CN101542003A - 冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法。本发明的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，结构构件的截面具有帽子形状，该结构构件的凸缘部自由端部含有20体积％以上的奥氏体相，该凸缘部自由端部的截面硬度按维氏硬度计为150～350，并且在同一截面中，该纵壁部中央部的加工诱发马氏体相含量比所述凸缘部自由端部多10体积％以上，该纵壁部中央部的截面硬度按维氏硬度计比该凸缘部自由端部的截面硬度高50以上。

Description

冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及需要强度和冲击吸收性能的结构用构件，特别是涉及可适用于汽车、公共汽车等的前纵梁、支柱、保险杠等冲击吸收构件以及行走构件、铁道车辆的车体等的冲击吸收特性、形状冻结性以及凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法。
背景技术
近年来从环境问题的观点出发，提高汽车、两轮车、公共汽车、铁道车辆等的运输设备的燃料利用率成为必需的课题。作为其解决手段之一，车体的轻量化正被积极推进。车体的轻量化，大大地取决于形成构件的坯材的轻量化，具体地将取决于坯材板厚的薄壁化，但若单单减薄坯材板厚，则碰撞安全性能降低。
因此，作为提高碰撞安全性的对策，构成构件的材料的高强度化正在开展，高强度钢板被适用于汽车的冲击吸收构件。作为高强度钢板，有金属组织为双相组织的DP(Dual Phase)钢和TRIP(TRansformation InducedPlasticity)钢等。可以确认这些钢种均如日本塑性加工学会第228次塑性加工专题讨论会(2004)、p15中所述，与固溶强化钢和析出强化钢相比具有优异的冲击吸收特性。
另一方面，在将上述的高强度钢板成形为构件的场合，可实施弯曲成形、深拉深成形，但在此时，强度越高，成形后的回复(回弹)越大，因此难以得到所规定的形状，这成为使用高强度钢板方面的大课题。关于降低回弹的方法，已知如冲压成形难易手册第2版日刊工业新闻社发行(1997)p208中所述，增大附加张力是有效的。可是，对于高强度钢板而言，由于坯材的延性不充分，因此若在成形加工时提高防皱压力、增大附加张力，则有时在成形中途发生断裂。
此外，近年来，存在构件的“凸缘部切断性”课题。在本发明中，所谓“切断性”是指成形加工构件后切断凸缘部，形成为所规定的形状时的切断的难易性。伴随着结构构件的高强度化进行，凸缘部也高强度化，因此会招致切断所用的刀头的寿命降低、生产率降低，这一切断性差的情况成为问题。
另外，最近，日本特开2001-130444号公报公开了下述见解：使用奥氏体相为主相的钢，充分利用碰撞时的加工诱发马氏体相变来提高吸收功。但是，对于该见解而言，虽然有时可以得到良好的冲击吸收特性，但是在同时得到更良好的冲击吸收特性和更良好的凸缘部切断性上存在限度。
这样，虽然以轻量化为目的进行了坯材的高强度化，但是存在由于使用高强度材料而产生的课题(形状冻结性、切断性)。因此希望开发出综合地满足这些性能的结构构件。
发明内容
本发明的课题是，解决成为作为冲击吸收特性优异的结构构件的高强度钢板的应用障碍的形状冻结性、切断性比现有钢差的问题，提供冲击吸收特性、形状冻结性以及凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法。
本发明者们使用板厚为0.8～4.0mm的具有各种化学成分的奥氏体相含量为20体积％以上、其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相组成的钢板，进行了冲压成形为截面纵壁高度为10～120mm、凸缘间距离(左右凸缘部的最短距离)为30～200mm的帽子形状的加工。全部形成为长度为300mm以及600mm。使用该成形加工材料，调查了帽子截面的纵壁部的强度(硬度)与冲击吸收特性以及剪切性的关系。在冲击吸收特性评价中，使用了下述冲击试验片，即，所述冲击试验片是为了在进行冲击吸收评价试验时，使与冲击吸收相伴的试验材料的塑性变形遍及试验片纵向的全长而发生，即为了防止试验材料的纵向在中途折成两段，为方便起见，将上述帽子成形材料、和该帽子成形材料以外的以相同的成分、相同的制造工序条件制造的长度为300mm、宽度与帽子成形材料相应的背板，在帽子成形材料凸缘部相互重叠，沿纵向在左右凸缘部每隔20mm各点焊一列而制作。
