer in the range of 100 ⁇ m inside the steel plate in the normal direction of the shear plane 5 has at least a ferrite phase forming a part of the fracture surface.
  • the remainder has a bainite phase, a martensite phase, a retained austenite phase, cementite, and inclusions that are unavoidable to form.
  • the ferrite phase, the bainite phase, the martensite phase, and the retained austenite phase formed on the surface layer of the sheared portion 8 have an average particle size of 3 ⁇ m or less.
  • the surface layer of the shearing portion 8 contains 5% or more of grains having an aspect ratio of 3 or more in number%.
  • the processed parts were formed by shearing the steel sheet 1 heated to Ar 3 point + 30 ° C. to 140 ° C., so that a fine ferrite structure and martensite were formed on the surface layer of the sheared portion 8 (fracture surface 6) (see FIG. 2).
  • a site structure, a bainite structure, and a retained austenite structure are formed.
  • FIG. 6B shows an actual shearing process of the steel plate 1. As shown in FIG. 6B, a fine structure 11 is formed on the surface layer from the fracture surface 6 to the shear surface 5 in the sheared portion 8, but a fine structure is formed in the fracture surface 6 particularly to a depth of about 100 ⁇ m from the surface. Has been.
  • a fine ferrite structure generally has higher toughness than a martensite structure. Therefore, since this high toughness fine ferrite structure exists in the surface layer of the sheared portion 8 (fracture surface 6), the occurrence of delayed fracture of the sheared portion 8 (fracture surface 6) due to delayed fracture is suppressed.
  • the processed component of the present embodiment includes a sheared portion 8 due to a fine martensite structure, a bainite structure, and a retained austenite structure formed on the surface layer of the sheared portion 8 (fracture surface 6).
  • the occurrence of delayed fracture at (fracture surface 6) can be suppressed.
  • FIG. 7 shows a structural photograph of the surface layer of the sheared portion obtained by the EBSD of this embodiment.
  • the black portion is a bainite phase, a martensite phase, or a retained austenite phase. Although some crystal grains have an aspect ratio of 3 or more as shown in the photograph, delayed fracture does not occur for the reason described later.
  • grain size is the case where the area of each crystal grain of ferrite when observed in a section along the thickness direction of the steel sheet in the normal direction of the shear plane is replaced with a circle of the same area The diameter of the circle, that is, the circle equivalent diameter (circle equivalent diameter).
  • the surface layer of the sheared portion 8 is not a single phase of a fine ferrite phase but a bainite phase, a martensite phase, and a retained austenite phase.
  • the bainite phase, martensite phase, and residual austenite phase present in the ferrite phase trap diffusible hydrogen that causes delayed fracture. For this reason, when these phases exist in the fine ferrite phase, there is an effect of suppressing delayed fracture.
  • cementite has a small effect of trapping diffusible hydrogen and can be a starting point of delayed fracture, so it is better to use less.
  • ferrite having an aspect ratio exceeding 3 appears in order to obtain a residual structure such as a fine bainite phase, martensite phase, and retained austenite phase with a grain size of 3 ⁇ m or less.
  • ferrite having an aspect ratio of more than 3 has little or no plastic deformation, and is not stretched after being plastically deformed as described in Patent Document 6; It did not adversely affect the resistance to destruction.
  • the presence of a ferrite structure having an aspect ratio of 3 or more is essential in order to obtain the remaining structure such as the bainite phase, martensite phase, and retained austenite phase as described above.
  • the time from the contact of the steel sheet to the mold to the start of shearing is within 3 seconds. This is because when the time until the start of the shearing process exceeds 3 seconds, scale is generated on the surface of the steel sheet, and the contact between the steel sheet and the mold becomes uneven. If heat unevenness occurs due to non-uniform contact, the cooling state of the sheared portion will vary.
  • FIG. 5 shows the distribution of cementite on the surface of the fractured surface when the steel sheet of Patent Document 6 is sheared at Ar3 point + 140 ° C. or higher.
  • Patent Document 6 since only the temperature range of 400 ° C. to 900 ° C. is set as the shear processing start temperature, the case where Ar 3 + 140 ° C. is included is also included. In that case, for example, as shown in FIG. 5, the number density of cementite C (black portion excluding a circle) is 0.8 pieces / ⁇ m 3 or more, and the maximum length is 3 ⁇ m or more.
  • the number density of cementite (black portion excluding a circle) is 0.8 / ⁇ m 3 in the surface layer of the fracture surface of the steel sheet. And the maximum length is 3 ⁇ m or less. According to the experience of the inventors, when the number of cementite is so small and the size is small, the cementite itself hardly becomes the starting point of delayed fracture occurrence.
  • the measurement is performed by EBSD (electron beam backscattering diffraction) observation in a range of 100 ⁇ m inside the steel plate in the normal direction of the shear plane from the fracture surface in the shear cut portion of the steel plate.
  • the total area ratio of bainite, martensite or residual austenite phase is 10 to 50%.
  • the inventors' experience if the total area ratio of these phases is less than 10%, diffusible hydrogen cannot be sufficiently occluded and the risk of delayed fracture increases.
  • the total area ratio of these phases exceeds 50%, the proportion of fine ferrite in the surface layer of the fractured surface decreases, so the effect of improving toughness by the fine ferrite decreases, and the risk of delayed fracture increases. If the total area ratio of these phases is outside this range, the effect of the present invention is not immediately lost, but it is more preferable if it is within this range.
  • the method of rapidly cooling the steel plate 1 after the shearing process is not limited to rapid cooling by contacting the steel plate 1 with a die (die 3, pad 12) as in the present embodiment. May be used to rapidly cool the steel sheet 1.
  • Examples of the method for bringing water into contact with the steel plate 1 include a method in which cooling water is passed through a groove provided in a steel plate contact portion of a mold.
  • the surface layer refinement hot shearing method according to the second embodiment of the present invention will be described.
  • the same components as those in the first embodiment are denoted by the same reference numerals, and detailed description thereof is omitted.
  • the surface layer refined shearing part formed by the surface grain refined hot shearing method of the present embodiment is the same as that of the first embodiment, description of the operation and effect thereof is omitted.
  • the inventors have a region where the equivalent plastic strain of about 100% is generated in the shear surface normal direction of the sheared portion and a region (distance) in the shear surface normal direction where fine ferrite, martensite and bainite residual austenite structures are generated. It is found that the temperature range that coincides may be set as the shearing start temperature by adding a temperature range (° C.) to Ar3 obtained by measuring a value obtained by multiplying the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the sheared portion by a coefficient of 40 to 60 to Ar3 It was.
  • the inside of the steel plate 1 is within a range of 5 to 20% of the plate thickness H of the steel plate 1, and the shearing processing portion 8
  • the average value of the amount of plastic strain obtained by calculation in the region A (in the bold line frame) that is in the range of 20 to 50% of the plate thickness H of the steel plate 1 from the lower surface 12 on the burr 7 side to the plate thickness direction of the steel plate 1 is It was used as the amount of equivalent plastic strain in the surface layer of the sheared part.
  • the equivalent plastic strain amount of the surface layer of the processed part was a value obtained by calculation in the temperature range of 500 ° C to 800 ° C. In this region, it was confirmed that the equivalent plastic strain amount of the surface layer was substantially constant.
  • the reason why the upper limit of 60 is set for the coefficient multiplied by the amount of equivalent plastic strain is that if the processing temperature is too high, the dimensional accuracy of the processed part deteriorates. This is presumably because, as the temperature rises, the region of the fine structure of the surface layer becomes wider, but the density difference from the portion other than the adjacent surface layer becomes larger, and the thermal strain also becomes larger, so that the dimensional accuracy deteriorates after cooling.
  • the measured Ar3 point of the steel plate should be measured in advance by a temperature drop history with a thermocouple or the like by installing the steel plate in the actual mold to be used. It is desirable to embed a thermocouple in the mold so that the thermocouple sensor part is in direct contact with the steel plate to be sheared. This is because the measured Ar3 point varies depending on the cooling rate of the steel sheet. In addition, as illustrated in FIG. 3, it is widely known that the measured Ar3 point is measured as a point at which the rate of temperature decrease is different. This method is also used in tests A and B described later.
  • the calculation result of the plastic strain on the surface layer of the sheared portion is likely to vary depending on the analyst and analysis conditions.
  • FIG. 6A shows a region where the equivalent plastic strain is averaged.
  • the region A (in the thick line frame) where the equivalent plastic strain is averaged is the plate of the steel plate 1 on the inner side of the steel plate 1 in the normal direction of the shear surface 5 to the shear surface 5.
  • the range of 5 to 20% of the thickness H (see FIG. 4) and in the thickness direction of the steel plate 1 from the lower surface 12 on the burr 7 side of the sheared portion in the range of 20 to 50% of the thickness H of the steel plate 1 was set.
