JP6684866B2 - Method of increasing formability of steel - Google Patents
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Description
本発明は、鋼材の成形性増加方法に係り、より詳細には、オーステナイト相（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｐｈａｓｅ）を含む鋼材の一部に、応力（ｓｔｒｅｓｓ）を印加している最中に変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が起こる時点でパルス電流を印加して、成形性を増加させる鋼材の成形性増加方法に関する。 The present invention relates to a method for increasing the formability of a steel material, and more specifically, to a part of a steel material containing an austenite phase (Transformation Induced Plasticity) while applying a stress. The present invention relates to a method for increasing the formability of a steel material by increasing the formability by applying a pulse current at the time when the plasticity occurs.
自動車産業において、乗客の安全性の向上、車体重量の減少、生産性の向上のために、高強度、高成形性の鉄鋼材料に対する要求が高くなった。フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３種の混合相で構成されているトリップ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ）は、残留オーステナイトが変形を受ければ、硬いマルテンサイトに変態しながら、強度と延伸率とが増加する変態誘起塑性の特性を有している。トリップ鋼は、残留オーステナイトの性質によって、その機械的特性、特に、高速変形特性の変化が大きい。類似している強度を有した一般の高張力鋼と比較すれば、トリップ鋼は、低い降伏強度／引張強度比と高い変形硬化能の性質を示す。高い変形硬化能は、自動車部品の製造過程で局部的なネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）発生に対する抵抗性を高めて、成形性を向上させ、製造された部品での高い引張強度は、衝突吸収エネルギーと疲労性質とを改善させる。自動車用鋼としてのトリップ鋼の重要性は、成形性と衝突特性との向上にある。したがって、自動車業界及び鉄鋼業界のトリップ鋼に対する関心は高くなって、相当なレベルの製品研究開発と現場適用とが行われている。 In the automobile industry, there is an increasing demand for steel materials having high strength and high formability in order to improve passenger safety, reduce vehicle body weight, and improve productivity. When the retained austenite is deformed, the trip steel (Transformation Induced Plasticity steel), which is composed of three kinds of mixed phases of ferrite, bainite, and retained austenite, transforms to hard martensite and has increased strength and elongation. It has the property of transformation-induced plasticity. Due to the properties of retained austenite, trip steel has a large change in its mechanical properties, in particular, high-speed deformation properties. Compared to common high strength steels with similar strength, trip steels exhibit properties of low yield strength / tensile strength ratio and high strain hardening capacity. The high deformation hardening ability increases resistance to local necking in the manufacturing process of automobile parts to improve the formability, and the high tensile strength of the manufactured parts increases impact absorption energy and fatigue properties. And improve. The importance of trip steels as automotive steels lies in their improved formability and impact properties. Therefore, there is a growing interest in trip steels in the automotive and steel industries, with a considerable level of product R & D and field application.
このような状況で、既存のトリップ鋼の成形性増加のための方法として、温間成形、漸進成形（ｉｎｃｒｅｍｅｎｔａｌ ｆｏｒｍｉｎｇ）またはレーザビーム成形（ｌａｓｅｒ ｂｅａｍ ｆｏｒｍｉｎｇ）技術が成形性増加方法として使われているが、高温成形及び誘導加熱工程は、高コスト、材料の熱勾配、ダイ接着及び表面酸化の問題が発生する。特に、レーザビーム成形は、製造工程で過度な時間とコストとを必要とする限界を有している。また、高強度鋼の場合、高いスプリングバッグ（ｓｐｒｉｎｇｂａｃｋ）を有するために、実工程の適用に多くの困難がある実情である。 Under these circumstances, as a method for increasing the formability of the existing trip steel, warm forming, incremental forming or laser beam forming technology is used as a formability increasing method. However, the hot forming and induction heating processes suffer from high cost, material thermal gradients, die attach and surface oxidation. In particular, laser beam shaping has the limitation of requiring excessive time and cost in the manufacturing process. Further, in the case of high strength steel, it has a high spring back, and thus there are many difficulties in applying the actual process.
本発明は、前記問題点を含んで多様な問題点を解決するためのものであって、オーステナイト相を含む鋼材の一部に、応力を印加している最中に変態誘起塑性が起こる時点でパルス電流を印加して、成形性を増加させる鋼材の成形性増加方法を提供することを目的とする。 The present invention is to solve various problems including the above problems, in a part of the steel material containing an austenite phase, at the time when transformation-induced plasticity occurs during the application of stress. An object of the present invention is to provide a method for increasing the formability of a steel material by applying a pulse current to increase the formability.
しかし、このような課題は、例示的なものであって、これにより、本発明の範囲が限定されるものではない。 However, such a problem is merely an example, and the scope of the present invention is not limited thereby.
前記課題を解決するための本発明の一観点によれば、（ａ）オーステナイト相を含む鋼材の少なくとも一部の領域に応力を印加する段階と、（ｂ）前記応力によって、前記オーステナイト相がマルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）に変態誘起塑性が起こる時点に、前記鋼材に少なくとも１回のパルス電流（ｐｕｌｓｅｄ ｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｕｒｒｅｎｔ）を印加する段階と、を含む鋼材の成形性増加方法が提供される。 According to an aspect of the present invention for solving the above problems, (a) a step of applying stress to at least a partial region of a steel material containing an austenite phase, and (b) the stress causes the austenite phase to be martensitic. A method of increasing formability of a steel product, comprising the step of applying a pulsed electric current to the steel product at least once when transformation-induced plasticity occurs in a site (Martensite).
また、本発明の一実施形態によれば、前記パルス電流を印加するほど、前記鋼材の変態誘起塑性挙動が遅延される。 Further, according to one embodiment of the present invention, the transformation-induced plastic behavior of the steel material is delayed as the pulse current is applied.
また、本発明の一実施形態によれば、前記オーステナイト相を含む鋼材は、トリップ鋼であり得る。 Further, according to an embodiment of the present invention, the steel material containing the austenite phase may be trip steel.
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流の最初のパルス電流を前記鋼材の真ひずみ（Ｔｒｕｅ ｓｔｒａｉｎ）が０％〜１１．７％である時に印加することができる。 According to an embodiment of the present invention, in the step (b), the first pulse current of the pulse current is applied when the true strain of the steel material is 0% to 11.7%. be able to.
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流を３回印加することができる。 Also, according to the embodiment of the present invention, the pulse current may be applied three times in the step (b).
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流は、一定の電流密度（ρｉ）で印加される。 In addition, according to an embodiment of the present invention, in the step (b), the pulse current is applied with a constant current density (ρ i ).
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流の電流密度は、８５Ａ／ｍｍ２〜１０５Ａ／ｍｍ２であり得る。 Also, according to an embodiment of the present invention, in the step (b), the current density of the pulse current may be 85 A / mm 2 to 105 A / mm 2 .
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流の電流印加周期（ｔｐ）は、２７秒〜３３秒であり、電流印加時間（ｔｄ）は、０．０８秒〜０．１２秒であり得る。 Also, according to an embodiment of the present invention, in step (b), a current application period of the pulse current (t p) is 27 seconds to 33 seconds, the current application time (t d) is 0 It can be 0.08 seconds to 0.12 seconds.
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流を印加する時、少なくとも２８％の延伸率が向上する。 Also, according to an embodiment of the present invention, in the step (b), when the pulse current is applied, the stretching rate is improved by at least 28%.
