JP2012001773A - 鋼材および衝撃吸収部材 - Google Patents

Abstract

【課題】衝撃荷重が負荷された時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材を提供可能な鋼材を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．１〜０．２％、Ｍｎ：１〜３％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上２．５％未満、Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、４０〜８０面積のフェライトを含有し、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなる第２相からなるとともに、フェライトの平均粒径が０．５〜３μｍ、第２相の平均最近接粒子間間隔が１〜５μｍ、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際のフェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ以上かつ第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ以下である鋼組織を有する鋼材である。
【選択図】図１

Description

本発明は、鋼材および衝撃吸収部材に関し、具体的には、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材および衝撃吸収部材に関する。

近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ_２排出量の低減の一環として、自動車車体の軽量化が求められており、自動車用鋼材の高強度化が指向されている。これは、鋼材の強度を向上させることにより、自動車用鋼材の薄肉化が可能となるためである。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もいっそう高くなっており、単に鋼材の高強度化のみだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性に優れた鋼材の開発も望まれている。

ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ^−１）以上の高いひずみ速度で変形を受けるため、動的強度特性に優れた高強度鋼材が要求される。
このような高強度鋼材として、静動差（静的強度と動的強度との差）が高い低合金ＴＲＩＰ鋼や、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼といった高強度複相組織鋼材が知られている。

低合金ＴＲＩＰ鋼に関しては、例えば、特許文献１に、動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギー吸収用加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。
また、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼板に関しては、下記のような発明が開示されている。

特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬとがｄＬ／ｄｓ≧３の関係を満足する、強度と延性バランスとが優れ、かつ、静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。

特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のマルテンサイトの２相組織からなり、静動比が高い鋼板が開示されている。
特許文献４には、平均粒径が３．５μｍ以下のフェライト相を７５％以上含有し、残部が焼き戻しマルテンサイトからなる衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が開示されている。

特許文献５には、予歪を加えてフェライトとマルテンサイトから構成される２相組織とし、５×１０^２〜５×１０^３／ｓの歪速度における静動差が６０ＭＰａ以上を満足する冷延鋼板が開示されている。

さらに、特許文献６には、８５％以上のベイナイトとマルテンサイトなどの硬質相のみからなる耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

特開平１１−８０８７９号公報 特開２００６−１６１０７７号公報 特開２００４−８４０７４号公報 特開２００４−２７７８５８号公報 特開２０００−１７３８５号公報 特開平１１−２６９６０６号公報

しかしながら、従来の衝撃吸収部材の素材である鋼材には、以下のような課題がある。すなわち、衝撃吸収部材（以下、単に「部材」ともいう。）の衝撃吸収エネルギーを向上するには、衝撃吸収部材の素材である鋼材（以下、単に「鋼材」ともいう。）の高強度化が必須である。

しかしながら、「塑性と加工」第４６巻 第５３４号 ６４１〜６４５頁に、衝撃吸収エネルギーを決定づける平均荷重（Ｆ_ａｖｅ）が、
Ｆ_ａｖｅ∝（σＹ・ｔ^２）／４
σＹ：有効流動応力
ｔ：板厚
として与えられることが開示されているように、衝撃吸収エネルギーは鋼材の板厚に大きく依存する。したがって、単に鋼材を高強度化することだけでは、衝撃吸収部材について薄肉化と高衝撃吸収性能とを両立させることには限界がある。

ところで、例えば、国際公開第２００５／０１０３９６号パンフレット、国際公開第２００５／０１０３９７号パンフレット、さらには国際公開第２００５／０１０３９８号パンフレットにも開示されるように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーはその形状にも大きく依存する。

すなわち、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化することによって、単に鋼材を高強度化することだけでは達成し得ないレベルまで、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができる可能性がある。

しかしながら、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、鋼材がその塑性変形仕事量に耐え得る変形能を有していなければ、想定していた塑性変形が完了する前に、衝撃吸収部材に早期に割れが生じてしまい、結果的に塑性変形仕事量を増大させることができず、衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができない。また、割れが早期に衝撃吸収部材に生じると、この衝撃吸収部材に隣接して配置された他の部材を損傷する等の予期せぬ事態を招きかねない。

