JP3958842B2 - 動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギ吸収用加工誘起変態型高強度鋼板 - Google Patents
動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギ吸収用加工誘起変態型高強度鋼板 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、衝突時の衝撃エネルギを吸収することで安全性確保に寄与することのできる動的変形特性に優れた加工誘起変態型（以下ＴＲＩＰ型という）高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、衝突時の乗員保護が自動車の最重要性能として認識され、それに対応するための高い衝撃吸収性能を持つ材料が要求されている。たとえば乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメンバと呼ばれる部材にこのような材料を適用すれば、該部材が圧潰することで衝撃エネルギが吸収され、乗員にかかる衝撃をやわらげることができる。
【０００３】
自動車衝突時に各部位が受けるひずみ速度は１０3 (s-1) 程度に達するため、材料の衝撃吸収性能を考える場合、このような高速度域での動的変形特性の解明が必要である。そして、自動車の軽量化と安全性向上を両立させることのできる、動的変形特性に優れた高強度鋼板が必要とされ、最近この点に関する報告が見られる。
【０００４】
例えば本発明者らは、CAMP-ISIJ Vol.9(1996) P.1112〜1115に、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギ吸収能について報告し、その中で、１０3 (s-1) の高ひずみ速度での動的強度は、１０-3(s-1) の低ひずみ速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、鋼材の強度上昇によりクラッシュ時の吸収エネルギが向上すること、材料のひずみ速度依存性は鋼の組織に依存すること、ＴＲＩＰ型鋼およびＤＰ型鋼（デュアルフェーズ型鋼）は優れた成形性と高い衝撃吸収能を兼ね備えることを述べている。
また上記ＴＲＩＰ型鋼に関し本発明者らは、WO95/29268号公報に、自動車の軽量化の要求に応えることのできる引張強度４４０MPa 以上の深絞り成形に適した高強度鋼板とその製造方法を提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、高強度鋼板について自動車衝突時の高ひずみ速度における動的変形特性が解明されつつあるものの、衝撃エネルギ吸収のための自動車部材として、鋼板のどのような特性に注目し、どのような基準で材料選定を行えばよいかについては、明らかにされていない。
【０００６】
また上記自動車部材は、鋼板に曲げやプレス等の成形を施して製造され、衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられる。しかし、このような成形加工後における衝撃エネルギ吸収能を解明した、実部材としての動的変形特性に優れた鋼板については、従来知られていない。
さらに自動車軽量化に適したＴＲＩＰ型高強度鋼板に関し、衝突時の衝撃エネルギ吸収用部材として、どのような成分および組織がよいか、またどのような基準で材料選定を行えばよいか不明であった。
【０００７】
本発明は、フロントサイドメンバ等の成形加工された自動車部品に使用される高強度鋼板であって、衝突時の衝撃エネルギ吸収用として、適正な特性および基準に基づいて選定され、安全性確保に確実に寄与することのできる、動的変形特性に優れたＴＲＩＰ型高強度鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明の第１発明は、
質量％にて、Ｃを０．０４〜０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３〜３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／ Ｃ｝-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が６０MPa 以上であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板である。
【０００９】
第２発明は、上記と同成分および同組織を有し、前記比Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が同じく０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が
（σd −σs ）≧４．１×σs 0.8 −σs …………（１）
を満足する範囲であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板である。
【００１０】
そして上記各発明において、質量％にて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で０．５〜３．５％含むことが好ましい。また、質量％にて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で０．２％以下含むことが好ましい。さらに、質量％にて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で０．５〜３．５％と、質量％にて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で０．２％以下含むことが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
自動車のフロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプレス加工などを施して製造される。自動車衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられるため、本発明の鋼板は、このような成形加工に相当する予変形後の状態で、高い衝撃吸収性能を有していることが必要である。
しかし現在までのところ、成形による変形応力の上昇とひずみ速度上昇による変形応力の上昇とを同時に考慮して、実部材としての衝撃吸収特性に優れた鋼板を得る試みはなされていない。
【００１２】
本発明者らの研究結果、このような成形加工された実部材において優れた衝撃吸収特性を有する高強度鋼板として、ＴＲＩＰ型鋼板が適している。すなわち、主相として変形速度上昇による変形抵抗増加を担うフェライト相と、変形中に硬質なマルテンサイト相に変態するオーステナイト相がある場合に、静的強度に対して動的変形特性の優れた材料が得られることが判明した。