そして、前記課題を解決するための本発明の一観点によれば、（ｃ）オーステナイト相を含む鋼材の少なくとも一部の領域に曲げ応力（ｂｅｎｄｉｎｇ ｓｔｒｅｓｓ）を印加して曲げ変形する段階と、（ｄ）前記曲げ変形された前記鋼材に少なくとも１回のパルス電流を印加する段階と、をさらに含む鋼材の成形性増加方法が提供される。 Then, according to an aspect of the present invention for solving the above-mentioned problems, (c) a step of applying bending stress (bending stress) to at least a partial region of a steel material containing an austenite phase to cause bending deformation, and d) applying a pulse current to the bent and deformed steel material at least once, to provide a method for increasing the formability of the steel material.
また、本発明の一実施形態によれば、前記（ｄ）段階で、前記パルス電流の印加時間（ｔｄ）は、０．３秒〜１秒であり、印加時間が増加するほど、前記鋼材のスプリングバッグが低減しうる。 Further, according to one embodiment of the present invention, in the step (d), the application time (t d ) of the pulse current is 0.3 second to 1 second, and the steel material increases as the application time increases. The spring bag can be reduced.
そして、前記課題を解決するための本発明の一観点によれば、（ｅ）応力が印加されれば、オーステナイト相の少なくとも一部が変態誘起塑性によってマルテンサイトに変態されるトリップ鋼を準備する段階と、（ｆ）前記トリップ鋼に応力を印加して変形させる段階のうち何れか一時点に少なくとも１回のパルス電流を、前記トリップ鋼に印加して、前記変態誘起塑性の開始時点を遅延させる段階と、を含む鋼材の成形性増加方法が提供される。 Then, according to an aspect of the present invention for solving the above-mentioned problems, (e) a trip steel in which at least a part of an austenite phase is transformed into martensite by transformation-induced plasticity when stress is applied is prepared. And at least one pulse current is applied to the trip steel at any one of the steps of (f) applying stress to the trip steel and deforming the trip steel to delay the start point of the transformation-induced plasticity. And a step of increasing the formability of the steel product.
前記のようになされた本発明の一実施形態によれば、オーステナイト相を含む鋼材の一部に、応力を印加している最中に変態誘起塑性が起こる時点でパルス電流を印加して、成形性を増加させることができる。 According to one embodiment of the present invention made as described above, a part of the steel material containing an austenite phase is applied with a pulse current at the time when transformation-induced plasticity occurs during the application of stress, and forming. Sex can be increased.
もちろん、このような効果によって、本発明の範囲が限定されるものではない。 Of course, such an effect does not limit the scope of the present invention.
後述する本発明についての詳細な説明は、本発明が実施される特定の実施形態を例示として図示する添付図面を参照する。これら実施形態は、当業者が本発明を十分に実施可能なように詳しく説明される。本発明の多様な実施形態は、互いに異なるが、互いに排他的である必要はないということを理解しなければならない。例えば、ここに記載されている特定の形状、構造及び特性は、一実施形態に関連して、本発明の精神及び範囲を外れずに、他の実施形態として具現可能である。また、それぞれの開示された実施形態内の個別構成要素の位置または配置は、本発明の精神及び範囲を外れずに、変更可能であるということを理解しなければならない。したがって、後述する詳細な説明は、限定的な意味として取ろうとするものではなく、本発明の範囲は、適切に説明されるならば、その請求項が主張するものと、均等なあらゆる範囲と共に、添付の請求項によってのみ限定される。図面で類似した参照符号は、多様な側面にわたって同一または類似の機能を称し、長さ及び面積、厚さなどとその形態は、便宜上、誇張されて表現されることもある。 DETAILED DESCRIPTION The following detailed description of the invention refers to the accompanying drawings that illustrate, by way of illustration, specific embodiments in which the invention may be practiced. These embodiments are described in sufficient detail to enable one of ordinary skill in the art to fully practice the invention. It should be understood that the various embodiments of the invention differ from each other but need not be mutually exclusive. For example, the particular shape, structure, and characteristics described herein may be implemented in other embodiments in connection with one embodiment without departing from the spirit and scope of the invention. It should also be understood that the location or arrangement of individual components within each disclosed embodiment may be changed without departing from the spirit and scope of the invention. Therefore, the following detailed description is not to be taken in a limiting sense, and the scope of the present invention, if properly explained, along with what the claims claim and all equivalents, Only limited by the appended claims. Similar reference numerals in the drawings refer to the same or similar functions in various aspects, and lengths, areas, thicknesses, and the like may be exaggerated for convenience.
以下、当業者が本発明を容易に実施させるために、本発明の望ましい実施形態に関して添付図面を参照して詳しく説明する。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings so that those skilled in the art can easily carry out the present invention.
＜パルス電流印加成形性増加方法＞
図１及び図２を参照して、パルス電流印加成形について説明する。図１は、本発明の一実施形態によるパルス電流印加成形用装置を示す概略図である。
<Pulse current application formability increasing method>
The pulse current application shaping will be described with reference to FIGS. 1 and 2. FIG. 1 is a schematic diagram showing a pulse current application molding apparatus according to an embodiment of the present invention.
鋼材の成形時に、パルス電流印加の影響分析のための装置であって、パルス電流を印加しながら、成形可能な実験装置を構成する。図１に示したように、成形のための試片１０をローディング（ｌｏａｄｉｎｇ）し、矢印方向に応力を印加することができる。 An apparatus for analyzing the influence of application of a pulse current at the time of forming a steel material, which constitutes an experimental apparatus capable of forming while applying a pulse current. As shown in FIG. 1, a test piece 10 for molding can be loaded and stress can be applied in the direction of the arrow.
パルス電流は、抵抗溶接機に基づいて製作された直流電源発生装置を利用し、試片１０に電流を周期的に印加させる。この際、試片１０に流れる電流と引張機との間の絶縁のために、引張機の試片１０が挟まれるジグにベークライト（ｂａｋｅｌｉｔｅ）を用いて絶縁システム（Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ）Ｉを構築する。また、電源装置で発生した直流電流が、試片１０にのみ流れるようにする。 For the pulse current, a direct current power supply device manufactured based on a resistance welding machine is used to periodically apply a current to the test piece 10. At this time, for insulation between the electric current flowing through the sample 10 and the tensile machine, an insulation system (Insulator) I is constructed by using a bakelite in a jig in which the sample 10 of the tensile machine is sandwiched. Moreover, the direct current generated in the power supply device is allowed to flow only in the test piece 10.
図２は、本発明の一実施形態によるパルス電流の印加条件を示すグラフである。パルス電流印加成形時に、パルス電流は、電流密度（ρ、単位：Ａ／ｍｍ２）、電流印加時間（ｄｕｒａｔｉｏｎ、ｔｄ、単位：秒）及び電流印加周期（ｐｅｒｉｏｄ、ｔｐ、単位：秒）を一定に設定して試片に印加することができる。図２のｔｄは、電流印加時間を意味し、ｔｐは、電流印加周期を意味する。この際、電流密度（ρ０）は、試片の初期断面積を基準にした値であり、これは、実験が進行する間に、一定値の電流値（Ａ）が印加されたことを意味する。これとは異なって、電流密度（ρｉ）は、成形進行時に、減少する試片の断面積を考慮して電流を変化させながら印加して、電流密度を一定に保持することができる。 FIG. 2 is a graph showing pulse current application conditions according to an embodiment of the present invention. During the pulse current applied molding, pulse current, current density ([rho, unit: A / mm 2), the current application time (duration, t d, in seconds) and the current application period (period, t p, in seconds) Can be set to a constant value and applied to the test piece. In FIG. 2, t d means a current application time, and t p means a current application period. At this time, the current density (ρ 0 ) is a value based on the initial cross-sectional area of the sample, which means that a constant current value (A) was applied during the progress of the experiment. To do. On the other hand, the current density (ρ i ) can be applied while changing the current in consideration of the decreasing cross-sectional area of the test piece during the molding process to keep the current density constant.
