JPWO2014087511A1 - 鋼材および衝撃吸収部材 - Google Patents

Abstract

衝撃吸収エネルギーが高く、衝撃荷重負荷時の割れの発生が抑制された衝撃吸収部材の素材となる鋼材は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Mn：1〜3％、Si＋Al：0.5％以上2.5％未満、Ｎ：0.001〜0.015％、場合により、Cr：0.5％以下、Mo：0.2％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下、Ｂ：0.002％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し；平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率が70％以上、マルテンサイトの面積率が５〜30％であり、かつ下記式(1)及び(2)を満足する鋼組織を有する：(1) 1.2≦ＨM0／ＨB0≦1.6(2) 0.90≦{(ＨM10／ＨM0)／(ＨB10／ＨB0)}≦1.3式中、ＨM0及びＨM10は前記マルテンサイトの、ＨB0及びＨB0は前記ベイナイトの、それぞれ初期及び10％引張変形後の平均ナノ硬さを意味する。

Description

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

近年、地球環境保護の観点から自動車のＣＯ₂排出量低減のための１手段として、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いる。そのため、単に鋼材の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性にも優れた鋼材の開発が望まれている。

ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ^-1）以上の高い歪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、並びに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のような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の加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。

一方、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、下記の提案がある。

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との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、予歪み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、５×１０²〜５×１０³／ｓの歪み速度における静動差が６０ＭＰａ以上である冷延鋼板が開示されている。

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、従来の衝撃吸収部材の素材である鋼材には、次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させるには、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、「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ことから理解されるように、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。

さらに、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。したがって、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、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う。こうなると、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、衝撃吸収部材に早期に割れが生じると、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。しかし、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、これまでは、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、したがって、既存の鋼材の変形能を前提として、衝撃吸収部材の形状の最適化が検討されてきた。そのため、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、かつ得られた鋼材を素材とする衝撃吸収部材の形状を最適化するという試みは、これまでは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、素材に用いる鋼材を高強度化するのみならず、衝撃吸収部材の形状を最適化することも重要である。

素材となる鋼材に関して、塑性変形仕事量の増大が可能となるように衝撃吸収部材の形状を最適化するためには、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、鋼材の有効流動応力を高めることが重要である。さらに、衝突時における衝撃吸収部材の座屈方向が、衝撃吸収部材の設計時において想定していた座屈方向と差異が生じた場合であっても、割れが抑制されて、高い衝撃吸収エネルギーが得られるように、部材に対してロバスト性の向上が求められる。

本発明者らは、衝撃吸収エネルギーが高く、かつロバスト性に優れた衝撃吸収部材を実現するため、素材となる鋼材に関して、部材とした際の衝撃荷重負荷時における割れの発生の抑制、ロバスト性の向上、有効流動応力の向上を可能にする手法を検討した結果、以下に列記する新たな知見を得た。

（Ａ）衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、鋼材について５％の真歪みを付与した際の有効流動応力（以下、「５％流動応力」と記載する）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部材の割れの発生を抑制するには、鋼材の一様伸びと局部延性とを向上させることが有効である。

（Ｃ）衝撃荷重負荷時における割れの抑制に関する部材のロバスト性を向上させるには、鋼材の局部延性を向上させることが有効である。

（Ｄ）鋼材の５％流動応力を高めるには、降伏強度および低歪み域における加工硬化係数（ｎ値）を向上させることが有効である。

（Ｅ）鋼材の降伏強度と低歪み域における加工硬化係数とを向上させるには、鋼材の鋼組織を、ベイナイトを主相とし、ベイナイトより硬質であるマルテンサイトを第２相に含有する複相組織とすることが必要である。

（Ｆ）ベイナイトを主相とする複相組織鋼材の降伏強度と局部延性は、ベイナイト面積率とベイナイトのラス組織の平均間隔（以下、「平均ラス間隔」ともいう）とに依存する。したがって、ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において高い降伏強度と高い局部延性を得るには、平均ラス間隔の上限を限定したベイナイト面積率の下限を限定する必要がある。

