WO2014087511A1 - 鋼材および衝撃吸収部材 - Google Patents

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WO2014087511A1
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bainite
steel
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less
steel material
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河野　佳織
田坂　誠均
嘉明 中澤
泰明 田中
富田　俊郎
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material and an impact absorbing member. Specifically, the present invention relates to an impact-absorbing member that suppresses the occurrence of cracking when an impact load is applied and has a high effective flow stress, and a steel material suitable as the material.
  • high strength steel material excellent in dynamic strength characteristics is required.
  • high-strength steel materials such as low-alloy TRIP steel with high static difference (difference between static strength and dynamic strength), and high-strength steel such as multiphase steel having a second phase mainly composed of martensite.
  • High strength duplex steels are known.
  • Patent Document 1 discloses a work-induced transformation type high strength steel plate (TRIP steel plate) for absorbing automobile collision energy having excellent dynamic deformation characteristics.
  • Patent Document 2 discloses an average grain size ds of nanocrystal grains made of fine ferrite grains and having a crystal grain size of 1.2 ⁇ m or less, and an average crystal grain size dL of microcrystal grains having a crystal grain size exceeding 1.2 ⁇ m. Discloses a high-strength steel sheet that satisfies the relationship dL / ds ⁇ 3, is excellent in strength and ductility balance, and has a static difference of 170 MPa or more.
  • Patent Document 3 discloses a steel plate having a high static ratio, which is composed of a two-phase structure of martensite having an average particle size of 3 ⁇ m or less and martensite having an average particle size of 5 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 discloses a cold-rolled steel sheet that contains 75% or more of a ferrite phase having an average particle size of 3.5 ⁇ m or less and the balance is tempered martensite and has excellent impact absorption characteristics.
  • Patent Document 5 discloses a cold-rolled steel sheet having a two-phase structure composed of ferrite and martensite with pre-strain and a static difference at a strain rate of 5 ⁇ 10 2 to 5 ⁇ 10 3 / s of 60 MPa or more. Is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet that is excellent in impact resistance and is composed of only a hard phase such as 85% or more of bainite and martensite.
  • the steel material that is the material of the conventional shock absorbing member has the following problems. That is, in order to improve the impact absorption energy of the shock absorbing member (hereinafter also simply referred to as “member”), it is essential to increase the strength of the steel material (hereinafter also simply referred to as “steel material”) that is the material of the shock absorbing member. is there.
  • the impact absorbing energy of the impact absorbing member is It also depends greatly on the shape. Therefore, by optimizing the shape of the shock absorbing member so as to increase the work of plastic deformation, the shock absorbing energy of the shock absorbing member can be drastically reduced to a level that cannot be achieved simply by increasing the strength of the steel material. There is a possibility that can be increased.
  • the shape of the shock absorbing member is optimized so as to increase the plastic deformation work, if the steel material does not have a deformability capable of withstanding the plastic deformation work, the assumed plastic deformation is completed. Before this occurs, the impact absorbing member will crack early. If this happens, the amount of plastic deformation work cannot be increased, and the impact absorption energy cannot be dramatically increased. Further, if the impact absorbing member is cracked at an early stage, an unexpected situation such as damage to other members disposed adjacent to the impact absorbing member may occur.
  • shock absorbing energy of the shock absorbing member not only to increase the strength of the steel used for the material, but also to optimize the shape of the shock absorbing member so as to increase the work of plastic deformation. It is also important.
  • the plastic deformation work is increased while suppressing the occurrence of cracks when impact load is applied. It is important to increase the effective flow stress of the steel material. Furthermore, even when the buckling direction of the shock absorbing member at the time of collision differs from the buckling direction assumed at the time of designing the shock absorbing member, cracking is suppressed and high shock absorbing energy is obtained. As obtained, improvement of robustness is required for the member.
  • the steel structure of the steel is a multiphase containing bainite as the main phase and martensite harder than bainite in the second phase. It is necessary to be an organization.
  • the yield strength and local ductility of a multiphase steel having bainite as the main phase depend on the bainite area ratio and the average interval of the bainite lath structure (hereinafter also referred to as “average lath interval”). Therefore, in order to obtain a high yield strength and a high local ductility in a multiphase steel having bainite as the main phase, it is necessary to limit the lower limit of the bainite area ratio that limits the upper limit of the average lath interval.
