CN104781438A - 汽车用碰撞能量吸收构件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及由薄钢板成型加工而制成的汽车用碰撞能量吸收构件，所述薄钢板及所述汽车用碰撞能量吸收构件中的至少一者具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。

Description

汽车用碰撞能量吸收构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车碰撞时沿轴向压扁而吸收碰撞能量的汽车用碰撞能量吸收构件及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，希望能使汽车车身轻质化。最近，汽车车身、特别是驾驶舱(驾驶室)周围的部件广泛使用了高强度钢板，通过变薄而有助于车身轻质化。与此相对，对于发动机室、后背箱的框架(前车架、后车架)等而言，通过使用高强度钢板带来的高强度化停留在780MPa级钢板的使用上。其原因在于：前车架、后车架是碰撞能量吸收构件，其具有在碰撞时发生剧烈变形而吸收碰撞能量的作用，由于使作为原材料的钢板高强度化会使延展性降低、容易断裂，碰撞时的变形形状变得不稳定而难以稳定压曲，因此容易发生局部的折断，虽然进行了高强度化，但存在撞击能量吸收量不高的问题。
由此，为了推进前车架、后车架等碰撞能量吸收构件的高强度化，并实现汽车车身的进一步轻质化，期望具有高强度、且具有在碰撞时能有效地吸收能量的特性的碰撞能量吸收构件。
针对这样的要求，例如在专利文献1中记载了一种碰撞能量吸收构件，其是使用由以面积比计奥氏体占60％以上的组织所形成的钢板构成的。而且，在专利文献1中，作为由以面积比计奥氏体占60％以上的组织所形成的钢板的例子，记载了含有18～19％Cr-8～12％Ni的奥氏体类不锈钢板，对于使用了这样的钢板的碰撞能量吸收构件而言，碰撞时的变形传播特性得到提高，能够确保所期望的碰撞能量吸收性能。
另外，在专利文献2中记载了具有高动态变形阻抗的加工性良好的高强度钢板。专利文献2记载的高强度钢板是具有高的动态变形阻抗的钢板，其包含铁素体和/或贝氏体，并且为以其中任一种为主相、且与以体积分数计含有3～50％的残留奥氏体的第三相形成的复合组织，所述钢板在超过0％且为10％以下的预变形后，于5×10-4～5×10-3(1/s)的应变速度下变形的准静态变形强度σs与在5×102～5×103(1/s)的应变速度下变形的动态变形强度σd之差：(σd-σs)满足60MPa以上，并且应变5～10％的加工硬化指数满足0.130以上。根据专利文献2记载的技术，对于使用(σd-σs)为60MPa以上的钢板制造的构件而言，与由原材料钢板强度预测的值相比，撞击时的构件吸收能量增高。
另外，在专利文献3中记载了一种高强度钢板，其具有由铁素体相和以相对于全部组织的面积率计为30～70％的硬质第二相分散而成的复合组织，其中，铁素体相中晶体粒径1.2μm以下的铁素体的面积率为15～90％，晶体粒径1.2μm以下的铁素体的平均粒径ds与晶体粒径超过1.2μm的铁素体的平均粒径dL的关系满足dL/ds≥3。根据专利文献3记载的技术，可获得强度-延展性平衡(该性质在压制成型时是重要的)得到提高、且在高速变形时的能量吸收性优异的高强度钢板，这样的高强度钢板能够适用于要求高撞击能量吸收性能的汽车车身。
另外，在专利文献4及5中对于使用导入了凹部的矩形筒型构件在轴向压扁变形时能够变形而不会崩溃、破裂的钢板进行了研究，其结果是，通过对铁素体、贝氏体、奥氏体、析出物的量及尺寸进行控制而能够变形，不会导致碰撞时的变形模式崩溃、破裂。
另外，非专利文献1中示出了在撞击压扁时稳定压成蛇腹状的帽型构件的例子。该构件是由拉伸强度1155MPa、具有超细晶粒复相组织、真实应变5～10％时的n值为0.205的薄钢板制成的。非专利文献1所记载的薄钢板是如下的钢板：其具有0.15％C-1.4％Si-4.0％Mn-0.05Nb系的组成、具有亚微米尺寸的铁素体与第二相形成的微观组织，作为第二相，含有12～35％的残留奥氏体，n值较高且具有较大的加工硬化性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-130444号公报
专利文献2：日本特开平11-193439号公报
专利文献3：日本特开2007-321207号公报
专利文献4：日本特开2008-214645号公报
专利文献5：日本特开2008-231541号公报
非专利文献
非专利文献1：Y.Okitsu and N.Tsuji；Proceedings of the 2nd InternationalSymposium on Steel Science(ISSS 2009)，pp.253～256，Oct.21-24，2009，Kyoto，Japan：The Iron and Steel Institute of Japan.