再者，将本帽子成形材料实际用作为汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件时，未必需要如该冲击试验片那样焊接背板而使用。
将该冲击试验片搁置于测力传感器上，使冲击试验片纵向垂直地竖立，使120kg的锤从9m高度落下，评价了直到冲击试验片沿纵向变形50mm的冲击吸收功。即，用激光位移计随时测量试验片的变形量，同时用测力传感器随时测量施加于试验片的载荷，由此从锤碰撞到冲击试验片的瞬间到冲击试验片沿纵向变形50mm，将在各时刻的载荷利用变形量进行积分而求得的累积吸收功作为冲击吸收功来评价。
另外，另行准备了只有长度与600mm不同，除了长度以外，采用与上述冲击试验片相同的方法制造的弯曲冲击试验片。在水平面上排列隔开500mm间隔的带有2个同型的测力传感器的支点，在其上设置了上述弯曲冲击试验片，使得纵向为水平方向、上述背板为下侧。使75kg的锤从9m高度的位置落下到上述弯曲冲击试验片纵向中央部，实施3点弯曲落重试验，评价了直到上述弯曲冲击试验片纵向中央部位移50mm的冲击吸收功。即，用激光位移计随时测量试验片的变形量，同时用2个测力传感器随时测量施加于试验片的载荷，从锤碰撞到弯曲冲击试验片的瞬间到弯曲冲击试验片折曲、沿垂直方向变形50mm，将在各时刻的施加于2个测力传感器的载荷的合计值利用变形量进行积分而求得的累积吸收功作为冲击吸收功来评价。
其结果判明，在采用上述冲击试验片以及上述弯曲冲击试验片的两种试验中，帽子截面纵壁部的硬度(强度)越高，冲击吸收功越大，冲击吸收特性越良好。
另外，关于凸缘部切断性，在采用以一定转速旋转的带有惯性轮的剪切机切断试验片时，测定从刚切断后使剪切机的惯性轮再加速到一定转速所需要的电气马达的消费电量，该值除以试验片切断截面积，判断为该值越大，切断性越差。切断所需的电越多，切割刀头的消耗越严重，生产率降低。
其结果判明，切断时的每单位截面积的消费电量单纯地依赖于凸缘部的硬度(强度)，硬度越低消费电量越低，切断性越良好。即，关于冲击吸收特性以及切断性这两种特性，如图1那样，希望纵壁部的硬度高，凸缘部的硬度。
于是，使用各种的奥氏体系不锈钢板以及含有20体积％以上的奥氏体相、其余量由铁素体相构成的不锈钢板，改变冷态成形加工条件，调查了纵壁部中央部硬度以及凸缘部自由端部硬度，结果表明如果限定特定的条件，则与凸缘部相比，显著提高了纵壁部的硬度。
准备了：成形前的金属组织由大致100％奥氏体相构成的板厚1mm的钢板A；具有含有18体积％的奥氏体相、其余量由马氏体相和不可避免的析出相构成的混合组织的板厚1mm的钢板B；以及，具有含有30体积％的奥氏体相、其余量由铁素体相以及不可避免的析出相构成的混合组织的板厚1mm的钢板C。
在钢板A和钢板B的表面，为了能够调查成形加工后的应变量分布而印刷5mm间距的格子图案，改变冲压成形加工时的防皱压力，使纵壁部的应变量变化，成形加工为帽子形状后，调查了纵壁部中央部和凸缘部自由端部的应变量和硬度。横坐标为纵壁部中央部的应变量，纵坐标为纵壁部的硬度与凸缘部的硬度之差ΔHv，示于图2。
钢板A，伴随着纵壁的应变量的增加，ΔHv增大，与凸缘部相比，维氏硬度增高170以上。与此相对，钢板B，与纵壁部应变量增加相伴的硬度增加量，与钢板A相比较小，纵壁部与凸缘部的硬度之差小，另外当纵壁部中央部的应变超过30％时，成形加工时会断裂。另外，钢板C，与钢板A同样，伴随着纵壁的应变量的增加，ΔHv增大，与凸缘部相比，维氏硬度增高150以上。再者，钢板A和钢板C，在冲压成形时在纵壁部被赋予张力，拉伸应变量超过8％，生成10体积％以上的加工诱发马氏体相，从而高强度化。
