JP5421615B2

JP5421615B2 - Ｎｉ節減型ステンレス鋼製自動車用部材

Info

Publication number: JP5421615B2
Application number: JP2009041280A
Authority: JP
Inventors: 誠一磯崎; 輝彦末次; 聡鈴木
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2009-02-24
Filing date: 2009-02-24
Publication date: 2014-02-19
Anticipated expiration: 2029-02-24
Also published as: JP2010196103A

Description

本発明は、Ｎｉを必要最小限の含有量に抑制しつつも、素材が３００系ステンレス鋼板と同等レベルの衝撃吸収性能を有し、自動車車体、構造部材や補強材などに対し優れた性能を発揮する自動車部材に関する。

自動車分野では最近、衝突時の人体の安全性確保ならびに省エネルギー化といった環境対応を考慮した軽量化が盛んに検討されている。安全面では衝突時に車体の一部の部品が衝撃を吸収し、人体への衝撃を極小化するための構造ならびに素材が検討されている。その衝撃吸収部材の一例としてクラッシュボックスが挙げられる。クラッシュボックスは、その性能として、軽衝突時の際にサイドメンバーを含む車体を損傷防止し、かつ高速衝突時の高エネルギーを吸収することで、衝突時の修理工数を低減するとともに人体損傷を回避することが要求されている。クラッシュボックスで優れた衝撃吸収性能を発現するには、圧壊過程において高い平均荷重を維持する必要があり、その素材自体が優れた衝撃吸収性能を有することが望まれる。

クラッシュボックスを含む自動車車体における鋼板の代表的接合法はスポット溶接であり、衝撃吸収部材の圧壊過程においてはスポット溶接部の強度が吸収エネルギーに大きく影響する。つまり、母材のみならずスポット溶接部においても優れた衝撃吸収性能を有することが重要である。従来より、自動車の車体や補強部材には普通鋼ハイテンが多用されている。しかも、高い衝撃吸収性能を有しつつ薄肉軽量化を図る上で、引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ^２あるいはそれ以上の高強度材の適用が検討されている。一方で、加工性ならびに衝撃吸収性能に優れる素材として、ＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４に代表される加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼の適用も検討されている。

高強度の普通鋼ハイテンにスポット溶接を施した場合、溶着部において一部あるいは全体でマルテンサイトが生成する。このマルテンサイトは溶接部を強化する役割を果たすこともあるが、溶接条件によってはそのマルテンサイト変態に起因して溶着部が脆化することがある。特に、板厚方向に剥離させる応力が外部より作用した場合にはその脆化が現れやすく、母材よりもかなり低い強度で破断することがある。今後、さらに高衝撃エネルギー化・軽量化を図るうえで、従来の普通鋼ハイテンよりもさらに優れた強度ならびに衝撃吸収性能を有する材料、つまりスポット溶接部の強度を向上させた材料、あるいはスポット溶接の省略が可能となるレベルまで加工性を向上させた材料の開発が必要とされてきている。
ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０１などの加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、高強度の普通鋼ハイテンに比べ加工性に優れ、スポット溶接強度が高く衝撃吸収性能に優れるなど、特性面では普通鋼ハイテンを凌駕するものである。しかしながら、昨今のＮｉ原料高騰により、Ｎｉを６％以上含有するＳＵＳ３０１や８％以上含有するＳＵＳ３０４などでは、コスト面で自動車の車体部材や補強材などへの適用が困難である。