发明内容
发明要解决的课题
对于专利文献1记载的技术而言，其使用含有大量奥氏体的钢板构成了碰撞能量吸收构件。奥氏体的晶体结构为面心立方(fcc)结构，具有不易脆化且难以断裂的特性，能够在一定程度上提高碰撞时的吸收能量。但是，专利文献1记载的含有大量奥氏体的钢板的拉伸强度为780MPa左右，比较低，而且在碰撞时这样的以较高应变速度变形的情况下，其强度比具有体心立方(bcc)结构组织的钢板低，作为汽车的碰撞能量吸收构件用途，其强度不充分。此外，制成含有大量奥氏体的钢板时，需要制成含有大量Ni、Cr的组成，制造成本增高。从这点考虑，也存在不适合作为汽车车身用构件的问题。
另外，专利文献2记载的技术对帽型构件的评价仅实施到拉伸强度为780MPa左右。对于以拉伸强度小于980MPa的钢板为原材料的构件而言，碰撞变形时容易变形为蛇腹状且不产生断裂、折断，因此可以由原材料特性来预测构件在碰撞变形时的吸收能量。与此相对，对于以拉伸强度为980MPa以上的钢板为原材料的构件而言，碰撞变形时产生断裂、折断，构件在碰撞变形时的吸收能量往往显示出比由原材料特性预测的值更低。对于专利文献2记载的技术而言，抑制拉伸强度980MPa以上的高强度钢板制成的构件在高速压扁时的断裂、折断从而稳定地提高高速压扁时的吸收能量是困难的。
另外，根据专利文献3所记载的技术，通过使其成为纳米晶粒与微米晶粒的混合组织，进而对硬质第二相的种类、组织分率进行最佳化，能够获得高强度且具有高延展性的高强度钢板。但是，在专利文献3中没有记载使用该钢板构成碰撞能量吸收构件，也没有提及抑制碰撞时构件断裂、折断，从而沿轴向稳定地压曲成蛇腹状来高效地吸收碰撞能量，在这方面是不清楚的，其中碰撞时构件断裂、折断对于使用拉伸强度980MPa以上的钢板制作的构件来说会成为问题。
另外，根据专利文献4及5所记载的技术，通过添加适当量的C、Si、Mn、以及选自Ti和Nb中的1种或2种，并且将钢板组织的铁素体、贝氏体及残留奥氏体的量和它们的粒径、残留奥氏体中的C浓度、以及析出物的尺寸及数量控制为合适值，能够获得碰撞能量吸收性优异的构件。但是，对于专利文献4、5所记载的技术而言，存在以下问题：特别是对于拉伸强度980MPa以上的钢板而言，存在加工后的构件有时在碰撞时难以稳定地轴向压扁变形而不会崩溃、破裂。
另外，对于非专利文献1中记载的技术而言，通过使用将作为材料加工硬化指标的n值提高到0.2以上的钢板制构件，即使是拉伸强度为980MPa以上的钢板，也能够制成在碰撞时沿轴向压扁成蛇腹状的碰撞能量吸收构件。但是，为了制成n值为0.2以上的钢板，存在必须提高C、Mn含量且焊接性变差的问题，而且，由于在热处理时必须进行精密的温度控制，因此存在成品率下降、成本增高的问题。
本发明鉴于上述现有技术的问题而完成，其目的在于提供一种具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、并且碰撞时轴向碰撞能量吸收能力优异的汽车用碰撞能量吸收构件及其制造方法。需要说明的是，这里所说的“碰撞时轴向碰撞能量吸收能力优异”是指在汽车碰撞时构件沿轴向稳定压曲而压扁变形成蛇腹状，具有能够高效吸收碰撞能量的特性，也称为“轴向压扁稳定性优异”。
解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人等对于在使用拉伸强度TS为980MPa以上的高强度薄钢板制作帽型截面的构件、并使该构件沿轴向碰撞变形时构件的变形行为进行了深入研究。其结果发现，在沿轴向压扁构件时产生的破裂主要在最初的压曲部产生。而且还发现，为了使构件稳定压曲而压扁变形成蛇腹状，避免在该最初的压曲部产生破裂是重要的。由此想到，关键是在超过断裂极限的变形集中到最初的压曲部之前产生接下来的压曲。
首先，对本发明人等进行的作为本发明基础的实验结果进行说明。将2种拉伸强度TS为980MPa以上的高强度薄钢板(板厚：1.2mm)A及B作为原材料，通过分别进行弯曲加工而成型为帽型的截面形状。另外，将与成型后的产品相同种类的钢板作为背板，通过点焊进行接合，制成图2所示剖面形状的构件(轴向高度H：230mm)。需要说明的是，成型为帽型后，采用JIS 5号拉伸试验片(GL：50mm)在与构件的背板相对位置的平面部按照拉伸方向为构件的轴向的方式实施按照JIS Z 2241规定的拉伸试验，测定了拉伸强度TS、屈服伸长率Y-El。钢板A为TS：1249MPa、Y-El：4.3％，钢板B为TS：1215MPa、Y-El：0％。图3示出了这些钢板的应力-应变曲线。
沿轴向以相当于时速50km的速度用110kgf的重物碰撞这些构件，压扁50mm。压扁后，对构件的变形情况进行了肉眼观察。将构件的变形情况示于图1。在使用钢板A得到的A构件的情况下，在构件的平面部产生多个压曲起点，与此相对，在使用钢板B得到的B构件的情况下，在构件的平面部仅产生一个压曲起点，产生了破裂。需要说明的是，在图1还示出了压扁160mm时构件的变形情况。与A构件压扁成蛇腹状相比，B构件产生了裂缝(破裂)。由该结果可知，如果使构件所使用的薄钢板处于能够表现出一定程度以上的屈服伸长的状态，就能够在最初的压曲部产生破裂之前形成接下来的压曲，即使是TS：980MPa以上的构件也能够压扁成蛇腹状。
虽然使用了能够表现出屈服伸长的状态的薄钢板的构件产生多个压曲起点而压扁成蛇腹状的原因现在仍然不明确，但可以推测如下。即，在重物最初碰撞到构件时，应力波在构件中传播，在构件中产生一定周期的应力分布。可认为在薄钢板为产生屈服伸长的状态的情况下，仅应力高的部分屈服(即，塑性变形)，从而产生多个压曲起点。另一方面，可认为在薄钢板处于未产生屈服伸长的状态的情况下，应力高的部分和应力低的部分均可以发生塑性变形，不易产生塑性变形量的不均匀，因此不易产生压曲起点。