従来は、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーが鋼材の動的強度に依存するとの技術思想に基づいて、鋼材の動的強度を高めることが指向されてきたが、単に鋼材の動的強度を高めることを指向するのでは顕著な変形能の低下を招く場合がある。このため、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができるとは限らなかった。

また、そもそも上記技術思想に基づいて製造された鋼材の使用を前提として衝撃吸収部材の形状が検討されてきたため、衝撃吸収部材の形状の最適化は、当初から既存の鋼材の変形能を前提として検討されており、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材の変形能を高め、かつ衝撃吸収部材の形状を最適化するという検討自体が、これまで十分になされていなかった。

上述したように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材のみならず衝撃吸収部材の形状を最適化することが重要である。
鋼材に関しては、塑性変形仕事量を増大させることができる、衝撃吸収部材の形状の最適化を可能にするように、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制しつつ、塑性変形仕事量を増大させるように有効流動応力を高めることが重要である。

本発明者らは、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めることを可能にするために、鋼材について、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制しつつ有効流動応力を高める方法を鋭意検討し、以下に列記する新たな知見を得た。

（Ａ）鋼材の有効流動応力を高めるには、降伏強度と加工硬化係数とを向上させることが有効である。
（Ｂ）衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制するには、均一延性（加工硬化係数）と局部延性とを向上させることが有効である。

（Ｃ）高い降伏強度と高い加工硬化係数（均一延性）とを得るには、鋼材の鋼組織を、フェライトと、フェライトより硬質である第２相とからなる複相組織とすることが必要である。すなわち、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択された１種または２種以上を第２相として含有することが必要である。

（Ｄ）複相組織を有する鋼材（以下、「複相組織鋼材」ともいう。）の降伏強度は、フェライト面積率とフェライト平均粒径とに依存する。したがって、複相組織鋼材において高い降伏強度を得るには、フェライト面積率の上限、およびフェライト平均粒径の上限を限定することが必要である。

（Ｅ）しかしながら、フェライト平均粒径の過度の抑制は均一延性（加工硬化係数）の低下を招く。したがって、複相組織鋼材において高い均一延性（加工硬化係数）を得るには、フェライト平均粒径の下限を限定することが必要である。

（Ｆ）フェライトは、複相組織鋼材において局部延性を向上させる作用を有する。したがって、複相組織鋼材において高い局部延性を得るには、フェライト面積率の下限を限定することが必要である。

（Ｇ）複相組織鋼材において、第２相の平均最近接粒子間間隔が狭すぎると均一延性（加工硬化係数）の低下を招き、広過ぎると局部延性の低下を招く。したがって、複相組織鋼材において高い均一延性（加工硬化係数）と局部延性とを得るには、第２相の平均最近接粒子間間隔の上限および下限を限定することが必要である。

（Ｈ）複相組織鋼材において、座屈部のように局部的に歪が集中した領域でフェライトと第２相との硬度差が著しくなると、両者の界面で剥離が生じてしまい、局部延性が低下する。したがって、複相組織鋼材において高い局部延性を得るには、高歪負荷条件下におけるフェライトと第２相との硬度差を所定の範囲内とするように、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度の下限と、第２相の硬度の上限とを限定することが必要である。

本発明は上記の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）Ｃ：０．１％以上０．２％以下、Ｍｎ：１％以上３％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上２．５％未満、Ｎ：０．００１％以上０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
４０面積％以上８０面積％以下のフェライトを含有し、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなる第２相からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が０．５μｍ以上３μｍ以下、前記第２相の平均最近接粒子間間隔が１μｍ以上５μｍ以下、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際の前記フェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ以上かつ前記第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ以下である鋼組織を有すること
を特徴とする鋼材。

（２）化学組成が、Ｃｒ：０．５％以下およびＭｏ：０．２％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）項に記載の鋼材。
（３）化学組成が、Ｔｉ：０．０５％以下およびＮｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）項または（２）項に記載の鋼材。

（４）軸圧壊して蛇腹状に塑性変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が上記（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載された鋼材からなることを特徴とする衝撃吸収部材。

本発明に係る鋼材は、軸圧壊して蛇腹状に塑性変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材における該衝撃吸収部の素材として好適である。特に自動車用の衝撃吸収部材の素材として好適であり、例えば、自動車用の衝撃吸収部材としては、閉じた断面を有する筒状の本体を有するクラッシュボックス（バンパーリインフォースを支持しながら、例えばサイドメンバーといったボディシェルに装着され、バンパーリインフォースから負荷される衝撃荷重によって軸圧壊して蛇腹状に塑性変形する）の素材として用いることが好ましい。また、サイドメンバー、フロントアッパーレール、サイドシル、クロスメンバ等の素材として用いることが好ましい。