しかし初期オーステナイト相が３体積％未満では、高速変形下での加工誘起変態による変形抵抗増加への寄与が小さく、従来材を上回る特性を得ることができないため、初期オーステナイト相の体積率Ｖ(0) を３体積％以上と限定した。
【００１３】
また、オーステナイト相の変形に対する安定性も動的強度の高い鋼板を得るためには重要である。残留オーステナイトの中でも比較的加工安定性に優れたものが存在する場合に動的変形特性に優れた鋼板が得られることがわかったが、鋭意研究の結果、初期オーステナイトの体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときの残留オーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上の場合に優れた特性を持つ鋼板が得られることが判明した。またこの安定性は、プレス成形等の成形時に残留オーステナイトがほとんど消費されて、衝突時の寄与が失われることを防止するためにも重要である。
【００１４】
成分の限定理由はつぎのとおりである。
Ｃは他の高価な合金元素を用いることなくオーステナイトを安定化させ、室温で残留させるために利用する本発明で最も重要な元素である。Ｃはオーステナイトの体積分率に影響するだけでなく、オーステナイト中にＣが濃化することでオーステナイトの安定性が増し、加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が増大する。平均Ｃ量が０．０４質量％未満では、最終的に得られるオーステナイト体積分率が３％未満であり、オーステナイトの加工安定性が低いか、加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が比較的小さい。平均Ｃ量が増加するにしたがって、得られる残留オーステナイトの最大体積分率が増加し、オーステナイトが安定化するが、同時に溶接性が劣化する。また母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。したがって、Ｃ含有量を０．０４質量％以上０．３０質量％以下とした。なお、Ｃ含有量の上限は、実施例の表１の鋼記号ＨのＣ量が０．１５質量％であることに基づき、０．１５質量％以下とした。
【００１５】
ＳｉとＡｌはともにフェライト安定化元素であり、本発明の対象とするフェライトを主相とする鋼板には有効な添加元素である。またＳｉもＡｌもセメンタイトなどの炭化物の生成を抑制し、結果としてＣの消費を防ぐことができる。これらの元素の添加量が単独もしくは合計で０．３質量％未満の場合には、炭化物やマルテンサイトが生成しやすく、母材が硬質化するだけでなく、オーステナイト量が減少したり、成形初期でほとんどが変態してしまう。
【００１６】
また、合計で３．０質量％を超えて添加された場合には、母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相の変形抵抗が高く深絞り性向上効果が得られない、靭性が低下する、鋼材コストの上昇を招く、Ｓｉの場合には化成処理性が劣化するといった問題が生じる。したがって、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３質量％以上３．０質量％以下とした。
【００１７】
必要に応じて添加するＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏも、ＳｉやＡｌと同様、炭化物の生成を遅らせる働きがあることからオーステナイトの残留に貢献する添加元素である。これに加えて、これらの合金元素はオーステナイトの安定性を高めるため、Ｖ(10)／Ｖ(0) を０．３以上とし衝撃吸収能の向上に有効である。すなわち溶接性の観点からＣ量に制限がある場合には、これら元素を添加するのが効果的である。これら元素の添加量が合計で０．５質量％未満の場合にはその効果が十分ではない。
【００１８】
一方これら元素の添加量が合計で３．５質量％を超えると、母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相が硬化し深絞り性に対する変態の寄与が低下するほか、鋼材コストの上昇を招く。したがって必要に応じて添加するＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏの添加量を０．５質量％以上３．５質量％以下とした。
【００１９】
また必要に応じて添加するＮｂ，Ｔｉ，Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成し、鋼材の高強度化に有効である。しかし０．２質量％を超えて添加すると、母相であるフェライト相中または粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時に可動転位の放出源となり、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相の変形抵抗が必要以上に増し、さらに不必要にＣを浪費する。そのうえコストの上昇を招く。したがって、必要に応じて添加するＮｂ，Ｔｉ，Ｖは０．２質量％を上限とした。
【００２０】
さらに必要に応じて添加するＰは、鋼材の高強度化に効果的で安価な元素である。しかし、０．２質量％を超えて添加された場合、鋼材のコスト上昇を招くのみならず、フェライト相の変形抵抗が必要以上に増す。また耐置割れ性の劣化が顕著になる。したがって０．２質量％を上限とした。
【００２１】
つぎに本発明者らの実験検討の結果、実部材の成形加工に相当する予変形の量は、部材中の部位によっては２０％以上になる場合もあるが、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の部位が大半であり、またその領域での挙動を見ることによってそれ以外の領域の予測が可能であることを見出した。したがって本発明において、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の予変形を付与することとした。
【００２２】
図１は、後述の実施例における表１の各鋼種について、衝突時における成形部材の吸収エネルギＥabと素材強度Ｓの関係を示したものである。素材強度Ｓは、通常の引張り試験による引張り強さである。部材吸収エネルギＥabは、図２に示すような成形部材の長さ方向（矢印の方向）に、質量４００kgの重錘を速度１５m/s で衝突させ、そのときの圧潰量１００mmまでの吸収エネルギである。
なお図２の成形部材は、厚さ２．０mmの鋼板を成形したハット型部１に、同厚さ同鋼種の鋼板２をスポット溶接により接合したものであり、ハット型部１のコーナー半径は２mmである。３はスポット溶接部である。
【００２３】