另外，即使在薄钢板的阶段不能表现出屈服伸长，只要在对薄钢板进行成型加工制成汽车用碰撞能量吸收构件的阶段该构件能够表现出屈服伸长，就能够获得同样的作用效果。本发明人等发现，通过将拉伸强度TS：980MPa以上的薄钢板进行成型加工，然后进行给定条件的热处理，不仅能够保持构件的拉伸强度TS：980MPa以上，而且可以成为能够表现出屈服伸长的状态。
基于以上见解，本发明的第一实施方式是一种汽车用碰撞能量吸收构件，其由薄钢板成型加工而制成，该汽车用碰撞能量吸收构件具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。采用该构件，能够在最初的压曲部产生破裂之前形成接下来的压曲，从而能够压扁成蛇腹状。
另外，本发明的第二实施方式是一种汽车用碰撞能量吸收构件，其由薄钢板成型加工而制成，该汽车用碰撞能量吸收构件具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。采用该构件，能够在最初的压曲部产生破裂之前形成接下来的压曲，从而能够压扁成蛇腹状。
本发明是基于以上见解完成的。即，本发明的要点如下。
(1)一种汽车用碰撞能量吸收构件，其由薄钢板成型加工而制成，
所述薄钢板及所述汽车用碰撞能量吸收构件中的至少一者具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
(2)上述(1)所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，
所述薄钢板具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述薄钢板具有如下的组织：以相对于全部组织的体积率计，含有0～95％的铁素体相和总计为5～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相、贝氏体相中的1种或2种以上，剩余部分为总计0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上；
所述薄钢板具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
(3)上述(1)所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
(4)上述(3)所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件在成型加工后，于200℃以上且小于700℃的温度范围实施了热处理。
(5)上述(3)或(4)所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
(6)上述(3)～(5)中任一项所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有如下的组织：以相对于全部组织的体积率计，含有0～80％的铁素体相和总计为20～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相中的1种或2种以上，且剩余部分为总计0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上。
(7)一种汽车用碰撞能量吸收构件的制造方法，该方法包括：
制造具有拉伸强度TS：980MPa以上强度的薄钢板的工序；
对所述薄钢板进行成型加工，制成汽车用碰撞能量吸收构件的形状的工序；
在所述成型加工后，进行如下工序：对所述汽车用碰撞能量吸收构件实施在加热温度为200℃以上且小于700℃的温度范围保持50秒钟以上的热处理，使得所述汽车用碰撞能量吸收构件的拉伸特性为拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上。
(8)上述(7)所述的汽车用碰撞能量吸收构件的制造方法，其中，
所述薄钢板具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
发明的效果
本发明的一个实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度，而且碰撞时的轴向碰撞能量吸收性能优异。另外，根据本发明的一个实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件的制造方法，能够获得具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、而且碰撞时的轴向碰撞能量吸收性能优异的汽车用碰撞能量吸收构件。
附图说明
[图1]是示出压曲后的构件外观情况的说明图。A构件的原材料钢板A的屈服伸长率为4.3％，B构件的原材料钢板B的屈服伸长率为0％。
[图2]是示意性地示出实施例中使用的构件的剖面形状的说明图。
[图3]是钢板A(TS：1249MPa、Y-El：4.3％)及钢板B(TS：1215MPa、Y-El：0％)的应力-应变曲线。
具体实施方式
以下，对本发明进行更详细说明。在本说明书中，汽车用碰撞能量吸收构件有时也简称为“构件”。
(第一实施方式)
以下，对本发明第一实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件进行说明。
首先，对第一实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件的构成进行说明。该构件是以薄钢板为原材料钢板、并将该原材料钢板成型加工为给定形状的构件。这里所说的“给定形状”没有特别限定，优选为能够在轴向有效吸收碰撞时的能量的圆筒形或多边形截面的形状。另外，成型加工方法也没有特别限定，压制成型、弯曲成型等通常使用的加工方法均可适用。