パルス電流印加成形性増加方法で、試片の物性変化を測定するためのデータ測定システムについて説明する。試片の変形率を測定する時、一般的に使われる接触式ストレインゲージは、絶縁の問題で使用が不可能である。したがって、非接触式で試片の変形率を測定することができるイメージ基盤のデジタル画像相関法（ｄｉｇｉｔａｌ ｉｍａｇｅ ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ ｓｙｓｔｅｍ、ＤＩＣ ｓｙｓｔｅｍ）を用いて試片の長手方向の変形率を測定した。また、パルス電流印加によって発生する抵抗熱の発生を分析するために、ｋ型熱電対（ｋ−ｔｙｐｅ ｔｈｅｒｍｏｓ−ｃｏｕｐｌｅ）と、熱画像カメラ（ＩＲ ｃａｍｅｒａ）と、を用いて試片の温度を測定する。 A data measuring system for measuring a change in physical properties of a sample by a pulse current application formability increasing method will be described. When measuring the deformation rate of a specimen, the contact strain gauge that is commonly used cannot be used due to insulation problems. Therefore, the deformation rate in the longitudinal direction of the sample was measured using an image-based digital image correlation system (DIC system) capable of measuring the deformation rate of the sample in a non-contact manner. In addition, in order to analyze the generation of resistance heat generated by applying a pulsed current, the temperature of the sample is measured using a k-type thermo-couple and a thermal image camera (IR camera). To do.
次いで、本発明の一実施形態による鋼材の成形性増加方法について説明する。 Next, a method for increasing the formability of steel according to the embodiment of the present invention will be described.
本発明による鋼材の成形性増加方法は、（ａ）オーステナイト相を含む鋼材に応力を印加する段階と、（ｂ）応力によって、オーステナイト相がマルテンサイトに変態誘起塑性が起こる時点に、鋼材に少なくとも１回のパルス電流を印加する段階と、を含むことを特徴とする。 The method for increasing the formability of a steel material according to the present invention comprises at least (a) a step of applying stress to a steel material containing an austenite phase, and (b) at least the time when the austenite phase causes transformation-induced plasticity in martensite. Applying a pulse current once.
図３は、本発明の一実施形態によるパルス電流印加成形用試片を示す概略図である。本明細書において、図３のａは、試片の全長を、ｂは、試片の標点距離を、ｃは、試片の縦長を、ｄは、試片の断片長を意味する。但し、図３によって、本発明の実施形態が限定されるものではない。本発明による実施形態は、図３の試片１０の形状と厚さ及び長さが異なってもよい。 FIG. 3 is a schematic view showing a pulse current application molding test piece according to an embodiment of the present invention. In the present specification, a in FIG. 3 indicates the total length of the sample, b indicates the gauge length of the sample, c indicates the longitudinal length of the sample, and d indicates the fragment length of the sample. However, the embodiment of the present invention is not limited to FIG. Embodiments according to the present invention may differ in the shape and thickness and length of the coupon 10 of FIG.
（ａ）段階で、図３に示された成形用試片１０を図１の成形用装置にローディングして応力を印加する。前記オーステナイト相を含む鋼材は、降伏強度（ＹＳ）が７８０Ｍｐａ級である軽量鋼材であり得る。軽量鋼材の成形性増加方法を用いて高強度低比重鋼を必要とする産業に活用されうる。 At the step (a), the molding sample 10 shown in FIG. 3 is loaded into the molding apparatus of FIG. 1 to apply stress. The steel material containing the austenite phase may be a lightweight steel material having a yield strength (YS) of 780 MPa. It can be utilized in industries that require high strength and low specific gravity steel by using the method of increasing the formability of lightweight steel.
本発明の一実施形態によれば、オーステナイト相を含む鋼材は、トリップ鋼であり得る。 According to an embodiment of the present invention, the steel material containing the austenite phase may be trip steel.
（ｂ）段階で、前記（ａ）段階の応力を印加して鋼材が変態誘起塑性（以下、ＴＲＩＰ）挙動する時点に、鋼材に少なくとも１回のパルス電流を印加することができる。図１に示したように、成形用装置の外部電力装置を通じて成形用試片１０にパルス電流を印加することができる。パルス電流は、図２に示したように、一定の電流印加周期（ｔｐ）、電流印加時間（ｔｄ）で印加する。電流密度の場合、一定の電流密度（ρｉ）で印加されるが、これは、成形用試片に応力が印加されることによって、断面積が変化する時、印加されるパルス電流の強度を調節して、電流密度を一定に保持することができる。 In step (b), at least one pulse current can be applied to the steel material at the time when the steel material behaves in a transformation-induced plasticity (hereinafter, TRIP) behavior by applying the stress in step (a). As shown in FIG. 1, a pulse current can be applied to the molding sample 10 through an external power device of the molding device. Pulse current, as shown in FIG. 2, a constant current application period (t p), and applies a current application time (t d). In the case of current density, it is applied at a constant current density (ρ i ), which means that when the cross-sectional area changes due to the stress applied to the molding specimen, the strength of the applied pulse current is It can be adjusted to keep the current density constant.
一方、本発明の一実施形態によれば、パルス電流の電流密度は、８５Ａ／ｍｍ２〜１０５Ａ／ｍｍ２であり得る。 Meanwhile, according to an embodiment of the present invention, the current density of the pulse current may be 85 A / mm 2 to 105 A / mm 2 .
一方、本発明の一実施形態によれば、パルス電流の電流印加周期（ｔｐ）は、２７秒〜３３秒であり、電流印加時間（ｔｄ）は、０．０８秒〜０．１２秒であり得る。 On the other hand, according to an embodiment of the present invention, a current application period of the pulse current (t p) is 27 seconds to 33 seconds, the current application time (t d) is 0.08 seconds to 0.12 seconds Can be.
一方、変形率（ｓｔｒａｉｎ）とは、部品や試片の線形寸法の単位長さ当たりの変化率を意味し、公称ひずみ（Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ｓｔｒａｉｎ）と真ひずみとの２種がある。公称ひずみが普遍的に使われる変形率であり、初期表点距離に対する長さの変化として下記の式で表現される。 On the other hand, the deformation rate means the rate of change of the linear dimension of a component or a specimen per unit length, and there are two types, a nominal strain and a true strain. The nominal strain is a universally used deformation rate, and is expressed by the following equation as a change in length with respect to the initial surface distance.
σ＝（Ｌ−Ｌ０）／Ｌ
（σ：変形率、Ｌ：成形後の標点距離、Ｌ０：初期標点距離）
σ = (L−L 0 ) / L
(Σ: deformation rate, L: gauge length after molding, L 0 : initial gauge distance)
降伏強度（Ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、以下、ＹＳ）とは、塑性変形を発生させず、材料に加えられる最大応力の程度であって、材料が特定の永久変形を示す時の応力を意味する。 Yield strength (hereinafter referred to as YS) is a degree of maximum stress applied to a material without causing plastic deformation, and means a stress when the material exhibits a specific permanent deformation.