  • the shearing processing start temperature is temporarily set, the equivalent plastic strain is calculated based on this, and the true shearing processing is started based on the calculated equivalent plastic strain. It is necessary to repeatedly calculate the temperature. Such calculations are costly.
  • the shear processing start temperature can be calculated without any particular problem by calculating the equivalent plastic strain using the Mises yield function assuming isotropic without considering the anisotropy. It was.
  • the equivalent plastic strain increment d ⁇ -P by Mises' yield function is expressed by the following equation when the material coordinate system is x, y, z, and the equivalent plastic strain is given as an integral of this increment.
  • the steel sheet is sheared at the calculated shearing start temperature, so that a fine structure such as ferrite is formed on the surface layer of the shearing part.
  • the occurrence of delayed fracture of the (cross section) is suppressed, and by setting the shearing processing start temperature within a predetermined range, it is possible to suppress thermal strain and the like to ensure the dimensional accuracy of the processed part.
  • the predetermined range region A in the shearing portion is set to calculate the equivalent plastic strain amount, it is possible to calculate the equivalent plastic strain amount with a small error.
  • the equivalent plastic strain amount is calculated based on the temporary shearing start temperature, and the true shearing start temperature is calculated based on this. It was necessary to calculate repeatedly. However, in the present embodiment, since the numerical simulation can be performed only once based on the stress / strain diagram at any steel plate temperature of 500 to 800 ° C., the calculation is simplified.
  • the calculation method of the equivalent plastic strain amount described in the surface grain refinement hot shearing method of the second embodiment is used to calculate the equivalent plastic strain amount in the surface grain refinement hot shearing method of the first embodiment. Can be applied.
  • processing conditions in the examples are examples of processing conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention. It is not limited.
  • the present invention can adopt various processing conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a high-strength steel plate 1 (200 mm ⁇ 150 mm) of steel types A to C having the composition shown in Table 1 is placed on a die 3 and then padded on the steel plate 1 using the shearing device 10 shown in FIG. 12, the punch 2 is approached from above, and the steel plate 1 is pressed by the pad 12, and at the same time, the steel plate 1 is sheared by the punch 2 (width 65 mm). The sheared steel plate 1 is rapidly cooled by a mold (die 3 and pad 12). The processing conditions are as shown in Table 2. The clearance between the punch 2 and the die 3 was 0.15 mm.
  • the holding time from the contact of the steel plate 1 to the die 3 to the start of the shearing process was set to 0.5 seconds to 3 seconds.
  • the shear processing start temperature in Table 2 is a temperature obtained within the range of this holding time.
  • the plate thickness of the steel plate used in the examples was 1.5 mm.
  • the steel plate thickness of the application range of this invention is about 0.5 mm to 3 mm.
  • the measured Ar3 point of each steel plate was determined by placing a steel plate heated to 950 ° C. in contact with a metal mold on a shearing device and cooling it, and measuring the temperature history at that time (the temperature drops to room temperature). Previously, the temperature at which the steel sheet cooling rate was 1 ° C./second or less was regarded as the Ar3 point.)
  • the steel plate 1 is 10% of the plate thickness H of the steel plate 1 in the normal direction from the shear surface 5 to the shear surface 5 of the shearing portion 8 and from the lower surface 12 on the burr 7 side of the shearing portion 8 to the plate thickness direction of the steel plate 1.
  • the average equivalent plastic strain in the region A of 30% of the plate thickness H was used (see FIG. 6A).
  • the length of the scrap 16 punched after processing was evaluated as dimensional accuracy. If there is no dimensional error, the length of the scrap 16 after processing should be 65 mm. Accordingly, in Table 2, a value obtained by dividing the error of the length of the scrap 16 after processing by 65 and converting it into a percentage ( ⁇ 100) is described as a dimensional error.
  • the test was conducted three times for each example and comparative example. Regarding the presence or absence of delayed fracture, if delayed fracture occurred even once, it was evaluated that there was delayed fracture. The dimensional error was an average of three times.
  • microstructure in the range of 100 ⁇ m from the fracture surface of the sheared portion in Example 1 will be described with reference to FIG. 7 (EBSD, microstructure image) and FIG. 8 (transmission electron microscope image of the extracted replica sample).
  • alloy elements other than ferrite, bainite, martensite, retained austenite, cementite and iron are obtained by EBSD analysis results, transmission electron microscope EDS (characteristic X-ray energy dispersive analysis) and electron diffraction analysis. It confirmed that it was comprised by the inclusion which originated.
  • FIG. 7 shows the microstructure of EBSD after embedding the cross-section sample of Example 1 along the plate thickness direction of the steel plate in the normal direction of the shear plane at the shear cut portion, and polishing and electropolishing.
  • FIG. 8 is a transmission electron microscope observation of the sample of Example 1 prepared by the extraction replica method using the SPEED method (Potentiostatic Etching by Electrolytic Dissolution).
  • the grain size of ferrite (Fig. 7, part other than black) F is 3 ⁇ m or less on the surface of the fracture surface in the range of 100 ⁇ m from the fracture surface to the normal direction of the shear plane.
  • the particle size of martensite, bainite, and retained austenite (FIG. 7, black portion) BMA was also 3 ⁇ m or less. In this range, crystal grains having an aspect ratio exceeding 3 were also observed, and the ratio was about 6% in number.
  • Example 1 the proportion of cementite (black portion excluding a circle) C is very small.
  • the number density of cementite was 0.8 pieces / ⁇ m 3 , and the maximum length of cementite observed was 3 ⁇ m or less.
  • the distribution state of cementite was determined by photographing five fields of 9.5 ⁇ 7.5 ⁇ m randomly from the surface layer of the sheared portion under one condition. It was the same in any of Examples 2 to 6.
  • Comparative Examples 1 to 5 a mixed structure of bainite and martensite not containing ferrite (Comparative Examples 1 and 2) or a ferrite single phase (Comparative Examples 3 to 5) was obtained.
  • Comparative Examples 1 and 2 almost no cementite was observed in the inclusions as in FIG. 8, but in Comparative Examples 3 to 5, as in FIG. 5, the cementite with a very high number density exceeding 0.8 / ⁇ m 3 was obtained. (See FIG. 5, black portion excluding circle) C was observed.
  • the experiment was performed in the same manner as in Example 1 except for the shearing processing start temperature, and the holding time until the shearing processing after cooling after contacting the die 3 and the pad 9 (also referred to as a mold) was 3.5 seconds. went.
  • the processing start temperature at this time was also Ar3 + 30 ° C. or higher, but delayed fracture occurred once in 3 repetitions.
  • the structure of the surface layer of the sheared portion of the product, which did not cause delayed fracture was very small, with a ferrite grain size of 3 ⁇ m or less in the range of 100 ⁇ m from the sheared surface.
  • the particle sizes of the sites, bainite, and retained austenite were also 3 ⁇ m or less. Further, crystal grains having an aspect ratio exceeding 3 were also observed, and this ratio was about 7% in number.
  • the surface grain structure of the sheared part of the machined part where delayed fracture occurred had a ferrite grain size of about 5 ⁇ m in the range of 100 ⁇ m from the shear plane, but the grain sizes of martensite, bainite, and retained austenite were also It was 5 ⁇ m. Further, crystal grains having an aspect ratio exceeding 3 were also observed on the surface layer of the sheared portion, and this ratio was about 7% in number%.
  • the shearing device 20 is inserted into the hole 22 for bending and the die 3 in which the hole 24 for deformation is formed on the bottom surface of the hole 22 and the steel plate 1 is installed, and the hole 22.
  • the shearing device 20 After simulating press forming without breakage of the steel plate, the shearing device 20 firstly sets the steel plate 1 on the die 3 and then drives the punch 2 to form the heated steel plate 1 into a hat shape ( (See FIG. 9A). Thereafter, a test was conducted in which a 20 mm diameter hole was punched in the steel plate 1 using the movable mold 13 (see FIG. 9B).
  • the time from the contact of the steel plate 1 to the movable mold 26 to the start of shearing was about 0.1 to 0.5 seconds, excluding the comparative example.
  • the clearance between the punch 2 and the die 3 was 0.15 mm, and Ar3 measured from the thermal history after hat forming was identified.
  • the calculation of equivalent plastic strain was the same as in test A.
  • the processing conditions shown in Table 3 were adopted.
  • test B The evaluation method for test B is the same as that for test A.
  • the dimensional accuracy in Test B was evaluated by the diameter of the punched hole after processing. If there is no dimensional error, the punched hole diameter of the steel sheet 1 after processing should be 20 mm.
  • Table 3 which is the result of the present test, the value obtained by dividing the error of the punched hole diameter after processing by 20 and converting it to a percentage ( ⁇ 100) is described as the dimensional error.