因此，作为原材料钢板的薄钢板，选择具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性的薄钢板使用。需要说明的是，本说明书中的“薄钢板”是指板厚3.2mm以下的钢板。
原材料钢板的屈服伸长率小于2％的情况下，在构件沿轴向压扁时，在最初的压曲时于弯曲变形部(压曲部)产生破裂(裂缝)，然后压曲未发展为蛇腹状，因此不能稳定地轴向压扁，无法确保期望的高碰撞能量吸收性能。如果是屈服伸长率Y-El为2％以上的薄钢板，则在加工成碰撞能量吸收构件且构件在轴向压扁的情况下，也可形成多个压曲起点，从而稳定地轴向压扁成蛇腹状，因此能形成具有优异碰撞能量吸收性能的构件。需要说明的是，屈服伸长率Y-El是使用从该薄钢板中选取的试验片(JIS 5号拉伸试验片：GL50mm)、以应变速度：0.003～0.004/s实施拉伸试验，按照JIS Z 2241的规定求出的值。
需要说明的是，在本实施方式中，薄钢板具有特定的组成及组织，并具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El为2％以上的拉伸特性。在选择原材料钢板时，只要从该薄钢板中按照JIS Z 2201的规定选取试验片，按照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，测定屈服伸长率Y-El和拉伸强度TS即可。不需要特别进行复杂的试验。
接下来，对本实施方式的构件的制造方法进行说明。在本实施方式中，使用薄钢板作为原材料钢板，对该原材料钢板实施压制成型、弯曲成型等通常公知的成型加工，加工成给定尺寸形状的构件而制成汽车用碰撞能量吸收构件。
接下来，对用于本实施方式的薄钢板的组成进行说明。以下，将组成中的质量％简记为％。
C：0.05～0.30％
C(碳)是具有通过提高淬透性来增加硬质相分率而使钢强度增加的作用的元素。为了确保期望的高强度，需要其含量为0.05％以上。另一方面，含量超过0.30％时有导致点焊性显著变差、弯曲特性显著降低的倾向。因此，限定C为0.05～0.30％的范围。需要说明的是，C优选为0.22％以下。
Si：0.01～1.6％
Si(硅)是通过固溶强化有助于强度提高、且提高延展性、提高成型性的元素，使得构件成型更容易。为了获得这样的效果，需要使其含量为0.01％以上。另一方面，其含量超过1.6％时，Si氧化物富集在钢板表面，成为化学转化处理不良、无法镀敷的原因。因此，限定Si为0.01～1.6％的范围。需要说明的是，优选Si为0.1～1.0％。
Mn：1.0～3.5％
Mn(锰)有助于有效地提高强度。为了获得这样的效果，需要使其含量为1.0％以上。另一方面，过度含有Mn而超过3.5％时，焊接性显著降低。另外，Mn在钢板表面以氧化物的形式富集，成为无法镀敷的原因。由此，限定Mn为1.0～3.5％的范围。需要说明的是，优选Mn为1.5～2.8％。
P：0.060％以下
P(磷)有助于提高强度，但另一方面，会使焊接性变差。这样的不良影响在含量超过0.060％时变得显著。因此，限定P为0.060％以下。需要说明的是，过度地降低P会导致炼钢工序中成本的增加，因此优选P为0.001％以上。需要说明的是，优选P为0.025％以下，更优选为0.015％以下。
S：0.0050％以下
S(硫)是引起红热脆性的元素，大量含有时，会产生制造工序上的不良情况。另外，S形成MnS，在冷轧后以板状夹杂物的形式存在，因此，特别是使材料的极限变形性能降低、使成型性降低。这样的S的不良影响在含量超过0.0050％时变得显著。因此，限定S为0.0050％以下。需要说明的是，过度地降低S会使炼钢工序中的脱硫成本增加，因此优选S为0.0001％以上。需要说明的是，优选S为0.0030％以下。
Al：0.01～1.5％
Al(铝)在炼钢工序中作为脱氧剂有效地发挥作用，而且将降低成型性的非金属夹杂物分离到炉渣中，从这方面来看Al是有用的元素。而且，Al具有使C在奥氏体中富集而使奥氏体稳定的作用，由此，可以通过提高伸长率及n值来提高成型性。为了获得这样的效果，需要使其含量为0.01％以上。另一方面，其含量超过1.5％时，不仅导致材料成本增加，而且使焊接性显著降低。因此，限定Al为0.01～1.5％的范围。需要说明的是，优选Al为0.02～1.0％。
N：0.0060％以下
N(氮)是固溶后增加钢强度的元素，但大量含有会使延展性降低。从净化铁素体而提高延展性的观点考虑，希望尽量减少N，如果为0.0060％以下，则不损害本发明的效果，因此限定N为0.0060％以下。需要说明的是，过度降低N会导致炼钢成本提高，因此优选为0.0001％以上。
上述成分以外的余量为Fe(铁)和不可避免的杂质。
接下来，对薄钢板的组织进行说明。薄钢板的组织如下：以相对于全部组织的体积率计，含有0～95％的铁素体相和总计为5～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相中的1种或2种以上，剩余部分为总计0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上。
作为能够确保TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的薄钢板的组织，优选含有总计5％以上的回火马氏体相、回火贝氏体相、贝氏体相中的1种或2种以上作为硬质相，以此作为主要的组织，也可以以体积率计含有0～95％的铁素体相。在含有铁素体相的情况下，形成铁素体相和硬质相的复合组织，因此伸长率及伸出性提高，特别适合于制造需要拉伸成型、凸出成型的部件的情况。