  • (G) Martensite contained in the second phase contributes to an improvement in work hardening coefficient and a uniform elongation in a low strain region. Therefore, it is necessary to limit the lower limit of the martensite area ratio.
  • the bainite which is the main phase
  • the second phase it is necessary to work harden the bainite, which is the main phase, and the second phase to the same extent during plastic deformation.
  • the ratio of work hardening rate after 10% tensile deformation That is, in a multiphase structure steel material containing bainite as the main phase and martensite in the second phase, the ratio between the work hardening rate of bainite after 10% tensile deformation and the work hardening rate of martensite after 10% tensile deformation. It is necessary to limit the upper and lower limits for.
  • the present invention based on the above-mentioned new knowledge is, in mass%, C: 0.05% to 0.18%, Mn: 1% to 3%, Si + Al: 0.5% to less than 2.5%, N: 0.001% or more and 0.015% or less, and optionally one or two selected from the group consisting of Cr: 0.5% or less and Mo: 0.2% or less, Ti: 0.05 %, Nb: 0.05% or less, and V: 0.2% or less, and one or more selected from the group consisting of B: 0.002% or less, and the balance is Fe and impurities.
  • the area ratio of bainite composed of a lath structure having an average interval of 1 ⁇ m or less is 70% or more, the area ratio of martensite is 5% or more and 30% or less, and the following formulas (1) and (2 It has a steel structure that satisfies the above).
  • H M0 means the initial average nano hardness of the martensite
  • H B0 means the initial average nano hardness of the bainite
  • H M10 means the average nanohardness of the martensite after 10% tensile deformation
  • HB10 means the average nanohardness of the bainite after 10% tensile deformation.
  • the present invention is an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by axially crushing and plastically deforming into a bellows shape, wherein the impact absorbing portion is made of the steel material.
  • the shock absorbing member is made of the steel material.
  • the present invention is an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by bending deformation and plastic deformation, wherein the impact absorbing portion is made of the steel material. It is an impact absorbing member.
  • the steel material according to the present invention is suitable as a material for the impact absorbing portion in an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by axially crushing and plastically deforming into an accordion shape, particularly in an automobile impact absorbing member. It is.
  • a shock absorbing member for automobiles includes a crash box having a cylindrical main body having a closed cross section (an impact applied to a body shell such as a side member while supporting a bumper reinforcement and applied from the bumper reinforcement) The shaft is crushed by a load and plastically deformed into a bellows shape).
  • Other examples are a side member, a front upper rail, a side sill, a cross member, and the like.
  • the steel material according to the present invention is excellent in robustness, the steel material is also excellent in shock absorbing ability for impacts other than in the axial direction. Therefore, this steel material is also suitable as a material for the impact absorbing portion in the impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by bending deformation and plastic deformation, and is used as a material for a center pillar, for example. be able to.
  • an impact absorbing member that can suppress or eliminate the occurrence of cracks when an impact load is applied. Furthermore, since it becomes possible to obtain an impact absorbing member having a high effective flow stress, the impact absorbing energy of the impact absorbing member can be dramatically increased. By applying such an impact absorbing member, it is possible to further improve the collision safety of a product (eg, an automobile).
  • FIG. 3 is a two-side view illustrating an example of a shape of an impact absorbing portion.
  • FIG. 10 is a two-side view illustrating another example of the shape of the shock absorbing portion.
  • the graph which shows the relationship between the average crushing load in a shaft crushing test, and 5% flow stress.
  • the graph which shows the relationship between the stable buckling rate in an axial crush test, 5% flow stress, uniform elongation, and a hole expansion rate.
  • the graph which shows the relationship between the impact absorption energy in a bending crush test, and 5% flow stress.
  • % related to the chemical composition of steel means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel structure of the steel material according to the present invention has a lath structure with an average interval of 1 ⁇ m or less in order to increase the effective flow stress by improving the yield strength and the work hardening coefficient in the low strain region. It is a multiphase structure in which the composed bainite is the main phase and martensite is contained in the second phase.
  • the second phase is a general term for phases other than the main phase.
  • the second phase inevitably contains bainite, austenite, ferrite, cementite and pearlite composed of a lath structure with an average interval of more than 1 ⁇ m in addition to martensite. It is acceptable if:
  • the area ratio of bainite composed of a lath structure having an average interval of 1 ⁇ m or less, which is the main phase, is 70% or more.