より低廉なオーステナイト系鋼が必要な用途では、特許文献１〜４に記される鋼のように、Ｎｉ含有量を減らし、代わりにＭｎ等のオーステナイト生成元素を多量に配合したＳＵＳ２０１、ＳＵＳ２０２などのＮｉ節減型オーステナイト系ステンレス鋼（いわゆる２００系ステンレス鋼）、あるいはそれらをベースとした高Ｍｎオーステナイト系鋼種の適用が検討されている。しかし、高Ｍｎオーステナイト系鋼は、３００系ステンレス鋼に比べ一般に耐食性、熱間加工性、成形性に劣る。また、多量のＭｎを含有するために製鋼工程では有害なＭｎ酸化物の微粒子（Ｍｎヒューム）が発生し、環境対策が必要となる。冷間圧延、焼鈍、酸洗等の下工程ではＭｎ含有量が高いことに起因して製品の表面品質低下が生じやすい。したがって、高Ｍｎオーステナイト系鋼を３００系ステンレス鋼の代替として適用するには、製造性や材料特性の面で問題が多い。

特許文献５、６では、大量のＭｎを含有させずとも、Ｎｉを節減したオーステナイト系ステンレス鋼の技術も提示されている。しかし、これらは強度あるいは加工性が低く、３００系ステンレス鋼を代替できるほどの材料特性は得られず、必ずしも優れた衝撃吸収性能が得られないという課題があった。特許文献７には熱間加工性や耐食性がＳＵＳ３０４と同等である、Ｍｎ量を比較的低減したＮｉ節減型のオーステナイト系ステンレス鋼が示されている。しかし、そのＭｎ含有量は３質量％以上であり、製造現場での環境劣化や製品の表面性状低下の問題を解消するためには、さらなるＭｎ含有量の低減が望まれる。

特開２００６−１１１９３２号公報特開２００７−１９７８０６号公報特開平１１−２４１１４５号公報特開平７−７０７００号公報特公昭６０−３３１８６号公報特開２００５−２２３６９号公報特開２００７−６３６３２号公報

本発明者らは、上記問題を踏まえ、低ＮｉおよびＭｎ含量である鋼板を成形加工し、良好な衝撃吸収能を有する自動車部材を得ることを目的に鋭意検討を行った。その結果、特定の組成を有する鋼板を金属組織面から検討して、本発明に至った。

上記目的は、質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但し、Ｃ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦４．０％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、０．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１６．０％＜Ｃｒ≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦３．５％、を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が８０μｍ以下である鋼板を素材として自動車用部材に成形加工し、加工部に生成するマルテンサイト相が硬さ５５０ＨＶ以下で５０体積％以下、残部が硬さ４５０ＨＶ以下のオーステナイト相であり、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶ以下であることで達成される。

素材となるステンレス鋼板にδフェライトが残留する場合においては、平均結晶粒径が８０μｍ以下に加えて、δフェライトのＬ断面（幅方向に垂直な断面）における上位２０％の平均長径が２００μｍ以下でかつ２．０体積％以下である。また、素材となるステンレス鋼板は、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜８０、かつ下記(２)式で示される積層欠陥エナルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満となるように成分調整されている。
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）
ここで、上記（１）〜（２）式の元素記号の箇所には質量％で表されたそれぞれの元素の含有値が代入される。

本発明によれば、Ｎｉ含有量を５．０質量％未満に節減しつつもＭｎ含有量の多量添加を回避し、優れた熱間加工性および材料特性を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼を素材として製造された自動車部材が提供される。この自動車部材は優れた衝撃吸収性能を有し、コストおよび品質の両面で優れたメリットを発揮する。

衝撃吸収性能試験に供した試験体の外観を示す図である。吸収エネルギーに及ぼす素材の平均結晶粒径の影響を表す図である。

本発明者らは、高い衝撃吸収性能が必要とされる自動車部材ならびにそれに好適な素材について種々検討を重ねてきた。その結果、加工前は比較的軟質で加工性に優れ、加工後高強度を呈する準安定オーステナイト系ステンレス鋼が有効との知見を得た。そこで、コストを考慮しＮｉ含有量を５．０質量％未満に抑制したオーステナイト系ステンレス鋼において、上記課題を達成すべく鋭意研究し、下記の知見を得た。