塑性区間（Ｐｌａｓｔｉｃ ｒｅｇｉｏｎ、以下、ＰＲ）とは、弾性限界を超えて降伏強度を過ぎた試片が塑性変形を帯びる区間であり、荷重の原因を除去した後にも、永久的な変形が残っている区間である。 The plastic section (hereinafter referred to as PR) is a section in which a specimen that exceeds the elastic limit and exceeds the yield strength is subject to plastic deformation, and permanent deformation remains even after removing the cause of the load. It is a section where there is.
最大引張強度（Ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、以下、ＵＴＳ）とは、試片の強度を示す力で試片が破断されるまで引張力を印加した時、耐える最大応力を意味する。応力−ひずみ線図で最大応力地点を意味する。 The ultimate tensile strength (hereinafter referred to as UTS) means the maximum stress that can be withstood when a tensile force is applied until the test piece is broken by a force indicating the strength of the test piece. It means the point of maximum stress in the stress-strain diagram.
変態誘起塑性（以下、ＴＲＩＰ）とは、オーステナイト相が外力によってマルテンサイトに変態されることを言う。この際、鋼材は、高強度と高軟性とを確保することができる。 Transformation-induced plasticity (hereinafter, TRIP) means that an austenite phase is transformed into martensite by an external force. At this time, the steel material can ensure high strength and high softness.
以下、多様な実験例によって、パルス電流印加によるオーステナイト相を含む鋼材の成形性増加方法について説明する。 Hereinafter, a method of increasing the formability of a steel material containing an austenite phase by applying a pulse current will be described by various experimental examples.
＜オーステナイト相を含む鋼材の微細組織及び一般引張成形＞
図４及び図５を参照して、オーステナイト相を含む鋼材の成形特性について説明する。
<Microstructure and general tensile forming of steel containing austenite phase>
The forming characteristics of the steel material containing the austenite phase will be described with reference to FIGS. 4 and 5.
図４は、本発明の一実施形態による鋼材の成形前試片の微細組織及び集合組織を示すＥＢＳＤ分析写真である。鋼材の成形後、変わる特性を測定するために、成形前の初期状態の微細組織及び集合組織を分析する。 FIG. 4 is an EBSD analysis photograph showing a microstructure and a texture of a preformed specimen of a steel material according to an embodiment of the present invention. After forming the steel, the initial microstructure and texture before forming are analyzed in order to measure the changing properties.
図４の（ａ）は、ＥＢＳＤ分析のＮＤ ｍａｐ（法線方向の微細組織ｍａｐ）であり、図４の（ｂ）は、ＥＢＳＤ分析の相マップ（Ｐｈａｓｅ ｍａｐ）である。ＥＢＳＤ分析結果、鋼材は、フェライト相とオーステナイト相とが共に存在していることを確認することができる。 4A is an ND map (microstructure map in the normal direction) of the EBSD analysis, and FIG. 4B is a phase map (Phase map) of the EBSD analysis. As a result of the EBSD analysis, it can be confirmed that the steel material has both a ferrite phase and an austenite phase.
また、オーステナイト相の定量的な分率を測定するために、ＸＲＤ分析を実施して、残留オーステナイト相分率が２３％存在することを確認することができる。 Further, in order to measure the quantitative fraction of the austenite phase, XRD analysis can be performed to confirm that the residual austenite phase fraction is 23%.
図５は、本発明の一実施形態による鋼材の一般成形時の応力−ひずみ線図及びＸＲＤ分析による残留オーステナイトの分率を示すグラフである。鋼材に１．５ｍｍ／ｍｉｎの引張変形速度で一般引張成形（ｎｏｎ−ｐｕｌｓｅｄ ｔｅｎｓｉｏｎ）を行って、鋼材の破断時に、破断変形率と残留オーステナイト相の分率とを測定する。 FIG. 5 is a stress-strain diagram at the time of general forming of a steel material according to an embodiment of the present invention and a graph showing a fraction of retained austenite by XRD analysis. Non-pulsed tension is applied to a steel material at a tensile deformation rate of 1.5 mm / min to measure the fracture deformation rate and the residual austenite phase fraction at the time of fracture of the steel material.
一方、本発明の一実施形態によれば、鋼材の引張変形速度は、１．４ｍｍ／ｍｉｎ〜１．６ｍｍ／ｍｉｎであり得る。 Meanwhile, according to an embodiment of the present invention, the tensile deformation rate of the steel material may be 1.4 mm / min to 1.6 mm / min.
図５の（ａ）は、鋼材の一般成形時の応力−ひずみ線図を示すグラフである。一般引張成形の結果、４０％の破断変形率と８５０Ｍｐａの最大引張強度（ＵＴＳ）とを示したことを確認することができる。 FIG. 5A is a graph showing a stress-strain diagram at the time of general forming of a steel material. As a result of the general tensile molding, it can be confirmed that it exhibited a breaking deformation rate of 40% and a maximum tensile strength (UTS) of 850 MPa.
破断後、鋼材試片の破断態様を観察した結果、延性破壊（ｄｕｃｔｉｌｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ）が起こることを確認することができる。この際、一般引張成形時に、鋼材の変形メカニズムを調べるために、鋼材の成形前初期試片と変形率が、それぞれ７．５％、１２．５％、２３％、及び鋼材の破断後、試片のＸＲＤ分析を実施する。 As a result of observing the fracture mode of the steel material sample after the fracture, it can be confirmed that ductile fracture occurs. At this time, in order to investigate the deformation mechanism of the steel material at the time of general tensile molding, the initial specimen before deformation and the deformation rate of the steel material were 7.5%, 12.5% and 23%, respectively, and after the fracture of the steel material, XRD analysis of the pieces is performed.
図５の（ｂ）は、鋼材の一般成形時のＸＲＤ分析による残留オーステナイトの分率を示すグラフである。一般引張成形時に、成形が進行することによって、オーステナイト相の分率が減少することを確認することができる。すなわち、鋼材は、応力が印加されれば、オーステナイト相がマルテンサイトに変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）挙動が起こることを確認することができる。 FIG. 5B is a graph showing the fraction of retained austenite by XRD analysis during general forming of steel. It can be confirmed that the fraction of the austenite phase decreases as the molding proceeds during the general tensile molding. That is, it can be confirmed that the austenite phase of the steel material undergoes transformation-induced plasticity (TRIP) behavior in martensite when stress is applied.
一方、鋼材の一般引張成形で、変形率と残留オーステナイト分率との間に下記の式１を用いてプロット（ｐｌｏｔ）を行うことができる。 On the other hand, in the general tensile forming of a steel material, a plot can be performed between the deformation rate and the retained austenite fraction by using the following formula 1.
［式１］ ｆｒ＝ｆ０ｅｘｐ（−ｋε）
（ｆｒ：残留オーステナイト相の分率、ｆ０：成形前の初期鋼材のオーステナイト相の分率、ε：真ひずみ、ｋ：定数）
[Formula 1] f r = f 0 exp (-kε)
(F r: fraction of retained austenite phase, f 0: the fraction of the austenite phase before molding initial steel, epsilon: true strain, k: constant)
この際、ｋ値は定数であるが、物理的に低いｋ値を有するほど、オーステナイト相が高い安定性を有することを意味する。鋼材は、式１のプロット結果、ｋ値が、０．０３７６７であることを確認することができる。 At this time, the k value is a constant, but the physically lower k value means that the austenite phase has higher stability. As for the steel material, it can be confirmed that the k value is 0.03767 as a result of the plot of Expression 1.