  • the bainite area ratio and the average lath spacing of the bainite affect the yield strength and local ductility of the steel. That is, by increasing the area ratio of bainite and refining the lath of bainite, the yield strength of the steel material is improved, and the local ductility typified by hole expansibility and bendability is improved.
  • the area ratio of bainite composed of lath structures having an average interval of 1 ⁇ m or less is less than 70%, it is difficult to obtain an impact-absorbing member having good impact-absorbing ability due to insufficient yield strength and local ductility. Therefore, the area ratio of bainite composed of a lath structure having an average interval of 1 ⁇ m or less is set to 70% or more.
  • This area ratio is preferably 75% or more. Since the lath interval of bainite is preferably finer, the lower limit of the average lath interval of bainite need not be specified. However, in a chemical composition having a C content of 0.18% or less, there is a limit to refinement of lath, and the average lath spacing of bainite is usually 0.2 ⁇ m or more.
  • the average lath spacing of the bainite was attached to a FE-SEM (field emission scanning electron microscope) after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel material with emery paper and alumina powder, and further performing electrolytic polishing treatment. Observation is performed using EBSD (electron beam backscatter diffraction), and an interface having a misorientation of 5 degrees or more is regarded as a lath interface and is obtained from an average interval between the interfaces. The cross-sectional observation is performed at a position at a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel surface.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • martensite has the effect of improving the yield strength of the steel material and the work hardening rate in the low strain region and increasing the flow stress by 5%. It also has the effect of increasing uniform elongation.
  • the martensite area ratio is less than 5%, it becomes difficult to obtain an impact-absorbing member having good impact-absorbing ability due to lack of 5% flow stress and uniform elongation. Therefore, the martensite area ratio is 5% or more.
  • the martensite area ratio is preferably 10% or more, and more preferably 15% or more.
  • the area ratio of martensite is 30% or less. Preferably it is 25% or less.
  • the hardness ratio (H M0 / H B0 ) is set to 1.2 or more. Preferably, it is 1.25 or more.
  • the hardness ratio (H M0 / H B0 ) exceeds 1.6, the hardness ratio between the bainite main phase and the hard second phase is large, so that mobile dislocation is likely to occur due to plastic deformation, and the yield strength of the steel material is reduced. descend. Therefore, the impact absorption energy is lowered, and it becomes difficult to obtain an impact absorbing member having a good impact absorbing ability. Therefore, the hardness ratio (H M0 / H B0 ) is set to 1.6 or less. Preferably, it is 1.55 or less.
  • the bainite which is the main phase
  • the second phase it is necessary to work harden the bainite, which is the main phase, and the second phase to the same extent during plastic deformation.
  • the ratio of work hardening rate after 10% tensile deformation That is, in a multiphase steel having bainite as the main phase and martensite in the second phase, the work hardening rate of bainite after 10% tensile deformation and the 10% tensile deformation of martensite which is the hardest phase. It is necessary to limit an upper limit and a lower limit for the ratio to the work hardening rate.
  • the work hardening rate (H B10 / H B0 ) of bainite determined from the initial average nano hardness (H B0 ) of bainite and the average nano hardness (H B10 ) of bainite after 10% tensile deformation
  • martens Processing that is the ratio of the martensite work hardening rate (H M10 / H M0 ) determined from the initial average nano hardness (H M0 ) of the site and the average nano hardness (H M10 ) of the martensite after 10% tensile deformation
  • the upper limit and the lower limit of the curing rate ratio ⁇ (H M10 / H M0 ) / (H B10 / H B0 ) ⁇ are limited.
  • the work hardening rate ratio is 0.90 or more. Preferably it is 0.95 or more.
  • the work hardening rate ratio is set to 1.3 or less. Preferably it is 1.25 or less.
  • Chemical composition (1) C 0.05% or more and 0.18% or less C has an action of promoting the generation of martensite contained in bainite and the second phase which are main phases. Moreover, it has the effect
  • the C content is set to 0.05% or more. Preferably it is 0.08% or more.
  • the C content is 0.18% or less. Preferably it is 0.15% or less.
