CN103582714A - 能量吸收性能优异的车辆碰撞能量吸收构件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种在轴向上具有高碰撞能量吸收能力的车辆碰撞能量吸收构件。所述车辆碰撞能量吸收构件由高强度薄钢板形成，所述高强度薄钢板具有至少980MPa的TS，以及满足下式的n值和极限弯曲半径(Rc)：Rc≤1.31×ln(n)+5.21。通过使用高强度薄钢板，即使当TS为980MPa或更高时，构件也可以在车辆碰撞期间在轴向上稳定地压曲并且压溃成波纹管形。优选地，所述高强度薄钢板具有下述重量百分比组成：C：0.14％至0.30％；Si：0.01％至1.6％；Mn：3.5％至10％；N：0.0060％或更小；以及Nb：0.01％至0.10％。所述高强度薄钢板包括相对于整个组织体积分数为30％至70％的铁素体相和具有至少10％的残留奥氏体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述残留奥氏体相的平均间隔为1.5μm或更小。

Description

能量吸收性能优异的车辆碰撞能量吸收构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及当车辆碰撞时轴向压溃以由此吸收碰撞能量的车辆用碰撞能量吸收构件（也被称为车辆用轴压溃构件），并且更具体地涉及稳定改进碰撞能量吸收性能。
背景技术
近年来，从全球环境保护的角度出发，存在对车体的重量减小的需求。目前高强度钢板被广泛地应用于车体，特别是用于客箱（车厢）的***部件，这有助于通过减薄车体的壁而减小车体的重量。另一方面，用于发动机室和用于行李箱的框架（包括前框架和后框架）的出于提高强度目的的高强度钢板的强度最高仅达到了780MPa。原因在于，用作前框架和后框架的原料的高强度钢板不能过度增大，因为其涉及到下述问题并且与强度的提高相比在冲击能量吸收量方面未必引起那么大的提高。也就是说，前框架或后框架，其充当在碰撞时经受显著变形以吸收碰撞能量的碰撞能量吸收构件，可能在延展性方面劣化从而遭受显著破裂，或在碰撞时具有不稳定的变形形状从而不能获得稳定的压曲，因此，当原料钢的强度提高时，可能容易地发生局部破裂。
在上文提到的情况下，需要这样一种碰撞能量吸收构件，该碰撞能量吸收构件在为了提升构成前框架或后框架的碰撞能量吸收构件的强度以及实现进一步减小车体重量而增大强度的同时，还具有在碰撞时高效地吸收能量的性能。
为了满足这种需求，例如，专利文献（PTL）1公开了一种由钢板形成的碰撞能量吸收构件，该钢板具有包括面积比为60%或更大的奥氏体的显微组织。作为具有包括面积比为60%或更大的奥氏体的显微组织的钢板的一个例子，PTL1还公开了包含18%至19%的Cr和8%至12%的Ni的奥氏体基不锈钢板，示出了通过使用前述钢板而形成的碰撞能量吸收构件在碰撞时的变形传播性能可得以改善，以由此确保所期望的碰撞能量吸收性能。
PTL2公开了一种具有良好可加工性并且具有高动态变形抗力的高强度钢板。在PTL2中示出的高强度钢板具有多个相，所述多个相包含：铁素体和/或贝氏体，铁素体和贝氏体中的任一者用作主相；以及包含体积分数为3%至50%的残留奥氏体的第三相，并且所述高强度钢板具有高动态变形抗力，其中在大于0%至10%以下的预变形之后，准静态变形下的强度σs与动态变形强度σd之差（σd-σs）满足至少60MPa，当钢板以5×10-4至5×10-3（1/秒）的应变速率变形时，获得了准静态变形下的强度σs，当钢板以5×102至5×103（1/秒）的应变速率变形时，获得了动态变形强度σd，并且在5%至10%的应变下的加工硬化指数满足至少0.130。根据在PTL2中公开的技术，与从原料钢板强度估计的值相比较，通过使用（σd-σs）为至少60MPa的钢板制造的构件在碰撞时能够吸收更高的能量。
此外，PTL3公开了一种具有多相显微组织的高强度钢板，该多相显微组织由铁素体相和按整个显微组织计包含面积比为30%至70%的硬质第二相形成，铁素体相和硬质第二相分散至钢板中，其中在铁素体相中具有1.2μm或更小的结晶粒径的铁素体的面积比为15%至90%，并且具有1.2μm或更小的结晶粒径的铁素体的平均粒径ds与具有超过1.2μm的结晶粒径的铁素体的平均粒径dL之间的关系满足dL/ds≥3。在PTL3中公开的技术能够改善在压制成形时很重要的强度与延展性之间的平衡，以由此获得在高速变形时在能量吸收能力方面优异的高强度钢板，使得如此获得的高强度钢板可以应用于需要高的碰撞能量吸收性能的车体。
此外，根据PTL4和PTL5，使用引入凹部的矩形管状构件对在轴压溃变形时能够变形而不会崩裂和破裂的钢板进行了研究，并且发现，铁素体、贝氏体、奥氏体以及析出物的量和尺寸可以控制为允许钢板在碰撞时的变形模式中变形而不会导致崩裂和破裂。
此外，非专利文献（NPL）1示出了在碰撞压溃时稳定地压溃成波纹管形的帽型构件的实例。该构件由具有1155MPa拉伸强度和超细晶粒多相显微组织的薄钢板形成，其中对于在5%至10%范围内的真应变，n值为0.205。在NTL1中描述的薄钢板具有基于下述的化学组成：0.15%C-1.4%Si-4.0%Mn-0.05%Nb，并且薄钢板具有包括各自均呈亚微米尺寸的铁素体和第二相的显微组织，所述第二相包含12%至35%的残留奥氏体，该薄钢板的n值和应***化性高。
引用列表
专利文献
PTL1：JP2001-130444A
PTL2:JP H11-193439A
PTL3:JP2007-321207A
PTL4:JP2008-214645A
PTL5:JP2008-231541A
非专利文献
NPL1：Y.Okitsu and N.Tsuji；Proceedings of the2nd InternationalSymposium on Steel Science(ISSS2009),第253-256页,10月21-24日,2009,Kyoto,Japan:The Iron and Steel Institute of Japan。
发明内容
（技术问题）