（Ｇ）第２相に含有されるマルテンサイトは、低歪み域における加工硬化係数の向上と一様伸びの向上とに寄与する。したがって、マルテンサイト面積率の下限を限定する必要がある。

（Ｈ）一方、マルテンサイト面積率が過大であると、局部延性の低下をもたらす。したがってマルテンサイト面積率の上限を限定する必要がある。

（Ｉ）主相であるベイナイトと第２相に含有されるマルテンサイトとの硬度比が過大であると、塑性変形によって可動転位が発生しやすくなるため、鋼材の降伏強度が低下する。したがって、主相であるベイナイトとマルテンサイトとの硬度比の上限を限定する必要がある。

（Ｊ）一方、主相であるベイナイトと第２相に含有されるマルテンサイトとの硬度比が過小であると、マルテンサイトを含有させることによって得られる低歪み域における加工硬化係数の向上と一様伸びの向上とを図ることが困難となる。したがって、主相であるベイナイトとマルテンサイトとの硬度比の下限を限定する必要がある。

（Ｋ）ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において、塑性変形によりベイナイトにのみ歪みが集中して加工硬化すると、ベイナイト中のせん断帯や粒界に沿って割れが発生し易くなって、局部延性が低下する。一方、塑性変形により第２相が過度に硬化すると、主相と第２相との硬度差が大きくなるため、両者の界面から割れが発生し易くなって、やはり局部延性が低下する。したがって、ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において高い局部延性を得るには、主相であるベイナイトと第２相との間で歪みを適度に分配させる必要がある。すなわち、塑性変形の際に主相であるベイナイトと第２相とを同程度に加工硬化させることが必要である。このための指標として、１０％引張変形後の加工硬化率の比率を用いることが好適である。すなわち、ベイナイトを主相とし第２相にマルテンサイトを含有する複相組織鋼材においては、１０％引張変形後のベイナイトの加工硬化率と１０％引張変形後のマルテンサイトの加工硬化率との比について上限および下限を限定する必要がある。

上記の新たな知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０.０５％以上０.１８％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、場合により、さらに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、Ｔｉ：０.０５％以下、Ｎｂ：０.０５％以下およびＶ：０.２％以下からなる群から選択される１種または２種以上、ならびにＢ：０.００２％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；平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率が７０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上３０％以下であるともに、下記式（１）および（２）を満足する鋼組織を有することを特徴とする鋼材である。

１.２≦Ｈ_Ｍ0／Ｈ_Ｂ0≦１.６ ・・・（１）
０.９０≦{(Ｈ_Ｍ10／Ｈ_Ｍ0)／(Ｈ_Ｂ10／Ｈ_Ｂ0)}≦１.３ ・・・（２）
式中、
Ｈ_Ｍ0は前記マルテンサイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
Ｈ_Ｂ0は前記ベイナイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
Ｈ_Ｍ10は１０％引張変形後の前記マルテンサイトの平均ナノ硬さを意味し、そして
Ｈ_Ｂ10は１０％引張変形後の前記ベイナイトの平均ナノ硬さを意味する。

別の側面において、本発明は、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であって、前記衝撃吸収部が上記鋼材からなることを特徴とする衝撃吸収部材である。

さらに別の側面において、本発明は、曲げ圧壊して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鋼材からなることを特徴とする衝撃吸収部材である。

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、特に自動車用の衝撃吸収部材、における該衝撃吸収部の素材として好適である。このような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）が例示される。その他の例は、サイドメンバー、フロントアッパーレール、サイドシル、クロスメンバー等である。

本発明に係る鋼材は、ロバスト性に優れるため、軸方向以外の衝撃に対する衝撃吸収能にも優れる。したがって、本鋼材は、曲げ圧潰して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も好適であり、例えば、センターピラー等の素材として用いることができる。