フレームやインパクトビーム、クラッシュボックス、ヒンジなどに代表される自動車部材において、素材に絞り、張出しに加えて曲げ加工が施されることが多い。つまり素材特性として優れた曲げ性を有することが必須である。それに加え、成形加工された部材で優れた衝撃吸収性能を発現させるためには、加工部が高強度であること、かつ衝撃時の圧壊過程において割れを生じることなく変形が進行することが必要とされる。この要件を満たすべく種々検討した結果、成形加工部において優れた強度を得る上で、加工時にオーステナイトの一部を硬質な加工誘起マルテンサイト(以下、α’と記す)へ変態させる、いわゆる加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象を利用することが有効であると考えられた。ただし、加工部で過度に高強度化すると脆化を招き、圧壊過程での変形量が小さくなる結果として、かえって衝撃吸収性能が低下するという弊害があることが分かった。そこで、本発明者らはさらに鋭意検討を重ねた結果、成形後に優れた衝撃吸収性能を発現させる上で、素材の結晶粒径を細粒化するとともに加工部に生成するマルテンサイトとオーステナイトの相比ならびに各相の硬さレベルとその差を制御することが必要であることが明らかとなった。

以下、本発明鋼に含まれる合金成分ならびに含有範囲限定理由について説明する。
１）ＣおよびＮ
Ｃ、Ｎはα’相を固溶強化するために有用な元素である。本発明鋼においてはＣに対するＮの固溶強化の寄与はおおよそ半分であり、成形加工によりα’相を生成させてＳＵＳ３０１並みの優れた強度を得るには、Ｃ、Ｎともそれぞれ０．０５質量％を越える含有量を確保した上で、Ｃ質量％＋０．５×Ｎ質量％（以下、Ｃ＋０．５Ｎと略記）が０．１０質量％以上となるようにＣ、Ｎを含有させることが極めて有効である。一方、Ｃ、Ｎの含有量が多くなると鋼板が硬化し、Ｃ＋０．５Ｎが０．２５質量％を越えると加工性を阻害する場合があることが分かった。したがって、本発明では、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％を満たす範囲でＣおよびＮを含有させる。Ｃ含有量は０．１２質量%以下、Ｎ含有量は０．１８質量％以下とすることがより好ましい。

２）Ｓｉ
Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であり、固溶強化にも寄与する。その作用を効果的に得るためには、０．３質量%以上のＳｉ含有させることが好ましい。ただし、過剰に含有させると鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であり、その効果はＣｒよりは小さいものの、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。これらの弊害は、Ｓｉ含有量が４．０質量％を超えた場合に顕著に現れる。したがって、Ｓｉ含有量は４．０質量％以下に制限する。

３）Ｍｎ
ＭｎはＮｉに比べて安価で、Ｎｉの機能を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。本発明ではＮｉを後述の範囲で節減する場合、０．５質量％以上のＭｎ含有量を確保する必要があり、１．０質量％以上を確保することが一層効果的である。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、製鋼工程における環境上の問題、鋼板の表面品質劣化の問題ならびにＭｎＳなどの介在物生成に起因する加工性低下や耐食性低下の問題などが生じやすくなる。このため、Ｍｎ含有量は３．０質量％未満に制限する。
４）ＰおよびＳ
ＰおよびＳは原料より不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど望ましい。製造性や加工性その他の材料特性に多大な悪影響を与えない範囲として、Ｐ含有量は０．０６質量％以下、Ｓ含有量は０．００５質量％以下の範囲に許容される。

５）Ｎｉ
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であるが、本発明ではコスト低減の観点からＮｉ含有量を極力節減する成分設計を行い、Ｎｉ含有量は５．０質量％未満の範囲とする。ただし、上記Ｍｎ含有量の範囲で製造性や加工性を兼備させる成分バランスを実現させるためには、０．５質量％以上のＮｉ含有量を確保する必要があり、１．０質量％以上とすることがより効果的である。
６）Ｃｒ
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素である。本発明では、代替対象である従来の３００系オーステナイト系ステンレス鋼に要求される耐食性を十分に確保する上で、１６．０質量％を超えるＣｒ含有量を確保する。ただし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、過度のＣｒ含有により熱延前加熱温度が（γ＋δ）２相域となり、加熱後もδフェライトの多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となるため好ましくない。種々検討の結果、本発明ではオーステナイト生成元素の含有量の調整により１９．０質量％までＣｒを含有させることができる。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０質量％超え１９．０質量％以下の範囲とする。