  • Example 7 to 10 in Table 3 the microstructure in the surface layer (in the range of 100 ⁇ m from the surface) of the shear-cut portion was the same as in Examples 1 to 6 (FIG. 7 (microstructure) and FIG. 8 (inclusion)). ), Inclusions derived from alloy elements other than ferrite, bainite, martensite, retained austenite, cementite, and iron were included. The microstructures and inclusions of Examples 7 to 10 were the same as those of Examples 1 to 6.
  • Comparative Examples 6 to 11 were the same as those of Comparative Examples 1 to 5. That is, Comparative Examples 6 to 8 had a mixed structure of bainite and martensite containing no ferrite, and Comparative Examples 9 to 11 had a ferrite single phase. In Comparative Examples 6 to 8, almost no cementite was observed, but in Comparative Examples 9 to 11, very high number density of cementite exceeding 0.8 / ⁇ m 3 was observed.
  • the present invention in the hot shearing of a steel sheet, delayed fracture occurring in the hot shearing part can be prevented without increasing the processing time and a new process. Therefore, the present invention has high applicability in the steel plate processing technology industry.

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Abstract

鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、次いで、急冷して焼入れ処理する鋼板の表層細粒化熱間剪断加工方法において、剪断加工を開始する温度を、鋼板の測定したＡｒ３に対して、３０～１４０℃を加えた温度（℃）とする。

Description

表層細粒化熱間剪断加工方法および表層細粒化熱間剪断加工部品
　本発明は、自動車、船舶、橋梁、建設機械、各種プラント等で用いる、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板の表層細粒化熱間剪断加工方法および表層細粒化熱間剪断加工部品に関する。
　従来から自動車、船舶、橋梁、建設機械、各種プラント等に用いる金属材料（鋼板）に対して、パンチとダイによる剪断加工が施されることが多い。近年は、安全性と軽量化の観点より、各種部材の高強度化が進み、「プレス技術」、Vol.46No.7、36-41頁（以下、「非特許文献１」という）に開示されているような、プレス成形と熱処理をほぼ同時に行って、高強度部材を成形するクエンチプレスが行われる。
　通常の冷間プレス品に対しては、プレス成形後に、穴抜きやトリムのような剪断加工が施される。しかし、クエンチプレス品に対して成形後に剪断加工を行うと、部材硬度が高いため剪断工具の寿命が著しく短くなる。また、剪断加工部の残留応力に起因して遅れ破壊が生じることが懸念される。そこで、クエンチプレス品に対しては、剪断加工ではなくレーザー切断が行われる場合が多い。
　しかし、レーザー切断はコストがかかるため、剪断加工後に熱処理を行う方法（例えば、特開２００９－１９７２５３号公報（以下、「特許文献１」という）参照）、熱間プレスと同時に焼入れを行う前に剪断加工を行うことで、剪断加工部の残留応力を低減する方法（例えば、特開２００５－１３８１１１号公報（以下、「特許文献２」という）、特開２００６－１０４５２６号公報（以下、「特許文献３」という）、特開２００６－８３４１９号公報（以下、「特許文献４」という）参照）、剪断加工部の冷却速度を緩やかにして焼入れ硬度を低下させる方法（例えば、特開２００３－３２８０３１号公報（以下、「特許文献５」という）参照）、局部通電加熱を行って剪断加工予定部のみを軟化させて加工する方法（例えば、「CIRP Annals-Manufacturing Technology 」57(2008), p.321-324（以下、「非特許文献２」という）参照）、高強度鋼板の剪断加工面の表層組織を制御することで、遅れ破壊性を改善した剪断加工に係る技術（特開２０１２－２３７０４１号公報（以下、「特許文献６」という）参照）等が、これまで提案されている。
　特許文献１～６に開示の方法、及び非特許文献２に開示の方法には、いくつかの課題が存在する。特許文献１に開示の方法は、特定の素材のみに用いることができる方法であり、また、焼入れされた素材を剪断加工する方法であるので、工具寿命が低下する問題は解決されない。
　特許文献２～４に開示の方法は、鋼板の変形抵抗に起因する剪断加工部の残留応力を低減できるが、工具焼付き、焼入れ時における金型接触の不均一性に起因する熱応力、及び鋼板の変態に伴う残留応力を低減することができない。したがって、熱間剪断加工部の延性が低い場合には、遅れ破壊が生じる問題は解決されない。また、熱間剪断加工部の延性を向上させる方法については記載されていない。
　特許文献５に開示の方法は、鋼板の剪断加工部が硬化しないので延性向上が可能と思われるが、冷却速度を遅くする分だけ加工時間が長くなり、コストが上昇する。また、非特許文献２に開示の方法は、新たに剪断加工用の通電加熱装置を設けた金型を準備する必要があり、コストが上昇する。
　特許文献６に開示の方法は、遅れ破壊性を改善する効果があり優れているが、剪断加工開始温度は被加工材の材質や冷却速度に関わらず４００℃～９００℃に規定されている。このため、被加工材の材質や加工条件によっては遅れ破壊の生じる温度域（低温側）で剪断加工することが起こり得る。逆に、遅れ破壊が生じないように必要以上に高温で剪断加工すれば熱膨張量が大きく、常温に戻った際の寸法変化が大きい。この結果、加工部品の寸法誤差が大きくなる。このため、実際の熱間剪断条件に即して、剪断加工温度を低温側に緻密に制御すれば、加工部品の加工精度を一層向上させつつ遅れ破壊を抑制できる可能性が残されている。
　特許文献６では、剪断部の表面に微細なフェライトが有る場合には遅れ破壊が発生しないということを開示している。しかし、例えば実施例の表１での鋼板成分Ａ８やＡ９で得られた結果である表５の鋼板Ａ８を使用した実験番号３６－４０では同じ加熱条件と保持条件、同じ剪断加工温度と冷却速度で加工しても組織がばらついて遅れ破壊が起こる場合もある。なお、表５の鋼板Ａ９を用いた結果でも同様であった。
　本発明は、以上の課題を解決すべく、加工時間や新たな工数を増やすことなく、熱間剪断加工部で生じる遅れ破壊を防止すること、及び、製品の加工精度を高めることを課題とし、該課題を解決する表層細粒化熱間剪断加工方法を提供すること、及びこれらの要求を満たした表層細粒化熱間剪断加工部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、剪断加工を開始する温度（剪断加工開始温度）を、剪断加工部の表層の相当塑性歪量に基づいて適正範囲に設定すれば、剪断加工部に高い残留応力が存在していても、遅れ破壊が発生しないことを見出した。
　すなわち、加工部の相当塑性歪量は加工時の温度、加工前の組織（フェライトかオーステナイトか）により影響されるが、加工部の相当塑性歪量と加工温度に応じて加工後の組織変化が異なる。どのように異なるかについては、鋼板の組成、加工前にプレス加工が行われる場合は該プレス加工の条件とこれに伴う温度履歴が寄与する。これら全ての因子を考慮して加工温度を適正化することで剪断加工部に高い残留応力が存在していても遅れ破壊が発生しないで寸法精度が向上する条件を見出した。
　特に、炭素含有率が０．１５質量％以上で、剪断冷却後の冷間加工性を考慮すると、望ましくは、炭素含有率が０．４８質量％以下の、ＪＩＳ　Ｇ　４０５１で規定される機械構造用炭素鋼において、放冷時における実測Ａｒ３点が概ね５００℃以下であれば、本発明を適用できることを、ＪＩＳ　Ｇ　４０５１のＳ１７Ｃ、Ｓ２５Ｃ、Ｓ３５Ｃ、及び、Ｓ４５Ｃの冷間圧延鋼板で確認した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