在此，通过利用奥氏体相为顺磁性、铁素体相和马氏体相为铁磁性的原理的、由磁化特性的不同来测定铁素体相和马氏体相含量的装置，以体积％测定了凸缘部自由端部和纵壁部中央部的铁素体相和马氏体相含量。该方法不能区别铁素体相和马氏体相，但在冷成形加工后铁素体相和马氏体相含量增加的场合，铁素体相含量不变化，该增加部分全部是新生成的加工诱发马氏体相含量(体积％)，可视为相同含量的奥氏体相含量(体积％)减少了。
本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
(1)一种冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，是将含有奥氏体相、其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成的钢板进行成形加工而制造的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，该结构构件的截面具有帽子形状，该结构构件的凸缘部自由端部含有20体积％以上的奥氏体相，该凸缘部自由端部的截面硬度按维氏硬度计为150～350，并且在同一截面中，该纵壁部中央部的加工诱发马氏体相含量比上述凸缘部自由端部多10体积％以上，该纵壁部中央部的截面硬度按维氏硬度计比该凸缘部自由端部的截面硬度高50以上。
(2)根据上述(1)所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，上述钢板以质量％计含有C：0.001～0.250％、Si：0.01～3.00％、Mn：0.01～10.00％、P：不到0.050％、S：0.0001～0.0100％、Cr：5.0～30.0％、Ni：0.03～15.00％、N：0.001～0.300％，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成。
(3)根据上述(1)或(2)所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，上述钢板以质量％计还含有Cu：0.10～5.00％、Mo：0.10～5.00％、W：0.10～5.00％、V：0.10～5.00％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.005～0.500％、B：0.0003～0.0050％、Al：0.003～0.500％、Mg：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％之中的一种或两种以上。
(4)一种冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件的制造方法，其特征在于，在通过冲压成形加工来制造上述(1)～(3)的任一项所述的结构构件时，进行冲压成形加工使得上述冲压成形加工时在上述纵壁部中央部产生8％～40％的应变。
(5)根据(4)所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件的制造方法，其特征在于，在通过冲压成形加工来制造上述结构构件时，冲头温度比冲模温度低10℃以上。
附图说明
图1是模式地示出纵壁部的硬度与冲击吸收功的关系、凸缘部的硬度与凸缘部切断性的关系的图。
图2是表示防皱压力与ΔHv的关系的图。
图3是表示帽子型形状的图。
图4是表示测定帽子成形样品的壁翘曲量的位置的图。
具体实施方式
以下对本发明的限定理由进行说明。
<结构构件>
本发明涉及截面具有帽子型形状的结构构件，所谓本发明中的帽子型形状，如图3(a)所示，包括凸缘部、纵壁部以及顶边部。也包括图3(b)那样的截面为多边形的情况、如图3(c)那样的通过焊接等使凸缘部带有背板的情况、以及在凸缘部、纵壁部有补强筋(Bead)等的情况。
<截面硬度>