７）Ｃｕ
Ｃｕはオーステナイト生成元素であることから、Ｃｕ含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設定自由度が拡大し、Ｎｉを抑制した成分設計が容易になる。詳細な検討の結果、上記Ｎｉ含有量およびＭｎ含有量の範囲で低Ｎｉ・低Ｍｎ化を図るためには、Ｃｕを０．８質量％以上含有させる必要がある。ただし、３．５質量％を越えて多量にＣｕを含有させると熱間加工性が低下しやすい。したがって、Ｃｕ含有量は０．８〜３．５質量％とする。
上記以外の元素として、Ｖ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｍｏ：０．５質量％以下、その他Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＣｏおよびＲＥＭ（希土類元素）：合計０．１質量％以下といった元素の混入が許容される。これらはスクラップ等の原料から不可避的に混入される場合があるが、上記範囲の混入であれば本発明の効果を阻害するものではない。

本発明では上記成分規定に加えて、平均結晶粒径が８０μｍ以下である鋼板を素材として成形加工される。加工前素材の平均結晶粒径は成形加工後の圧壊過程における変形能に影響し、平均結晶粒径が小さいほど変形量は増大し、その結果として衝撃吸収性能が向上する。本発明においてこの効果を有効に得るには平均結晶粒径を８０μｍ以下とする必要があり、６０μｍ以下であることがより望ましい。

成形加工後、加工部に生成するマルテンサイト相は硬さ５５０ＨＶ以下で５０体積％以下、残部は硬さ４５０ＨＶ以下のオーステナイト相であり、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶ以下であることが要求される。マルテンサイト相、オーステナイト相ともに成形時の加工率が高いほど硬質となるが、その相反特性である延性および靭性は低下する。自動車部材における衝撃吸収性能は高速変形時の変形応力ならびに破断までの延性と相関があり、素材が本発明のように準安定オーステナイト系ステンレス鋼の場合には、加工部が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の複相であるために、その両相の機械的性質ならびに相比が延性に影響を与える。本発明者らは衝撃吸収性能を損なわない程度の延性を確保する金属組織について詳細検討した結果、マルテンサイト相を５０体積％以下としかつ硬さ５５０ＨＶ以下、残部のオーステナイト相は硬さ４５０ＨＶ以下とすることで延性が維持されることを経験的に明らかとした。さらに、衝撃に対する割れを回避する上で、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差を１８０ＨＶ以下にすることが重要であることが明確となった。この理由として、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶを超えて高い場合には、両相の変形能に大きな差が生じるために連携した変形が困難となり、オーステナイト相とマルテンサイト相の界面で大きな応力集中を生じ割れが生じやすくなるためと考えられる。
なお、上記組成、金属組織および硬さを満たすものであれば、素材となる鋼板は焼鈍材であっても調質圧延材であっても良い。

本発明に使用される素材は実質的にオーステナイト単相組織であるが、成分バランスによっては若干のδフェライトを含有することがある。この場合、δフェライト量および形態は、幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）における上位２０％の平均長径が２００μｍ以下でかつ２．０体積％以下に規定されることが望ましい。仕上焼鈍前にδフェライトが分散していると、仕上焼鈍時のピン止め効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、その後の曲げ加工に有利である。ただし、δフェライトは周囲のオーステナイトならびにマルテンサイトに比べ軟質であるために、平均長径が長い、あるいは量が多い場合には強度や曲げ性、その他加工性の低下を招く。この弊害は、δフェライトの上位２０％の平均長径が２００μｍを超える場合、あるいはδフェライト量が２．０体積％を超える場合に顕著に現れる。