図１から、部材吸収エネルギＥ ab は、素材強度Ｓの高いものほど高くなる傾向がみられるが、ばらつきの大きいことがわかる。そこで図１に示す各素材について、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の予変形を加えたのち、５×１０-4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd を測定した。
【００２４】
その結果、（σd −σs ）によって層別することができた。図１の各プロットの記号で、
○印は、０％超〜１０％以下の範囲のいずれかの予変形量で（σd −σs ）＜６０MPa となるもの、
●印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、６０MPa ≦（σd −σs ）＜８０MPa であるもの、
黒四角印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、８０MPa ≦（σd −σs ）＜１００MPa であるもの、
黒三角印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、１００MPa ≦（σd −σs ）であるもの、
である。
【００２５】
そして、０％超〜１０％以下の範囲のすべての予変形量において６０MPa ≦（σd −σs ）であるものは、衝突時の部材吸収エネルギＥabが、素材強度Ｓから予測される値以上であり、衝突時の衝撃吸収用部材として優れた動的変形特性を有する鋼板であった。前記予測される値は、図１の曲線で示す値であり、
Ｅab＝０．０６２Ｓ0.8 …………………（３）
で示される。
したがって本発明の第１発明は、（σd −σs ）を６０MPa 以上とした。
【００２６】
また、通常、動的変形強度は静的変形強度の累乗の形で表されることが知られており、静的変形強度が高くなるにつれて、動的変形強度と静的変形強度の差は小さくなる。しかし、材料の高強度化による軽量化を考えた場合、動的変形強度と静的変形強度の差が小さくなると材料置換による衝撃吸収能の向上が大きくは期待できず、軽量化の達成が困難となる。この点に関して研究の結果、（σd −σs ）が上記（１）式を満足する範囲であれば、材料置換による軽量化が達成できることがわかり、第２発明は上記（１）式を満足する範囲とした。
【００２７】
以下に、衝突時の衝撃吸収能が高められる機構について考察する。
ＴＲＩＰ鋼板の衝撃吸収能を高めるには、主相であるフェライトがＳｉやＭｎ等により固溶強化されていること、および衝突変形前のフェライト相中の転位密度が高く、かつその転位がＣやＮ等の固溶元素により固着されていること、さらに残留オーステナイトが高速変形中に変形抵抗を高める働きをすることの３要件が重要である。
【００２８】
固溶強化は、固溶元素との相互作用により転位の易動度が低下し、転位同士が絡み合うことで新たな可動転位の増加を抑制するものであり、動的変形強度の増大に寄与する。しかし固溶強化のみでは到達できる動的変形強度に限界がある。また予変形により転位密度を高めただけでは材料の延性が低下し、成形性の劣化を来す。さらにＴＲＩＰ鋼の場合、加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することにより強度上昇をもたらすが、衝突時の高速変形においても残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで衝撃吸収能が高められる。したがって上記３要件をともに備えることが重要である。
【００２９】
そして衝撃吸収用部材には、衝突変形以前に部材成形などの予変形が加えられている。この予変形によって、静的な変形抵抗が上昇するほか、動的な変形抵抗も上昇することが必要である。動的変形抵抗が上昇しないと、従来材に比べた大きな衝撃吸収能の向上が見込めないからである。
本発明においては上記のように３体積％以上のオーステナイトを含み、かつＶ(10)／Ｖ(0) を０．３以上としているので、高速変形前にもオーステナイトが必要量残存しており、衝撃吸収能が向上する。
【００３０】
つぎに、予変形は、成形加工以前の鋼板素材に与えられる調質圧延とテンションレベラの一方または双方とすることができる。すなわち、調質圧延、テンションレベラ、調質圧延およびテンションレベラのいずれであってもよい。調質圧延やテンションレベラにより加工された鋼板素材に成形加工を加えてもよい。
【００３１】
第１発明および第２発明は、予変形を調質圧延とテンションレベラの一方または双方で行うものであるが、さらに部材成形のための成形加工が加えられてもよい。
【００３２】
特に大幅な軽量化を図るために薄手の鋼板を素材とするような場合は、部材成形前に十分な動的強度を有していることが重要である。本発明の成形加工は、主としてプレス成形による予変形を念頭においたものであるが、プレス成形以外の成形、例えばロール成形による曲げ加工で部材が成形されるときは、曲げ加工を受けない部位はすでに十分な動的強度を有し、曲げ部位は成形によって動的強度がより向上するからである。
【００３３】
この場合、上記と同成分および同組織を有し、前記比Ｖ(10)／Ｖ(0) が同じく０．３以上であり、かつ調質圧延とテンションレベラの一方または双方による予変形を、塑性変形量Ｔを上記（２）式に従って加えたのち、５×１０-4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が６０MPa 以上であるものを第１発明とし、上記（１）式を満足するものを第２発明とした。
【００３４】
第１発明および第２発明において与えられるべき塑性変形量Ｔには、つぎの３つ意味がある。第１は他鋼種と同様、塑性変形による転位の導入が行われるということ、第２は塑性変形により残留オーステナイトがマルテンサイト変態するということである。この変態は、マルテンサイト周辺のフェライト相にひずみを与えることとなり、転位密度が増加する。第３は高速変形時における残留オーステナイトの加工安定性を制御するということである。高速変形時の安定性を低めることで変態が促進され、変形抵抗が上昇し、衝撃吸収能が向上する。
【００３５】
上記第１および第２のようにして導入された転位が、高速変形前に固溶元素により固着された状態で存在すれば、高速変形時に大きな抵抗として作用する。そのため、鋼板素材のＢＨ量が５０MPa 以上あるとよく、望ましくは７０MPa 以上あればなおよい。ＢＨ量は固溶元素の指標である。引張試験片に２％の予ひずみを与え、そのときの荷重を測定し、１７０℃で２０分加熱する熱処理を行ったのち再び引張って降伏荷重を測定し、熱処理前後の荷重差を原断面積で割ったものがＢＨ量である。
【００３６】