其特征是纵壁部中央位置的截面硬度Hvw与凸缘部自由端部的截面硬度Hvf相比，维氏硬度高50以上。如果该截面硬度之差ΔHv＝Hvw-Hvf，按维氏硬度计不到50，则不能充分满足冲击吸收特性和凸缘部切断性这两种特性。不含有奥氏体相的钢板，由于通常成形加工后的纵壁部中央位置与凸缘部自由端部的截面硬度之差按维氏硬度计不到20，较小，因此冲击吸收特性和凸缘部切断性为相反的特性。
可是，本发明中，通过将有助于两特性的部位(纵壁部中央部和凸缘部自由端部)特定，使两者的硬度之差增大，按维氏硬度为50以上，由此能够在使图1(b)横坐标为小的值的状态下增大图1(a)横坐标，即可兼备冲击吸收特性和凸缘部切断性。在此，所谓纵壁部中央部表示图3(a)的高度H的1/2位置。所谓凸缘部自由端部表示从凸缘部自由端起2mm左右。在截面硬度的测定中，将成形为帽子形状的构件在保持形状的状态下埋入，在中心方向机械研磨和电解研磨5mm深度位置后，对于纵壁部中央位置和凸缘部自由端部，在板厚方向中心位置通过依据了JIS Z 2244的方法进行测定。此时的该凸缘部自由端部的截面硬度按维氏硬度计规定为150～350。这是因为当不到150时，得不到充分的冲击吸收特性。另外是因为当超过350时，凸缘部切断性显著差。
<奥氏体相含量>
奥氏体相在冷成形加工时发生加工诱发马氏体相变，从而高强度化，因此在本发明中，其含量是重要的参数，通过含有20体积％以上，成形加工后的纵壁部的强度(硬度)大大增加因此将该值作为下限。另外关于上限，由于对于亚稳定奥氏体不锈钢而言为100％，因此没有特别的规定。规定为其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成。
即，在本发明中，凸缘部自由端部的金属组织包括下述两种情况：由20体积％以上的奥氏体相、其余量的铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成的情况；和由奥氏体相和其余量的不可避免的析出相构成的情况。
另一方面，纵壁部中央部的截面金属组织，其加工诱发马氏体相含量，在帽子形状的同一截面中，比凸缘部自由端部高10体积％以上，相应地，奥氏体相含量变低，由此可使纵壁部中央部与凸缘部自由端部的硬度差按维氏硬度计为50以上。
<板厚>
板厚定为0.8～4.0mm。当不到0.8mm时，冲击吸收特性不充分因此将该值作为下限。另外超过4.0mm时，成形加工时的载荷高，因此对压力机等的负荷增大，容易损伤，因此将该值作为板厚的上限。
<钢板成分>
C有时由于大量的添加而使耐蚀性降低，因此其上限定为0.250％。考虑到炼制时的脱碳所致的负担，下限规定为0.001％。作为可稳定地制造的范围，优选为0.005～0.080％。
Si若大量添加，则制造时发生边裂，增大了轧制负担，因此上限规定为3.00％。考虑到炼钢阶段的附加，下限为0.01％。
Mn也与Si同样，当大量添加时，制造时诱发边裂，另外，使Mn系的夹杂物析出、使耐蚀性劣化。因此，Mn的上限规定为10.00％。下限，作为在精炼阶段不会造成较大的负担能够降低的水平，规定为0.01％。
P若大量地存在则使可加工性降低，因此规定为不到0.050％。优选为不到0.040％。
S若大量地存在则生成硫化物成为腐蚀的基点，因此优选含量低，上限规定为0.0100％。虽然优选含量低，但考虑到脱硫所带来的在精炼阶段的负担，下限规定为0.0001％。
Cr是使耐蚀性提高的元素。另外，为了如本发明那样产生加工诱发马氏体相变而起到重要的作用。从该观点出发，下限规定为5.0％。另外，当大量地添加时，会生成金属间化合物，制造时诱发裂纹，因此上限规定为30.0％。
Ni与Cr同样对金属组织控制具有重要的作用。而且，由于是提高韧性的元素，因此下限规定为0.03％。但通过大量的添加，材料的强度会过高，并招致原料成本的增加，因此将15.00％定为上限。
N在高温下富集于γ相中，对调整γ相率以及γ相的相稳定性具有重要的作用，另外，由于是提高耐蚀性的元素，因此下限规定为0.001％。但是，通过大量的添加会发生硬质化，制造时产生裂纹，需要用于添加的加压设备等，招致大幅度的制造成本增加，因此上限规定为0.300％。
另外，也可以选择地添加下面的元素。