本発明によれば、衝撃荷重が負荷された時における衝撃吸収部材の割れの発生を抑制または解消でき、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材を得ることが可能となるので、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることが可能となる。斯かる衝撃吸収部材を適用することにより、製品の衝突安全性を一層向上させることが可能になるので、産業上極めて有益である。

図１は、衝撃吸収部材の適用部位の例を示す説明図である。 図２は、衝撃吸収部の形状の一例を示す二面図である。 図３は、衝撃吸収部の形状の一例を示す二面図である。 図４は、試験番号１〜３の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフである。 図５は、試験番号４〜６の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフである。 図６は、試験番号７の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフである。

以下、本発明を説明する。
１．鋼組織
（１）複相組織
本発明に係る鋼材の鋼組織は、高い降伏強度と高い加工硬化係数（均一延性）とを得て有効流動応力を高めるために、フェライトを含有し、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなる第２相からなる複相組織とする。

第２相にはセメンタイトやパーライトが不可避的に含有される場合があるが、５面積％以下であれば許容される。
（２）フェライト面積率：４０％以上８０％以下
複相組織鋼材において、フェライトは局部延性を向上させる作用を有する。フェライト面積率が４０％未満では、局部延性の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、フェライト面積率は４０％以上とする。一方、フェライト面積率が８０％超では、降伏強度、引張強度および加工硬化係数の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、フェライト面積率は８０％以下とする。

（３）フェライト平均粒径：０．５μｍ以上３μｍ以下
複相組織鋼材において、フェライト平均粒径は降伏強度と均一延性（加工硬化係数）とに影響を及ぼす。すなわち、フェライト平均粒径を微細化することにより降伏強度および引張強度が向上する。フェライト平均粒径が３μｍ超では、降伏強度、引張強度および加工硬化係数の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は３μｍ以下とする。一方、フェライト平均粒径の過度の微細化は均一延性（加工硬化係数）の低下招く。フェライト平均粒径が０．５μｍ未満では、均一延性（加工硬化係数）の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は０．５μｍ以上とする。

（４）第２相の平均最近接粒子間隔：１μｍ以上５μｍ以下
複相組織鋼材において、第２相の平均最近接粒子間隔は均一延性（加工硬化係数）と局部延性とに影響を及ぼす。すなわち、第２相の平均最近接粒子間間隔が狭すぎると均一延性（加工硬化係数）の低下を招く。第２相の平均最近接粒子間間隔が１μｍ未満では、均一延性（加工硬化係数）の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、第２相の平均最近接粒子間間隔は１μｍ以上とする。一方、第２相の平均最近接粒子間間隔が広過ぎると局部延性の低下を招く。第２相の平均最近接粒子間間隔が５μｍ超では、局部延性の不足により良好な衝撃吸収能を有する衝撃吸収部材を得ることが困難となる。したがって、第２相の平均最近接粒子間間隔は５μｍ以下とする。

第２相の平均最近接粒子間隔は、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚１／４ｔ部をエメリー紙およびアルミナ粉で研磨後、さらに電解研磨処理を行った断面を、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）に付帯したＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）を用いて構築したＩＱ（イメージクオリティー）値マップから求める。

（５）引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際のフェライトの平均ナノ硬さ：４．５ＧＰａ以上、かつ第２相の平均ナノ硬さ：１１ＧＰａ以下
複相組織鋼材において、高歪負荷条件下におけるフェライトと第２相との硬度差は局部延性に影響を及ぼす。すなわち、座屈部のように局部的に歪が集中した領域でフェライトと第２相との硬度差が著しくなると、両者の界面で剥離が生じてしまい、局部延性が低下する。

したがって、複相組織鋼材において高い局部延性を得るには、高歪負荷条件下におけるフェライトと第２相との硬度差を所定の範囲内とするように、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度の下限と第２相の硬度の上限とを限定することが必要である。