本発明で使用する素材において、強度、延性、耐へたり性などの材料特性をＳＵＳ３０１と同等レベルとするために、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜８０、かつ下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満となるように成分調整されていることが望ましい。
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）

オーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０が大きいほどオーステナイト相からα’相への変態が起こり易く、成形加工時軽度の加工ひずみの付与で高強度が得られる。このような効果はＭｄ_３０が０以上で顕著に現れる。ただし、Ｍｄ_３０が８０を越えて大きくなると、加工部でのα’量が多くなり過ぎるため、曲げ性が劣化するとともに圧壊過程で割れが生じやすくなり、衝撃吸収性能も低下する。したがって、Ｍｄ_３０は０〜８０の範囲に規定した。

積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥが大きくなるとオーステナイト相の加工硬化が小さくなるために、加工時に生じた加工誘起マルテンサイト相と母相であるオーステナイト相の硬度差が大きくなり、特にＳＦＥが４０以上の場合には曲げ加工時に両相の界面でき裂が生じやすくなる。逆に、ＳＦＥが０よりも小さくなるとオーステナイト相の加工硬化が過大となり、延性低下が問題となりやすい。

（実施例１）
表１の組成をもつ鋼を真空溶解炉にて２７０ｋｇ溶製した。表１において、Ａ１〜Ａ５が本発明で規定する化学成分を有する発明対象鋼、Ｂ１〜Ｂ３が比較鋼、Ｃ１〜Ｃ３は順に従来鋼であるＳＵＳ３０１、ＳＵＳ３０４、９８０ＭＰａ級ハイテンである。なお、Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３はそれぞれＣ＋０．５Ｎ、Ｍｄ_３０、ＳＦＥが本発明で規定する範囲を外れる。

従来鋼Ｃ３を除くステンレス鋼について板厚１２０ｍｍ、板幅２００ｍｍ、長さ約１５０ｍｍの鋼塊を得た後、１２３０℃で２ｈ大気加熱後リパース式の熱間圧延機を用いて熱間圧延を施すことにより、板厚３．０ｍｍのコイルとした。１０８０℃で均熱６０ｓ加熱し急冷する溶体化処理を行い、表面研磨によるスケール除去後板厚１．０５ｍｍまでのリバース式の冷間圧延、１０８０℃で均熱６０ｓ加熱し急冷する仕上焼鈍および表面研磨を通じて、板厚１．０ｍｍの冷延焼鈍板を得た。９８０ＭＰａ級ハイテンであるＣ３についても焼鈍、冷延を繰り返して引張強さ９８０Ｎ／ｍｍ^２の板厚１．０ｍｍ材を作製した。仕上焼鈍後の素材に樹脂埋めおよび研磨、シュウ酸電解エッヂングを施して金属組織を現出し平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径は光学顕微鏡を用いて２００倍で３０視野におけるオーステナイト粒径を切片法により測定した。

得られた鋼板について衝撃吸収性能を調査するため、角筒形状の試験体を作製した。試験体は図１に示すように、板厚１．０ｍｍの素材に曲げを施した矩形の部材を２つ組み合わせて３０ｍｍピッチでスポット溶接し、さらに板厚１０ｍｍの４４０ＭＰａ級ハイテンと隅肉溶接を行った。なお、長手方向が素材の圧延方向となるように素材を採取し、曲げＲは０．４ｍｍとした（曲げ稜線が素材の圧延方向）。角筒部材の圧壊試験前における曲げ加工部を採取し、金属組織観察ならびに硬さ測定を行った。曲げ部の一部を切り出して樹脂埋めおよび電解研磨後、曲げ部の外面側１００μｍ四方において日本電子製走査型電子顕微鏡（ＪＳＭ−７０００Ｆ）およびＴＳＬ社製結晶方位解析システムを用いてオーステナイト相およびマルテンサイト相の硬さおよび相比を調査した。それぞれの相における硬さは、ＭＴＳ社製ＮａｎｏＩｎｄｅｎｔｅｒＸＰを用いて、ひずみ速度０．０５／ｓｅｃで深さ２００ｎｍまで圧子を押し付けることにより測定し、それぞれの相について５点の測定結果を平均化した。