Cu、Mo、W和V是提高耐蚀性的元素，在以提高耐蚀性为目的的场合，可以组合添加一种或两种以上。其效果在0.10％以上时可发挥出，因此将该值作为下限。但是，大量的添加会增大制造时的轧制负担，容易生成制造缺陷，因此上限规定为5.00％。
Ti、Nb以及B是提高成形性的元素，可以根据需要组合添加一种或两种以上。可发挥出提高成形性的效果的含量是Ti：0.005％、Nb：0.005％、B：0.0003％以上，因此将这些值作为下限。大量的添加会招致制造缺陷的增加以及热加工性的降低，因此将Ti：0.500％、Nb：0.500％、B：0.0050％作为上限。
Al、Mg和Ca在精炼时有时以脱氧、脱硫为目的而添加。可发挥出效果的含量是Al：0.003％、Mg：0.0001％、Ca：0.0001％，因此将这些值作为下限。另外，大量的添加会招致制造缺陷的增加以及原料成本的增加，因此将Al：0.500％、Mg：0.0050％、Ca：0.0050％作为上限。
以下说明关于本发明的成形方法的限定理由。
纵壁部中央部的拉伸应变量：成形加工时的纵壁部中央部的拉伸应变量，是决定成形后的构件的形状、强度(硬度)的重要条件，需要8％～40％的拉伸应变。拉伸应变量不到8％时，纵壁部的加工诱发马氏体相的生成量少，不仅不能指望纵壁部的强度增加，反而成形构件的形状冻结性也不充分。另外，拉伸应变量超过40％时，在成形中途有时甚至纵壁部断裂。
<成形温度>
在成形加工时优选控制冲头和冲模的温度。优选冲头温度Tp比冲模温度Td低10℃以上。本发明的加工诱发马氏体相变的产生容易度，强烈依赖于温度。优选：使冲头为低温而促进加工诱发马氏体相变，使材料流入，冲模部在材料流入前抑制加工诱发马氏体相变。优选温度差为10℃以上，利用该条件可满足良好的冲击吸收特性和形状冻结性、凸缘部切断性。
实施例1
以下通过实施例具体地说明。对于表1所示的化学组成的钢，使用钢板(2.0mm)根据各种的成形条件在室温下成形加工成帽子形状。成形试验在下述的条件下进行。
·样品尺寸：50mm×260mm
·冲头：方形、宽度80mm、肩R 5mm、
·冲模：方形、宽度85mm、肩R 5mm
·防皱压力：随时变化
·成形高度：40mm
·润滑油：为石油系，将动摩擦系数约为0.15的种类的润滑油涂布于钢板两面
调查了成形样品的纵壁中央部与凸缘部自由端部的硬度之差ΔHv以及形状冻结性。关于截面硬度之差ΔHv，采用前面所述的方法测定。关于形状冻结性，使用三维形状测定机测定所得到的帽子样品形状，如图4所示，从点a、b、c对纵壁部的弯曲进行测定，作为“壁翘曲量：1/ρ”。点b是与将连接样品的帽子翼部的线作为底边时的总高度的1/2相当的位置，点a和c分别位于比点b靠上10mm上或靠下10mm的位置。壁翘曲量时从点a、b、c通过的圆的半径(mm)的倒数，其值越小，表示形状冻结性越良好。在1/ρ值不到0.005的情况下，判断为形状冻结性充分。
结果示于表2。本发明例中，纵壁部中央部的截面硬度，按维氏硬度计比凸缘部自由端部的截面硬度高50以上(ΔHv≥50)，1/ρ小。即，冲击吸收特性和凸缘部切断性以及形状冻结性优异，可看到本发明的效果。
Figure A20088000033100141
表2
钢种   凸缘部的奥氏体相率(％)   凸缘部的铁素体相+马氏体相率(％)   纵壁部的铁素体相+马氏体相率(％)   纵壁中央部应变量(％) 可否成形   硬度差ΔHv(Hv)   壁翘曲量1/ρ(1/mm)
  A   75   25   39   8   可   75   0.003   本发明例
  B   98   2   25   11   可   100   0.0025   本发明例
  C   28   72   83   10   可   68   0.0015   本发明例
  D   100   0   19   12   可   84   0.0018   本发明例
  E   65   35   50   18   可   68   0.0029   本发明例
  F   100   0   11   34   可   154   0.0018   本发明例
  G   95   5   41   9   可   100   0.0019   本发明例