铁素体相的分率以体积率计超过95％时，难以确保TS：980MPa以上。因此，使铁素体相分率为0％以上且95％以下。需要说明的是，铁素体相的粒径没有特别限定，从确保期望的屈服伸长的观点考虑，优选粒径小者，优选为10μm以下。
需要说明的是，上述回火马氏体相、回火贝氏体相、贝氏体相及铁素体相以外的剩余部分可以含有以体积率计总计为0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上。未回火的马氏体相在生成时导入动态位错，并且残留奥氏体相的变形开始应力较低，因此难以产生屈服点，会对确保期望的屈服伸长产生不良影响。因此，希望将未回火的马氏体相尽量减少至0％以上且2％以下。另外，珠光体、渗碳体使延展性降低。由此，当含有它们时，马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上总计为5％以下。
另外，对回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相的平均粒径没有特别限定，从确保屈服伸长的观点考虑，优选分别为10μm以下。此外，对马氏体相、残留奥氏体相、珠光体的平均粒径也没有特别限定，从确保屈服伸长的观点考虑，优选分别为10μm以下。这里，各相的平均粒径可以使用由SEM以500～3000倍拍摄的照片对各相进行分类后对各相用切断法求出。
另外，如果形成尽量减少了铁素体相的组织，则可以容易地确保TS：980MPa以上，通过存在5％以下的铁素体相，拉伸凸缘性、弯曲性优异，因此特别适合制造需要拉伸凸缘成型、弯曲成型的部件的情况。
接下来，对用于本实施方式的薄钢板的优选制造方法进行说明。
优选对上述组成的钢原材料实施热轧工序而制成薄热轧钢板，或者依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序而制成薄钢板。需要说明的是，其后可以根据需要实施镀敷。
钢原材料的制造方法没有特别限定，使用转炉等常用的熔炼法对上述组成的钢液进行熔炼，通过连续铸造法、铸锭-初轧等常用的铸造方法使其成为期望厚度的钢坯(钢原材料)。需要说明的是，优选将得到的钢坯(钢原材料)冷却后再加热，然后实施热轧工序，或者在铸造后不经再加热处理而直接实施热轧工序。
热轧工序中的加热温度优选为1000～1300℃。加热温度小于1000℃时，均质化不充分。另一方面，超过1300℃达到高温时，会导致氧化损失显著、成品率降低，而且用于表现出屈服伸长的条件容易受到限制。
在热轧工序中，实施粗轧、精轧而制成热轧板，并卷取成卷材状。
对于粗轧的条件而言，只要能够形成期望尺寸形状的薄板坯即可，没有特别限定。另外，优选精轧设定为精轧结束温度为850～950℃的轧制。精轧结束温度超出上述范围时，热轧板组织不能均匀化，伸长率、弯曲特性等加工性降低。
精轧结束后，优选实施在750℃以下的温度范围的平均冷却速度为5～200℃/秒的冷却。由此，能够抑制由铁素体相和珠光体相这2相形成的带状组织的生成。
卷取温度优选为350～650℃范围的温度。卷取温度小于350℃时，钢板强度变得过高，难以将板供于下一工序及冷轧。另一方面，卷取温度超过650℃时，在钢板表面过度地生成内部氧化层，成型性显著降低。
接下来，在对热轧板实施酸洗后，进行冷轧，实施制成冷轧板的冷轧工序。为了使组织微细化，冷轧中的冷轧压下率优选为30％以上。需要说明的是，在冷轧负荷大的情况下，也可以对热轧板进行退火而使其软质化。另外，冷轧压下率过大时，轧制负荷增大，容易使冷轧变困难，因此优选为70％以下。
接下来，对冷轧板实施退火，进行形成冷轧退火板的退火工序。在退火工序中，对退火时的铁素体及奥氏体分率进行了控制，然后进行冷却，使最终得到的铁素体分率最佳化，并进行冷却，由此来控制组织分率及组织的种类。
在本实施方式中，优选退火温度为750～900℃。退火温度小于750℃时，冷轧时的应变残留，成型性降低。另一方面，超过900℃的高温时，组织变化小，导致成本增加。
需要说明的是，优选在上述退火温度范围保持10～600秒钟。保持时间小于10秒钟时，冷轧时的应变残留，成型性降低。另一方面，即使是超过600秒钟的长时间退火，也基本上没有组织的变化，而且退火工序的生产率降低。
在保持上述退火温度后，优选在200℃以下的温度范围的平均冷却速度为1～2000℃/秒。平均冷却速度小于1℃/秒时，冷却需要长时间而导致成本增加。另一方面，为了实现超过2000℃/秒的急速冷却，需要大型的设备，是成本增加的主要原因。需要说明的是，可以进行如下的过时效处理：从退火温度开始的冷却进行至350～500℃的温度范围，接着，在350～500℃的温度范围保持10秒钟以上，优选保持120秒钟以上，然后冷却至室温。
在未进行过时效处理的情况下，在退火冷却后接着进行回火处理。回火处理可以在100～600℃范围的温度进行，为了实现屈服伸长率Y-El：2％以上，优选在400℃以上进行360秒钟以上，在200℃以上且小于400℃进行更长时间的900秒钟以上。
需要说明的是，在退火工序的冷却中，可以将薄钢板浸渍于熔融锌浴中，通过气体吹扫等对镀锌附着量进行调整后、或者进一步加热到给定温度后，实施进行镀层合金化的合金化处理。另外，在退火工序后，也可以对钢板实施锌、镍等的镀敷这样的汽车用钢板通常使用的电镀、表面光轧。
经过上述工序得到的冷轧钢板是具有拉伸强度TS：980MPa以上的高强度、且屈服伸长率Y-El：2％以上的薄钢板。
(第二实施方式)
以下，对本发明第二实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件及其制造方法进行说明。
首先，对第二实施方式的汽车用碰撞能量吸收构件的构成进行说明。该构件是以薄钢板为原材料钢板，将该原材料钢板成型加工为给定形状而成的构件。“给定形状”及成型加工方法与第一实施方式相同。