根据在PTL1中公开的技术，碰撞能量吸收构件由含有大量奥氏体的钢板形成。奥氏体具有面心立方（fcc）晶体结构，并因而具有不易于脆化和破裂的特征，这能够在某种程度上增加在碰撞时被吸收的能量的量。然而，如在PTL1中公开的含有大量奥氏体的钢板具有约780MPa低拉伸强度，此外，与具有体心立方（bcc）结构的钢板相比其强度在以高应变速率变形时例如在碰撞时低，对于用作车辆碰撞能量吸收构件的原料而言，该钢板缺乏足够的强度。此外，Ni含量和Cr含量需要增大以获得含有大量奥氏体的钢板，这导致制造成本的增加。从该观点来看，PTL1的钢板不适合在车体构件中使用。
根据PTL2的技术，仅针对拉伸强度最高为约780MPa的钢板评估了帽型构件。由具有小于980MPa的拉伸强度的钢板形成的构件在碰撞变形时容易变形为波纹管状而不遭受破裂和断裂，因此，在碰撞变形时待被构件吸收的能量可以基于原料特性来估算。相比之下，由具有980MPa或更大的拉伸强度的钢板形成的构件在碰撞变形时遭受破裂和断裂，因此在碰撞时待被构件吸收的能量经常表现出比自原料特性所预期的值低的值。PTL2的技术在抑制由具有980MPa或更大的拉伸强度的高强度钢板形成的构件的高速压溃时的破裂和断裂以由此稳定地增大高速压溃时待吸收的能量方面具有困难。
根据PTL3中描述的技术，钢板具有纳米晶粒和微米晶粒的混合显微组织，其中将硬质第二相的类型和显微组织分数最优化，以由此获得强度高且同时具有高延展性的高强度钢板。然而，PTL3没有给出关于使用钢板形成碰撞能量吸收构件的描述，也没有提及在碰撞时抑制构件中的破裂和断裂以使得构件在轴向上被稳定地压曲成波纹管形以高效地吸收碰撞能量，否则当构件由具有980MPa或更大的拉伸强度的钢板形成时这变得成问题，因此，这仍然是不清楚的。
此外，根据PTL4和PTL5中描述的技术，C、Si、Mn、Ti和/或Nb各自被包含了适当的量，以便恰当地控制铁素体、贝氏体和残留奥氏体在钢板显微组织中的量，它们的粒径，在残留奥氏体中的C浓度，以及析出物的尺寸和数量，以由此在不遭受上文描述的崩裂和破裂的情况下实现轴压溃变形。然而，这些技术可能难以在不遭受崩裂和破裂的情况下稳定地实现轴压溃变形，尤其在具有980MPa或更大的拉伸强度的钢板中更是如此，并且仅仅在钢板具有上文提到的化学组成和显微组织的组合时才能有限地确保通过轴压溃变形实现稳定的能量吸收，因此存在对于由具有980MPa或更大的TS（拉伸强度）的钢板形成的构件的需求，该构件能够抑制高速压溃时的破裂和断裂，从而被稳定地压曲成波纹管形。
根据NPL1中公开的技术，构件由充当应***化性指标的n值被提高的钢板形成，以成形为在碰撞时在轴向上压溃成波纹管形的碰撞能量吸收构件。然而，本发明的发明人作了进一步研究发现：即使当使用具有高于0.205的n值的钢板来制造碰撞（冲击）能量吸收构件并且构件在轴向上冲击变形时，构件在一些情况下可能仍然无法被稳定地压曲（压溃）成波纹管形。
鉴于现有技术中固有的上述问题作出了本发明，并且本发明的一个目的是提供：一种由具有980MPa或更大的拉伸强度TS的高强度薄钢板形成的车辆碰撞能量吸收构件，该构件同样在碰撞时在轴碰撞能量吸收性能方面优异；以及其制造方法。在文中，当构件“在碰撞时在轴碰撞能量吸收性能方面优异”时，意指构件在车辆碰撞时在轴向上被稳定地压曲并且压溃变形成波纹管形，以由此高效地吸收碰撞能量，这也可以被称为“在轴压溃稳定性方面优异”。
（针对问题的解决方案）
为了达到上述目的，本发明的发明人制造了一种由高强度薄钢板构件形成并且截面为帽型的构件，并且使该构件经受轴碰撞变形，以便对构件的变形行为进行深入研究。因此，发明人已经设想：为了使构件在轴向上稳定地压曲以便被压溃变形成波纹管形，除了用作原料的高强度钢板的n值之外，高强度钢板的弯曲性能、特别是180度U形弯曲性能也是一个重要因素。发明人已经发现，180度U形弯曲性能低的构件无法被轴向压溃变形成波纹管形，即使高强度钢板的n值是高的亦如此，这是因为低的180度U形弯曲性能使得在碰撞时在变形部中发生撕裂和不均匀变形。
还发现，当构件被轴向压溃时发生的破裂主要在第一压曲部中产生，因此需要避免在第一压曲部中产生破裂，否则稳定的压曲无法在构件中发展并且构件不会被压溃变形成波纹管形。随后，发现在构件的压曲部中产生破裂是可避免的，只要压曲部的曲率半径等于或大于在原料钢板的180度U形弯曲中的极限弯曲半径即可。在文中，术语“极限弯曲半径”是指不会在钢板表面中引起破裂的最小曲率半径。在下文中，将180度U形弯曲简称为“弯曲”。只要原料钢板的厚度相同，那么曲率半径根据n值大致确定，并且更大的n值导致在压曲部中的曲率半径的增大。
也就是说，即使n值较高并因而压曲部中的曲率半径较大，当钢板的极限曲率半径比压曲部的曲率半径大时在构件的压曲部中仍然发生破裂。另一方面，即使n值较低并因而压曲部中的曲率半径较小，当钢板的弯曲性能优异并且钢板的极限弯曲半径等于或小于压曲部中的曲率半径时，也可以避免在构件的压曲部中产生破裂。
由于上述原因，已经发现重要的是，使钢板的极限曲率半径等于或小于压曲部中的曲率半径，因此为了在轴向上稳定地压曲构件，在钢板的n值与极限弯曲半径之间达成良好平衡是一个重要因素。
图1为示意性示出了本发明的基本构思（概念）的图。
图1的曲线示出了原料钢板的n值与压曲部的曲率半径之间的关系，其中当板厚相同时，压曲部的曲率半径基于n值来确定。当对于原料钢板所获得的极限弯曲半径比图1的曲线（断裂和撕裂发生区域）更大时，也就是说，当极限弯曲半径比基于n值确定的压曲部的曲率半径更大时，构件在碰撞变形时遭受断裂和撕裂，而不会在轴向上被压溃变形成波纹管形。
同时，当对于原料钢板所获得的极限弯曲半径等于或小于图1的曲线（波纹管形轴压溃区域）时，也就是说，当极限弯曲半径等于或小于基于n值所确定的压曲部的曲率半径时，构件在碰撞变形时变形为具有预定的曲率半径，使得构件在轴向上被稳定地压曲以便被压溃变形成波纹管形。
换言之，即使原料钢板的n值相同，由因极限弯曲半径的增大而使弯曲性能劣化的钢板形成的构件遭受断裂和撕裂并且无法被稳定地压曲成波纹管形。当钢板的n值增大时，基于n值确定的压曲部的曲率半径也增大，结果是，即使弯曲性能略微劣化并且极限弯曲半径增大，构件亦被稳定地压曲成波纹管形。