本発明により、衝撃荷重が負荷された時における割れの発生を抑制または解消できる衝撃吸収部材の提供が可能となる。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になるので、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できる。このような衝撃吸収部材を適用することにより、製品（例、自動車）の衝突安全性を一層向上させることが可能になる。

自動車車体における衝撃吸収部材の適用部位の例を示す説明図。 衝撃吸収部の形状の一例を示す二面図。 衝撃吸収部の形状の別の例を示す二面図。 軸圧潰試験における平均圧潰荷重と５％流動応力との関係を示すグラフ。 軸圧潰試験における安定座屈率と５％流動応力、一様伸びおよび穴拡げ率との関係を示すグラフ。 曲げ圧潰試験における衝撃吸収エネルギーと５％流動応力との関係を示すグラフ。

以下、本発明についてより具体的に説明する。以下の説明において、特に断りがない限り、鋼の化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する。

１．鋼組織
（１）複相組織および主相
本発明に係る鋼材の鋼組織は、降伏強度および低歪み域の加工硬化係数の向上により有効流動応力を高めるために、平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトを主相とし、マルテンサイトを第２相に含有する複相組織である。第２相とは、主相以外の相の総称である。

第２相は、マルテンサイトに加えて、平均間隔１μｍ超のラス組織から構成されるベイナイト、オーステナイト、フェライト、セメンタイトやパーライトを不可避的に含有する場合があるが、これらの相はそれぞれ５面積％以下であれば許容される。

主相である平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率は７０％以上である。

ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において、ベイナイト面積率およびベイナイトの平均ラス間隔は、該鋼材の降伏強度と局部延性とに影響を及ぼす。すなわち、ベイナイトの面積率を高めてベイナイトのラスを微細化することにより、鋼材の降伏強度が向上し、穴拡げ性や曲げ性に代表される局部延性が向上する。平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率が７０％未満では、降伏強度および局部延性の不足のために、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、平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率を７０％以上とする。この面積率は好ましくは７５％以上である。ベイナイトのラス間隔はより微細であることが好ましいので、ベイナイトの平均ラス間隔の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｃ含有量が０.１８％以下である化学組成では、ラスの微細化には限界があり、ベイナイトの平均ラス間隔は通常は０.２μｍ以上となる。

ベイナイトの平均ラス間隔は、鋼材の圧延方向に平行な板厚断面をエメリー紙およびアルミナ粉で研磨し、さらに電解研磨処理を行った後、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）を用いて観察し、方位差が５度以上の界面をラス界面とみなし、その界面の平均間隔から求める。断面観察は、鋼材表面から板厚方向に板厚の１／４深さの位置において行う。

（２）マルテンサイト面積率
ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において、マルテンサイトは、鋼材の降伏強度と低歪み域における加工硬化率とを向上させ、５％流動応力を高める作用を有する。また、一様伸びを高める作用をも有する。マルテンサイト面積率が５％未満では、５％流動応力や一様伸びの不足により、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、マルテンサイト面積率は５％以上とする。マルテンサイト面積率は１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。一方、マルテンサイト面積率が３０％超では、鋼材の局部延性が低下し、不安定座屈による割れが発生しやすくなる。したがって、マルテンサイトの面積率は３０％以下とする。好ましくは２５％以下である。

（３）初期ナノ硬さ比
主相であるベイナイトの初期平均ナノ硬さと第２相に含まれるマルテンサイトの初期平均ナノ硬さの比（Ｈ_M0／Ｈ_B0）は、上記（１）式に示すように、１.２≦Ｈ_M0／Ｈ_B0≦１.６である。

この硬度比（Ｈ_M0／Ｈ_B0）が１.２未満では、マルテンサイトを含有させることによって低歪み域における加工硬化係数の向上と一様伸びの向上とを図ることが困難となり、割れが発生しやすくなる。したがって、上記硬度比（Ｈ_M0／Ｈ_B0）は１.２以上とする。好ましくは、１.２５以上である。