＜オーステナイト相を含む鋼材の成形性増加方法＞
図６ないし図１２を参照して、オーステナイト相を含む鋼材の成形性増加方法について説明する。
<Method of increasing formability of steel containing austenite phase>
A method of increasing the formability of a steel material containing an austenite phase will be described with reference to FIGS. 6 to 12.
まず、図６ないし図９を参照して、本発明の比較例について説明する。 First, a comparative example of the present invention will be described with reference to FIGS.
［比較例１］
比較例１は、図３に示したオーステナイト相を含む鋼材の成形用試片を、オーステナイト相を含む鋼材の一般引張成形のような方法で応力を印加し、変態誘起塑性が起こる時点にパルス電流を印加して引張成形を実行する。
[Comparative Example 1]
In Comparative Example 1, stress was applied to the specimen for forming a steel material containing an austenite phase shown in FIG. 3 by a method such as general tensile forming of a steel material containing an austenite phase, and a pulse current was applied at the time when transformation-induced plasticity occurred. Is applied to perform tensile molding.
この際、前記パルス電流は、電流密度（ρｉ）が５０Ａ／ｍｍ２であり、電流印加時間（ｔｄ）は、０．１秒、電流印加周期（ｔｐ）は、３０秒であり得る。 At this time, the pulse current, the current density ([rho i) is 50A / mm 2, the current application time (t d) is 0.1 seconds, the current application period (t p) can be a 30 seconds .
［比較例２］
比較例２は、図３に示したオーステナイト相を含む鋼材の成形用試片を、オーステナイト相を含む鋼材の一般引張成形のような方法で応力を印加し、温度を８５℃〜１００℃を保持しながら、高温引張成形を実行する。
[Comparative Example 2]
In Comparative Example 2, stress was applied to the specimen for forming a steel material containing an austenite phase shown in FIG. 3 by a method such as general tensile forming of a steel material containing an austenite phase, and the temperature was maintained at 85 ° C. to 100 ° C. Meanwhile, high temperature tensile molding is performed.
図６は、オーステナイト相を含む鋼材の成形後、破断形状を示す写真である。図６の（ａ）は、オーステナイト相を含む鋼材の一般引張成形時（Ｎｏｎ−ｐｕｌｓｅｄ ｔｅｎｓｉｏｎ）、図６の（ｂ）は、パルス電流を印加して成形時（Ｐｕｌｓｅｄ ｔｅｎｓｉｏｎ）、図６の（ｃ）は、高温で引張成形時（Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｔｅｎｓｉｏｎ）、試片の破断形状を示す。 FIG. 6 is a photograph showing a fracture shape after forming a steel material containing an austenite phase. FIG. 6A is a general tensile forming of a steel material containing an austenite phase (Non-pulsed tension), FIG. 6B is a forming by applying a pulse current (Pulsed tension), and FIG. c) shows the fracture shape of the test piece at the time of tensile molding at high temperature (High temperature tension).
図７は、オーステナイト相を含む鋼材のパルス電流を印加して、成形時と高温で成形時との応力−ひずみ線図及び温度変化を示すグラフである。 FIG. 7 is a graph showing a stress-strain diagram and a temperature change between the time of forming and the time of forming at a high temperature by applying a pulse current of a steel material containing an austenite phase.
比較例１、比較例２によれば、オーステナイト相を含む鋼材のパルス電流を印加して引張成形する時と、高温で引張成形を行う場合、破断変形率は、約２３．９％に測定された。これは、オーステナイト相を含む鋼材が、温度増加によるＴＲＩＰ挙動が妨害されて、ＴＲＩＰ効果による変形を収容することができなかったことを確認することができる。すなわち、パルス電流を印加して引張成形を行うか、高温で引張成形を行う時、破断変形率が低くなる。 According to Comparative Example 1 and Comparative Example 2, the fracture deformation rate was measured to be about 23.9% when the pulse current of the steel material containing the austenite phase was applied and the tensile forming was performed, and when the tensile forming was performed at a high temperature. It was This can confirm that the steel material containing the austenite phase could not accommodate the deformation due to the TRIP effect because the TRIP behavior due to the temperature increase was disturbed. That is, when the tensile forming is performed by applying a pulse current or the tensile forming is performed at a high temperature, the fracture deformation rate becomes low.
図８は、本発明の一比較例による鋼材の成形後の試片の微細組織及び集合組織を示すＥＢＳＤ分析写真である。図８の（ａ）及び図８の（ｂ）は、オーステナイト相を含む鋼材の一般成形後、変形率が２３％である時の微細組織、図８の（ｃ）及び図８の（ｄ）は、パルス電流を印加して引張成形時に、変形率が２３％である時の微細組織、図８の（ｅ）及び図８の（ｆ）は、高温で引張成形時に、変形率が２３％である時の微細組織のＥＢＳＤ分析写真である。
FIG. 8 is an EBSD analysis photograph showing a microstructure and a texture of a specimen after forming a steel material according to a comparative example of the present invention. 8A and 8B are microstructures when the deformation rate is 23% after general forming of a steel material containing an austenite phase, FIG. 8C and FIG. 8D. Is a microstructure when the deformation rate is 23% when a pulse current is applied, and FIGS. 8E and 8F show that the deformation rate is 23% at a high temperature. 2 is an EBSD analysis photograph of the microstructure of the above.
図９は、本発明の一比較例による鋼材の成形前試片及び変形率が２３％である時、試片の残留オーステナイト分率を示すグラフである。 FIG. 9 is a graph showing a residual austenite fraction of a specimen before forming and a deformation rate of a steel material according to a comparative example of the present invention when the deformation rate is 23%.
比較例の実験の結果、パルス電流を印加し続けるか、高温で引張成形を行う場合、残留オーステナイト相の分率が一般引張成形時よりも高い。すなわち、ＴＲＩＰ挙動を示す素材の場合、継続的なパルス電流を印加することは、ＴＲＩＰ挙動を妨害するだけではなく、局部的な収縮（ｌｏｃａｌｌｙ ｎｅｃｋｉｎｇ）発生によって、破断変形率が一般引張よりもさらに減少することを確認することができる。 As a result of the experiment of the comparative example, when the pulse current is continuously applied or the tensile molding is performed at a high temperature, the fraction of the retained austenite phase is higher than that in the general tensile molding. That is, in the case of a material exhibiting TRIP behavior, applying a continuous pulse current not only interferes with TRIP behavior but also causes a local shrinking (local necking) to cause the fracture deformation rate to be higher than that of general tension. It can be confirmed that it decreases.
＜変形前半部にパルス電流を３回印加した場合＞
図１０ないし図１２を参照して、オーステナイト相を含む鋼材に変形前半部に３回のパルス電流を印加した成形性増加方法について説明する。
<When pulse current is applied three times to the first half of deformation>
A method of increasing formability by applying a pulse current to the steel material containing the austenite phase three times in the first half of deformation will be described with reference to FIGS. 10 to 12.
本発明による一実施形態によれば、（ｅ）応力が印加されれば、オーステナイト相の少なくとも一部が変態誘起塑性によってマルテンサイトに変態されるトリップ鋼を準備する段階と、（ｆ）トリップ鋼に応力を印加して変形させる段階のうち何れか一時点に少なくとも１回のパルス電流を、トリップ鋼に印加して、変態誘起塑性の開始時点を遅延させる段階と、を含むことを特徴とする。 According to an embodiment of the present invention, (e) preparing a trip steel in which at least a portion of the austenite phase is transformed into martensite by transformation induced plasticity when stress is applied, and (f) the trip steel Applying a stress to the trip steel at least once at any one of the steps of deforming by applying stress to the trip steel to delay the start point of the transformation-induced plasticity. .