本发明基于下述发现：当构件在轴向上碰撞变形时，为了使构件被稳定地压曲成波纹管形，用其中n值与弯曲性能之间的关系满足预定的关系式的钢板形成构件是重要的。
在本文中，基于180度U形弯曲或基于90度V形弯曲来大致评估弯曲性能，并且在本发明中，使钢板经受180度U形弯曲试验以评估其弯曲性能。具体而言，180度U形弯曲通常具有比90度V形弯曲更大的极限弯曲半径，所述极限弯曲半径代表弯曲破裂极限，因而180度U形弯曲充当在更严苛条件下与弯曲相关联的指数。因此，180度U形弯曲作为轴压溃变形的指数表现出相对于n值的良好相关性。另一方面，对于90度V形弯曲所获得的极限弯曲半径充当在形成诸如帽形构件之类的构件中使用的指数，该帽形构件以约90度弯曲成形，因而90度V形弯曲在轴压溃变形中无法示出n值与弯曲性能之间的适当关系。在本文中，180度U形弯曲比90度V形弯曲更重要，因为当构件压溃变形成波纹管形时出现的压曲部/变形部类似于通过180度U形弯曲所获得的变形状态。
首先，描述充当本发明基础的实验结果。
一般而言，为了评估碰撞能量吸收构件如侧车架的轴压溃性能，使用具有正方形截面的构件。因此，各自具有图2（c）的截面的碰撞能量吸收构件（各自具有230mm的轴高度）通过使用拉伸强度在980MPa等级至1180MPa等级范围内的不同高强度薄钢板制成，并且在其轴向上使110kgf（千克力）的重物以等同于50km/小时的速率撞上构件中的每一个从而使得构件压溃变形160mm（毫米）。此后，选择被稳定地压曲成波纹管形的构件，并且在压溃之后进行受变形状态的观察。
除了薄钢板的拉伸性能之外，在文中使用的薄钢板还预先进行其n值的调查。n值均针对在5%至10%范围中的真应变计算得到。本文中，如果在拉伸试验中的均匀伸长率降到低于10%（这意味着不能计算出在10%的真应变下的应力），则针对在5%至可计算的最大真应变的范围中的真应变进行计算。n值利用下式进行计算。
n值=(lnσ10-lnσ5)/(ln0.1-ln0.05)
（其中σ10：在10%真应变下的真应力；σ5：在5%真应变下的真应力）
然而，如果无法采集在10%真应变下的数据，则针对可获得的最大真应变和与可获得的最大真应变相对应的真应力来进行计算。
测量在前文提到的压溃变形之后被压溃成波纹管形的部分（即，压曲部）的弯曲半径R(J)，并且图3示出了所获得的与n值相关的结果。在图3中，结果通过板厚t归一化，并且作为R(J)/t示出。以下述方式获得压曲部的半径。
也就是说，构件的压曲部的曲率半径通过使用用于曲率半径测量的R测量仪来测量，从中减去了板厚，由此获得了压曲部的弯曲半径。
参照图3，针对具有图2（c）的截面形状的构件J的压曲部的曲率半径R(J)与其n值之间的关系所获得的结果可被简化成R(J)/t与ln（n）之间的关系，即下式（a）:
R(J)/t＝1.31×ln(n)+5.21…(a)；
（其中t：钢板厚度（mm））。
如上所述，压曲部的弯曲半径基于n值来大致确定，因而具有通过将极限弯曲半径除以板厚（极限弯曲半径/板厚）而获得的落入式（a）的下侧区域中（即，在等于或小于1.31×ln(n)+5.21的区域中）的值的钢板允许构件J被稳定地压曲成波纹管形。同时，具有通过将极限弯曲半径除以板厚（极限弯曲半径/板厚）而获得的落入式（a）上侧的区域中（即，在大于1.31×ln(n)+5.21的区域中）的值的钢板使得其难以获得稳定的压曲。
接下来，为了消除构件形状的影响，考虑下述情形：使用的钢板在没有成形的情况下以平板形状经受压缩压曲。在评估压曲时，这可以被视为在最严苛条件下导致的压缩压曲的情形。这种压曲评估采取了最严苛的条件，并且使用图4示出的模型通过有限元分析获得在压曲部中的可获得的最小曲率半径R(P)。在有限元分析中使用动态显式法解析（dynamicexplicit method）。以壳模型形成板构件（25mm×40mm×1.2mm），其中板构件一端固定，而其另一端设置成使得板构件弯曲变形以呈U形，并且测量在板构件的内侧上的最小曲率半径。如此获得的结果可被简化为R(P)/t与ln（n）之间的关系，即下式（b）：
R(P)/t＝1.31×ln(n)+4.21…(b)。
式（b）所表达的关系连同式（a）的关系一起也示出在图3中。
本文中，具有通过将极限弯曲半径除以板厚（极限弯曲半径/板厚）而获得的落入式（b）下侧区域（即，在等于或小于1.31×ln(n)+4.21的区域）中的值的钢板允许构件被稳定地压曲成波纹管形，即使构件具有更接近使得难以确保稳定压曲的平板形状的浅截面形状时亦如此。
当在n值相同情况下将R(J)/t和R(P)/t彼此相比较时，R(P)/t比R(J)/t更小。认为其原因是由于通过在构件的截面的竖直壁上的限制所施加的影响，并且可以假设，压曲部的极限曲率半径R(J)在没有竖直壁的平板中被减小至最小。
上述结果表明构件可以在满足下式（1）的区域中在轴向上被稳定地压曲成波纹管形，其中原料钢板的极限弯曲半径Rc/t等于或低于由图3的式（a）所表达的曲线，也就是说，极限弯曲半径Rc/t等于或小于具有正方形截面的构件的压曲部的R(J)/t，
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)
（其中Rc：极限弯曲半径（毫米）；t：板厚（毫米）；以及n：在5%至10%的真应变之间获得的n值）。
此外，在满足下式（2）的区域中，其中极限弯曲半径Rc/t等于或低于由图3的式（b）所表达的曲线，也就是说，极限弯曲半径Rc/t等于或小于针对压曲的平板所获得的曲率半径R(P)/t。
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)
（其中Rc：极限弯曲半径（毫米）；t：板厚（毫米）；以及n：在5%至10%的真应变之间获得的n值），构件能够在轴向上被稳定地压曲成波纹管形，即使构件具有更接近使得难以确保稳定压曲的平板形状的浅截面形状时亦如此。至于极限弯曲半径和n值相对于构件的压溃状态的关系，作为对由各种原料形成并且成形为不同形状的构件的研究以及通过上式（1）和（2）的简化（在稍后将描述的图5中示出）的结果，已经确认即使n值大致相同，由因为过度增加的极限弯曲半径Rc而使弯曲性能劣化的钢板形成的构件也无法被稳定地压曲成波纹管形，然而即使弯曲性能已经劣化，更大的n值也允许构件被稳定地压曲。