一方、上記硬度比（Ｈ_M0／Ｈ_B0）が１.６超では、ベイナイト主相と硬質第２相間の硬度比が大きいため、塑性変形により可動転位が発生しやすくなり、鋼材の降伏強度が低下する。そのため、衝撃吸収エネルギーが低下して、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、上記硬度比（Ｈ_M0／Ｈ_B0）は１.６以下とする。好ましくは、１.５５以下である。

（４）加工硬化率比
主相であるベイナイトと第２相に含まれるマルテンサイトの加工硬化率の比{(Ｈ_M10／Ｈ_M0)／(Ｈ_B10／Ｈ_B0)}は、上記（２）式に示すように、０.９≦{(Ｈ_M10／Ｈ_M0)／(Ｈ_B10／Ｈ_B0)}≦１.３である。

ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において、塑性変形によりベイナイトにのみ歪みが集中して加工硬化すると、ベイナイト中のせん断帯や粒界に沿って割れが発生し易くなって、鋼材の局部延性が低下する。一方、塑性変形により第２相が過度に硬化しても、主相と第２相との硬度差が大きくなるため、両者の界面から割れが発生し易くなって、局部延性が低下する。したがって、ベイナイトを主相とする複相組織鋼材において高い局部延性を得るには、主相であるベイナイトと第２相との間で歪みを適度に分配させる必要がある。すなわち、塑性変形の際に主相であるベイナイトと第２相とを同程度に加工硬化させることが必要である。このための指標としては、１０％引張変形後の加工硬化率の比率を用いることが好適である。すなわち、ベイナイトを主相とし第２相にマルテンサイトを含有する複相組織鋼材においては、１０％引張変形後のベイナイトの加工硬化率と最も硬質な相であるマルテンサイトの１０％引張変形後の加工硬化率との比について上限および下限を限定する必要がある。

具体的には、ベイナイトの初期平均ナノ硬さ（Ｈ_B0）および１０％引張変形後のベイナイトの平均ナノ硬さ（Ｈ_B10）から求めるベイナイトの加工硬化率（Ｈ_B10／Ｈ_B0）と、マルテンサイトの初期平均ナノ硬さ（Ｈ_M0）および１０％引張変形後のマルテンサイトの平均ナノ硬さ（Ｈ_M10）から求めるマルテンサイトの加工硬化率（Ｈ_M10／Ｈ_M0）との比である加工硬化率比{(Ｈ_M10／Ｈ_M0)／(Ｈ_B10／Ｈ_B0)}について、その上限および下限を限定する。

上記加工硬化率比が０.９０未満では、塑性変形によりベイナイトにのみ歪みが集中する。その結果、鋼材が加工硬化すると、ベイナイト中のせん断帯や粒界に沿って割れが発生し易くなって、鋼材の局部延性が低下する。したがって、上記加工硬化率比は０.９０以上とする。好ましくは０.９５以上である。一方、上記加工硬化率比が１.３超では、マルテンサイトが過度に硬化することにより、鋼材の局部延性が低下する。よって、上記加工硬化率比は１.３以下とする。好ましくは１.２５以下である。

２．化学組成
（１）Ｃ：０.０５％以上０.１８％以下
Ｃは、主相であるベイナイトおよび第２相に含まれるマルテンサイトの生成を促進する作用を有する。また、マルテンサイトの強度を高めることにより鋼材の引張強度を向上させる作用と、固溶強化により鋼を強化して鋼材の降伏強度および引張強度を向上させる作用とを有する。

しかし、Ｃ含有量が０.０５％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０.０５％以上とする。好ましくは０.０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１８％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０.１８％以下とする。好ましくは０.１５％以下である。