因此，本实施方式所使用的薄钢板只要在构件制成后能够确保拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上即可，没有特别限定。例如，在构件成型后，为了确保屈服伸长而实施热处理的情况下，只要在热处理后能够确保2％以上的屈服伸长，即使成型前的薄钢板的屈服伸长小于2％也可以，即使为0％也可以。
为了制成在碰撞时稳定地压扁成蛇腹状而吸收碰撞能量、轴向的碰撞能量吸收性能优异的构件，薄钢板必须在构件制成后具有2％以上的屈服伸长率Y-El。另一方面，从构件成型的观点考虑，希望作为原材料的薄钢板的屈服伸长率较低。因此，本实施方式中，优选薄钢板的屈服伸长率Y-El小于2％。需要说明的是，薄钢板的拉伸强度TS优选为980MPa以上，以便在构件制成后能够确保980MPa以上的强度。
构件的屈服伸长率Y-El小于2％的情况下，将构件沿轴向压扁时，在最初的压曲时于弯曲变形部产生破裂(裂缝)，然后，压曲未发展为蛇腹状，因此无法确保构件的稳定压曲。因此，作为汽车用碰撞能量吸收构件，无法高效吸收碰撞能量。
需要说明的是，屈服伸长率是使用由该构件取样的拉伸试验片以应变速度：0.003～0.004/s实施拉伸试验，并按照JIS Z 2241的规定求出的值。需要说明的是，试验片取样方向优选为构件长度方向与试验片长度方向接近平行的方向。试验片取样位置及试验片形状没有限定，但优选尽量取样平行部长度10mm以上、平行部宽度2mm以上的试验片，且选自平坦的部分。
另外，本实施方式的构件对其组成、组织等没有特别限定，但为了确保构件的980MPa以上的拉伸强度TS，优选该构件具有与第一实施方式相同的组成。
接下来，对本实施方式的构件的优选组织进行说明。本实施方式的构件具有上述组成，且在应力-应变曲线中显示出拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性，所述应力-应变曲线是通过使用了从构件上切出的拉伸试验片的拉伸试验得到的。
具有这样特性的构件具有如下的组织：以相对于全部组织的体积率计，含有0～80％的铁素体相和总计20～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相中的1种或2种以上，并且剩余部分为0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上。
铁素体相分率以体积率计超过80％时，制成构件时难以确保TS：980MPa。因此，铁素体相分率优选为80％以下。铁素体相的粒径没有特别限定，但为了确保屈服伸长为2％以上，优选为10μm以下。需要说明的是，本实施方式也包括不含铁素体相的情况(0％)。
优选在铁素体相以外含有回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相中的1种或2种以上。回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相均为硬质相，为了确保期望的构件强度(拉伸强度TS：980MPa以上)，优选以体积率计总计含有20％以上。需要说明的是，回火马氏体相及回火贝氏体相、贝氏体相以伴随碳化物析出的板条状组织而被观察到，但回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相在显微镜下的形态非常相似，难以以体积率分别进行严格将它们区分，因此以其总量进行处理。另一方面，未回火的马氏体相及残留奥氏体相均不伴有炭化物析出。
为了兼具期望的拉伸强度和屈服伸长，其中优选由铁素体相和回火马氏体相形成的组织。为了确保期望的拉伸强度，优选有效利用马氏体相等低温相变相，但由于马氏体相会通过向组织中导入动态位错、残留应力而使屈服伸长率降低，因此难以确保屈服伸长率Y-El为2％以上。将马氏体相回火而成的回火马氏体相在回火时使马氏体相中的固溶碳固定于位错上或者析出，从而减少动态位错，进而缓和残留应力，因此易于确保期望的屈服伸长率Y-El。
铁素体相、回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相以外的剩余部分由马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上构成。需要说明的是，优选它们的总计为0～5％。但是，为了确保2％以上的屈服伸长，优选尽量减少马氏体相、残留奥氏体相，更优选它们各自以体积率计为2％以下。另外，珠光体、渗碳体使延展性降低，因此从提高成型性的观点考虑，优选其含量尽可能少，更优选分别限制在2％以下。
另外，回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相的平均粒径没有特别限定，从确保屈服伸长的观点考虑，优选为10μm以下。另外，马氏体相、残留奥氏体相等的平均粒径也没有特别限定，从确保屈服伸长的观点考虑，优选分别为10μm以下。这里，各相的粒径是指能够用肉眼判断各个相的区域，并能够用肉眼判定晶粒边界或异相边界而求出的粒径。
本实施方式的构件优选具有上述组成和上述组织，并显示出在应力-应变曲线中拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性，并且轴向的碰撞能量吸收性能优异的构件，其中，所述应力-应变曲线是通过使用了从构件上切出的拉伸试验片的拉伸试验而得到的。
接下来，对本实施方式的构件的优选制造方法进行说明。本实施方式的构件是对原材料钢板成型加工而制成的构件。原材料钢板为优选具有上述组成、且在拉伸强度TS：980MPa以上的薄钢板的情况下，优选对原材料钢板实施成型加工而制成给定形状的构件，并在该成型加工后对该构件实施以加热温度200℃以上且小于700℃的温度范围进行加热、并在该温度范围保持50秒钟以上的热处理。更优选保持100秒钟以上。需要说明的是，在热处理时，为了防止构件的变形，可以用模具等进行固定。