上記第３については、Ｖ(10)／Ｖ(0) およびＣ量が、与えるべき塑性変形量Ｔを決める指標となる。Ｖ(10)／Ｖ(0) は、高速変形前にすべてが変態してしまうことを防ぐため下限を０．３としていた。しかし高速変形時に変態しなければ強度上昇への寄与が期待され難い。また高速変形時により小さなひずみ域で変態するのであれば、衝突時に大きなひずみ域まで変形しない部位でも多くのエネルギを吸収できるため有利である。このような観点から残留オーステナイトの加工安定性を制御し、安定性を低める、すなわち変態を促進することは重要である。
【００３７】
このように考察すると、Ｖ(10)／Ｖ(0) の値が大きな材料については、部材成形以前の鋼板素材に適正な塑性変形量Ｔを与えておけばよいことがわかる。また残留オーステナイトの安定性を決める要因としてＣ量がある。Ｃ量、正確には残留オーステナイト中のＣ量が多いほど加工に対する安定性が高い。
【００３８】
本発明者は、鋭意研究の結果、フェライト相と残留オーステナイト相以外のベイナイト相やマルテンサイト相の状態も含めて、｛Ｖ(10)／Ｖ(0)｝ ／Ｃに着目すれば残留オーステナイトの加工安定性を制御できることが判明した。ここでＣは鋼全体のＣ含有量（質量％）である。そして、鋼板素材に調質圧延とテンションレベラの一方または双方によりあたえる塑性変形量Ｔを
Ｔ≧［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝−３］
とした。Ｔの上限は衝撃吸収能の点からの制限はないが、曲げ性などの成形性の観点から ０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝−３］＋１５≧Ｔ
とした。
【００３９】
なお調質圧延とテンションレベラの一方または双方により塑性変形量Ｔが与えられた鋼板素材に対して、さらに部材成形用の成形加工を加える場合の上記塑性変形量Ｔは、上限を０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝−３］＋５とするのが望ましい。
【００４０】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す４種類の鋼板について、予変形後、塗装焼付けを想定して１７０℃２０分の処理（ＢＨ処理）を行った場合および行わなかった場合について、σd およびσs を測定した。σd およびσs の測定は、鋼板の圧延方向と平行な方向を軸とする引張試験により行った。また上記と同様にして、図２に示す成形部材を製作し、ＢＨ処理を行った場合および行わなかった場合について、部材吸収エネルギを測定した。予変形は鋼板の圧延方向と直角方向に単軸引張りにて行い、相当ひずみ量が表２中の値となるように付加した。
【００４１】
結果は、表２に示すとおり、成分がはずれた比較例のＡ鋼およびＤ鋼は（σd −σs ）が６０MPa 未満であり、かつ（１）式を満足しない。そして部材吸収エネルギが素材強度から予測される値未満であった。
それに対して、いずれの予変形量においても（σd −σs ）が６０MPa 以上である参考例、および（σd −σs ）が（１）式を満足する参考例は、部材吸収エネルギが素材強度から予測される値以上の優れた衝撃吸収能を示した。
【００４２】
［実施例２］
実部材は種々の変形様式により成形されるため、表２の記号１１の参考例について、予変形を３種類の変形様式により行った。予変形量はいずれも５％とし、変形様式は、鋼板の圧延方向と直角方向（Ｃ方向）および平行方向（Ｌ方向）に単軸引張りで行った場合、平面ひずみで行った場合、および等二軸引張りで行った場合とした。
【００４３】
予変形後はＢＨ処理を行い、ついで鋼板の圧延方向と平行な方向を軸とする変形によりσd およびσs を測定した。
結果は表３に示すとおり、（σd −σs ）が６０MPa 以上で、かつ（１）式を満足する範囲であり、部材吸収エネルギが素材強度から予測される値以上の優れた衝撃吸収能を示した。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
［実施例３］
表２の No.５および No.１１と同じ鋼、素材強度、Ｖ(0) およびＶ(10)／Ｖ(0) を有するものについて、調質圧延の塑性変形量Ｔを変化させ動的強度を測定した。図３にＴ−０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝−３］と静動比との関係を示す。静動比は（調質圧延後の動的強度）／（調質圧延前の静的強度）である。（２）式を満足する第１発明および第２発明の範囲で塑性変形量Ｔを与えたものは、静動比が１．２以上の優れた特性を示す。
【００４８】
【発明の効果】
本発明により、自動車の軽量化と安全性確保の要求にともに応えることのできる、衝突時の衝撃吸収能の優れたＴＲＩＰ型高強度鋼板を、確実に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明における部材吸収エネルギと素材強度の関係を示すグラフである。
【図２】 本発明における衝撃吸収エネルギ測定用の成形部材を示す斜視図である。
【図３】 本発明例および比較例の調質圧延による静動比の変化を示すグラフである。
【符号の説明】
１…ハット型部
２…鋼板
３…スポット溶接部
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、衝突時の衝撃エネルギを吸収することで安全性確保に寄与することのできる動的変形特性に優れた加工誘起変態型（以下ＴＲＩＰ型という）高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、衝突時の乗員保護が自動車の最重要性能として認識され、それに対応するための高い衝撃吸収性能を持つ材料が要求されている。たとえば乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメンバと呼ばれる部材にこのような材料を適用すれば、該部材が圧潰することで衝撃エネルギが吸収され、乗員にかかる衝撃をやわらげることができる。
【０００３】
自動車衝突時に各部位が受けるひずみ速度は１０3 (s-1) 程度に達するため、材料の衝撃吸収性能を考える場合、このような高速度域での動的変形特性の解明が必要である。そして、自動車の軽量化と安全性向上を両立させることのできる、動的変形特性に優れた高強度鋼板が必要とされ、最近この点に関する報告が見られる。
【０００４】
例えば本発明者らは、CAMP-ISIJ Vol.9(1996) P.1112〜1115に、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギ吸収能について報告し、その中で、１０3 (s-1) の高ひずみ速度での動的強度は、１０-3(s-1) の低ひずみ速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、鋼材の強度上昇によりクラッシュ時の吸収エネルギが向上すること、材料のひずみ速度依存性は鋼の組織に依存すること、ＴＲＩＰ型鋼およびＤＰ型鋼（デュアルフェーズ型鋼）は優れた成形性と高い衝撃吸収能を兼ね備えることを述べている。