（２）Ｍｎ：１％以上３％以下
Ｍｎは、主相であるベイナイトおよび第２相に含まれるマルテンサイト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て鋼材の降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。さらに、固溶強化によりベイナイトの強度を高めるので、高歪み負荷条件下におけるベイナイトの硬度が高まることにより鋼材の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鋼材の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て鋼材の降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。さらに、固溶強化によりベイナイトの強度を高めるので、高歪み負荷条件下におけるベイナイトの硬度が高まることにより鋼材の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（本明細書では「（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量」という）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）含有量は０.５％以上とする。好ましくは０.７％以上である。一方、（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量を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）含有量は２.５％未満とする。好ましくは２.０％未満である。

（４）Ｎ：０.００１％以上０.０１５％以下
Ｎは、固溶強化により鋼を強化し、鋼材の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、固溶強化によりベイナイトの強度を高めるので、高歪み負荷条件下におけるベイナイトの硬度が高まることにより鋼材の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、ベイナイトのパケットを微細化することにより、鋼材の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。好ましくは０.００２％以上である。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。好ましくは０.０１０％以下であり、より好ましくは０.００５％以下である。

以下に説明する元素は、本発明に係る鋼材に場合により含有させてもよい任意添加元素である。
（５）Ｃｒ：０.５％以下およびＭｏ：０.２％以下から選択される１種または２種
ＣｒおよびＭｏは、焼き入れ性を高め、ベイナイトの生成を促進する作用を有する。また、マルテンサイトに代表される硬質第２相の生成を促進する作用を有する。さらに、固溶強化により鋼を強化し、鋼材の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、ＣｒおよびＭｏからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。

しかし、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、一様伸びや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、Ｎｂ：０.０５％以下およびＶ：０.２％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼中に炭窒化物を形成することによりオーステナイトの粒成長を抑制し、割れ感受性を低下させる作用がある。また、ベイナイト中に析出して析出強化により鋼材の降伏強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させてもよい。

しかし、Ｔｉ含有量が０.０５％を超えたり、Ｎｂ含有量が０.０５％を超えたり、Ｖ含有量が０.２％を超えたりすると、局部延性の低下が著しくなる場合がある。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の含有量はそれぞれ０.０５％以下、Ｖの含有量は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、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれかの含有量を０.００２％以上とすることが好ましい。

（７）Ｂ：０.００２％以下
Ｂは、鋼材の焼入性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進する作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０.００２％を超えると、マルテンサイトの硬さが過度に上昇し、鋼材の局部延性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、Ｂ含有量は０.００２％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Ｂの含有量を０.０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０００３％以上、特に好ましくは０.００１％以上である。

３．用途
上述した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。加えて、鋼材の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、自動車車体１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。前方、後方又は側方から衝撃を受けた時に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、例えば自動車部材においては、図１に網掛けにより示すような部材、具体的には、フロントクラッシュボックス２、リアクラッシュボックス３、フロントサイドメンバー（フロントフレーム）４、リアサイドメンバー（リアフレーム）５、フロントアッパーレール６、サイドシル（ロッカー）７や、各種クロスメンバー８等を構成する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９、１０の形状の一例を示す二面図である。衝撃吸収部の形状としては、閉断面を有する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を有する筒状体や、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。

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い。軸方向の断面形状は連続的に変化してもよい。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い。断面形状は、任意の多角形をとりうる。さらには、星形などの不規則形状とすることも可能である。また、角部には丸みをもたせることもできる。

本発明に係る鋼材から作製した衝撃吸収部材は、ロバスト性に優れるため、軸方向以外の衝撃に対する衝撃吸収能にも優れる。したがって、本発明に係る鋼材は、曲げ圧潰して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も好ましい。曲げ圧壊して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、図１におけるフロントクラッシュボックス２、リアクラッシュボックス３、フロントサイドメンバー（フロントフレーム）４、リアサイドメンバー（リアフレーム）５、フロントアッパーレール６、サイドシル（ロッカー）７、各種クロスメンバー８、バンパーリインフォースメント１１、センターピラー（Ｂポスト）１２等の各種ピラー等を構成する部材を例示することができる。