通过上述热处理，可保持TS：980MPa以上的高强度，并且使构件中的C固定于成型加工时导入的位错中，从而能够表现出屈服伸长，使得构件的任一部分均能表现出屈服伸长。由此，在构件压扁时，容易产生多个压曲起点，从而容易稳定地将构件压扁成蛇腹状。
热处理的加热温度为700℃以上的高温时，构件的强度容易降低，无法保持TS：980MPa以上的高强度。从这点考虑，优选热处理的加热温度为低温，但小于200℃时，构件中C的扩散速度(移动速度)较慢，充分地固定于成型加工时导入的位错需要较长时间。因此，将热处理的加热温度限定为200℃以上且小于700℃。需要说明的是，优选为250℃以上且600℃以下。另外，对于实施了镀锌的钢板而言，从镀敷性状的观点考虑，优选为500℃以下的低温。
另外，优选在上述热处理的加热温度下的保持时间为50秒钟以上。保持时间小于50秒钟时，不能充分地固定成型加工时所导入的位错。更优选为100秒以上，进一步优选为300秒以上且1800秒以下。
接下来，对用于本实施方式的优选具有拉伸强度：980MPa以上的薄钢板的优选制造方法进行说明。
优选对上述组成的钢原材料依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序，制成拉伸强度TS为980MPa以上的高强度薄钢板。
钢原材料的制造方法没有特别限定。
热轧工序中的加热温度没有特别限定，其优选范围与第一实施方式相同。
在热轧工序中，实施粗轧、精轧而制成热轧板，卷取成卷材状。条件没有特别限定，其优选范围与第一实施方式相同。
接下来，在对热轧板实施酸洗后，进行冷轧，实施形成冷轧板的冷轧工序。条件没有特别限定，其优选范围与第一实施方式相同。
接下来，对冷轧板实施退火，进行形成冷轧退火板的退火工序。在退火工序中，对退火时的铁素体及奥氏体分率后进行了控制，然后进行冷却。退火温度、保持时间、平均冷却速度、以及过时效处理的条件没有特别限定，其优选范围与第一实施方式相同。
另外，还可以在退火冷却后进行回火处理。回火处理优选为在100～600℃的温度范围的温度下保持5～1800秒钟的处理。进一步优选为400℃以上、60秒钟以上。
还可以进行镀层的合金化处理等附加处理，对于该处理，与第一实施方式相同。
实施例
(第一实施例)
以下示出本发明的第一实施方式的实施例。
准备了具有表1所示的组成、表3所示的拉伸特性的薄钢板。需要说明的是，这些薄钢板是经过如下工序制造的。对表1所示组成的钢液进行熔炼、铸造而形成厚度：300mm的钢坯(钢原材料)。接下来，将这些钢坯加热到表2所示的加热温度后按照表2所示的条件实施包括精轧在内的热轧，然后按照表2所示的条件进行冷却，在表2所示的卷取温度进行卷取，制成了热轧板(板厚：2.4mm)。接下来，按照表2所示的冷轧压下率对所得到的热轧板实施冷轧，制成了冷轧板(板厚：1.2mm)。接着，按照表2所示的条件对这些冷轧板实施了退火处理。
对所得到的薄钢板(冷轧退火板)实施了组织观察、拉伸试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
由所得到的薄钢板取样组织观察用试验片，对与轧制方向平行的板厚方向截面进行研磨，用3vol％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用扫描电子显微镜(倍率：500～5000倍)观察并拍摄板厚1/4位置的组织。使用所得到的组织照片进行组织的鉴定并求出体积率、平均晶体粒径。
铁素体相的平均粒径使用所拍摄的组织照片通过切断法测定。另外，对于铁素体相的体积率而言，使用所拍摄的组织照片并利用市售的图像处理软件(Paint Shop Pro Ver.9，Corel Corporation制)对铁素体相和第二相进行二值化，测定铁素体相分率，将其作为铁素体相的体积率。
对于作为第二相的回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相、珠光体、渗碳体而言，对所拍摄的组织相片用肉眼进行分类，并利用上述图像处理软件求出体积率。需要说明的是，由于贝氏体相、回火马氏体相、回火贝氏体相难以正确地测定各自的体积率，因此以总量求出。
另外，残留奥氏体相的体积率使用X射线衍射法测定。将钢板磨削至板厚1/4位置，然后利用X射线衍射装置并使用Mo的Kα射线对通过化学研磨进一步研磨了0.1mm的面测定fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)、(220)面的积分强度，由此求出残留奥氏体的体积率。从总体(100％)中减去上述组织，将剩余的体积率作为马氏体的体积率。
(2)拉伸试验
按照JIS Z 2201，由所得到的薄钢板按照与轧制方向成90°的方向为长度方向(拉伸方向)的方式取样JIS 5号试验片，以拉伸速度10mm/min实施拉伸试验，按照JIS Z 2241测定了拉伸特性(拉伸强度及屈服伸长率)。将得到的结果示于表3。
[表1]
以这些薄钢板作为原材料钢板，通过弯曲成型，制作图2所示截面形状的构件，实施轴向压扁试验。试验方法如下所述。
(3)轴向压扁试验
使110kgf的重物沿轴向以相当于时速50km的速度碰撞各个构件，使其压扁160mm。压扁后，用肉眼确认构件的变形状态，同时求出达到给定压扁量的吸收能量。需要说明的是，本发明例使用了拉伸强度TS为980MPa以上且屈服伸长率Y-El为2％以上的薄钢板作为原材料钢板。另一方面，比较例使用了拉伸强度TS为980MPa以上且屈服伸长率Y-El小于2％的薄钢板。将得到的结果示于表4。
[表4]