　本発明の第１の態様は、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理する熱間剪断加工方法において、前記剪断加工を開始する温度を、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に３０～１４０℃を加えた温度（℃）とする表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第２の態様は、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理する熱間剪断加工方法において、前記剪断加工を開始する温度を、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に剪断加工部の表層の相当塑性歪量に４０～６０の係数を乗じたものとして算出される値を加えた温度（℃）とする表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第３の態様は、前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、前記剪断加工部の剪断面から前記剪断面の法線方向で鋼板の内側に前記鋼板の板厚の５～２０％の範囲で、かつ当該剪断加工部のバリ側の下面から前記鋼板の板厚方向に当該鋼板の板厚の２０～５０％の範囲である領域の相当塑性歪量の平均値として算出する本発明の第２の態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第４の態様は、前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、鋼板温度が５００～８００℃の応力・歪線図に基づいて行う数値シミュレーションにより算出する、本発明の第２又は第３の態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第５の態様は、前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、下記式（１）のMisesの降伏関数に基づいて算出する、本発明の第２～第４のいずれか１態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　本発明の第６の態様は、鋼板が金型に接触してから鋼板の剪断加工を開始するまで３秒以内である、本発明の第１又は第２態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第７の態様は、前記金型に前記鋼板を接触させることにより前記急冷を行う、本発明の第１又は第２態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第８の態様は、前記金型の鋼板接触部に設けた孔より噴出する水が、前記鋼板接触部に設けられた溝を通されることで前記急冷を行う、本発明の第１又は第２態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第９の態様は、前記鋼板に対する前記加熱と前記剪断加工との間に、当該鋼板に破断を伴わないプレス成形を行う、本発明の第１又は第２態様による表層細粒化熱間剪断加工方法を提供する。
　本発明の第１０の態様は、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板の剪断断加工部において破断面から剪断面の法線方向で鋼板の内側に１００μｍの範囲の表層は、フェライト相と残部とからなり、前記残部は結晶粒径が３μｍ以下のベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の内の少なくとも１相、及びセメンタイト並びに生成不可避な介在物を有し、前記フェライト相の平均粒径は３μｍ以下であって、かつ、アスペクト比3以上の粒を個数で５％以上含み、さらに該1００μｍの範囲外はマルテンサイトと生成不可避な介在物、または、ベイナイトとマルテンサイト、および生成不可避な介在物で構成される表層細粒化熱間剪断加工部品を提供する。
　本発明の第１１の態様は、前記表層において前記セメンタイトの個数密度が０．８個／μm3以下であり、かつ、当該セメンタイトの最大長が３μm以下である、本発明の第１０態様による表層細粒化熱間剪断加工部品を提供する。
　本発明の第１２の態様は、EBSD（電子線後方散乱回折法）観察により測定される前記ベイナイト相及びマルテンサイト相及び残留オーステナイト相を合計した前記表層における面積率が１０～５０％である、本発明の第１０又は第１１態様による表層細粒化熱間剪断加工部品を提供する。
　本発明の第１３の態様は、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理することにより製造され、かつ、前記剪断加工を開始する温度が予め測定した前記鋼板のＡｒ３に３０～１４０℃を加えた温度（℃）とされた表層細粒化熱間剪断加工部品を提供する。
　本発明の第１４の態様は、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理することにより製造され、かつ、前記剪断加工を開始する温度が、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に剪断加工部の表層の相当塑性歪量に４０～６０の係数を乗じたものとして算出される値を加えた温度（℃）とされた表層細粒化熱間剪断加工部品を提供する。
　本発明の表層細粒化熱間剪断加工方法及び表層細粒化熱間剪断加工部品では、加工時間や新たな工程を増やすことなく、剪断加工部における遅れ破壊を抑制し、寸法精度に優れた加工部品を提供することができる。
パンチとダイによる穴抜き剪断加工の態様を示す模式図である。 パンチとダイによるトリム剪断加工の態様を示す模式図である。 鋼板の剪断加工部の態様を示す図である。 温度履歴とＡｒ３点の関係を示す図である。 試験Ａで用いた熱間剪断加工装置の剪断加工前の状態を示す図である。 試験Ａで用いた熱間剪断加工装置の剪断加工中の状態を示す図である。 試験Ａで用いた熱間剪断加工装置の剪断加工後の状態を示す図である。 比較例の透過型電子顕微鏡を用いたレプリカ法により観察した、剪断加工部の表層の介在物（レプリカ法・透過電子顕微鏡像）を示す図である。 相当塑性歪を平均化する領域を示す図である。 実際に熱間剪断加工した剪断加工部における微細組織が形成された領域を示す図である。 実施例１により得られた金属組織（ＥＢＳＤ像）の例である。 実施例１により得られた金属組織の介在物（レプリカ法・透過電子顕微鏡像）の例である。 試験Ｂで用いた熱間剪断加工装置の曲げ加工状態を示す図である。 試験Ｂで用いた熱間剪断加工装置の剪断加工状態を示す図である。
[第１実施形態]
　以下、本発明の第１実施形態に係る表層細粒化熱間剪断加工方法および表層細粒化熱間剪断加工部品について詳細に説明する。
　先ず、一般的な剪断加工について説明し、剪断加工された剪断加工部品の剪断加工部について説明する。
　図１Ａ、図１Ｂに示すように、ダイ３上に設置された鋼板１に対してパンチ２が下降することによって、穴抜き剪断加工又はトリム剪断加工が行われる。この際、鋼板１の剪断加工部８は、図２に示すように、（ａ）鋼板１がパンチ２により全体的に押し込まれて形成されるダレ４と、（ｂ）パンチ２とダイ３のクリアランス（パンチ２とダイ３の間隙）に鋼板１が引き込まれ、局所的に引き伸ばされて形成される剪断面５と、（ｃ）パンチ２とダイ３のクリアランスに引き込まれた鋼板１が破断して形成される破断面６と、（ｄ）鋼板１の裏面に生じるバリ７とによって構成される。
　なお、以下の実施形態の説明においても、同様の構成要素については同一の参照符号を付し、その詳細な説明を省略する。
　また、本実施形態では、「剪断加工部の表層」という用語を使うが、これは剪断加工部の表面より剪断面法線方向に１００μｍまでの領域をいう。
　以下、先ず、熱間剪断加工に対する本発明者らの知見について説明し、次に、その知見に基づいて見出された表面細粒化熱間剪断加工方法について説明し、最後にその加工方法によって形成された表面細粒化熱間剪断加工部品について加工方法の作用と共に説明する。
　本実施形態の熱間剪断加工では０．１５質量％以上という高炭素領域の鋼板を用いる。この鋼板のオーステナイトからフェライトへの状態図での変態開始温度（Ａｅ３点）は８００～９００℃である。また、オーステナイトの状態で大きく塑性変形した部分は仮に急冷したとしてもマルテンサイト変態が起こらず、フェライトへ変態する。したがって、状態図を基準としたオーステナイト単相の温度領域で加工した後に急冷すれば、塑性変形の大きな剪断加工部の表層がほぼ全てフェライトとなり、それ以外の塑性変形していない部分はマルテンサイトとなる。ただし、加工温度が高い場合には熱歪のために寸法精度が悪くなる。また、状態図を基準とするオーステナイトとフェライトが混じった温度領域で加工すると塑性変形したフェライトに起因して遅れ破壊の発生にバラツキが生じるという問題があった。
　そこで、本発明者らは、鋼板を均熱処理した後に剪断加工を開始する温度（剪断加工開始温度）を変えて剪断加工を行う実験した。なお、この剪断加工開始温度は、鋼板の剪断加工位置から３～５ｍｍ離間した位置で板厚方向の中央に熱電対を埋め込んで、剪断加工開始時の温度を測定した。鋼板が金型に触れると抜熱され温度が低下するため、鋼板を金型に接触させてから剪断加工開始までを３秒以内とした。
　なお、本実施形態において、「金型」とは、剪断加工時に用いるダイ３とパッド９（図４Ａ参照）のことをいう。また、「鋼板に金型に接触させてから」とは、ダイ３又はパッド９のいずれか一方に鋼板１を接触させた時点からをいう。
　その結果、鋼板の剪断加工部（破断面）に遅れ破壊が発生せずに寸法精度が良くなる温度範囲があり、この温度範囲は加工条件や鋼板の成分によって異なることを本発明者らは見出した。また、本発明者らは剪断加工前の鋼板の冷却を制御することも、剪断加工部（破断面）の遅れ破壊や加工部品の寸法精度に影響することを併せて見出した。