当業者には周知のように、衝撃吸収部材によっては、軸圧潰と曲げの一方又は両方により衝撃エネルギーを吸収する。

４．めっき層
本発明に係る鋼材は、その少なくとも１表面（例、鋼材が鋼板の場合には片面または両面）に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を設けることにより、表面処理鋼材としてもよい。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
上述した本発明に係る鋼材は、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秒間以内に冷却を開始して６００℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、２０℃／秒以上１００℃／秒未満の平均冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却して巻取ることにより熱間圧延を実施して熱延鋼板とすることが好ましい。

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みを蓄積し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に冷却を開始して６００℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却することにより、微細なラスからなるベイナイト組織を得ることができる。この冷却を以下では一次冷却ともいう。

この一次冷却の後、２０℃／秒以上１００℃／秒未満の平均冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却して巻取ることにより、ベイナイト変態しなかった残りのオーステナイトをマルテンサイトに変態させて、第２相にマルテンサイトを含有させることができる。この時の冷却を以下では二次冷却ともいう。

本発明に係る鋼材は、こうして製造された熱延鋼板でもよく、あるいは、この熱延鋼板に下記のようにして冷間圧延および連続焼鈍を施して得られる冷延鋼板であってもよい。さらには、熱延鋼板または冷延鋼板にめっきを施しためっき鋼板であってもよい。

（２）冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっき
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４０％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。連続焼鈍の冷却は、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却することにより実施することがさらに好ましい。この冷却の後、その冷却温度近傍に保持する低温熱処理を実施してもよい。

冷間圧延における圧下率を４０％以上とすることにより加工歪みを蓄積し、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持後、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、ベイナイト変態を促進し、変態しなかった残りのオーステナイトをマルテンサイトに変態させて、第２相にマルテンサイトを含有するもの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、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温度が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と場合により合金化処理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、得られた鋳片を炉内温度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。

上記各スラブに、１２５０℃で１時間以内の再加熱を行った後、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、一次冷却及び二次冷却を行って、熱延鋼板を得た。熱間圧延条件及び冷却条件を表２に示す。

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。使用した熱延鋼板の試験番号と、冷間圧延および熱処理の条件を表３に示す。表３において、冷却速度とは、焼鈍後の冷却速度を意味し、その際の到達温度は低温熱処理の欄に示す温度であった。

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。試験結果を表４にまとめて示す。以上の表において下線は本発明の範囲外の条件であることを意味する。

引張試験：
鋼板からに採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行うことにより、降伏強度（ＹＳ：０.２％耐力）、引張強度（ＴＳ）、５％流動応力、一様伸び（ｕ−Ｅｌ）を求めた。

穴拡げ試験：
端面ダメージの影響を除去するために機械加工穴についてリーマー加工を施し、他は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に準じた穴拡げ試験を行って、穴拡げ率を求めた。

鋼組織：
鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置についてＥＢＳＤ解析を行って、粒界面方位差マップおよびイメージクオリティマップを得た。これらのマップを用いて、平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率およびマルテンサイトの面積率を求めた。

ナノ硬さ：
ベイナイトおよびマルテンサイト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。鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置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。ベイナイトおよびマルテンサイト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。１０％引張変形後の鋼板についても、上記方法によりベイナイトおよびマルテンサイトの平均ナノ硬さを求めた。

衝撃吸収性能：
（１）軸圧潰試験
試験する鋼板を用いて角筒部材を作製し、軸方向の衝突速度を６４ｋｍ／ｈとする軸圧潰試験を実施して、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八角形であり、角筒部材の軸方向長さは２００ｍｍであった。

上記角筒部材について、上記正八角形の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（Ｅ_pa）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（Ｅ_pa）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（３）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。

安定座屈率は、全試験体数に対する軸圧潰試験により割れが生じなかった試験体の割合である。

一般に、断面形状因子（Ｗｐ／ｔ）が小さくなるほど衝突エネルギーが高くなる。しかし、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。