基于这些发现和进一步的考虑，完成了本发明。
也就是说，本发明的主题如下：
（1）一种通过使高强度薄钢板成形而形成的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述高强度薄钢板具有至少980MPa的拉伸强度TS，以及具有满足下式（1）的n值和极限弯曲半径Rc：
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)；
其中：
Rc：极限弯曲半径（毫米），
t：板厚（毫米），以及
n：对于在5%至10%范围中的真应变所获得的n值。
（2）一种通过使高强度薄钢板成形而形成的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述高强度薄钢板具有至少980MPa的拉伸强度TS，并且具有满足下式（2）的n值和极限弯曲半径Rc：
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)；
其中：
Rc：极限弯曲半径（毫米），
t：板厚（毫米），以及
n：对于在5%至10%范围中的真应变所获得的n值。
（3）根据项（1）或（2）的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述高强度薄钢板包括含有以质量百分比计的如下组分的化学组成：
C:0.14%至0.30%；
Si:0.01%至1.6%；
Mn:3.5%至10%；
P:0.060%或更小；
S:0.0050%或更小；
Al:0.01%至1.5%；
N:0.0060%或更小；
Nb:0.01%至0.10%；以及
余量为Fe和偶存杂质，
其中所述高强度钢板具有显微组织，所述显微组织包括体积分数占整个所述显微组织的30%至70%的铁素体相和不同于所述铁素体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述第二相至少含有体积分数占整个所述显微组织的至少10%的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相具有1.5μm或更小的平均间隔。
（4）根据项（3）的车辆碰撞能量吸收构件，其中所述化学组成包含Si和Al使得Si和Al的总含量（Si+Al）满足按质量百分比计至少0.5%。
（5）一种通过使用高强度薄钢板作为原料来制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，所述高强度薄钢板被形成为预定形状以提供呈所述预定形状的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述原料选择性地采用具有至少980MPa的拉伸强度TS以及具有满足下式（1）的n值和极限弯曲半径Rc的高强度薄钢板；
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)；
其中：
Rc：极限弯曲半径（毫米），
t：板厚（毫米），以及
n：对于在5%至10%范围中的真应变所获得的n值。
（6）一种通过使用高强度薄钢板作为原料来制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，所述高强度薄钢板被形成为预定形状以提供呈所述预定形状的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述原料选择性地采用具有至少980MPa的拉伸强度TS以及具有满足下式（2）的n值和极限弯曲半径Rc的高强度薄钢板；
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)；
其中：
Rc：极限弯曲半径（毫米），
t：板厚（毫米），以及
n：对于在5%至10%范围中的真应变所获得的n值。
（7）根据项（5）或（6）的制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，
其中所述高强度薄钢板包括含有以质量百分比计的如下组分的化学组成：
C:0.14%至0.30%；
Si:0.01%至1.6%；
Mn:3.5%至10%；
P:0.060%或更小；
S:0.0050%或更小；
Al:0.01%至1.5%；
N:0.0060%或更小；
Nb:0.01%至0.10%；以及
余量为Fe和偶存杂质，
其中所述高强度钢板具有显微组织，所述显微组织包括体积分数占整个所述显微组织的30%至70%的铁素体相和不同于所述铁素体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述第二相至少含有体积分数占整个所述显微组织的至少10%的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相具有1.5μm或更小的平均间隔。
（8）根据项（7）的制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，其中所述化学组成包含Si和Al使得Si和Al的总含量（Si+Al）满足按质量百分比计至少0.5%。
（本发明的有利效果）
本发明使得能够容易和稳定地制造车辆碰撞能量吸收构件，所述构件通过成形具有至少980MPa的拉伸强度TS的高强度薄钢板而形成，同时在轴碰撞能量吸收性能方面优异，由此提供了卓越的工业效果。此外，根据本发明，980MPa或更大的高强度薄钢板可被用作原料，其实现了诸如前框架和后框架之类的碰撞能量吸收构件的强化，使得车体的重量减小。
附图说明
下面参照附图对本发明进行进一步地描述，在附图中：
图1为示意性示出了车辆碰撞能量吸收构件的极限弯曲半径（Rc）和n值之间的关系如何影响在碰撞时车辆碰撞能量吸收构件的轴压溃变形行为的说明性图；
图2为示意性示出了用在实施例中的车辆碰撞能量吸收构件的形状的说明性图；