また上記ＴＲＩＰ型鋼に関し本発明者らは、WO95/29268号公報に、自動車の軽量化の要求に応えることのできる引張強度４４０MPa 以上の深絞り成形に適した高強度鋼板とその製造方法を提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、高強度鋼板について自動車衝突時の高ひずみ速度における動的変形特性が解明されつつあるものの、衝撃エネルギ吸収のための自動車部材として、鋼板のどのような特性に注目し、どのような基準で材料選定を行えばよいかについては、明らかにされていない。
【０００６】
また上記自動車部材は、鋼板に曲げやプレス等の成形を施して製造され、衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられる。しかし、このような成形加工後における衝撃エネルギ吸収能を解明した、実部材としての動的変形特性に優れた鋼板については、従来知られていない。
さらに自動車軽量化に適したＴＲＩＰ型高強度鋼板に関し、衝突時の衝撃エネルギ吸収用部材として、どのような成分および組織がよいか、またどのような基準で材料選定を行えばよいか不明であった。
【０００７】
本発明は、フロントサイドメンバ等の成形加工された自動車部品に使用される高強度鋼板であって、衝突時の衝撃エネルギ吸収用として、適正な特性および基準に基づいて選定され、安全性確保に確実に寄与することのできる、動的変形特性に優れたＴＲＩＰ型高強度鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明の第１発明は、
質量％にて、Ｃを０．０４〜０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３〜３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／ Ｃ｝-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が６０MPa 以上であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板である。
【０００９】
第２発明は、上記と同成分および同組織を有し、前記比Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が同じく０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が
（σd −σs ）≧４．１×σs 0.8 −σs …………（１）
を満足する範囲であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板である。
【００１０】
そして上記各発明において、質量％にて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で０．５〜３．５％含むことが好ましい。また、質量％にて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で０．２％以下含むことが好ましい。さらに、質量％にて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で０．５〜３．５％と、質量％にて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で０．２％以下含むことが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
自動車のフロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプレス加工などを施して製造される。自動車衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられるため、本発明の鋼板は、このような成形加工に相当する予変形後の状態で、高い衝撃吸収性能を有していることが必要である。
しかし現在までのところ、成形による変形応力の上昇とひずみ速度上昇による変形応力の上昇とを同時に考慮して、実部材としての衝撃吸収特性に優れた鋼板を得る試みはなされていない。
【００１２】
本発明者らの研究結果、このような成形加工された実部材において優れた衝撃吸収特性を有する高強度鋼板として、ＴＲＩＰ型鋼板が適している。すなわち、主相として変形速度上昇による変形抵抗増加を担うフェライト相と、変形中に硬質なマルテンサイト相に変態するオーステナイト相がある場合に、静的強度に対して動的変形特性の優れた材料が得られることが判明した。
しかし初期オーステナイト相が３体積％未満では、高速変形下での加工誘起変態による変形抵抗増加への寄与が小さく、従来材を上回る特性を得ることができないため、初期オーステナイト相の体積率Ｖ(0) を３体積％以上と限定した。
【００１３】
また、オーステナイト相の変形に対する安定性も動的強度の高い鋼板を得るためには重要である。残留オーステナイトの中でも比較的加工安定性に優れたものが存在する場合に動的変形特性に優れた鋼板が得られることがわかったが、鋭意研究の結果、初期オーステナイトの体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときの残留オーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上の場合に優れた特性を持つ鋼板が得られることが判明した。またこの安定性は、プレス成形等の成形時に残留オーステナイトがほとんど消費されて、衝突時の寄与が失われることを防止するためにも重要である。
【００１４】
成分の限定理由はつぎのとおりである。
Ｃは他の高価な合金元素を用いることなくオーステナイトを安定化させ、室温で残留させるために利用する本発明で最も重要な元素である。Ｃはオーステナイトの体積分率に影響するだけでなく、オーステナイト中にＣが濃化することでオーステナイトの安定性が増し、加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が増大する。平均Ｃ量が０．０４質量％未満では、最終的に得られるオーステナイト体積分率が３％未満であり、オーステナイトの加工安定性が低いか、加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が比較的小さい。平均Ｃ量が増加するにしたがって、得られる残留オーステナイトの最大体積分率が増加し、オーステナイトが安定化するが、同時に溶接性が劣化する。また母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。したがって、Ｃ含有量を０．０４質量％以上０．３０質量％以下とした。なお、Ｃ含有量の上限は、実施例の表１の鋼記号ＨのＣ量が０．１５質量％であることに基づき、０．１５質量％以下とした。