  H   86   14   48   21   可   159   0.0009   本发明例
  I   53   47   59   18   可   69   0.0024   本发明例
  J   100   0   17   9   可   199   0.0008   本发明例
  K   98   2   38   14   可   165   0.0035   本发明例
  L   100   0   2   15   可   45   0.0062   比较例
  M   33   67   81   19   可   73   0.0019   本发明例
  N   41   59   73   13   可   66   0.0025   本发明例
  O   100   0   24   19   可   112   0.0012   本发明例
  P   100   0   26   21   可   100   0.0013   本发明例
表2所示的奥氏体相含量(％)是凸缘部自由端部的奥氏体相的体积％，其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成。
在此，通过利用奥氏体相为顺磁性、铁素体相和马氏体相为铁磁性的原理的、由磁化特性的不同来测定铁素体相和马氏体相含量的装置，以体积％测定了纵壁部中央部的铁素体相和马氏体相含量。在表2中，在冷成形加工后铁素体相和马氏体相含量增加的现象，由来于全部新生成的加工诱发马氏体相，与之相同含量的奥氏体相减少了。此外，通过树脂埋入、机械研磨、电解研磨和王水腐蚀来制作从各部分制备的截面光学显微镜用试样，也实施了采用数点法的光学显微镜观察，得到了与利用上述测定铁素体相和马氏体相含量的装置得到的测定结果大致相同的结果。另外，确认了不可避免的杂质量在任一试样中都不到0.5体积％。
再者，表2中所示的维氏硬度，全部是使用截面光学显微镜用试样，在板厚中央部采用依据了JIS Z 2244的方法测定。另外，凸缘部自由端部的截面硬度，全部按维氏硬度计为150～350，并且在同一截面中，该纵壁部中央部的加工诱发马氏体相的含量比上述凸缘部自由端部多10体积％以上。
实施例2
对于表1的钢H以及钢K，使成形温度变化，进行与上述同样的成形试验，调查了成形样品的纵壁中央部与凸缘部自由端部的硬度之差ΔHv以及形状冻结性。
结果示于表3。对于钢H、钢K以及钢M的任一个，冲头温度Tp与冲模温度Td相比，其差ΔT＝Td-Tp越大，纵壁部中央部与凸缘部自由端部的硬度之差越大，在冲头温度比冲模温度低10℃以上时，可确认ΔHv≥50。
表3
钢种   凸缘部的奥氏体相率(％)   凸缘部的铁素体相+马氏体相率(％)   纵壁部的铁素体相+马氏体相率(％)   纵壁部应变量(％)   冲头温度T1(℃)   冲模温度T2(℃)   温度差ΔT(℃)   硬度差ΔHv(Hv)   壁翘曲量1/ρ(1/mm)
  H   85   15   38   10   -26   10   36   128   0.0020
  H   100   0   21   10   0   25   25   104   0.0025
  H   90   10   23   10   0   10   10   89   0.0026
  K   80   20   49   13   -26   10   36   137   0.0018
  K   89   11   35   13   0   25   25   127   0.0019
  K   80   20   35   13   0   10   10   122   0.0022
  M   33   67   88   15   -26   10   36   122   0.0021
  M   35   65   83   15   0   25   25   99   0.0024
  M   40   60   73   15   0   10   10   76   0.0027