  • Mn 1% or more and 3% or less Mn has an action of promoting the generation of martensite contained in bainite and the second phase as the main phase. Moreover, it has the effect
  • the Mn content is 1% or more. Preferably it is 1.5% or more.
  • the Mn content is 3% or less. Preferably it is 2.5% or less.
  • Si + Al 0.5% or more and less than 2.5% Si and Al have an effect of improving the uniform ductility and local ductility of the steel material by suppressing the formation of carbides in bainite. Moreover, it has the effect
  • the (Si + Al) content is 0.5% or more. Preferably it is 0.7% or more.
  • the (Si + Al) content is less than 2.5%. Preferably it is less than 2.0%.
  • N 0.001% or more and 0.015% or less N has an effect of strengthening steel by solid solution strengthening and improving the yield strength and tensile strength of the steel material. Moreover, since the intensity
  • the N content is 0.001% or more. Preferably it is 0.002% or more.
  • the N content is set to 0.015% or less. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the elements described below are optional additive elements that may be optionally contained in the steel material according to the present invention.
  • the Cr content exceeds 0.5% or the Mo content exceeds 0.2%, the uniform elongation and local ductility may be significantly reduced. Therefore, the Cr content is 0.5% or less, and the Mo content is 0.2% or less. In order to obtain the effect of the above operation more reliably, it is preferable to satisfy either Cr: 0.1% or more and Mo: 0.1% or more.
  • Ti, Nb, and V are carbon in steel.
  • the austenite grain growth is suppressed and cracking sensitivity is lowered.
  • it has the effect
  • the Ti content exceeds 0.05%, the Nb content exceeds 0.05%, or the V content exceeds 0.2%, the local ductility may be significantly reduced. Moreover, about Ti, the nitride formed in steel becomes coarse, and it may cause the remarkable fall of uniform ductility and local ductility. Therefore, the Ti and Nb contents are 0.05% or less, and the V content is 0.2% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action
  • B 0.002% or less
  • B has an effect of improving the hardenability of the steel material and promoting the formation of a bainite structure. Therefore, B may be contained. However, if the B content exceeds 0.002%, the hardness of martensite is excessively increased, which may adversely affect the local ductility of the steel material. Therefore, the B content is 0.002% or less.
  • the steel material according to the present invention described above is preferably applied to the impact absorbing portion in an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by axially crushing and plastically deforming into a bellows shape.
  • the occurrence of cracks in the impact absorbing member when an impact load is applied is suppressed or eliminated.
  • the effective flow stress of the steel material is high, the shock absorption energy of the shock absorbing member can be dramatically increased.
  • FIG. 1 is an explanatory view showing an example of an application site of an impact absorbing member in an automobile body 1.
  • an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by axially crushing and plastically deforming into a bellows shape when subjected to an impact from the front, rear, or side, for example, an automobile member is shaded in FIG.
  • the front crash box 2 the rear crash box 3
  • FIG. 2 and 3 are two views showing an example of the shape of the shock absorbing portions 9 and 10.
  • a cylindrical body having a closed cross section is suitable.
  • 2 and 3 show examples in which the cross-sectional shape in the axial direction is constant, but the present invention is not limited to this.
  • the cross-sectional shape in the axial direction may change continuously.
  • 2 and 3 show examples in which the cross-sectional shape is a quadrangle or an octagon, the present invention is not limited to this.
  • the cross-sectional shape can take an arbitrary polygon. Furthermore, it may be an irregular shape such as a star shape. Also, the corners can be rounded.
  • the impact absorbing member produced from the steel material according to the present invention is excellent in robustness, it is also excellent in impact absorbing ability for impacts other than in the axial direction. Therefore, it is also preferable that the steel material according to the present invention is applied to the impact absorbing portion in the impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by bending deformation and plastic deformation.
  • a front crash box 2 As an impact absorbing member having an impact absorbing portion that absorbs impact energy by bending deformation and plastic deformation, a front crash box 2, a rear crash box 3, a front side member (front frame) 4, a rear side member ( Members constituting various pillars such as a rear frame 5, a front upper rail 6, a side sill (rocker) 7, various cross members 8, a bumper reinforcement 11, and a center pillar (B post) 12 can be exemplified.
  • the impact energy is absorbed by one or both of axial crushing and bending.