　さらに、剪断加工開始温度を後述するように適正な温度にすると微細なフェライトに加えて微細なベイナイトやマルテンサイト、および残留オーステナイトが加わり、さらにセメンタイトが減少していく知見を得た。
　微細なフェライト組織は、一般に、マルテンサイト組織よりも靱性が高い。したがって、この高靱性の微細フェライト組織が剪断加工部の表層に存在すれば、遅れ破壊は抑制される。
　この剪断加工開始温度は熱間剪断加工での温度変化を考慮し、更に剪断加工歪の大きさについて計算を行うことで適正な温度範囲を求めた。
　まず、鋼板を９５０℃まで加熱し、９０秒保持した鋼板を4本の尖った針の上に設置した状態（以下、「ピン支持」という場合がある）で冷却した後に変態温度を測定した。温度測定は、鋼板に埋め込んだ熱電対によって行った。
　測定したＡｒ３点は、状態図のような冷却速度0の仮定ではなく、ある有限の冷却速度におけるＦＣＣ結晶であるオーステナイト組織からフェライト等のＢＢＣ結晶組織へ変態し始める温度である。
　この測定したＡｒ３点は、状態図で示されたオーステナイトからフェライトへの変態温度（Ａｅ３点）とは２００～３００℃と大きく異なっていた。さらに、金型に面接触した状態（焼きが入らない程度ではあるがピン支持に比べて冷却速度が速い）でＡｒ３点を測定したところ、Ａｅ３点に比べて４００℃程度低い、すなわちピン支持に比べて１００℃程度低い値であった。
　Ａｒ３点がＡｅ３点よりも低いことは金属材料の分野では技術常識である。しかしながら、その定量的な差については明確ではない。本発明者らの試行により、熱間剪断加工においては上記のように非常に大きな差として現れることが明らかとなった。
　参考までに、上記測定方法（ピン支持）でＡｒ３点を測定した結果を図３に示す。鋼板は主に板厚１．５ｍｍのものを用いた。加工に用いる鋼板の板厚の範囲は０．５ｍｍ～３．０ｍｍ程度である。なお、Ａｒ３点はオーステナイトからフェライトへ変態開始温度であるから、その測定に剪断加工や焼き入れ（急冷）工程を含む必要はない。したがって、図３のグラフには焼き入れ工程が含まれていない。
　図３においては、当初、冷却速度が７℃／ｓであったところ、冷却開始から５０秒経過時にその冷却速度が急激に低下している。この鋼板の冷却速度が１℃／ｓ以下となった鋼板の温度（約６８０℃）が、変態温度（Ａｒ３点）として同定される。Ａｒ３点測定時には、鋼板がそのまま室温まで冷却されるが、実際にはＡｒ３点よりも高い温度で剪断加工が開始され、その後焼き入れ工程が行われる。
　なお、本実施形態では上述のピン支持の場合と同様の手法を用いて実際の加工の板設置条件において測定したＡｒ３温度を「測定した（鋼板の）Ａｒ３」と定義する。この測定に際しての冷却速度は概ね５℃／ｓから３０℃／ｓ程度（放冷状態）となる場合が多い。
　なお、前記実験を予備試験として実施して適切な熱間剪断加工条件を把握しておけば、実際の量産工程段階では、適切な鋼板の均熱温度管理、及び鋼板を金型に置いてから剪断加工開始までの時間管理を行えば、必ずしも熱電対を埋め込んだ金型を用意して、剪断毎に剪断加工開始時に剪断される鋼板の表面温度を測定して操業しなくても良い。また、量産工程で鋼板の表面温度を測定して操業する場合は、熱間剪断加工直前に放射温度計で鋼板の表面温度を測定しても良い。
　次に、上述のように剪断加工による塑性変形が剪断加工部の組織に関連することから、本発明者らは数値計算によるせん断加工部近傍の塑性歪の導出を行った。ここで、塑性歪は、相当塑性歪として評価した。
　実際の加工が測定したＡｒ３温度より高い領域で加工されることから、計算の前提としては、鋼板の変形抵抗などの機械特性の数値はオーステナイトの値とした。また、オーステナイトの機械特性の温度依存性はホットスタンピングに広く用いられる22MnB5相当鋼の熱間引張試験（鋼板をAc3点以上の温度まで加熱した後に、所定の温度まで放冷し、その後で引張試験を行う）における実測値を用いた。なお、このような温度依存性は例えば「Hongsheng Liu, Jun Bao, Zhongwen Xing, Dejin Zhang, Baoyu Song, and Chengxi Lei；” Modeling and FE Simulation of Quenchable High Strength Steels Sheet Metal Hot Forming Process”, Journal of Materials Engineering and Performance, Vol. 20(6), 2011, pp.894-pp.902」（以下、「非特許文献3」という場合がある）に記載されており、実施者が実際に測定せずにこのような文献値を用いることもできる。
　数値計算により得られた塑性歪は剪断加工面の表面が一番大きく表面から離れるにつれて小さくなった。さらに、所定の温度範囲であれば剪断加工部で１００％以上の相当塑性歪が生じる領域と、実際に微細組織が生じた領域が一致することが分かった。
　なお、数値計算により得られる値は解析者によるばらつきが懸念される。そこで、発明者らは複数通りの鋼種、解析者、ソフトで数値計算を行い、上記の剪断加工部の剪断面の法線方向で１００％以上の相当塑性歪が生じる領域（距離）と微細組織が生じた剪断面法線方向の領域（距離）が一致する温度範囲は、測定したＡｒ３よりも概ね３０～１４０℃高い温度範囲である結果を得た。
　ここで、測定したＡｒ３に１４０℃を足した温度よりも高い（以下、「Ａｒ３＋１４０℃超」と記載する場合がある）温度領域では、計算で得られた剪断加工部の剪断面法線方向で１００％程度の相当塑性歪が生じる領域の方が加工部品の剪断加工部の実際の微細領域よりも大きくなった。この微細領域の組織の構成を分析すると、大半がフェライトと炭化物であった。一方、表層以外はマルテンサイトである。
フェライトとマルテンサイトはその結晶構造と元素の固溶状態の違いから体積が異なる。したがって、剪断加工部の表層に形成された微細組織領域が広く、かつ微細組織の大半がフェライトで構成されると、微細なフェライトとマルテンサイトの境界面積が増加する。この結果、加工部品の寸法精度が悪化する。さらに、熱歪を考慮すれば剪断加工開始温度が高いほど加工部品の寸法精度が悪化することになる。
　また、剪断加工開始温度が測定したＡｒ３に３０℃を足した温度未満（以下、「Ａｒ３＋３０℃未満」と記載する場合がある）の場合には、１００％以上の相当塑性歪が生じる領域よりも実際の微細領域の方が小さい。また、１００％以上の相当塑性歪が生じる領域が小さくなるため、その領域よりも小さい実際の微細組織領域は非常に小さくなる。さらに測定したＡｒ３＋３０℃未満の温度では内部の熱分布の影響でオーステナイトの一部がフェライトに変態し始めており、そのようなフェライトは剪断加工により塑性変形する。この結果、加工部品の剪断加工部の表面の残留応力が過剰になり遅れ破壊の危険性が増すこともわかった。
　一方、剪断加工開始温度がＡｒ３＋３０℃超であればオーステナイトがフェライトに変態を開始する以前に鋼板を剪断加工することになり、フェライトによる剪断加工部の残留応力が過剰になる点が回避される。
　以上の知見に基づいて、本実施形態に係る表層細粒化熱間剪断加工方法は、以下のように構成した。
　先ず、試験に用いた剪断加工装置を簡単に説明する。図４Ａに示すように、剪断加工装置１０は、鋼板１が設置されるダイ３と、ダイ３の上部に配置され、ダイ３に設置された鋼板１を押さえるパッド１２と、パッド１２の内部に配設され、ダイ３の孔部１４に挿入されることにより鋼板１の所定範囲を打ち抜くパンチ２とを備える。
　先ず、炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板１をＡｒ３+３０℃～Ａｒ３+１４０℃の範囲の剪断加工開始温度よりも高いＡｃ３～１４００℃の範囲まで加熱し、均熱化処理を施した後、ダイ３上に設置する（図４Ａ参照）。
　その後、図４Ｂに示すように、ダイ３上の鋼板１をパッド１２で押さえた後、パンチ２によって鋼板１を剪断加工する。なお、鋼板１をダイ３上に設置してから３秒以内に鋼板１の剪断加工を開始する。ダイ３に鋼板１を設置してから剪断加工を開始するまでの時間（剪断加工開始時間）を制御することにより、剪断加工時の鋼板１の温度をＡｒ３+３０℃～Ａｒ３+１４０度の範囲に制御する。
　図４Ｃに示すように、パンチ２によって鋼板１の所定範囲を打ち抜くと共に、打ち抜かれた鋼板１がダイ３及びパッド１２によって急冷されることにより焼きが入り、剪断加工された加工部品が形成される。
　このように本実施形態の表層細粒化熱間剪断加工方法及びこの加工方法によって形成された表層細粒化熱間剪断加工部品（以下、「加工部品」という場合がある）の作用について説明する。
　このようにして形成された加工部品（鋼板）の剪断加工部８では、剪断面５の法線方向で鋼板の内側に１００μｍの範囲の表層は、少なくとも前記破断面の一部を形成するフェライト相と残部とからなり、残部はベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相、及びセメンタイト並びに生成が不可避な介在物を有する。また、剪断加工部８の表層に形成されたフェライト相およびベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相は平均粒径が3 μm以下である。また、剪断加工部８の表層には、アスペクト比3以上の粒を個数%で5%以上含まれている。なお、剪断加工部８の表層以外は生成不可避な介在物とマルテンサイト、または、マルテンサイトとベイナイトと生成不可避な介在物の混合組織となる。