图3为示出了具有正方形截面形状的构件J和平板状构件P的n值与压曲时的曲率半径之间的关系；
图4为示意性示出了用于模拟平板状构件的压缩压曲的有限元分析模型的解释性图；以及
图5为示出了在实施例中获得的极限弯曲半径Rc/t与n值之间的关系的图。
具体实施方式
首先，描述了根据本发明的车辆碰撞能量吸收构件的配置。根据本发明的车辆碰撞能量吸收构件由高强度薄钢板形成，所述原料钢板成形为预定的形状。在文中使用的术语“预定的形状”，没有必要特别地限制，可以优选地指能够在轴向上高效地吸收碰撞能量的圆柱形或多边形截面形状。此外，不需要特别地限制将原料钢板成形为某一形状的方法，并且可以使用任何通常采用的方法，包括例如压制成形和弯曲成形。
随后，待用作本发明的构件的原料的高强度薄钢板具有至少980MPa的拉伸强度TS，以及还具有满足下式（1）或（2）的n值和极限弯曲半径Rc：
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)
（其中Rc：极限弯曲半径（毫米）；t：板厚（毫米）；以及n：在5%至10%的真应变之间获得的n值），或
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)
（其中Rc：极限弯曲半径（毫米）；t：板厚（毫米）；以及n：在5%至10%的真应变之间获得的n值）。这里，在文中的“薄钢板”指的是具有3.2mm或更小的板厚的钢板。
当构件由具有满足上式（1）的n值和极限弯曲半径Rc的高强度薄钢板形成时，允许构件在车辆碰撞时在轴向上被稳定地压曲以便压溃变形成波纹管形，由此高效地吸收碰撞能量，即使原料钢板为具有980MPa或更大的拉伸强度TS的高强度钢板时亦如此。当原料钢板的n值和极限弯曲半径Rc不满足上式（1）时，在将构件在轴向上压溃时，弯曲变形部在第一压曲处经受破裂（撕裂），这妨碍了其后压曲发展成波纹管形。因此，不能确保构件的稳定压曲，从而无法确保构件所期望的性能来高效地和高度地吸收碰撞能量。
也就是说，在将构件在轴向上压溃时，即使原料钢板的n值相同并且因而在压曲时获得的构件的弯曲部的曲率半径（其基于n值确定）也相同，只要原料钢板为具有满足上式（1）或（2）的较小极限弯曲半径Rc的高强度钢板，则构件当在轴向上被压溃时仍然能够稳定地压曲从而被压溃变形为波纹管形，而不会遭受在压曲部中的破裂。此外，只要钢板具有足够小的以满足上式（1）的极限弯曲半径，那么即使具有不是太大的n值（例如，0.20或更小的n值）的原料钢板，也仍然能够当在轴向上压溃时稳定地压曲从而被压溃变形为波纹管形，而不会遭受在压曲部中的破裂。
此外，当构件由满足上式（2）的高强度钢板形成时，即使构件具有更接***板形的浅截面形状也能够获得优异的压溃性能。
在此，n值以下列方式获得。从高强度薄钢板采集试样（用于拉伸试验的JIS5号试样：GL50mm），使试样根据JIS Z2241经受拉伸试验，并且将针对在5%至10%范围中的真应变通过在JIS Z2253中定义为两点法的下式而获得的值用作本文中的n值，其中：
n值＝(lnσ10-lnσ5)/(ln0.1-ln0.05)
（其中σ10：在10%的真应变下的真应力；σ5：在5%的真应变下的真应力）。
然而，如果无法采集在10%真应变下的数据，则针对可获得的最大真应变和与可获得的最大真应变相对应的真应力来进行计算。
此外，以下列方式获得极限弯曲半径Rc。使根据JIS Z2248从高强度薄钢板（板厚:t mm）采集的试样通过将试样沿着模具弯曲来进行180度U形弯曲试验，以获得在弯曲的外侧上不会导致目视可识别的线性破裂的最小弯曲半径，并且将最小弯曲半径定义为极限弯曲半径Rc，所述模具具有以0.5mm的间距（pitch）变化的尖端曲率半径R。在文中的破裂不是指由夹杂物导致的细裂纹。通常，长度为1mm或更小的裂纹可归因于夹杂物。
用作本发明的构件的原料的高强度薄钢板在例如其组成和显微组织方面不受特别限制，只要钢板具有满足上式（1）或（2）的n值和极限弯曲半径Rc即可。
在此，为了满足式（1）或（2），钢板特别优选地形成为薄钢板，该薄钢板包括含有以质量百分比计的如下组分的化学组成：C:0.14%至0.30%；Si:0.01%至1.6%；Mn:3.5%至10%；P:0.060%或更小；S:0.0050%或更小；Al:0.01%至1.5%；N:0.0060%或更小；Nb:0.01%至0.10%；余量为Fe和偶存杂质，并且钢板具有显微组织，所述显微组织包括体积分数占所述整个所述显微组织的30%至70%的铁素体相和不同于所述铁素体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述第二相至少含有体积分数占所述整个所述显微组织的至少10%的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相具有1.5μm或更小的平均间隔。
首先，描述对优选作为形成本发明的构件的原料的高强度薄钢板的各组分的含量进行限制的原因。
在下文中，各组分的质量%通过%来简单地表示。
C:0.14%至0.30%
碳（C）为用于通过改善淬火硬化性以增大硬质相的体积分数从而提高钢强度、同时集中于奥氏体中以使奥氏体稳定化以便使奥氏体在室温下稳定化的元素。C含量需要为至少0.14%以获得如上文描述的这种效果。另一方面，C含量超过0.30%易于引发点焊能力的显著劣化和弯曲性能的显著下降。因此，C含量限定为在0.14%至0.30%的范围中，优选地限定为0.23%或更小。
Si:0.01%至1.6%
硅（Si）为有助于通过固溶体强化来提高强度并且还改善延展性的元素。Si含量需要为至少0.01%以获得如上文描述的这种效果。另一方面，在Si含量超过1.6%的情况下，Si作为氧化物集中在钢板表面，导致化学转化处理失效和裸点。因此，Si含量限定为在0.01%至1.6%的范围中，优选地限定为在0.1%至1.0%的范围中。
Mn:3.5%至10%