表3所示的奥氏体相含量(％)时凸缘部自由端部的奥氏体相的体积％，其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成。
在此，通过利用奥氏体相为顺磁性、铁素体相和马氏体相为铁磁性的原理的、由磁化特性的不同来测定铁素体相和马氏体相含量的装置，以体积％测定了纵壁部中央部的铁素体相和马氏体相含量。在表3中，在冷成形加工后铁素体相和马氏体相含量增加的现象，由来于全部新生成的加工诱发马氏体相，与之相同含量的奥氏体相减少了。此外，通过树脂埋入、机械研磨、电解研磨和王水腐蚀来制作从各部分制备的截面光学显微镜用试样，也实施了采用数点法的光学显微镜观察，得到了与利用上述测定铁素体相和马氏体相含量的装置得到的测定结果大致相同的结果。另外，确认了不可避免的杂质量在任一试样中都不到0.5体积％。
再者，表3中所示的维氏硬度，全部是使用截面光学显微镜用试样，在板厚中央部采用依据了JIS Z 2244的方法测定。另外，凸缘部自由端部的截面硬度，全部按维氏硬度计为150～350，并且在同一截面中，该纵壁部中央部的加工诱发马氏体相的含量比上述凸缘部自由端部多10体积％以上。
产业上的利用可能性
根据本发明，可提供冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件及其制造方法，对汽车等的轻量化以及减轻环境负担等贡献较大。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (5)

1.一种冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，将含有奥氏体相、其余量由铁素体相和/或马氏体相以及不可避免的析出相构成的钢板进行成形加工而制造的结构构件的截面具有帽子形状，该结构构件的凸缘部自由端部含有20体积％以上的奥氏体相，该凸缘部自由端部的截面硬度按维氏硬度计为150～350，并且在同一截面中，该纵壁部中央部的加工诱发马氏体相含量比所述凸缘部自由端部多10体积％以上，该纵壁部中央部的截面硬度按维氏硬度计比该凸缘部自由端部的截面硬度高50以上。
2.根据权利要求1所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，所述钢板以质量％计含有C：0.001～0.250％、Si：0.01～3.00％、Mn：0.01～10.00％、P：不到0.050％、S：0.0001～0.0100％、Cr：5.0～30.0％、Ni：0.03～15.00％、N：0.001～0.300％，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成。
3.根据权利要求1或2所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件，其特征在于，所述钢板以质量％计还含有Cu：0.10～5.00％、Mo：0.10～5.00％、W：0.10～5.00％、V：0.10～5.00％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.005～0.500％、B：0.0003～0.0050％、Al：0.003～0.500％、Mg：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％之中的一种或两种以上。
4.一种冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件的制造方法，其特征在于，在通过冲压成形加工来制造权利要求1～3的任一项所述的结构构件时，进行冲压成形加工使得所述冲压成形加工时在所述纵壁部中央部产生8％～40％的拉伸应变。
5.根据权利要求4所述的冲击吸收特性、形状冻结性和凸缘部切断性优异的汽车、两轮车或铁道车辆用结构构件的制造方法，其特征在于，在通过冲压成形加工来制造所述结构构件时，冲头温度比冲模温度低10℃以上。
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