【００１５】
ＳｉとＡｌはともにフェライト安定化元素であり、本発明の対象とするフェライトを主相とする鋼板には有効な添加元素である。またＳｉもＡｌもセメンタイトなどの炭化物の生成を抑制し、結果としてＣの消費を防ぐことができる。これらの元素の添加量が単独もしくは合計で０．３質量％未満の場合には、炭化物やマルテンサイトが生成しやすく、母材が硬質化するだけでなく、オーステナイト量が減少したり、成形初期でほとんどが変態してしまう。
【００１６】
また、合計で３．０質量％を超えて添加された場合には、母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相の変形抵抗が高く深絞り性向上効果が得られない、靭性が低下する、鋼材コストの上昇を招く、Ｓｉの場合には化成処理性が劣化するといった問題が生じる。したがって、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３質量％以上３．０質量％以下とした。
【００１７】
必要に応じて添加するＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏも、ＳｉやＡｌと同様、炭化物の生成を遅らせる働きがあることからオーステナイトの残留に貢献する添加元素である。これに加えて、これらの合金元素はオーステナイトの安定性を高めるため、Ｖ(10)／Ｖ(0) を０．３以上とし衝撃吸収能の向上に有効である。すなわち溶接性の観点からＣ量に制限がある場合には、これら元素を添加するのが効果的である。これら元素の添加量が合計で０．５質量％未満の場合にはその効果が十分ではない。
【００１８】
一方これら元素の添加量が合計で３．５質量％を超えると、母相であるフェライト相の硬質化を招き、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相が硬化し深絞り性に対する変態の寄与が低下するほか、鋼材コストの上昇を招く。したがって必要に応じて添加するＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏの添加量を０．５質量％以上３．５質量％以下とした。
【００１９】
また必要に応じて添加するＮｂ，Ｔｉ，Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成し、鋼材の高強度化に有効である。しかし０．２質量％を超えて添加すると、母相であるフェライト相中または粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時に可動転位の放出源となり、ひずみ速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また母相の変形抵抗が必要以上に増し、さらに不必要にＣを浪費する。そのうえコストの上昇を招く。したがって、必要に応じて添加するＮｂ，Ｔｉ，Ｖは０．２質量％を上限とした。
【００２０】
さらに必要に応じて添加するＰは、鋼材の高強度化に効果的で安価な元素である。しかし、０．２質量％を超えて添加された場合、鋼材のコスト上昇を招くのみならず、フェライト相の変形抵抗が必要以上に増す。また耐置割れ性の劣化が顕著になる。したがって０．２質量％を上限とした。
【００２１】
つぎに本発明者らの実験検討の結果、実部材の成形加工に相当する予変形の量は、部材中の部位によっては２０％以上になる場合もあるが、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の部位が大半であり、またその領域での挙動を見ることによってそれ以外の領域の予測が可能であることを見出した。したがって本発明において、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の予変形を付与することとした。
【００２２】
図１は、後述の実施例における表１の各鋼種について、衝突時における成形部材の吸収エネルギＥabと素材強度Ｓの関係を示したものである。素材強度Ｓは、通常の引張り試験による引張り強さである。部材吸収エネルギＥabは、図２に示すような成形部材の長さ方向（矢印の方向）に、質量４００kgの重錘を速度１５m/s で衝突させ、そのときの圧潰量１００mmまでの吸収エネルギである。
なお図２の成形部材は、厚さ２．０mmの鋼板を成形したハット型部１に、同厚さ同鋼種の鋼板２をスポット溶接により接合したものであり、ハット型部１のコーナー半径は２mmである。３はスポット溶接部である。
【００２３】
図１から、部材吸収エネルギＥ ab は、素材強度Ｓの高いものほど高くなる傾向がみられるが、ばらつきの大きいことがわかる。そこで図１に示す各素材について、相当ひずみにして０％超〜１０％以下の予変形を加えたのち、５×１０-4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd を測定した。
【００２４】
その結果、（σd −σs ）によって層別することができた。図１の各プロットの記号で、
○印は、０％超〜１０％以下の範囲のいずれかの予変形量で（σd −σs ）＜６０MPa となるもの、
●印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、６０MPa ≦（σd −σs ）＜８０MPa であるもの、
黒四角印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、８０MPa ≦（σd −σs ）＜１００MPa であるもの、
黒三角印は、前記範囲のすべての予変形量で６０MPa ≦（σd −σs ）であり、かつ予変形量が５％のとき、１００MPa ≦（σd −σs ）であるもの、
である。
【００２５】
そして、０％超〜１０％以下の範囲のすべての予変形量において６０MPa ≦（σd −σs ）であるものは、衝突時の部材吸収エネルギＥabが、素材強度Ｓから予測される値以上であり、衝突時の衝撃吸収用部材として優れた動的変形特性を有する鋼板であった。前記予測される値は、図１の曲線で示す値であり、
Ｅab＝０．０６２Ｓ0.8 …………………（３）
で示される。
したがって本発明の第１発明は、（σd −σs ）を６０MPa 以上とした。
【００２６】
また、通常、動的変形強度は静的変形強度の累乗の形で表されることが知られており、静的変形強度が高くなるにつれて、動的変形強度と静的変形強度の差は小さくなる。しかし、材料の高強度化による軽量化を考えた場合、動的変形強度と静的変形強度の差が小さくなると材料置換による衝撃吸収能の向上が大きくは期待できず、軽量化の達成が困難となる。この点に関して研究の結果、（σd −σs ）が上記（１）式を満足する範囲であれば、材料置換による軽量化が達成できることがわかり、第２発明は上記（１）式を満足する範囲とした。