図１０は、本発明の一実施形態による鋼材の３回のパルス電流印加成形時の応力−ひずみ線図及び温度変化を示すグラフである。 FIG. 10 is a graph showing a stress-strain diagram and a temperature change when a steel material according to an embodiment of the present invention is formed by applying a pulse current three times.
前記比較例１と同じ引張成形速度、電流印加時間、電流印加周期条件下に、変態誘起塑性が起こる時点に３回のパルスのみを印加して引張成形を実行した。電流密度の場合、互いに異なる電流密度にして、それぞれ７５Ａ／ｍｍ２、９５Ａ／ｍｍ２、１１５Ａ／ｍｍ２にして３回の引張成形を実行した。 Under the same tension forming speed, current application time, and current application cycle conditions as in Comparative Example 1, only three pulses were applied at the time when the transformation-induced plasticity occurred to perform the tension forming. For the current density, and the different current densities from each other, was performed three times tensile molded in the respective 75A / mm 2, 95A / mm 2, 115A / mm 2.
本発明による一実施形態によれば、前記（ｂ）段階で、前記パルス電流の最初のパルス電流を前記オーステナイト系鋼の真ひずみが０％〜１１．７％である時に印加することができる。 According to an embodiment of the present invention, in the step (b), the first pulse current of the pulse current may be applied when the true strain of the austenitic steel is 0% to 11.7%.
図１０の（ａ）は、鋼材に３回のパルス電流を印加して引張成形時に、応力−ひずみ線図を示す。実験の結果、電流密度が９５Ａ／ｍｍ２である時、破断変形率が最大５０％に測定される。一般引張成形時の破断変形率である３９％で、約２８％の破断変形率が増加する。この際、電流密度が増加するほど、破断変形率が増加し続けるものではなく、電流密度が９５Ａ／ｍｍ２である時、最大破断変形率を示す。すなわち、最大破断変形率が得られる最適の電流密度条件を確認することができる。 FIG. 10A shows a stress-strain diagram at the time of tensile forming by applying a pulse current to the steel material three times. As a result of the experiment, when the current density is 95 A / mm 2 , the breaking deformation rate is measured up to 50%. At the break deformation rate of 39% during general tensile molding, the break deformation rate of about 28% increases. At this time, as the current density increases, the fracture deformation rate does not continue to increase, and when the current density is 95 A / mm 2, it shows the maximum fracture deformation rate. That is, it is possible to confirm the optimum current density condition for obtaining the maximum fracture deformation rate.
図１０の（ｂ）は、鋼材に３回のパルス電流を印加して引張成形時に、温度変化を示すグラフである。電流密度７５Ａ／ｍｍ２の電流を印加した場合、試片の平均温度は、最大１５０℃まで増加し、電流密度９５Ａ／ｍｍ２の電流を印加した場合は、約２１０℃まで増加した。そして、電流密度１１５Ａ／ｍｍ２の電流を印加した場合は、約３５０℃まで増加した。 FIG. 10B is a graph showing a temperature change during tensile forming by applying a pulse current to the steel material three times. When a current having a current density of 75 A / mm 2 was applied, the average temperature of the test piece increased to a maximum of 150 ° C., and when a current having a current density of 95 A / mm 2 was applied, it increased to about 210 ° C. When a current having a current density of 115 A / mm 2 was applied, the temperature increased to about 350 ° C.
図１１は、本発明の一実施形態による鋼材の３回のパルス電流印加成形時の加工硬化指数（ｎ−ｖａｌｕｅ）値の変化を示すグラフである。 FIG. 11 is a graph showing changes in the work hardening index (n-value) value of a steel material according to one embodiment of the present invention during three times of pulse current application molding.
３回のパルス電流印加成形時に、鋼材の真応力−真ひずみ線図の傾きが一般引張成形する時とは異なって測定された。それを確認するために、加工硬化指数であるｎ−ｖａｌｕｅ値の変化を測定する。 The gradient of the true stress-true strain diagram of the steel material was measured differently from that in the general tensile molding during the three times of pulse current application molding. In order to confirm it, the change of the n-value value which is a work hardening index is measured.
加工硬化指数は、外力によって加工された材料の剛性が増加する程度を示す指数である。これは、真応力−真ひずみ線図の傾きとして表わし、変形の増加によって材料の強度が増加する現象である加工硬化の程度を意味する。材料の物性を決定する重要な因子である。 The work hardening index is an index indicating the degree to which the rigidity of the material processed by external force increases. This is expressed as the slope of the true stress-true strain diagram and means the degree of work hardening, which is a phenomenon in which the strength of the material increases as the deformation increases. It is an important factor that determines the physical properties of materials.
σ＝Ｋεｎ
ｌｏｇσ＝ｎｌｏｇε＋ｌｏｇＫ
（σ：真応力、ε：真ひずみ、ｎ：加工硬化指数、Ｋ：強度係数）
σ = Kε n
logσ = nlogε + logK
(Σ: true stress, ε: true strain, n: work hardening index, K: strength coefficient)
前記成形実験の真ひずみによるｎ−ｖａｌｕｅ値をプロットした結果、パルス電流印加によってｎ−ｖａｌｕｅ曲線が変化されたことを確認することができる。特に、ｎ−ｖａｌｕｅの最大値（ｍａｘ ｎ−ｖａｌｕｅ）が一般引張に比べて、変形が進行した変形後半部で表われる。これは、変形前半部に３回のパルス電流印加時に、ＴＲＩＰ挙動の遅延効果によって変形後半からＴＲＩＰ効果が発揮されることを示す。したがって、本発明の鋼材の成形性増加方法は、変形前半部にパルス電流印加によってＴＲＩＰ挙動が遅延され、高い破断変形率を有させるという利点がある。 As a result of plotting the n-value value due to the true strain in the molding experiment, it can be confirmed that the n-value curve was changed by the pulse current application. In particular, the maximum value of n-value (max n-value) appears in the latter half of the deformation in which the deformation progresses as compared with general tension. This indicates that when the pulse current is applied three times in the first half of deformation, the TRIP effect is exerted from the second half of deformation due to the delay effect of TRIP behavior. Therefore, the method for increasing the formability of the steel material of the present invention has an advantage that the TRIP behavior is delayed by the application of the pulse current in the first half of the deformation, and the fracture ratio is high.
図１２は、本発明の一実施形態による鋼材の３回のパルス電流印加成形時の真ひずみによる残留オーステナイト分率を示すグラフである。 FIG. 12 is a graph showing the retained austenite fraction due to the true strain when the steel material according to one embodiment of the present invention is formed by applying the pulse current three times.
本発明による一実施形態によれば、パルス電流を印加するほど、前記オーステナイト系鋼のＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）挙動が遅延される。 According to one embodiment of the present invention, the TRIP (Transformation Induced Plasticity) behavior of the austenitic steel is delayed as the pulse current is applied.
ＴＲＩＰ挙動の遅延が行ったかを調べるために、各変形率地点でのパルス電流密度が９５Ａ／ｍｍ２である時、引っ張った鋼材試片と一般引張成形した試片とでＸＲＤ分析を実施して、残留オーステナイト相分率を測定した。 In order to investigate whether the TRIP behavior was delayed, when the pulse current density at each deformation rate point was 95 A / mm 2 , XRD analysis was carried out on the pulled steel material specimen and the general tensile molded specimen. The residual austenite phase fraction was measured.