そこで、衝撃吸収部材の軸圧潰時において、座屈部に加わる相当塑性ひずみが０．５を超える値に達する可能性があることから、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際のフェライトおよび第２相の平均ナノ硬さと、衝突時における部材の割れとの関係を調査した。

その結果、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際のフェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ未満であったり、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際の第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ超であったりすると、フェライトと第２相との界面において剥離が生じて衝突時における衝撃吸収部材の割れを誘発することが判明した。したがって、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際のフェライトの平均ナノ硬さを４．５ＧＰａ以上とし、かつ第２相の平均ナノ硬さを１１ＧＰａ以下とする。

２．化学組成
（１）Ｃ：０．１％以上０．２％以下
Ｃは、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの１種または２種以上を含む第２相の生成を促進する作用を有する。また、第２相の強度を高めることにより降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化によりフェライト相の強度を高めるので、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、マルテンサイトやオーステナイトが過剰に生成して、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２％以下とする。

（２）Ｍｎ：１％以上３％以下
Ｍｎは、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの１種または２種以上を含む第２相の生成を促進する作用を有する。また、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化によりフェライト相の強度を高めるので、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。Ｍｎ含有量が１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％超では、マルテンサイトやオーステナイトが過剰に生成して、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３％以下とする。好ましくは２．５％以下である。

（３）Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上２．５％未満
ＳｉおよびＡｌは、ベイナイト中の炭化物の生成を抑制することにより均一延性や局部延性を向上させる作用を有する。また、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化によりフェライト相の強度を高めるので、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。ＳｉおよびＡｌの合計含有量（以下、「（Ｓｉ＋Ａｌ）量」ともいう。）が０．５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、（Ｓｉ＋Ａｌ）量は０．５％以上とする。一方、（Ｓｉ＋Ａｌ）量を２．５％以上としても、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、（Ｓｉ＋Ａｌ）量は２．５％未満とする。

（４）Ｎ：０．００１％以上０．０１５％以下
Ｎは、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化によりフェライト相の強度を高めるので、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。また、ＴｉやＮｂを含有させる場合には、鋼中に窒化物を形成してオーステナイトの粒成長を抑制し、フェライト平均粒径を微細化することにより、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｎの含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０１５％超では、鋼中に粗大な窒化物を形成して、均一延性および局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。

（５）Ｃｒ：０．５％以下およびＭｏ：０．２％以下からなる群から選択される１種または２種
ＣｒおよびＭｏは、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの１種または２種以上を含む第２相の生成を促進する作用を有する。また、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。また、固溶強化によりフェライト相の強度を高めるので、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。したがって、ＣｒおよびＭｏの１種または２種を含有させてもよい。

しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５％を超えたり、Ｍｏ含有量が０．２％を超えたりすると、フェライト変態が著しく抑制されてしまい、目的とするフェライト面積率を確保することできずに、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下、Ｍｏ含有量は０．２％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るにはＣｒ：０．１％以上およびＭｏ：０．１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

（６）Ｔｉ：０．０５％以下およびＮｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種
ＴｉおよびＮｂは、鋼中に窒化物を形成するなどしてオーステナイトの粒成長を抑制し、フェライト平均粒径を微細化することにより、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。したがって、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えたり、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えたりすると、フェライト変態が著しく抑制されてしまい、目的とするフェライト面積率を確保することできずに、局部延性の著しい低下を招く場合がある。また、Ｔｉについては、鋼中に形成する窒化物が粗大となってしまい、均一延性および局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、ＴｉおよびＮｂの含有量は０．０５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉおよびＮｂのいずれかの含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。

３．用途
上述した鋼材は、軸圧壊して蛇腹状に塑性変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材における該衝撃吸収部に適用することが好ましい。

上記衝撃吸収部に上記鋼材を適用すると、衝撃荷重が負荷された時における衝撃吸収部材の割れの発生が抑制または解消されるとともに有効流動応力が高いことから、上記衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることが可能となる。

図１は、自動車における衝撃吸収部材の適用部位の例を示す説明図である。軸圧壊して蛇腹状に塑性変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材としては、例えば自動車部材においては、図１に網掛により示すような部材（クラッシュボックス、サイドメンバ、フロントアッパーレール、サイドシル等）やクロスメンバ等の部材を例示することができる。