锰（Mn）高效地促进强度提高并且还具有稳定奥氏体的作用从而提高伸长率和n值。Mn含量需要至少为3.5%以获得上文所描述的这种效果。另一方面，Mn含量过度超过10%呈现显著的偏析，并且显微组织由于Mn等的偏析而遭受转变点的局部差异。结果，钢板具有不均匀的显微组织，其中铁素体相和马氏体相以带的形式存在，这使得弯曲性能劣化。此外，在这种情况下，Mn作为氧化物集中在钢板表面，这可导致镀层失效。因此，Mn含量限定为在3.5%至10%的范围中，优选地限定为在4.0%至7.0%的范围中。
P≤0.060%
磷（P）有助于提高强度，然而使焊接性劣化。当P含量超过0.060%时这种副作用变得显著。因此，P含量限定为0.060%或更小。在此，P含量的过度减少导致在炼钢工艺的成本增大，因此P含量优选为至少0.001%。优选地，P含量为0.025%或更小，并且更优选地为0.015%或更小。
S≤0.0050%
硫（S）为导致热脆性的元素，并且当以大量包含时可导致制造过程中的麻烦。此外，S在钢板中形成了作为夹杂物的MnS，其在冷轧之后作为板状夹杂物保留，因而使原料的最终可变形性劣化，由此损害了弯曲性能。当S含量超过0.0050%时，这种由S施加的副作用变得显著。因此，S含量限定为0.0050%或更小。在此，S含量的过度减小导致在炼钢工艺中脱硫成本的增大，因此S含量优选地为至少0.0001%，并且更优选地为0.0030%或更小。
Al:0.01%至1.5%
铝（Al）为在炼钢工艺中作为脱氧剂有效的元素，并且还用于将非金属夹杂物分离进入炉渣，所述非金属夹杂物会使弯曲性能劣化。此外，Al具有将C集中在奥氏体中以使奥氏体稳定化的功能，由此提高了伸长率和n值。Al含量需要至少为0.01%以获得如上文描述的这种效果。另一方面，超过1.5%的Al含量不仅导致原料成本的增加而且导致焊接性的显著劣化。因此，Al含量限定为在0.01%至1.5%的范围中，优选地限定为在0.02%至1.0%的范围中。
N≤0.0060%
氮（N）形成了溶质以提高强度，然而N含量的过度增加减小了钢板的延展性。为纯化铁素体以提高延展性起见，优选将N含量抑制至最少，然而，只要N含量为0.0060%或更小，本发明的效果保持不受影响，因此N含量限定为0.0060%或更小。然而，N含量的过度减小导致炼钢成本的增大，因而N含量优选地为至少0.0001%。
Nb:0.01%至0.10%
铌（Nb）为与C或N成键的元素，以由此在钢中形成细小的碳化物或细小的氮化物，并且高效地有助于：铁素体颗粒在冷轧-退火之后的细化；以及作为硬质相的奥氏体的均匀细微分散和强度增加。特别地，在退火工艺中对于加热速率的恰当控制使得铁素体和硬质相细化，这改善了弯曲性能，结果是当构件在轴向上被压溃时，钢板可以被稳定地压曲以便被压溃变形成波纹管形。Nb含量需要为至少0.01%以获得上文所描述的效果。另一方面，Nb含量超过0.10%使得这种效果饱和，并且还导致热轧板的硬化，这导致热轧载荷和冷轧载荷的增大，降低了生产率。此外，过多含量的Nb在铁素体中产生过多的析出物，这使铁素体的延展性劣化，损害了伸长率和弯曲性能。因此，Nb含量限定为在0.01%至0.10%的范围中，优选在0.03%至0.07%的范围中。
如上文示出了基本组分，各自均落入上述范围中的Si+Al的总含量优选地为至少0.5%。
Si和Al均为用于抑制渗碳体的析出同时使得C易于集中在奥氏体中的元素。Si和Al的总含量优选地为至少0.5%以便在钢板中更高效地保持10%或更多的奥氏体。总含量更优选为至少0.7%。
除了上文提到的组分之外，余量包括Fe和偶存杂质。
用作本发明的构件的原料的高强度薄钢板具有上述化学组成，而且还具有显微组织（多个相），该显微组织包括体积分数为30%至70%的铁素体相和不同于铁素体相的第二相。本文中，铁素体相由具有1.0μm或更小的平均粒径的细颗粒形成。使用被如此细化以具有1.0μm或更小的平均粒径的铁素体相，能够确保所期望的高强度（TS:至少980MPa）并且甚至能够提高弯曲性能。然而，当铁素体相的平均粒径超过1.0μm时，不再能够预期上述效果。因此，铁素体相的平均粒径限定为1.0μm或更小，并且优选为0.8μm或更小。
同时，不同于铁素体相的第二相是至少含有体积分数占整个显微组织的至少10%的残留奥氏体相的硬质第二相。如此包含的硬质第二相导致强度和延展性的提高。残留奥氏体相以体积分数至少为10%被包含并且细微地分散使得在残留奥氏体相区域中具有1.5μm或更小的平均间隔，这增大了n值同时确保了优异的弯曲性能，由此允许将n值与极限弯曲半径之间的关系调整为落入所期望的范围内。此外，具有如上所述调整的显微组织的钢板使得构件在压溃时变形为被稳定地压曲成波纹管形。特别地，包含少于10%的或粗糙地分散成具有大于1.5μm的平均间隔的残留奥氏体相无法确保所期望的弯曲性能。残留奥氏体相优选以体积分数至少为15%被包含，平均间隔为1μm或更小。残留奥氏体相优选具有0.1μm至1μm的平均粒径。
本文中，除了残留奥氏体相，硬质第二相还可以包括贝氏体（包括回火的贝氏体）相、马氏体（包括回火的马氏体）相以及渗碳体相。毋庸赘述，除了残留奥氏体相之外的每一个硬质第二相优选也类似于残留奥氏体相细微地分散。
接下来，对制造用作本发明的构件的原料的高强度薄钢板的优选方法进行描述。
具有上文描述的化学组成的钢原料可以优选地依次进行热轧工艺、酸洗工艺、冷轧工艺以及退火工艺，以由此形成高强度薄钢板。
制造钢原料的方法不受特别限制，并且任何常规钢熔化方法如转炉法可以优选地用来制备具有上文提到的化学组成的钢水，该钢水可以经受连铸法和铸锭和初轧法，以由此获得厚板坯（作为钢原料）。
如此获得的板坯（钢原料）优选地在一旦冷却并且随后重新加热之后或在浇铸后在没有进行热处理的情况下直接经受热轧工艺。
在热轧工艺中的加热温度优选地在1150℃至1400℃的范围内。降到低于1150℃的加热温度不能获得足够的均匀性，而高于1400℃的高加热温度导致显著的氧化损失，使成品率劣化。出于减小Mn偏析的效果以提高弯曲性能的目的，加热温度优选地为至少1250℃。
在热轧工艺中，板坯经受粗轧和精轧从而获得热轧板，将该热轧板卷绕成卷。
粗轧的条件不受具体限制，只要能够形成呈所期望尺寸形状的薄板坯即可。此外，在精轧中，精轧最终温度限定为落入850℃至950℃的范围内。落在上述范围之外的精轧最终温度不能使热轧板显微组织均匀化，从而导致可加工性如伸长率和弯曲性能的劣化。