真ひずみが１１．７％までは、鋼材の残留オーステナイト相分率が成形前初期試片と類似している数値を示す。真ひずみが１１．７％以後から残留オーステナイト相分率が持続的に減少し始める。区間を真ひずみが０％から１１．７％まで（Ｒｅｇｉｏｎ １）、真ひずみが１１．７％から試片の破断時まで（Ｒｅｇｉｏｎ ２）に分けて、式１のｋ値をプロットする。プロット結果、一般引張成形に比べて、真ひずみが０％から１１．７％まで（Ｒｅｇｉｏｎ １、 Ｆｉｔｔｉｎｇ ｃｕｒｖｅ １）は、ｋ値が０．００４９３４であり、真ひずみが１１．７％以後（Ｒｅｇｉｏｎ ２、Ｆｉｔｔｉｎｇ ｃｕｒｖｅ ２）では、ｋ値が０．０３６８８である。これは、真ひずみが１１．７％までは、一般引張成形時に、ｋ値よりも著しく低い値を有し、真ひずみが１１．７％以後からは、類似している値を示す。表１は、引張成形条件による式１のプロット結果を示す表である。 When the true strain is up to 11.7%, the retained austenite phase fraction of the steel material shows a value similar to that of the initial specimen before forming. The retained austenite phase fraction begins to decrease continuously after the true strain is 11.7% or more. The k value of the equation 1 is plotted by dividing the section into 0% to 11.7% of true strain (Region 1) and 11.7% of true strain to breakage of the test piece (Region 2). As a result of plotting, the k value is 0.004934 and the true strain is 11.7% or more (Region) in the true strain from 0% to 11.7% (Region 1, Fitting curve 1) as compared with general tensile molding. 2, Fitting curve 2) has ak value of 0.03688. This has a value significantly lower than the k value at the time of general tensile forming up to a true strain of 11.7%, and shows a similar value after the true strain of 11.7% or more. Table 1 is a table showing the plot results of Formula 1 under tensile molding conditions.
実験の結果、真ひずみが１１．７％である時まで、３回のパルス電流印加成形時に、一般引張成形よりもオーステナイト相の機械的安定性（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ）が高くて、ＴＲＩＰ効果が遅延される。したがって、鋼材の変形後半からＴＲＩＰ挙動が表われ、変形後半部にＴＲＩＰ挙動が表われて、成形性の向上に寄与することができる。 As a result of the experiment, the mechanical stability of the austenite phase was higher than that of general tensile molding during the three times pulse current application molding until the true strain was 11.7%, and the TRIP effect was delayed. It Therefore, the TRIP behavior appears from the latter half of the deformation of the steel material, and the TRIP behavior appears from the latter half of the deformation, which can contribute to the improvement of formability.
すなわち、オーステナイト相を含む鋼材にパルス電流を印加して成形時に、ＴＲＩＰ挙動を遅延させ、変形率が向上して成形性を増加させることができる。 That is, when the pulse current is applied to the steel material containing the austenite phase, the TRIP behavior is delayed at the time of forming, the deformation rate is improved, and the formability can be increased.
＜スプリングバッグ低減の実験＞
図１３ないし図１７を参照して、オーステナイト相を含む鋼材にパルス電流を印加してスプリングバッグ低減効果について説明する。
<Experiment to reduce spring bag>
A spring bag reduction effect by applying a pulse current to a steel material containing an austenite phase will be described with reference to FIGS. 13 to 17.
スプリングバッグは、成形が必要な鋼材に曲げ応力を印加して曲げ変形を行い、曲げ応力を除去した時、試片に加えられた曲げ変形が戻ってくることを意味する。一般的に、高強度鋼は、成形時に、スプリングバッグ効果によって成形性が減少して、実工程の適用に問題がある。 The spring bag means that a bending stress is applied to a steel material that needs to be formed to perform bending deformation, and when the bending stress is removed, the bending deformation applied to the test piece returns. Generally, high-strength steel has a problem in practical application since its formability decreases due to a spring bag effect during forming.
図１３は、本発明の一実施形態によるスプリングバッグ低減効果実験用装置を示す概略図であり、図１４は、本発明の一実施形態によるスプリングバッグ低減効果実験用試片２０を示す概略図である。 FIG. 13 is a schematic view showing a device for spring bag reduction effect experiment according to one embodiment of the present invention, and FIG. 14 is a schematic view showing a spring bag reduction effect test piece 20 according to one embodiment of the present invention. is there.
前記スプリングバッグ低減効果実験用装置で、Ｇは、曲げ応力印加用チップ（ｔｉｐ）の曲げ角度を、Ｒは、チップの曲げ半径であり、Ｗは、スプリングバッグ低減効果実験用試片の曲げ後、幅を意味し、試片２０で、Ｌは、横長、Ｈは、縦長を意味する。 In the spring bag reduction effect experiment device, G is a bending angle of a bending stress applying tip (tip), R is a bending radius of the tip, and W is after bending of the spring bag reduction effect experimental specimen. , L means width, and H means length.
本発明の一実施形態によれば、（ｃ）オーステナイト相を含む鋼材に曲げ応力を印加して曲げ変形する段階と、（ｄ）曲げ変形されたオーステナイト相を含む鋼材に少なくとも１回のパルス電流を印加する段階と、をさらに含むことを特徴とする。 According to an embodiment of the present invention, (c) a step of applying bending stress to a steel material containing an austenite phase to cause a bending deformation, and (d) a steel material containing a deformed austenite phase at least once with a pulse current. And a step of applying a voltage.
図１５は、本発明の一実施形態によるスプリングバッグ低減効果実験時に、試片に加えられる負荷を示すグラフである。 FIG. 15 is a graph showing a load applied to a test piece during a spring bag reduction effect experiment according to an embodiment of the present invention.
（ｃ）段階で、スプリングバッグ低減効果実験用試片を実験用装置にローディングし、曲げ応力を印加することができる。図１５の負荷は、スプリングバッグ低減効果実験用試片に印加される曲げ応力を意味し、試片の変形長さ（Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）は、１７ｍｍまで曲げ変形を加える。曲げ変形速度（Ｃｒｏｓｓ ｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）は、０．１ｍｍ／ｓであり得る。 In step (c), the spring bag reduction effect test piece can be loaded into the test device and bending stress can be applied. The load in FIG. 15 means the bending stress applied to the test piece for the spring bag reduction effect experiment, and the deformation length (Displacement) of the test piece is subjected to bending deformation up to 17 mm. Bending deformation speed (Cross head speed) may be 0.1 mm / s.
（ｄ）段階で、スプリングバッグ低減効果実験用試片に１回のパルス電流を印加して曲げ変形することができる。電流密度は、６０Ａ／ｍｍ２であり、電流印加時間（Ｄｕｒａｔｉｏｎ ｔｉｍｅ）を０．３秒〜１秒で印加することができる。曲げ変形後、スプリングバッグ角度を測定し、熱画像カメラを用いて試片の最大温度を測定する。 In step (d), the spring bag reducing effect test piece can be bent and deformed by applying a pulse current once. The current density is 60 A / mm 2 , and the current application time (Duration time) can be applied in 0.3 second to 1 second. After bending deformation, the spring bag angle is measured and the maximum temperature of the sample is measured using a thermal image camera.
図１６の（ａ）は、スプリングバッグ低減効果実験用試片のパルス電流印加曲げ成形後の写真であり、図１６の（ｂ）は、スプリングバッグ角度とパルス電流印加時に、最大温度を示すグラフである。 FIG. 16 (a) is a photograph of a spring bag reduction effect test piece after pulse current application bending, and FIG. 16 (b) is a graph showing the maximum temperature when the spring bag angle and the pulse current are applied. Is.