試験体の上方より質量４００ｋｇの錘を速度２５ｋｍ／ｈで衝突させて圧壊させ、変位量が０〜１００ｍｍの座屈変形過程における衝撃吸収エネルギーを測定した。また、圧壊後の試験体について目視で加工部の割れ箇所を調査した。割れ評価は、割れ箇所が２箇所以下のものを◎（二重丸）、３〜４箇所のものを○（白丸）、５〜６箇所のものを△（白三角）、７箇所以上を×とした。スポット溶接部が剥離した部分においても割れとみなしてカウントした。調査結果を表２に示す。

表２に示されるように、本発明の対象鋼で平均結晶粒径が８０μｍ以下の素材を使用した場合、加工部に生成するマルテンサイト相は硬さ５５０ＨＶ以下で５０体積％以下、残部は硬さ４５０ＨＶ以下のオーステナイト相であり、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶ以下を満足し、吸収エネルギーも６．０ｋＪ以上と高く、割れ評価も良好である。一方、比較鋼Ｂ１ではマルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が本発明範囲である１８０ＨＶを超えており、割れ箇所がやや多く衝撃吸収性に劣る。Ｂ２は曲げ加工部で５０体積％を超えて多量のマルテンサイトが生成し、それに起因して圧壊過程での割れ箇所が多くなったことに起因して吸収エネルギーが低かったと推定される。Ｂ３ではＳＦＥが本発明範囲よりも低いことに起因してオーステナイト相の硬さが高く、圧壊時に割れ箇所が多かったと考えられる。

（実施例２）
表１に示した本発明対象鋼Ａ１について、仕上焼鈍条件を１０００〜１２００℃の範囲で６０ｓ保持した鋼板を素材として、実施例１と同様、素材の平均結晶粒径調査、曲げ加工部の金属組織および硬さ調査、ならびに角筒形状試験体の落錘試験を行った。調査結果を表３に示す。また、吸収エネルギーに及ぼす平均結晶粒径の影響を示したグラフを示す。

表３に示されるように、平均結晶粒径が変化しても曲げ加工部における金属組織および硬さの変化は小さい。一方、吸収エネルギーは平均結晶粒径が粗大化するにともない低下する傾向を示す。特に、平均結晶粒径が８０μｍを超えたときその傾向が顕著に現れるが、これは圧壊途中での割れ発生箇所が多くなったことに起因すると考えられる。以上より、本発明の規定範囲に平均結晶粒径を調整することで優れた衝撃吸収性能が得られることが明らかとなった。

（実施例３）
表１に示した本発明対象鋼のうち、最もδフェライトの残存しやすいＡ２について、熱延前加熱条件を１１５０〜１２３０℃、保持時間０．５〜５ｈの範囲で変化させて熱間圧延を行い、その後実施例１と同様の工程および条件で板厚１．０ｍｍの仕上焼鈍板を製造した。仕上焼鈍板の一部を切り出し、板幅方向に垂直な断面（L断面）について樹脂埋めおよび５％水酸化ナトリウムによる電解エッチングを行うことによりδフェライトを現出した。光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で６０視野観察を行い、測定したδフェライトの長径のうち上位２０％の長径の平均を算出した。また、仕上焼鈍板についてFishier製FERITSCOPE MP30を用いて測定した５点の平均値をδフェライト量とした。さらに、実施例１と同様の条件で平均結晶粒径調査、曲げ加工部の金属組織および硬さ調査、ならびに角筒形状試験体の落錘試験を行った。調査結果を表３に示す。なお、曲げ加工部におけるマルテンサイト相の硬さは４４８〜４５５ＨＶ、体積率は４６〜４８％、オーステナイト相の硬さはＨＶ３４９〜３５４と、熱延前加熱条件の影響はほとんど認められなかった。