図２、３は、いずれも、衝撃吸収部の形状の一例を示す二面図である。
また、上記衝撃吸収部の形状としては、閉断面の筒状体が好適であり、例えば図２に示すような四角形の閉断面や図３に示すような八角形の閉断面を有する筒状体を例示することができる。なお、図２および図３では軸方向の断面形状が一定である例を示しているが、これに限られるものではなく、連続的に変化する形状であってもよい。また、図２および図３では断面形状が四角形や八角形である例を示しているが、これに限られるものではなく、任意の多角形であってもよい。

４．めっき層
上述した鋼材の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。

５．製造方法
上述した鋼材は、以下の製造方法により製造することが好ましい。
（１）熱間圧延条件
上記化学組成を有するスラブに、８００℃以上９５０℃以下の温度域における総圧下率を５０％以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．４秒間以内に６００℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃まで冷却し、６００℃以上７００℃以下の温度域で０．４秒間以上保持し、２０℃／秒以上１００℃／秒未満の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却して巻取ることが好ましい。

まず、８００℃以上９５０℃以下の温度域における総圧下率を５０％以上とする熱間圧延を施すことにより、オーステナイト中に大量の加工歪を蓄積し、熱間圧延完了後０．４秒間以内に６００℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃まで冷却することにより、上記加工歪の解放を抑制しつつフェライト変態が活発に進行する温度域まで冷却し、６００℃以上７００℃以下の温度域で０．４秒間以上保持することにより、上記加工歪を駆動力として一気にフェライト変態を進行させることにより、フェライトの核生成密度を飛躍的に高めることができ、これによりフェライト平均粒径が３μｍ以下の微細な鋼組織を得ることができる。

そして、２０℃／秒以上１００℃／秒未満の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却して巻取ることにより、フェライト変態しなかった残りのオーステナイトをベイナイト、マルテンサイトに変態させたり、オーステナイトのまま残留させたりして、第２相をベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなるものとすることができる。

また、上記鋼組織の微細化により、上記第２相の平均最近接粒子間間隔を５μｍ以下とすることができ、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際の前記フェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ以上かつ前記第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ以下である鋼組織とすることができる。

（２）冷間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めっき等
上記の熱延鋼板に冷間圧延および連続焼鈍を施して冷延鋼板とする場合には、冷間圧延における圧下率を５０％以上９０％以下とし、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持し、次いで、８℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却する連続焼鈍を施すことが好ましい。１０℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却する連続焼鈍を施すことがさらに好ましい。

冷間圧延における圧下率を５０％以上とすることにより加工歪を蓄積し、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持して再結晶させることにより、フェライト平均粒径が３μｍ以下の微細な鋼組織を得ることができる。そして、次いで、８℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却することにより、フェライト変態しなかった残りのオーステナイトをベイナイトやマルテンサイトに変態させたり、オーステナイトのまま残留させたりして、第２相をベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなるものとすることができる。

また、上記第２相の平均最近接粒子間間隔を５μｍ以下とすることができ、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際の前記フェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ以上かつ前記第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ以下である鋼組織とすることができる。

このようにして得られた鋼板は、さらに溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施すことにより溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。溶融亜鉛めっきを施したのちにさらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。合金化処理を施す場合には５５０℃を超えないようにすることが好ましい。溶融亜鉛めっきや合金化処理を施す場合には連続溶融亜鉛めっき設備を用いて、連続焼鈍と溶融亜鉛めっき等とを一工程で行うことが生産性の観点から好ましい。

表１に示す化学組成を有するスラブ（厚さ３５ｍｍ、幅１６０〜２５０ｍｍ、長さ７０〜９０ｍｍ）を用いて実験を行った。いずれも１５０Ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、炉内温度１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度で熱間鍛造を行いスラブとしたものである。

上記スラブを１２５０℃で１時間以内の再加熱した後、熱間圧延試験機を用いて、４パスの粗熱間圧延を施し、さらに３パスの仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とした。熱間圧延条件を表２に示す。

さらに、一部の熱延鋼板については、冷間圧延を施した後、連続焼鈍シミュレータを用いて、表３に示す熱処理を施した。これらの条件を表３に示す。

このようにして得られた熱延鋼板および冷延鋼板について、以下の調査を行った。
すなわち、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行うことにより、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、加工硬化係数（ｎ値）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）を求めた。なお、ｎ値はε＝５〜１０％の範囲から求めた。