在完成精轧之后，钢板在至750℃的温度范围中以5℃/秒至200℃/秒的平均冷却速率进行冷却。该方式使得可以抑制包括铁素体相和珠光体相的两个相的带状组织的产生。卷取温度限定为在350℃至650℃的范围内。降到低于350℃的卷取温度过度地增大了钢板强度，这使得难以将板传递至下一个步骤并且难以在该板上进行冷轧。另一方面，超过650℃的卷取温度导致内氧化层在钢板表面的过度产生，这使抗疲劳性显著劣化。
接下来，热轧板经受冷轧工艺，在冷轧工艺中，板经受酸洗并且随后经受冷轧以获得冷轧板。
出于使显微组织精细化的目的，在冷轧中的冷轧压下率优选为至少30%。在此，当热轧板是硬的时，可以设想将板加热至约500℃并且经受温轧而不是冷轧。然而，根据本发明，在冷轧工艺中的应变积累在使显微组织精细化的过程中是关键的，因而将钢板在室温下进行轧制，而不是在导致应变回复的温度下进行温轧。
或者，可以使热轧板退火以被软化。冷轧压下率优选地限制为60%或更小，因为否则轧制载荷增大而使得难以进行冷轧。
随后，所得的冷轧板通过使钢板经受退火而经受退火工艺，以获得经冷轧退火的退火板。
在退火工艺中，在冷却之前在退火和加热时控制钢板显微组织，以优化最终获得的铁素体的体积分数和粒径。在本发明中，从300℃至600℃的初次加热以1℃/秒至50℃/秒的快速平均加热速率来进行，之后，以0.1℃/秒至10℃/秒的平均加热速率来进行从600℃至退火温度的二次加热，由此将钢板加热至650℃至750℃的退火温度。
以平均1℃/秒至50℃/秒的快速加热速率进行的初次加热使得能够抑制铁素体晶粒的晶粒生长和使奥氏体相在铁素体基体中细微分散，结果是，铁素体晶粒和硬质第二相可以细微地分散在显微组织中。此外，以0.1℃/秒至10℃/秒的加热速率进行的二次加热使得能够精确控制退火温度。
退火温度限定为在从650℃至750℃的范围内。降至低于650℃的退火温度导致在冷轧期间产生的应变得以残留，这使弯曲性能劣化。另一方面，高于750℃的高退火温度导致晶粒粗化，从而不能获得所期望的细微显微组织。
本文中，优选退火温度在上述退火温度范围中保持10秒至500秒。小于10秒的保持时间导致在冷轧期间的应变残留，这使弯曲性能劣化。同时，即使退火进行超过500秒的长时间段，也几乎不能识别任何结构变化，因而保持时间的上限优选地限定为500秒。
在上文提到的退火温度中保持之后，将钢板以1℃/秒至30℃/秒的平均冷却速率冷却至200℃或更低的温度范围。小于1℃/秒的冷却速率在冷却时花费了长时间，引起成本增加。另一方面，在高于30℃/秒的冷却速率下的快速冷却导致在钢板中不均匀的冷却，这使得材料品质不稳定。或者，钢板可以从退火温度冷却至350℃至500℃的温度范围，并且随后在350℃至500℃的温度范围中保持至少10秒，优选保持至少120秒，然后冷却至室温。
在退火工艺中的冷却期间，可以对钢板进行镀锌退火工艺，其中将板浸入至热浸镀镀锌浴中，随后通过例如气体擦拭（gas wiping）来调整锌涂层量，并且进一步加热至预定温度。此外，在退火之后，钢板可以没有任何问题地进行通常用于车辆用钢板的锌或镍的电镀以及表皮光轧。
实施例
（实施例1）
具有表1的化学组成的每种钢水通过炼钢工艺而制备并且浇铸成厚度为300mm的板坯（钢原料）。随后，如此获得的板坯各自加热至如表2所示的加热温度，然后在如表2示出的条件下经受包括精轧在内的热轧，之后在表2示出的条件下冷却并且在表2的卷取温度下卷绕成卷，以获得热轧板（板厚：2.4mm）。
随后，如此获得的热轧板各自在表2示出的冷轧压下率下经受冷轧，以获得冷轧钢板（板厚：1.2mm）。随后，如此获得的冷轧钢板各自在表2示出的条件下经受退火工艺。
对如此获得的钢板（冷轧退火板）进行显微组织观察、拉伸试验以及弯曲试验。测试方法如下。
（1）显微组织观察
从每一块获得的钢板采集用于显微组织观察的试样，在与轧制方向平行的板厚方向的截面上对试样进行抛光，并且随后使用3%的硝酸乙醇溶液进行蚀刻，以便使用扫描电子显微镜（放大倍率1000至5000）观察在板厚方向上从钢表面至板1/4位置的区域中的显微组织，由此识别显微组织并且使用如此拍摄的显微照片通过截距法测量铁素体相的晶粒尺寸。在截距法中，分别沿垂直方向和水平方向绘制在显微照片比例上各自对应于20μm的长度的直线，以由此计算出铁素体的平均粒径。为了获得铁素体相的显微组织分数，显微照片使用市售图像处理软件（Paint Shop Pro Ver.9（商品名）（Corel公司发售）进行处理，并且二值化为铁素体相和第二相，以便测量铁素体相的比例，该比例被定义为铁素体相的体积分数。
此外，残留奥氏体相的显微组织分数（体积分数）通过X射线衍射来测量。研磨钢板至从钢板表面到板厚的1/4位置处，随后化学抛光另外的0.1mm。在该经研磨和抛光的表面上，通过利用Mo的Kα线的X射线衍射仪，测量对于FCC（面心立方）铁的（200）、（220）和（311）面以及BCC（体心立方）铁的（200）、（211）和（220）面的积分强度。从以上测量，对残留奥氏体的显微组织分数（体积分数）进行计算。为了获得残余奥氏体相的分布，在板厚的1/4位置处通过电子背散射衍射图（EBSP）来识别FCC相，并且基于如此获得数据，计算出对于每个FCC相的平均粒径和平均间隔。残留奥氏体的平均粒径使用剖析法来计算，在剖析法中，在EBSP图上沿垂直方向和水平方向绘制在EBSP的图比例上各自对应于20μm长度的直线，然后对各段求平均值。为了获得残留奥氏体的平均间隔，在EBSP图上在随机的方向上绘制10条直线，并且测量在残留奥氏体颗粒之间的铁素体颗粒的线段，将其平均以获得残留奥氏体的平均间隔。
（2）拉伸试验
从每块获得的钢板根据JIS Z2201采集的JIS5号试样根据JIS Z2241经受拉伸试验，以由此获得拉伸性能（拉伸强度TS），所述试样的纵向（拉伸方向）在与轧制方向成90度的方向上。基于在拉伸试验中获得的应力-应变数据，针对在5％至10％范围中的真应变通过在JIS Z2253中定义为两点法的下式，计算n值。
n值=lnσ10-lnσ5/(ln0.1–ln0.05)