　すなわち、加工部品は、Ａｒ３点+３０℃～１４０℃に加熱した鋼板１を剪断加工して形成したため、剪断加工部８（破断面６）（図２参照）の表層に微細なフェライト組織、マルテンサイト組織、ベイナイト組織、残留オーステナイト組織が形成されている。実際に鋼板１を剪断加工したものを図６Ｂに示す。図６Ｂに示すように、剪断加工部８において破断面６から剪断面５にかけて微細な組織１１が表層に形成されているが、破断面６において特に表面から１００μｍ程度の深さまで微細な組織が形成されている。
　微細なフェライト組織は、一般に、マルテンサイト組織よりも靱性が高い。したがって、この高靱性の微細フェライト組織が剪断加工部８（破断面６）表層に存在するため、遅れ破壊による剪断加工部８（破断面６）の遅れ破壊の発生が抑制される。
　また、以下に記載するように、本実施形態の加工部品は、剪断加工部８（破断面６）の表層に形成された微細なマルテンサイト組織、ベイナイト組織、残留オーステナイト組織により、剪断加工部８（破断面６）における遅れ破壊の発生を抑制することができる。
　参考までに図７に本実施形態のEBSDで得られた剪断加工部の表層の組織写真を示す。
　図７において、黒色部分はベイナイト相、マルテンサイト相、または残留オーステナイト相である。写真のように結晶粒はアスペクト比３以上のものも有るが後述する理由で遅れ破壊は生じていない。
　なお、ここで「粒径」とは、剪断面の法線方向で鋼板の板厚方向に沿う断面で観察した場合のフェライトの個々の結晶粒の面積を、同一の面積の円に置換した場合の円の直径、すなわち円換算径（円相当径）を意味する。
　剪断加工部８の表層は、微細なフェライト相の単相ではなく、ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相が存在している。一般的に、フェライト相中に存在するベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相は遅れ破壊の原因となる拡散性水素をトラップする。このため、微細なフェライト相の中にこれらの相が存在する場合には、遅れ破壊を抑制する効果がある。
　また、ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相が３μｍ以下と微細になると拡散性水素をトラップするサイトがさらに増加するため、一層遅れ破壊を抑制する。
一方、セメンタイトは拡散性水素をトラップする効果が小さく、遅れ破壊発生の起点となりうるので少ない方が良い。
　また、粒径が３μｍ以下と微細なベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相という残部構成となるにはアスペクト比が３を超えるフェライトが出現することが不可避であった。透過電子顕微鏡で分析したところ、アスペクト比が３を超えるフェライトは塑性変形がほとんど無い、または少ない状態であり、特許文献6に記載されるような塑性変形したうえで延伸したものではないため、遅れ破壊の耐性に悪影響を及ぼすことはなかった。その作用の詳細については不明であるが、上記のようなベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相という残部構成とするにはアスペクト比が3以上のフェライト組織の存在が必須となる。
　これらの組織にするためにも、剪断加工温度をＡｒ３＋３０℃～Ａｒ３＋１４０℃に調整することが必要である。鋼板は或る冷却速度で冷却されているので上記の加工温度では組織はオーステナイトのままでいるが適正量の加工歪が加わりマルテンサイト以外への他の相への変態核が既に生成していると考えられる。この際、どの相に変態するかは冷却速度が寄与する。
　Ａｒ３＋１４０℃超であれば冷却速度が速く、マルテンサイトに変態できない程度の加工歪が加わっていればオーステナイトは冷却中に過冷状態（組織形態が存在し得る温度域よりも温度が低い）となる。そのような場合にはオーステナイトは微細なフェライト組織に変態しやすい。
　一方、Ａｒ３＋１４０℃度以下であれば、フェライトへ変態できず、さらに加工ひずみの影響でマルテンサイトにも変態できない粒が生ずる。このような粒はベイナイトとなる。また、加工ひずみが少なくマルテンサイトへ変態する粒も存在する。さらに、このような不均一な3つの相への変態は一部オーステナイトへの炭素濃化を誘起し、そのようなオーステナイトは室温であっても安定となるために残留オーステナイトとなる。これらの相は微細なフェライト粒間に生じるので、それ自身も３μｍ以下と微細になる。
　なお、これらの組織を更に安定して形成する為には、鋼板が金型に接してから剪断加工開始までの時間を3秒以内とすることが好ましい。剪断加工開始までの時間が3秒を超えると鋼板表面にスケールを生じ、鋼板と金型の接触が不均一となるためである。不均一な接触が起因して熱ムラが生じれば、剪断加工部の冷却状態にばらつきが生じてしまう。
　また、特許文献６の鋼板をＡｒ３点＋１４０℃度超で剪断加工した際の破断面の表層のセメンタイトの分布を図５に示す。特許文献６では、剪断加工開始温度を単に４００℃～９００℃の温度領域しか設定してないのでＡｒ３+１４０℃超の場合も包含している。その場合には、例えば、図５に示すように、セメンタイトＣ（円形を除く黒色部分）の個数密度が０．８個／μm３以上で、最大長が３μm以上となる。
　一方、本実施形態の場合には、後述する試験結果（図８）に示すように、鋼板の破断面の表層において、セメンタイト（円形を除く黒色部分）の個数密度が０．８個／μm3以下であり、かつ、その最大長が3μm以下となる。発明者らの経験によれば、この程度までセメンタイトの個数が少なく、かつ大きさも小さい場合においてはセメンタイト自体が遅れ破壊発生の起点となることはほぼ起こらない。
　また、図７に示すように、鋼板の剪断断加工部における破断面から剪断面の法線方向で鋼板の内側に１００μｍの範囲において、EBSD（電子線後方散乱回折法）観察により測定される前記ベイナイト、マルテンサイトまたは残留オーステナイト相を合計した面積率は１０～５０％である。
　これも発明者らの経験によれば、これらの相の合計面積率が１０％未満であると、拡散性水素の吸蔵を充分に行うことができず、遅れ破壊の危険性が増大する。一方、これらの相の合計面積率が５０％を超えると、破断面の表層における微小フェライトの割合が低下するために微小フェライトによる靱性向上の効果が低下し、遅れ破壊の危険性が増す。これらの相の合計面積率がこの範囲外であれば直ちに本発明の効果が失われるわけではないが、この範囲内であればより好ましい。
　なお、剪断加工後に鋼板１を急冷する方法は、本実施形態のような金型（ダイ３、パッド１２）の鋼板１への接触による急冷に限定するものではなく、例えば、鋼板１に直接水を接触させて鋼板１を急冷させるものでもよい。鋼板１に水を接触させる方法としては、金型の鋼板接触部に設けた溝に冷却水を通す方法が挙げられる。
　また、プレス成形後に剪断加工を行う場合でも、本実施形態の加工部品と同様に剪断加工部の遅れ破壊を抑制して寸法精度がある加工部品を形成することができる。
[第２実施形態]
本発明の第２実施形態に係る表層細粒化熱間剪断加工方法について説明する。第１実施形態と同様の構成要素には同一の参照符号を付し、その詳細な説明を省略する。また、本実施形態の表層細粒化熱間剪断加工方法によって形成された表層細粒化剪断加工部品は、第１実施形態と同様なのでその作用効果の説明は省略する。
　発明者らは剪断加工部の剪断面法線方向で１００％程度の相当塑性歪が生じる領域と微細なフェライト、マルテンサイト、ベイナイト残留オーステナイト組織が生じた剪断面法線方向の領域（距離）が一致する温度範囲は剪断加工部の表層の相当塑性歪量に４０～６０の係数を乗じた値を測定したＡｒ３に加えた温度範囲（℃）を剪断加工開始温度として設定すればよいことを見出した。
　なお、本実施形態では剪断加工部の表層の相当塑性歪量としては、下記の値を用いることが適当であると考えた。
図６Ａに示すように、剪断加工部８の剪断面５から剪断面５の法線方向で鋼板１の内側に、鋼板１の板厚Ｈの５～２０％の範囲で、かつ剪断加工部８のバリ７側の下面１２から鋼板１の板厚方向に、鋼板１の板厚Ｈの２０～５０％の範囲である領域Ａ（太線枠内）で計算により得られる塑性歪量の平均値を剪断加工部の表層の相当塑性歪量として用いた。
　このように領域Ａを設定することにより、解析者や解析条件の違いの影響が小さい相当塑性歪量が得られることを知見した。この値は後述する様に相当塑性歪量としては合理的な数値で有ると考えられるが、計算手段に応じて他の補正歪の値を用いても良い。
　なお、上記の加工部の表層の相当塑性歪量は５００℃～８００℃の温度領域の計算で求まる値を用いた。この領域では表層の相当塑性歪量は略一定になることを確認した。
　相当塑性歪量に乗ずる係数に４０の下限を設けた理由は、鋼種による係数の違いと、数値計算の誤差を考慮したことによる。実験・数値計算を繰り返すことで、この係数の範囲外であっても微細なフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト組織は出現するが、より高い確率で出現する係数の下限として４０を得た。
　また、相当塑性歪量に乗ずる係数に６０の上限を設けた理由は、加工温度が高すぎると加工部品の寸法精度が悪化するためである。これは、温度が高くなると表層の微細組織の領域は広くなるが隣接する表層以外の部分との密度差が大きく、さらに熱歪も大きくなるので冷却後に寸法精度が悪化するためと考えられる。
　一方、加工部品寸法と部品設計寸法の差が、概ね設計寸法の－０％＋５％の範囲内に収まれば、製品の不良率が経済的に許容可能な程度まで下がって実質的に問題が無くなる。そこで、試行錯誤の結果としてこれらの上限を定めた。