【００２７】
以下に、衝突時の衝撃吸収能が高められる機構について考察する。
ＴＲＩＰ鋼板の衝撃吸収能を高めるには、主相であるフェライトがＳｉやＭｎ等により固溶強化されていること、および衝突変形前のフェライト相中の転位密度が高く、かつその転位がＣやＮ等の固溶元素により固着されていること、さらに残留オーステナイトが高速変形中に変形抵抗を高める働きをすることの３要件が重要である。
【００２８】
固溶強化は、固溶元素との相互作用により転位の易動度が低下し、転位同士が絡み合うことで新たな可動転位の増加を抑制するものであり、動的変形強度の増大に寄与する。しかし固溶強化のみでは到達できる動的変形強度に限界がある。また予変形により転位密度を高めただけでは材料の延性が低下し、成形性の劣化を来す。さらにＴＲＩＰ鋼の場合、加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することにより強度上昇をもたらすが、衝突時の高速変形においても残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで衝撃吸収能が高められる。したがって上記３要件をともに備えることが重要である。
【００２９】
そして衝撃吸収用部材には、衝突変形以前に部材成形などの予変形が加えられている。この予変形によって、静的な変形抵抗が上昇するほか、動的な変形抵抗も上昇することが必要である。動的変形抵抗が上昇しないと、従来材に比べた大きな衝撃吸収能の向上が見込めないからである。
本発明においては上記のように３体積％以上のオーステナイトを含み、かつＶ(10)／Ｖ(0) を０．３以上としているので、高速変形前にもオーステナイトが必要量残存しており、衝撃吸収能が向上する。
【００３０】
つぎに、予変形は、成形加工以前の鋼板素材に与えられる調質圧延とテンションレベラの一方または双方とすることができる。すなわち、調質圧延、テンションレベラ、調質圧延およびテンションレベラのいずれであってもよい。調質圧延やテンションレベラにより加工された鋼板素材に成形加工を加えてもよい。
【００３１】
第１発明および第２発明は、予変形を調質圧延とテンションレベラの一方または双方で行うものであるが、さらに部材成形のための成形加工が加えられてもよい。
【００３２】
特に大幅な軽量化を図るために薄手の鋼板を素材とするような場合は、部材成形前に十分な動的強度を有していることが重要である。本発明の成形加工は、主としてプレス成形による予変形を念頭においたものであるが、プレス成形以外の成形、例えばロール成形による曲げ加工で部材が成形されるときは、曲げ加工を受けない部位はすでに十分な動的強度を有し、曲げ部位は成形によって動的強度がより向上するからである。
【００３３】
この場合、上記と同成分および同組織を有し、前記比Ｖ(10)／Ｖ(0) が同じく０．３以上であり、かつ調質圧延とテンションレベラの一方または双方による予変形を、塑性変形量Ｔを上記（２）式に従って加えたのち、５×１０-4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が６０MPa 以上であるものを第１発明とし、上記（１）式を満足するものを第２発明とした。
【００３４】
第１発明および第２発明において与えられるべき塑性変形量Ｔには、つぎの３つ意味がある。第１は他鋼種と同様、塑性変形による転位の導入が行われるということ、第２は塑性変形により残留オーステナイトがマルテンサイト変態するということである。この変態は、マルテンサイト周辺のフェライト相にひずみを与えることとなり、転位密度が増加する。第３は高速変形時における残留オーステナイトの加工安定性を制御するということである。高速変形時の安定性を低めることで変態が促進され、変形抵抗が上昇し、衝撃吸収能が向上する。
【００３５】
上記第１および第２のようにして導入された転位が、高速変形前に固溶元素により固着された状態で存在すれば、高速変形時に大きな抵抗として作用する。そのため、鋼板素材のＢＨ量が５０MPa 以上あるとよく、望ましくは７０MPa 以上あればなおよい。ＢＨ量は固溶元素の指標である。引張試験片に２％の予ひずみを与え、そのときの荷重を測定し、１７０℃で２０分加熱する熱処理を行ったのち再び引張って降伏荷重を測定し、熱処理前後の荷重差を原断面積で割ったものがＢＨ量である。
【００３６】
上記第３については、Ｖ(10)／Ｖ(0) およびＣ量が、与えるべき塑性変形量Ｔを決める指標となる。Ｖ(10)／Ｖ(0) は、高速変形前にすべてが変態してしまうことを防ぐため下限を０．３としていた。しかし高速変形時に変態しなければ強度上昇への寄与が期待され難い。また高速変形時により小さなひずみ域で変態するのであれば、衝突時に大きなひずみ域まで変形しない部位でも多くのエネルギを吸収できるため有利である。このような観点から残留オーステナイトの加工安定性を制御し、安定性を低める、すなわち変態を促進することは重要である。
【００３７】
このように考察すると、Ｖ(10)／Ｖ(0) の値が大きな材料については、部材成形以前の鋼板素材に適正な塑性変形量Ｔを与えておけばよいことがわかる。また残留オーステナイトの安定性を決める要因としてＣ量がある。Ｃ量、正確には残留オーステナイト中のＣ量が多いほど加工に対する安定性が高い。
【００３８】
本発明者は、鋭意研究の結果、フェライト相と残留オーステナイト相以外のベイナイト相やマルテンサイト相の状態も含めて、｛Ｖ(10)／Ｖ(0)｝ ／Ｃに着目すれば残留オーステナイトの加工安定性を制御できることが判明した。ここでＣは鋼全体のＣ含有量（質量％）である。そして、鋼板素材に調質圧延とテンションレベラの一方または双方によりあたえる塑性変形量Ｔを
Ｔ≧［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝−３］
とした。Ｔの上限は衝撃吸収能の点からの制限はないが、曲げ性などの成形性の観点から ０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝−３］＋１５≧Ｔ
とした。
【００３９】
なお調質圧延とテンションレベラの一方または双方により塑性変形量Ｔが与えられた鋼板素材に対して、さらに部材成形用の成形加工を加える場合の上記塑性変形量Ｔは、上限を０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝−３］＋５とするのが望ましい。