（２）曲げ圧潰試験
一部の鋼板に対して、ハット曲げ成形を施した鋼板と平板の鋼板とをアーク溶接してハット型部材を作成した。この部材に軸方向に対して直角方向に衝突速度を６４ｋｍ／ｈとする曲げ圧潰試験を実施し、衝突吸収性能を評価した。結果は、曲げ圧潰時の吸収エネルギーと割れ発生の有無により示す。

試験番号１〜１５について、２種類の断面形状因子（Ｗｐ／ｔ＝２０、１６）における平均圧潰荷重と５％流動応力との関係を図４にグラフで示す。また、それぞれの断面形状因子における安定座屈率、５％流動応力、一様伸びおよび穴拡げ率の関係を図５にグラフで示す。

図６には、曲げ圧潰試験における衝撃吸収エネルギーと５％流動応力との関係をグラフで示す。

表４からわかるように、本発明に係る鋼材は、５％流動応力が９００ＭＰａ以上と高く、かつ断面形状因子Ｗｐ／ｔ＝２０での軸圧潰試験において、軸圧潰時の平均荷重が０.３４ｋＮ／ｍｍ^２以上と高い。また、断面形状因子Ｗｐ／ｔ＝２０における安定座屈率が８０％以上、断面形状因子Ｗｐ／ｔ＝１６における安定座屈率が３０％以上と、軸圧潰における衝撃吸収性能に優れている。

比較例では、軸圧潰荷重と安定座屈率とが両立せず、軸圧潰荷重が低いか、および／または安定座屈率が低くなった。

さらに、本発明に係る鋼材は、軸圧潰だけではなく曲げ圧潰時にも良好な衝撃吸収性能を発揮することから、ロバスト性に優れているといえる。

図４から、５％流動応力が高くなるほど、軸圧潰試験における平均圧潰荷重（衝撃吸収性能）が高くなることがわかる。図５からは、軸圧潰試験における安定座屈率と５％流動応力、一様伸びおよび穴拡げ率とに相関関係があり、［（一様延び×穴拡げ率）／５％流動応力］の値が大きくなると，安定座屈率が高くなることがわかる。図６から、曲げ圧潰においても、５％流動応力が高くなると曲げ圧潰吸収エネルギーが高くなり、衝撃吸収性能が向上することがわかる。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０.０５％以上０.１８％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、Ｃｒ：０〜０.５％、Ｍｏ：０〜０.２％、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｎｂ：０〜０.０５％、Ｖ：０〜０.２％、Ｂ：０〜０.００２％、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し；平均間隔１μｍ以下のラス組織から構成されるベイナイトの面積率が７０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上３０％以下であるともに、下記式（１）および（２）を満足する鋼組織を有することを特徴とする鋼材。
   １.２≦Ｈ_M0／Ｈ_B0≦１.６ ・・・ （１）
   ０.９０≦{(Ｈ_M10／Ｈ_M0)／(Ｈ_B10／Ｈ_B0)}≦１.３・・・ （２）
   式中、
   Ｈ_M0は前記マルテンサイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
   Ｈ_B0は前記ベイナイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
   Ｈ_M10は１０％引張変形後の前記マルテンサイトの平均ナノ硬さを意味し、そして
   Ｈ_B10は１０％引張変形後の前記ベイナイトの平均ナノ硬さを意味する。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.１〜０.５％およびＭｏ：０.１〜０.２％からなる群から選択される１種または２種を含有する、請求項１に記載の鋼材。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０.００２〜０.０５％、Ｎｂ：０.００２〜０.０５％およびＶ：０.００２〜０.２％からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０.０００１〜０.００２％を含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の鋼材。
5. 少なくとも１表面にめっき層を有する、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の鋼材。
6. 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５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。
7. 曲げ圧壊して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５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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