表４に示されるように、δフェライト量が２．０体積％以下、δフェライトの平均長径が２００μｍである本発明例では、６．５ｋＪ以上の吸収エネルギーを有し、割れ評価も良好である。一方、δフェライト量が２．０体積％を超えると、平均結晶粒径は小さくなる傾向を示すものの圧壊過程での割れ箇所が多くなり、吸収エネルギーもやや低下する。また、Ｑ４に示されるように、δフェライト量が２．０体積％以下であっても平均長径が大きい場合には吸収エネルギーは低くなる傾向にある。以上より、δフェライトが残存しやすい成分鋼については、本発明で規定する範囲にδフェライト量および平均長径を調整することで、より優れた衝撃吸収能を維持できることが確認された。

（実施例４）
表１に示した本発明対象鋼Ａ１について、１２３０℃で２ｈ大気加熱後の熱間圧延、１０８０℃で均熱６０ｓ加熱し急冷する溶体化処理、表面研磨によるスケール除去を施した後、コイルの一部をリバース式の冷間圧延を施して板厚１．１１ｍｍおよび１．５４ｍｍとし、１０８０℃で均熱６０ｓ加熱し急冷する仕上焼鈍および表面研磨を施した。その後、板厚１．０ｍｍまで調質圧延を施すことにより、冷延率が１０％および３５％の調質圧延鋼板を得た。調質圧延材について、実施例１と同様の条件で平均結晶粒径調査、曲げ加工部の金属組織および硬さ調査、ならびに角筒形状試験体の落錘試験を行った。板厚１．０ｍｍの仕上焼鈍材を素材とした結果も併せて、調査結果を表５に示す。

表５に示されるように、調質圧延率が１０％のＲ２は曲げ加工部の金属組織が本発明範囲であり、吸収エネルギーは仕上焼鈍材を素材としたＲ１に比べ高かった。これは、調質圧延を施すことにより、素材の強度が高くなったためであると考えられる。一方、調質圧延率が３５％であるＲ３では曲げ加工部のマルテンサイト体積率が本発明範囲を超えており、圧壊過程における割れ箇所が多かったことに起因して吸収エネルギーが低かった。以上のように、曲げ加工部の金属組織および硬さが本発明範囲を満足するよう冷延率を調整した調質圧延鋼板を素材とすることにより、優れた衝撃吸収性能を発現できることが明らかである。

Claims

質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但し、Ｃ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦４．０％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、０．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１６．０％＜Ｃｒ≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦３．５％、を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が８０μｍ以下で、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜８０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満である鋼板を成形加工して得られるＮｉ低減型ステンレス鋼製自動車用部材であって、加工部に生成するマルテンサイト相は硬さ５５０ＨＶ以下で５０体積％以下、残部が硬さ４５０ＨＶ以下のオーステナイト相であり、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶ以下である、Ｎｉ節減型ステンレス鋼製自動車用部材。
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）
質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但し、Ｃ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦４．０％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、０．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１６．０％＜Ｃｒ≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦３．５％、を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が８０μｍ以下で、δフェライトのＬ断面（幅方向に垂直な断面）における上位２０％の平均長径が２００μｍ以下で、かつ２．０体積％以下であり、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜８０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満である鋼板を成形加工して得られるＮｉ低減型ステンレス鋼製自動車用部材であって、加工部に生成するマルテンサイト相は硬さ５５０ＨＶ以下で５０体積％以下、残部が硬さ４５０ＨＶ以下のオーステナイト相であり、マルテンサイト相とオーステナイト相の硬さの差が１８０ＨＶ以下である、Ｎｉ節減型ステンレス鋼製自動車用部材。
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）