本発明の一実施形態によれば、パルス電流の印加時間（ｔｄ）は、０．３秒〜１秒であり、印加時間が増加するほど、オーステナイト系鋼のスプリングバッグが低減しうる。 According to an embodiment of the present invention, the application time (t d ) of the pulse current is 0.3 second to 1 second, and the spring bag of the austenitic steel may be reduced as the application time is increased.
実験の結果、スプリングバッグ低減角度は、一般スプリングバッグ変形時に、４５°であり、電流印加時間が、それぞれ０．３秒、０．５秒、０．７秒、０．９秒、１秒である時、スプリングバッグ変形は、それぞれ４２°、３８°、３７°、３１°、２９°で測定された。各実験時に、最大温度は、それぞれ２２８℃、３７８℃、４９７℃、６３１℃、７０６℃で測定された。すなわち、パルス電流印加時間が１秒である時、最大３５％のスプリングバッグ低減効果を確認することができる。表２は、前記スプリングバッグ実験の結果を示す表である。 As a result of the experiment, the spring bag reduction angle was 45 ° when the general spring bag was deformed, and the current application time was 0.3 seconds, 0.5 seconds, 0.7 seconds, 0.9 seconds, and 1 second, respectively. At one time, spring bag deformation was measured at 42 °, 38 °, 37 °, 31 °, 29 °, respectively. During each experiment, maximum temperatures were measured at 228 ° C, 378 ° C, 497 ° C, 631 ° C, 706 ° C, respectively. That is, when the pulse current application time is 1 second, the maximum spring bag reduction effect of 35% can be confirmed. Table 2 is a table showing the results of the spring bag experiment.
図１７の（ａ）は、試片の曲げ成形時に、試片に印加されるスプリングバッグ方向（Ｓ）を示す概略図であり、図１７の（ｂ）は、パルス電流印加曲げ成形時に、試片のビッカース硬度を示すグラフである。 FIG. 17A is a schematic view showing a spring bag direction (S) applied to the test piece during bending of the test piece, and FIG. It is a graph which shows the Vickers hardness of one piece.
前記実験で、パルス電流印加時間が１秒である時と、パルス電流を印加していない（Ｎｏｎ ｐｕｌｓｅｄ）一般スプリングバッグ実験で引張力を受けた部分（図１７の（ａ）のＴ）のビッカース硬度を測定した。 In the above experiment, when the pulse current application time is 1 second and when the pulse current is not applied (Non pulsed) in the general spring bag experiment, the Vickers of the portion subjected to the tensile force (T in FIG. 17A) Hardness was measured.
ビッカース硬度は、硬い表面物質の硬度を測定した値を示す。ダイヤモンド四角錐を有するピラミッド型圧子を使用して、試験片を押して試験片に生じたピラミッド状の部分の対角線を測定して、硬度を測定する。ビッカース硬度の値を計算する式は、次の通りである。 The Vickers hardness is a value obtained by measuring the hardness of a hard surface substance. Using a pyramid-type indenter having a diamond quadrangular pyramid, the hardness is measured by pressing the test piece and measuring the diagonal line of the pyramid-shaped portion formed on the test piece. The formula for calculating the Vickers hardness value is as follows.
Ｈｖ＝０．１８９１Ｆ／ｄ２
（Ｈｖ：ビッカース硬度（Ｎ／ｍｍ２）、Ｆ：荷重、ｄ：ダイヤモンド圧入痕の対角線長）
Hv = 0.1891F / d 2
(Hv: Vickers hardness (N / mm 2 ), F: load, d: diagonal length of diamond indentation mark)
ビッカース硬度が一般スプリングバッグ実験では、約２７５Ｈｖであり、パルス電流印加時間が１秒である時、約２５０Ｈｖである。パルス電流を印加してスプリングバッグ実験を行った時、残留応力の減少でビッカース硬度の低下が発生したことを確認することができる。すなわち、鋼材のスプリングバッグが低減することを確認することができる。 The Vickers hardness is about 275 Hv in the general spring bag experiment, and about 250 Hv when the pulse current application time is 1 second. When a spring bag experiment was performed by applying a pulse current, it can be confirmed that the Vickers hardness decreased due to the decrease in residual stress. That is, it can be confirmed that the spring bag made of steel is reduced.
したがって、本発明によれば、オーステナイト相を含む鋼材にパルス電流を印加して、印加時間が増加するほど、オーステナイト系鋼のスプリングバッグを低減させる効果がある。 Therefore, according to the present invention, the pulse current is applied to the steel material containing the austenite phase, and the spring bag of the austenitic steel is reduced as the application time increases.
本発明は、前述したように望ましい実施形態を挙げて図示して説明したが、前記実施形態に限定されず、本発明の精神を外れない範囲内で当業者によって多様な変形と変更とが可能である。そのような変形例及び変更例は、本発明と添付の特許請求の範囲の範囲内に属するものと認めなければならない。 Although the present invention has been illustrated and described with reference to the preferred embodiments as described above, it is not limited to the above embodiments and various modifications and changes can be made by those skilled in the art without departing from the spirit of the present invention. Is. It is to be appreciated that such variations and modifications are within the scope of the invention and the appended claims.
Claims (8)
（ｂ）前記応力によって、前記オーステナイト相がマルテンサイトに変態誘起塑性が起こる時点に、前記鋼材にパルス電流を３回以下印加する段階と、
を含み、
前記（ｂ）の段階で、前記パルス電流の電流密度は、８５Ａ／ｍｍ ２ 〜１０５Ａ／ｍｍ ２ である、鋼材の成形性増加方法。 (A) applying a stress to a steel material containing an austenite phase,
(B) applying a pulse current to the steel material three times or less at the time when the austenite phase causes transformation-induced plasticity in martensite due to the stress;
Only including,
In the step (b), the method of increasing the formability of a steel material , wherein the current density of the pulse current is 85 A / mm 2 to 105 A / mm 2 .
（ｄ）前記曲げ変形された前記鋼材にパルス電流を３回以下印加する段階と、
をさらに含み、
前記（ｄ）の段階で、前記パルス電流の電流密度は、８５Ａ／ｍｍ ２ 〜１０５Ａ／ｍｍ ２ である、鋼材の成形性増加方法。 (C) a step of applying bending stress to at least a partial region of a steel material containing an austenite phase to cause bending deformation,
(D) applying a pulse current to the bent and deformed steel material three times or less ;
Further seen including,
In the step (d), the current density of the pulse current is 85 A / mm 2 to 105 A / mm 2 , and the method of increasing the formability of a steel material.
（ｆ）前記トリップ鋼に応力を印加して変形させる段階のうち何れか一時点にパルス電流を３回以下、前記トリップ鋼に印加して、前記変態誘起塑性の開始時点を遅延させる段階と、
を含み、
前記（ｆ）の段階で、前記パルス電流の電流密度は、８５Ａ／ｍｍ ２ 〜１０５Ａ／ｍｍ ２ である、鋼材の成形性増加方法。
(E) preparing a trip steel in which at least a portion of the austenite phase is transformed into martensite by transformation-induced plasticity when stress is applied;
(F) applying a pulse current to the trip steel 3 times or less at any one of the steps of applying stress to the trip steel to deform it, and delaying the start point of the transformation-induced plasticity;
Only including,
In the step (f), the current density of the pulse current is 85 A / mm 2 to 105 A / mm 2 , and the method of increasing the formability of a steel product .
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