本发明例均沿轴向稳定压曲而压扁变形成蛇腹状，而且，碰撞时的吸收能量也高达7.5kJ以上，是碰撞能量吸收性能优异的构件。另一方面，本发明范围以外的比较例在构件沿轴向压扁时，产生折断，未压扁变形成蛇腹状，碰撞时的吸收能量也小于7.5kJ，是碰撞能量吸收性能较差的构件。
(第二实施例)
以下示出本发明的第二实施方式的实施例。
对表5所示组成的钢液进行熔炼、铸造，制成了厚度：300mm的钢坯(钢原材料)。使用这些钢坯，经过热轧、冷轧、退火各工序而制成了薄钢板(冷轧退火板)。将所得到的薄钢板的拉伸特性一并示于表5中。
以这些薄钢板作为原材料钢板，通过弯曲成型制作了图2所示截面形状的构件。需要说明的是，在构件的制作中，使薄钢板的轧制方向为构件的轴向。
接下来，按照表6所示的条件对所得到的构件实施了热处理。
然后，对实施了热处理的构件实施轴向压扁试验。另外，由所得到的构件的平面部按照轴向为拉伸方向的方式取样JIS 5号拉伸试验片，按照JIS Z2241的规定实施了拉伸试验。另外，对构件进行了组织观察。试验方法如下所述。
(1)轴向压扁试验
使110kgf的重物沿轴向以相当于时速50km的速度碰撞各个构件，使其压扁160mm。压扁后，用肉眼确认构件的变形状态，同时求出达到给定压扁量的吸收能量。
(2)拉伸试验
按照JIS Z 2201的规定，由所得到的构件的平面部按照拉伸方向为轴向的方式取样JIS 5号试验片，以拉伸速度10mm/min实施拉伸试验，按照JISZ 2241的规定测定了拉伸特性(拉伸强度及屈服伸长率)。
(3)组织观察
由所得到的构件的平面部取样组织观察用试验片，用与第一实施例所述方法相同的方法进行组织的鉴定并求出体积率、平均晶体粒径。
将得到的结果示于表7。
[表5]
[表6]
本发明例均具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度且屈服伸长率为2％以上，沿轴向稳定压曲而压扁变形成蛇腹状，并且碰撞时的吸收能量也高达7.5kJ以上，是具有优异的碰撞能量吸收性能的构件。另一方面，本发明范围以外的比较例在轴向压扁时，发生折断，而且碰撞时的吸收能量也小于7.5kJ，是碰撞能量吸收性能较差的构件。
工业实用性
对于本发明而言，即使拉伸强度TS为980MPa以上，也能在碰撞时稳定地压扁成蛇腹状而吸收碰撞能量，可以获得轴向碰撞能量吸收性能优异的汽车用碰撞能量吸收构件，在工业上可发挥显著的效果。另外，通过将本发明的汽车用碰撞能量吸收构件用于前车架、后车架等，能够有助于汽车车身的轻质化。

Claims (8)

1.一种汽车用碰撞能量吸收构件，其由薄钢板成型加工而制成，
所述薄钢板及所述汽车用碰撞能量吸收构件中的至少一者具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
2.根据权利要求1所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，
所述薄钢板具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述薄钢板具有如下的组织：以相对于全部组织的体积率计，含有0～95％的铁素体相和总计为5～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相、贝氏体相中的1种或2种以上，剩余部分为总计0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上；
所述薄钢板具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
3.根据权利要求1所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上的拉伸特性。
4.根据权利要求3所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件在成型加工后，于200℃以上且小于700℃的温度范围实施了热处理。
5.根据权利要求3或4所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的汽车用碰撞能量吸收构件，其中，所述汽车用碰撞能量吸收构件具有如下的组织：以相对于全部组织的体积率计，含有0～80％的铁素体相和总计20～100％的回火马氏体相、回火贝氏体相及贝氏体相中的1种或2种以上，且剩余部分为总计0～5％的马氏体相、残留奥氏体相、珠光体、渗碳体中的1种或2种以上。
7.一种汽车用碰撞能量吸收构件的制造方法，该方法包括：
制造具有拉伸强度TS：980MPa以上强度的薄钢板的工序；
对所述薄钢板进行成型加工，制成汽车用碰撞能量吸收构件的形状的工序；
在所述成型加工后，进行如下工序：对所述汽车用碰撞能量吸收构件实施在加热温度为200℃以上且小于700℃的温度范围保持50秒钟以上的热处理，使得所述汽车用碰撞能量吸收构件的拉伸特性为拉伸强度TS：980MPa以上、且屈服伸长率Y-El：2％以上。
8.根据权利要求7所述的汽车用碰撞能量吸收构件的制造方法，其中，
所述薄钢板具有如下的组成：以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.01～1.6％、Mn：1.0～3.5％、P：0.060％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～1.5％、N：0.0060％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
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