　鋼板の測定したＡｒ３点は、実際に使用する金型内に鋼板を設置して、予め、熱電対等で温度降下履歴により測定すべきである。金型内に熱電対を埋め込み、熱電対センサー部が、被剪断材の鋼板に直接接するようにすることが望ましい。これは、測定したＡｒ３点は鋼板の冷却速度に応じて異なるからである。なお、図３に例示するように、測定したＡｒ３点は温度の低下速度が異なる点として測定されることが広く知られている。後述の試験Ａ、Ｂにおいてもこの手法を用いる。
　本実施形態では、剪断加工部の相当塑性歪を算出することが重要である。熱間剪断加工では、剪断加工中又は直後に金属組織に変態が起きることが必至であり、相当塑性歪を測定することができない。そこで、ＦＥＭ（有限要素法）解析により剪断加工シミュレーションを行って、相当塑性歪を算出する。
　剪断加工のシミュレーションでは、急峻な塑性歪の変化が生じる。このため、剪断加工部表層の塑性歪の計算結果は解析者や解析条件による違いが生じやすい。このような解析者や解析条件の影響を低減するためには、ＦＥＭ解析領域を一定に設定し、その領域内で相当塑性歪を平均化して算出することが望ましい。
　本発明者らは、試行錯誤の結果、その領域を設定した。図６Ａに、相当塑性歪を平均化する領域を示す。図６Ａに示すように、相当塑性歪を平均化する領域Ａ（太線枠内）は、剪断加工部８の剪断面５から剪断面５の法線方向で鋼板１の内側に、鋼板１の板厚Ｈ（図４参照）の５～２０％の範囲で、かつ剪断加工部のバリ７側の下面１２から鋼板１の板厚方向に、鋼板１の板厚Ｈの２０～５０％の範囲に設定された。
　また、シミュレーションに際しては、温度変化が逐次変化するため、剪断加工開始温度を仮で設定し、これに基づいて相当塑性歪を算出し、算出された相当塑性歪に基づいて、真の剪断加工開始温度を定めるという繰り返し計算を行う必要がある。このような計算はコストがかかる。
　本発明者らがいくつかの水準で計算したところ、５００～８００℃のいずれかの鋼板温度における応力・歪線図に基づいて数値シミュレーションを１度行うことで近似可能であることが明らかとなった。
　なお、計算の前提としては、測定したＡｒ３温度より高い領域で加工する場合にはその時の鋼板の剛性などの機械特性の数値はオーステナイトの値とした。
　なお、シミュレーションにあたっては、特に異方性を考慮することなく、等方性を仮定したMisesの降伏関数により相当塑性歪を算出することで、特に問題なく、剪断加工開始温度を算出することができた。
　Misesの降伏関数による相当塑性歪増分ｄε－Ｐは、物質座標系をｘ、ｙ、ｚにとった場合、下記式で表され、相当塑性歪は、この増分の積分として与えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　以上のように、本実施形態に係る加工方法では、算出した剪断加工開始温度で鋼板を剪断加工することにより、剪断加工部の表層に微細なフェライト等の組織が形成され、剪断加工部（破断面）の遅れ破壊の発生が抑制されると共に、剪断加工開始温度を所定の範囲内とすることで熱歪等を抑制して加工部品の寸法精度を確保することができる。
　特に、相当塑性歪量を算出するのに、剪断加工部における所定の範囲領域Ａを設定したため、誤差の小さい相当塑性歪量を算出することが可能となった。
また、相当塑性歪量を算出するＦＥＭのシミュレーションにおいて、温度変化が逐次変化するため、仮の剪断加工開始温度に基づいて相当塑性歪量を算出し、これに基づいて真の剪断加工開始温度を定めるという繰り返し計算が必要であった。しかしながら、本実施形態では、５００～８００℃のいずれかの鋼板温度における応力・歪線図に基づいて数値シミュレーションを１度行うだけで近似可能であるため、計算が簡略化される。
　さらに、等方性を仮定したMisesの降伏関数により相当塑性歪を算出することにより、一層計算が簡略化される。
　なお、第２実施形態の表層細粒化熱間剪断加工方法に記載した相当塑性歪量の算出方法は、第１実施形態の表層細粒化熱間剪断加工方法における相当塑性歪量の算出に適用することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例における加工条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した加工条件の一例であり、本発明は、この加工条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々な加工条件を採用し得るものである。
（試験Ａ）
　図４Ａ～図４Ｃに示す剪断加工装置１０を用いて、表１に示す成分組成の鋼種Ａ～Ｃの高強度鋼板１（２００ｍｍ×１５０ｍｍ）をダイ3に設置した後に、鋼板１の上にパッド１２と共にパンチ２を上部から接近させパッド１２で鋼板１を押さえると同時にパンチ２（幅６５ｍｍ）によって鋼板１を剪断加工する。剪断加工された鋼板１は、金型（ダイ３とパッド１２）によって急冷される。なお、加工条件は表２に示す通りである。また、パンチ２とダイ３のクリアランスは０．１５ｍｍとした。
　また、比較例を除いてダイ３に鋼板１が当接してから剪断加工開始するまでの保持時間は０．５秒から3秒とした。表2中の剪断加工開始温度は、この保持時間の範囲内で得られる温度である。
　実施例に使用した鋼板の板厚は１．５ｍｍとした。なお、本発明の適用範囲の鋼板板厚は０．５ｍｍから３ｍｍ程度である。
各鋼板の測定したＡｒ３点は、剪断加工装置に９５０℃まで加熱した鋼板を金型の上に接するように置き冷却し、その際の温度履歴を測定することで求めた（室温まで温度が下がる以前に、鋼板の冷却速度が１℃／秒以下となった温度をＡｒ３点とみなした。）。
　相当塑性歪の見積もりのためには、鋼板が７５０℃である際の変形抵抗を入力とした剪断加工シミュレーションを商用ソフトであるDassault Systemes(ダッソー・システムズ)株式会社のAbaqus/Standardを用いた有限要素法シミュレーションにより行った。この際、Misesの降伏関数を用い、工具刃先近傍の解析領域は0.02 mm×0.04 mmの四辺形完全積分要素とした。また、パンチ押し込み0.05 mm毎にリメッシングを行った。破断はHancock & Mackenzieの延性破壊モデルにより定義し、条件を満たした要素の剛性を0とした。該延性破壊のモデルのパラメータは特定の条件において実際に観察された剪断面率を基にフィッティングした。剪断加工部８の剪断面５から剪断面５の法線方向に鋼板１の板厚Ｈの１０％で、かつ剪断加工部８のバリ７側の下面１２から鋼板１の板厚方向に鋼板１の板厚Ｈの３０％の領域Ａにおける平均の相当塑性歪を用いた（図６Ａ参照）。
　また、寸法精度として加工後の打ち抜かれたスクラップ１６（図４（Ｃ）参照）の長さを評価した。寸法の誤差が生じなければ、加工後のスクラップ１６の長さは６５ｍｍとなるはずである。したがって、表２においては、加工後のスクラップ１６の長さの誤差を６５で除し、パーセンテージへ変換（×１００）した値を寸法誤差として記載する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　試験は各実施例、比較例を３回ずつ行った。なお、遅れ破壊の有無については、一回でも遅れ破壊が発生していれば、遅れ破壊有りと評価した。また、寸法誤差は、三回の平均値とした。
　実施例１～６では、剪断加工部（破断面）における遅れ破壊の発生が抑制されており、かつ、加工部品の寸法精度が改善されていることが解る。
　実施例１における剪断加工部の破断面から100 μmの範囲におけるミクロ組織を、図７（EBSD、ミクロ組織像）と図８（抽出レプリカ試料の透過電子顕微鏡観察像）を参照して説明する。
図７に示すように、EBSD解析結果、透過電子顕微鏡のEDS(特性X線エネルギー分散型分析)および電子線回折解析により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトおよび鉄以外の合金元素に由来する介在物により構成されていることを確認した。
　具体的には、図７は、剪断断加工部で剪断面の法線方向で鋼板の板厚方向に沿う実施例１の断面試料を硬質樹脂に埋込み、研磨、電解研磨後のＥＢＳＤによるミクロ組織像であり、図８はSPEED法（Potentiostatic Etching by Electrolytic Dissolution：非水溶媒中定電位電解法）を用いた抽出レプリカ法により作成した実施例１の試料を透過電子顕微鏡観察したものである。
　図７（EBSDミクロ組織像）に示すように、破断面から剪断面の法線方向に100μmの範囲における破断面の表層では、フェライト（図７、黒色以外の部分）Ｆの粒径は３μm以下と非常に小さく、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト（図７、黒色部分）ＢＭＡの粒径も３μｍ以下であった。また、この範囲には、アスペクト比が３を超える結晶粒も見られこの割合は個数で６％程度であった。
　実施例２～６のいずれにおいても同様のミクロ組織であった。ここで、ミクロ組織の同定に際しては１つの実施例につき破断面の表面より１００μmの範囲において無作為に８．０×２０μmの視野を5点ほど撮影した。
　また、図８に示すように、実施例１においてセメンタイト（円形を除く黒色部分）Ｃの割合は非常に小さいことがわかる。実施例１ではセメンタイトの個数密度は０．８個／μm3であり、かつ、観察されたセメンタイトの最大長は3μm以下であった。ここで、セメンタイトの分布状態については一つの条件につき剪断加工部の表層より無作為に９．５×７．５μmの視野を5枚撮影して判定した。実施例２～６のいずれにおいても同様であった。