  • the steel material according to the present invention may be a surface-treated steel material by providing a plating layer on at least one surface thereof (for example, one side or both sides when the steel material is a steel plate) for the purpose of improving corrosion resistance or the like.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • Examples of the electroplating layer include electrogalvanizing and electro-Zn—Ni alloy plating.
  • Examples of the hot dip plating layer include hot dip galvanizing, alloyed hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, etc.
  • the plating adhesion amount is not particularly limited, and may be the same as the conventional one. Further, it is possible to further improve the corrosion resistance by performing an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution
  • the steel material according to the present invention described above is preferably manufactured by the following manufacturing method.
  • Hot rolling conditions The slab having the above chemical composition is subjected to hot rolling with a total rolling reduction in a temperature range of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower being 50% or more, and within 0.4 seconds after completion of hot rolling.
  • the cooling was started at a temperature range of 400 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 600 ° C./second or more, and a temperature range of 350 ° C. or less at an average cooling rate of 20 ° C./second to less than 100 ° C./second. It is preferable that the hot-rolled steel sheet is obtained by carrying out hot rolling by cooling to a low temperature.
  • a large amount of processing strain is accumulated in austenite by performing hot rolling with a total rolling reduction of 50% or more in a temperature range of 800 ° C. or more and 950 ° C. or less, and within 0.4 seconds after completion of hot rolling.
  • the bainite structure composed of fine lath can be obtained by starting the cooling and cooling to a temperature range of 400 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 600 ° C./second or more.
  • this cooling is also referred to as primary cooling.
  • the remaining austenite that has not undergone bainite transformation is transformed into martensite by cooling to a temperature range of 350 ° C. or less at an average cooling rate of 20 ° C./second or more and less than 100 ° C./second.
  • this cooling is also referred to as secondary cooling.
  • the steel material according to the present invention may be a hot-rolled steel sheet thus manufactured, or a cold-rolled steel sheet obtained by subjecting this hot-rolled steel sheet to cold rolling and continuous annealing as described below. Furthermore, the plated steel plate which plated hot-rolled steel plate or cold-rolled steel plate may be sufficient.
  • the rolling reduction in cold rolling is set to 40% or more and 90% or less. It is preferable to perform continuous annealing in which the temperature is maintained at 750 ° C. or more and 900 ° C. or less for 10 seconds or more and 150 seconds or less, and then cooled to the temperature range of 500 ° C. or less at an average cooling rate of 8 ° C./second or more. More preferably, the cooling of the continuous annealing is performed by cooling to a temperature range of 450 ° C. or lower at an average cooling rate of 15 ° C./second or higher. After this cooling, a low-temperature heat treatment that is held near the cooling temperature may be performed.
  • Processing strain is accumulated by setting the rolling reduction in cold rolling to 40% or more, and after holding in the temperature range of 750 ° C. to 900 ° C. for 10 seconds to 150 seconds, the average cooling rate of 8 ° C./second or more is 500
  • the average cooling rate of 8 ° C./second or more is 500
  • the steel plate thus obtained may be further dip galvanized by dipping in a hot dip galvanizing bath to obtain a hot dip galvanized steel plate.
  • After performing hot dip galvanization it is good also as an alloying hot dip galvanized steel plate by giving an alloying process.
  • the alloying treatment it is preferable that the temperature does not exceed 550 ° C.
  • Each slab was reheated at 1250 ° C. within 1 hour, then subjected to 4 passes of rough hot rolling using a hot rolling tester, and further subjected to 3 passes of finish hot rolling. Cooling and secondary cooling were performed to obtain a hot rolled steel sheet. Table 2 shows hot rolling conditions and cooling conditions.
  • Table 3 shows the test numbers of the hot-rolled steel sheets used and the conditions for cold rolling and heat treatment.
  • the cooling rate means the cooling rate after annealing, and the reached temperature at that time was the temperature shown in the column of low-temperature heat treatment.
  • Tensile test Yield strength (YS: 0.2% proof stress), tensile strength (TS), 5% flow stress, uniform elongation (u-El) by conducting a tensile test using a JIS No. 5 tensile specimen taken from a steel plate )
  • Nano hardness The nanohardness of bainite and martensite was determined by the nanoindentation method. A 1/4 depth position of the thickness of the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate was polished with emery paper, then mechanochemical polishing was performed with colloidal silica, and the processed layer was removed by electropolishing and used for the test. . Nanoindentation was performed using a Barkovic indenter with an indentation load of 500 ⁇ N. The indentation size at this time is 0.1 ⁇ m or less in diameter. Twenty points were randomly measured for each of bainite and martensite, and the average nanohardness of each was determined. For the steel sheet after 10% tensile deformation, the average nano hardness of bainite and martensite was determined by the above method.