また、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚１／４ｔ部を走査電子顕微鏡により倍率３０００倍で撮影し、得られた２次元画像からフェライト面積率およびフェライト平均粒径を求めた。

第２相の平均最近接粒子間隔は、上述した方法によって測定した。
また、フェライトおよび第２相のナノ硬さは、ナノインデンテーション法によって求めた。引張変形により相当塑性ひずみε＝０．５を付与後、板厚１／４ｔ部をエメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにてメカノケミカル研磨を行い、さらに電解研磨により加工層を除去して試験に供した。ナノインデンテーションはバーコビッチ型圧子を用い、押し込み荷重５００μＮで行った。この時の圧痕サイズは、直径０．１μｍ以下である。フェライトおよび第２相のそれぞれについてランダムに２０点測定し、それぞれの平均ナノ硬さを求めた。

測定結果を表４にまとめて示す。

さらに、上記鋼板を用いて種々の角筒部材を作製し、軸方向の衝突速度６４ｋｍ／ｈで軸圧潰試験を実施し、衝突吸収性能を評価した。角筒部材の軸方向に垂直な断面の形状は正多角形として、角筒部材の軸方向長さは２００ｍｍとした。

上記角筒部材について、上記正多角形の１辺の長さ（角部の曲線部を除く直線部の長さ）（Ｗｐ）と鋼板の板厚（ｔ）とを用いた断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と、衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）および割れ発生率との関係を調査した。

ここで、衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）は、座屈時に上記角筒部材にかかる平均応力を求め、鋼板の引張強度で規格化したパラメータであり、下記式（１）で規定されるものである。

ここで、Ｌｏａｄ Ｆ_ａｖｅは部材にかかる平均荷重であり、Ｌは上記正多角形の周長であり、tは鋼板の板厚である。
また、割れ発生率は、軸圧潰試験により割れが生じた割合であり、全試験体数に対する割れが発生した試験体数の割合である。

一般に、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）が小さくなるほど衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）が大きくなるが、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）に対する衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）が大きいほど、衝突吸収エネルギー性能が高い鋼材ということができる。具体的には下記式（２）を満足する場合に衝突吸収エネルギー性能が高い鋼材といえる。
Ｅｐａ＞０．１５５×ｅｘｐ（−０．０２６６×（Ｗｐ／ｔ）） （２）
また、一般に、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）が小さくなるほど衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）が大きくなるが、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）が小さくなるほど単位圧潰量当りの塑性変形仕事量が大きくなる。このため、圧潰途中で割れが生じる可能性が高まり、結果的に塑性変形仕事量を増大させることはできず、衝撃吸収エネルギーを高めることができない場合がある。

したがって、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）に対する割れ発生率が低いほど、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）を小さくして衝突吸収エネルギー指数（Ｅｐａ）が大きくすることが可能となるので、衝突吸収エネルギー性能が高い鋼材ということができる。具体的には、本試験において、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）＞１４における割れ発生率が５０％以下である場合に衝突吸収エネルギー性能が高い鋼材といえる。

図４は、試験番号１〜３の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフであり、図５は、試験番号４〜６の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフであり、さらに、図６は、試験番号７の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）と衝突吸収エネルギー指数Ｅｐａ、割れ率の関係を示すグラフである。

図４〜６にグラフで示すように、本発明に係る鋼材は、上記式（２）を満足するとともに、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）＞１４における割れ発生率が５０％以下であり、衝突吸収エネルギー性能が高い鋼材であり、例えば上述したクラッシュボックス本体の素材として用いるのに好適である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１％以上０．２％以下、Ｍｎ：１％以上３％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上２．５％未満、Ｎ：０．００１％以上０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
   ４０面積％以上８０面積％以下のフェライトを含有し、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種または２種以上からなる第２相からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が０．５μｍ以上３μｍ以下、前記第２相の平均最近接粒子間間隔が１μｍ以上５μｍ以下、引張変形によって相当塑性ひずみε＝０．５を負荷した際の前記フェライトの平均ナノ硬さが４．５ＧＰａ以上かつ前記第２相の平均ナノ硬さが１１ＧＰａ以下である鋼組織を有すること
   を特徴とする鋼材。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下およびＭｏ：０．２％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０５％以下およびＮｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 軸圧壊して蛇腹状に塑性変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼材からなることを特徴とする衝撃吸収部材。

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