【００４０】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す４種類の鋼板について、予変形後、塗装焼付けを想定して１７０℃２０分の処理（ＢＨ処理）を行った場合および行わなかった場合について、σd およびσs を測定した。σd およびσs の測定は、鋼板の圧延方向と平行な方向を軸とする引張試験により行った。また上記と同様にして、図２に示す成形部材を製作し、ＢＨ処理を行った場合および行わなかった場合について、部材吸収エネルギを測定した。予変形は鋼板の圧延方向と直角方向に単軸引張りにて行い、相当ひずみ量が表２中の値となるように付加した。
【００４１】
結果は、表２に示すとおり、成分がはずれた比較例のＡ鋼およびＤ鋼は（σd −σs ）が６０MPa 未満であり、かつ（１）式を満足しない。そして部材吸収エネルギが素材強度から予測される値未満であった。
それに対して、いずれの予変形量においても（σd −σs ）が６０MPa 以上である参考例、および（σd −σs ）が（１）式を満足する参考例は、部材吸収エネルギが素材強度から予測される値以上の優れた衝撃吸収能を示した。
【００４２】
［実施例２］
実部材は種々の変形様式により成形されるため、表２の記号１１の参考例について、予変形を３種類の変形様式により行った。予変形量はいずれも５％とし、変形様式は、鋼板の圧延方向と直角方向（Ｃ方向）および平行方向（Ｌ方向）に単軸引張りで行った場合、平面ひずみで行った場合、および等二軸引張りで行った場合とした。
【００４３】
予変形後はＢＨ処理を行い、ついで鋼板の圧延方向と平行な方向を軸とする変形によりσd およびσs を測定した。
結果は表３に示すとおり、（σd −σs ）が６０MPa 以上で、かつ（１）式を満足する範囲であり、部材吸収エネルギが素材強度から予測される値以上の優れた衝撃吸収能を示した。
【００４４】
【表１】
【表２】
【表３】
［実施例３］
表２の No.５および No.１１と同じ鋼、素材強度、Ｖ(0) およびＶ(10)／Ｖ(0) を有するものについて、調質圧延の塑性変形量Ｔを変化させ動的強度を測定した。図３にＴ−０．５［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝−３］と静動比との関係を示す。静動比は（調質圧延後の動的強度）／（調質圧延前の静的強度）である。（２）式を満足する第１発明および第２発明の範囲で塑性変形量Ｔを与えたものは、静動比が１．２以上の優れた特性を示す。
【００４８】
【発明の効果】
本発明により、自動車の軽量化と安全性確保の要求にともに応えることのできる、衝突時の衝撃吸収能の優れたＴＲＩＰ型高強度鋼板を、確実に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明における部材吸収エネルギと素材強度の関係を示すグラフである。
【図２】 本発明における衝撃吸収エネルギ測定用の成形部材を示す斜視図である。
【図３】 本発明例および比較例の調質圧延による静動比の変化を示すグラフである。
【符号の説明】
１…ハット型部
２…鋼板
３…スポット溶接部
Claims (4)
- 質量％にて、Ｃを０．０４〜０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３〜３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝
-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が６０MPa 以上であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板。 - 質量％にて、Ｃを０．０４〜０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３〜３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ(0) と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ(10)の比Ｖ(10)／Ｖ(0) が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0) ）／Ｃ｝-3］ …………（２）
に従って加えたのちの鋼板であって、前記（２）式による予変形を加えたのち、５×１０ -4〜５×１０-3(s-1) のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σs と、５×１０2 〜５×１０3 (s-1) のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σd との差（σd −σs ）が
（σd −σs ）≧４．１×σs 0.8 −σs …………（１）
を満足する範囲であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板。 - 質量％にて、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で０．５〜３．５％含むことを特徴とする請求項１又は２記載の動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板。
- 質量％にて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で０．２％以下含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板。
Priority Applications (9)
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| JP25893997A JP3958842B2 (ja) | 1997-07-15 | 1997-09-24 | 動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギ吸収用加工誘起変態型高強度鋼板 |
| EP10181439A EP2312008B1 (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | High-strength steels having high impact energy absorption properties. |
| PCT/JP1998/000272 WO1998032889A1 (fr) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | Tole d'acier a haute resistance mecanique, tres resistante a la deformation dynamique et d'une excellente ouvrabilite, et son procede de fabrication |
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