  • Axial crush test A rectangular tube member was produced using the steel plate to be tested, and an axial crush test was performed with an axial collision speed of 64 km / h to evaluate the impact absorption performance.
  • the shape of the cross section perpendicular to the axial direction of the rectangular tube member was a regular octagon, and the axial length of the rectangular tube member was 200 mm.
  • the relationship between t), the impact absorption energy index (E pa ), and the crack generation rate was investigated.
  • the impact absorption energy index (E pa ) is a parameter obtained by calculating the average stress applied to the rectangular tube member at the time of buckling and standardized by the tensile strength of the steel sheet, and is defined by the following formula (3). is there.
  • Load Fave is an average load applied to the member
  • L is the circumference of the regular polygon
  • t is the plate thickness of the steel plate.
  • the stable buckling rate is the ratio of the specimens in which no cracks occurred in the axial crush test with respect to the total number of specimens.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the stable buckling rate, 5% flow stress, uniform elongation, and hole expansion rate for each cross-sectional shape factor.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between shock absorption energy and 5% flow stress in the bending crush test.
  • the axial crush load and the stable buckling rate were not compatible, and the axial crush load was low and / or the stable buckling rate was low.
  • the steel material according to the present invention is excellent in robustness because it exhibits good shock absorption performance not only in axial crushing but also in bending crushing.
  • FIG. 4 shows that the average crush load (impact absorption performance) in the axial crush test increases as the 5% flow stress increases. From FIG. 5, there is a correlation between the stable buckling rate in the axial crush test and 5% flow stress, uniform elongation, and hole expansion rate, and [(uniform elongation ⁇ hole expansion rate) / 5% flow stress] It can be seen that the larger the value, the higher the stable buckling rate. From FIG. 6, it can be seen that also in bending crushing, when 5% flow stress increases, bending crush absorption energy increases and impact absorption performance improves.

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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

鋼材および衝撃吸収部材
　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（Ｆａｖｅ）が、
　　　　　Ｆａｖｅ∝（σＹ・ｔ２）／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≦ＨＭ0／ＨＢ0≦１.６　　　　　　　　　　　　・・・（１）
　　０.９０≦{(ＨＭ10／ＨＭ0)／(ＨＢ10／ＨＢ0)}≦１.３　・・・（２）
式中、
　ＨＭ0は前記マルテンサイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
　ＨＢ0は前記ベイナイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
　ＨＭ10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
　ＨＢ10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（ＨM0／ＨB0）は、上記（１）式に示すように、１.２≦ＨM0／ＨB0≦１.６である。
　この硬度比（ＨM0／ＨB0）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（ＨM0／ＨB0）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（ＨM0／ＨB0）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（ＨM0／ＨB0）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{(ＨM10／ＨM0)／(ＨB10／ＨB0)}は、上記（２）式に示すように、０.９≦{(ＨM10／ＨM0)／(ＨB10／ＨB0)}≦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（ＨB0）および１０％引張変形後のベイナイトの平均ナノ硬さ（ＨB10）から求めるベイナイトの加工硬化率（ＨB10／ＨB0）と、マルテンサイトの初期平均ナノ硬さ（ＨM0）および１０％引張変形後のマルテンサイトの平均ナノ硬さ（ＨM10）から求めるマルテンサイトの加工硬化率（ＨM10／ＨM0）との比である加工硬化率比{(ＨM10／ＨM0)／(ＨB10／ＨB0)}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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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（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（３）で規定されるものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　ここで、Load Fave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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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／ｍｍ２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≦ＨM0／ＨB0≦１.６　　　　　　　　　　・・・　（１）
    　　０.９０≦{(ＨM10／ＨM0)／(ＨB10／ＨB0)}≦１.３・・・　（２）
    式中、
    　ＨM0は前記マルテンサイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
    　ＨB0は前記ベイナイトの初期平均ナノ硬さを意味し、
    　ＨM10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
    　ＨB10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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