　一方、比較例１～５では、フェライトを含まないベイナイトとマルテンサイトの混合組織（比較例１、２）、もしくはフェライト単相（比較例３～５）となった。比較例１、２では介在物は図８とほぼ同様にセメンタイトはほとんど観察されなかったが、比較例３～５では図５と同様に0.8個／μm3を大きく超える非常に高い個数密度のセメンタイト（図５、円形を除く黒色部分参照）Ｃが観察された。
なお、剪断加工開始温度以外を実施例1と同じとした、ダイ３とパッド９（金型ともいう）に接して冷却した後の剪断加工開始までの保持時間を３．５秒とした実験を行った。この際の加工開始温度もＡｒ３+30℃以上であったが、３回繰り返した内の1回は遅れ破壊が発生した。得られた製品の剪断加工面の表面を観察したところ遅れ破壊の発生が無い製品の剪断加工部表層の組織は、剪断面から100μmの範囲において、フェライト粒径は３μm以下と非常に小さく、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの粒径も３μｍ以下であった。また、アスペクト比が３を超える結晶粒も見られこの割合は個数で７％程度であった。
　しかし、遅れ破壊が発生した加工部品の剪断加工部の表層の組織は、剪断面から100μmの範囲において、フェライト粒径は５μm程度で有ったが、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの粒径も５μｍであった。また、剪断加工部の表層には、アスペクト比が３を超える結晶粒も見られ、この割合は個数％で７％程度であった。
（試験Ｂ）
　剪断加工装置２０は、曲げ成形用の穴部２２と穴部２２の底面に抜き変形用の孔部２４が形成され鋼板１が設置されるダイ３と、穴部２２に対して挿入されることにより鋼板１に曲げ変形を生じさせるパンチ２と、パンチ２に内蔵され曲げ変形後に孔部２４に挿入されることにより鋼板１の所定範囲に穴を形成（剪断加工）する可動金型２６とを備える。
鋼板の破断を伴わないプレス成形を模擬して、剪断加工装置２０は、ダイ３上に鋼板１を設置した後、最初にパンチ２を駆動することによって加熱した鋼板１をハット形状に成形した（図９Ａ参照）。この後、可動金型１３によって鋼板１に直径２０ｍｍの穴抜きを行う試験を行った（図９Ｂ参照）。
　鋼板１が可動金型２６に接してから剪断加工開始までの時間は比較例を除いて０．１秒から０．５秒程度であった。
　パンチ２とダイ３のクリアランスを０．１５ｍｍとし、ハット成形後の熱履歴より測定したＡｒ３を同定した。相当塑性歪の算出は試験Ａと同じとした。表３に示す加工条件を採用した。
　なお、試験Ｂの評価方法も、試験Ａと同様である。
　ところで、試験Ｂにおける寸法精度は、加工後の抜き穴の直径で評価した。寸法の誤差が生じなければ、加工後の鋼板１の抜き穴径は２０ｍｍとなるはずである。これより、本試験の実施結果である表３においては、加工後の抜き穴径の誤差を２０で除し、パーセンテージへ変換（×１００）した値を寸法誤差として記載している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
実施例７～１０においては、剪断加工部（破断面）において遅れ破壊の発生が抑制されていることが解る。
　また、表３中の実施例７～１０では剪断断加工部の表層（表面から100 μmの範囲）におけるミクロ組織は、実施例１～６（図７（ミクロ組織）と図８（介在物））と同様に、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトおよび鉄以外の合金元素に由来する介在物を含んでいた。実施例７～１０のミクロ組織と介在物は実施例１～６と同様であった。
　比較例６～１１のミクロ組織、介在物は比較例１～５に同様であった。すなわち、比較例６～８はフェライトを含まないベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、比較例９～１１はフェライト単相となった。比較例６～８においてセメンタイトはほとんど観察されなかったが、比較例９～１１では０．８個／μm3を大きく超える非常に高い個数密度のセメンタイトが観察された。
　なお、２０１３年５月９日に出願された日本国特許出願２０１３－０９９２４３号の開示は、その全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　前述したように、本発明によれば、鋼板の熱間剪断加工において、加工時間や新たな工程を増やすことなく、熱間剪断加工部で生じる遅れ破壊を防止することができる。よって、本発明は、鋼板加工技術産業において利用可能性が高いものである。

Claims (14)

  1. 炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理する熱間剪断加工方法において、前記剪断加工を開始する温度を、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に３０～１４０℃を加えた温度（℃）とする表層細粒化熱間剪断加工方法。
  2. 炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理する熱間剪断加工方法において、前記剪断加工を開始する温度を、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に剪断加工部の表層の相当塑性歪量に４０～６０の係数を乗じたものとして算出される値を加えた温度（℃）とする表層細粒化熱間剪断加工方法。
  3. 前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、前記剪断加工部の剪断面から前記剪断面の法線方向で鋼板の内側に前記鋼板の板厚の５～２０％の範囲で、かつ当該剪断加工部のバリ側の下面から前記鋼板の板厚方向に当該鋼板の板厚の２０～５０％の範囲である領域の相当塑性歪量の平均値として算出する請求項２記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  4. 前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、鋼板温度が５００～８００℃の応力・歪線図に基づいて行う数値シミュレーションにより算出する請求項２又は３に記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  5. 前記剪断加工部の表層の相当塑性歪量を、下記式（１）のMisesの降伏関数に基づいて算出する請求項２～４のいずれか１項に記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  6. 　鋼板が金型に接触してから鋼板の剪断加工を開始するまで３秒以内である請求項１又は２記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  7. 前記金型に前記鋼板を接触させることにより前記急冷を行う請求項1又は２に記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  8. 前記金型の鋼板接触部に設けた孔より噴出する水が、前記鋼板接触部に設けられた溝を通されることで前記急冷を行う請求項１又は２に記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  9. 前記鋼板に対する前記加熱と前記剪断加工との間に、当該鋼板に破断を伴わないプレス成形を行う請求項１または２に記載の表層細粒化熱間剪断加工方法。
  10. 　炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板の剪断断加工部において破断面から剪断面の法線方向で鋼板の内側に１００μｍの範囲の表層は、フェライト相と残部とからなり、前記残部は結晶粒径が３μｍ以下のベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の内の少なくとも１相、及びセメンタイト並びに生成不可避な介在物を有し、前記フェライト相の平均粒径は３μｍ以下であって、かつ、アスペクト比3以上の粒を個数で５％以上含み、さらに該1００μｍの範囲外はマルテンサイトと生成不可避な介在物、または、ベイナイトとマルテンサイト、および生成不可避な介在物で構成される表層細粒化熱間剪断加工部品。
  11. 前記表層において前記セメンタイトの個数密度が０．８個／μm3以下であり、かつ、当該セメンタイトの最大長が３μm以下である請求項１０記載の表層細粒化熱間剪断加工部品。
  12. EBSD（電子線後方散乱回折法）観察により測定される前記ベイナイト相及びマルテンサイト相及び残留オーステナイト相を合計した前記表層における面積率が１０～５０％である請求項１０又は１１に記載の表層細粒化熱間剪断加工部品。
  13. 炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理することにより製造され、かつ、前記剪断加工を開始する温度が予め測定した前記鋼板のＡｒ３に３０～１４０℃を加えた温度（℃）とされた表層細粒化熱間剪断加工部品。
  14. 炭素含有率が０．１５質量％以上の鋼板を、Ａｃ３～１４００℃の範囲で加熱・保持してオーステナイト化を行った後、金型へ設置して剪断加工を行い、急冷して焼入れ処理することにより製造され、かつ、前記剪断加工を開始する温度が、予め測定した前記鋼板のＡｒ３に剪断加工部の表層の相当塑性歪量に４０～６０の係数を乗じたものとして算出される値を加えた温度（℃）とされた表層細粒化熱間剪断加工部品。
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