（其中σ10：在10%的真应变下的真应力；σ5：在5%的真应变下的真应力）
本文中，如果无法计算在10%真应变下的数据，则使用可获得的最大真应变和与可获得的最大真应变相对应的真应力来进行计算。
（3）弯曲试验
从每块获得的钢板中根据JIS Z2248采集的弯曲试样（30mm宽×100mm长）通过将试样沿着模具弯曲来经受180度U形弯曲试验，并且目视观察弯曲部的外侧是否存在任何产生的破裂，以获得不会导致破裂的最小弯曲半径Rc（mm），并且将最小弯曲半径定义为极限弯曲半径Rc（mm），所述模具具有以0.5mm的间距变化的尖端曲率半径R。本文中，由夹杂物导致的1mm或更小的长度的裂纹不是观察的主题。
在表3中示出了获得的结果。
接下来，从具有上述性质的每一块高强度薄钢板中采集试验原料，并且用于通过弯曲成形来制造具有图2的截面形状的构件，并且如此形成的构件附接有充当背板的590MPa级别的高强度钢板，由此获得了各具有高度为420mm（W）和高度为260mm（X）的两种类型的压溃构件。在此，获得了在构件的截面中与背板平行或垂直的边中的最短边b与板厚t之间的比率，对于构件X而言为b/t=33.3并且对于构件W而言为b/t=33.3。压溃试验通过使用如上所述配置的这些压溃构件来进行。测试方法如下。
（4）压溃试验
根据构件的不同，使用在110kgf至190kgf之间变化的重物在轴向上以等同于每小时50千米的速率压溃各个压溃构件，使得压溃至200mm的高度或240mm的高度。在压溃之后，目视辨别构件如何变形，同时计算直至预定的压溃量所吸收的能量的量。
所获得的结果示出在表4中。
[表1]
Figure GDA0000429005260000231
[表2]
Figure GDA0000429005260000241
[表3]
Figure GDA0000429005260000251
[表4]
Figure GDA0000429005260000261
＊)参见图2
当钢板具有高达980MPa或大于980MPa的拉伸强度TS并且n值和极限弯曲半径满足式（1）和（2）时，所有的本发明实施例使得构件在轴向上被稳定地压曲以被压溃变形成波纹管形。于是，在这种情况下，当压溃时所吸收的能量高达11.5kJ或更多，这意味着构件的碰撞能量吸收性能优异。另一方面，当将构件在轴向上压溃时，在本发明的范围之外的对比例产生破裂并遭遇不均匀变形，另外，在碰撞时所吸收的能量小于11.5kJ，这意味着构件与被稳定地压曲成波纹管形的构件相比在碰撞能量吸收性能方面不良。
（实施例2）
使用具有在表5中示出的拉伸性能、n值以及弯曲性能（机械弯曲半径Rc）薄钢板（每一个薄钢板具有980MPa级别至1300MPa级别的拉伸强度）作为原料来制造碰撞能量吸收构件。将碰撞能量吸收构件形成为图2的构件X、W以及J的这些形状中之一。背板各自由590MPa级别高强度钢板形成，如实施例1那样。
通过使用如上所述配置的这些碰撞能量吸收构件来进行压溃试验。试验方法与在实施例1中采用的那些方法相同。
获得的结果如表5所示。
[表5]
Figure GDA0000429005260000271
所有本发明实施例均在轴向上被稳定地压曲以被压溃变形成波纹管形。
此外，实施例1和实施例2所获得的关于极限弯曲半径和n值的结果共同示出在图5中。在图5中，白色的圆圈均代表其中构件被稳定地压曲成波纹管形的情况，而黑色的圆圈均代表其中构件遭受撕裂的产生并且没有被稳定地压溃成波纹管形的情况。
根据图5能够理解的是，当将极限弯曲半径除以板厚（极限弯曲半径/板厚）所获得的值满足式（1）和（2）时，构件在碰撞时在轴向上被稳定地压曲成波纹管形并且具有优异的碰撞能量吸收性能。例如，当原料钢板具有大的n值时，构件稳定地压溃成波纹管形。同时，即使n值相当小，例如，n值为0.20或更小，只要通过将极限弯曲半径除以板厚（极限弯曲半径/板厚）所获得的值满足式（1）和（2），那么构件仍然允许被稳定地压溃。同时，由不满足式（1）的钢板形成的构件无论构件的形状如何也遭受撕裂的产生，并且不能获得稳定的压溃变形。

Claims (8)

1.一种通过使高强度薄钢板成形而形成的车辆碰撞能量吸收构件，其中所述高强度薄钢板具有至少980MPa的拉伸强度TS，以及具有满足下式(1)的n值和极限弯曲半径Rc：
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)；
其中：
Rc：极限弯曲半径(毫米)，
t：板厚(毫米)，以及
n：对于在5％至10％范围中的真应变所获得的n值。
2.一种通过使高强度薄钢板成形而形成的车辆碰撞能量吸收构件，其中所述高强度薄钢板具有至少980MPa的拉伸强度TS，并且具有满足下式(2)的n值和极限弯曲半径Rc：
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)；
其中：
Rc：极限弯曲半径(毫米)，
t：板厚(毫米)，以及
n：对于在5％至10％范围中的真应变所获得的n值。
3.根据权利要求1或2所述的车辆碰撞能量吸收构件，其中所述高强度薄钢板包括含有以质量百分比计的如下组分的化学组成：
C：0.14％至0.30％；
Si：0.01％至1.6％；
Mn：3.5％至10％；
P：0.060％或更小；
S：0.0050％或更小；
Al：0.01％至1.5％；
N：0.0060％或更小；
Nb：0.01％至0.10％；以及
余量为Fe和偶存杂质，
其中所述高强度钢板具有显微组织，所述显微组织包括体积分数占所述整个所述显微组织的30％至70％的铁素体相和不同于所述铁素体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述第二相至少含有体积分数占所述整个所述显微组织的至少10％的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相具有1.5μm或更小的平均间隔。
4.根据权利要求3所述的车辆碰撞能量吸收构件，其中所述化学组成包含Si和Al使得Si和Al的总含量(Si+Al)满足按质量百分比计至少0.5％。
5.一种通过使用高强度薄钢板作为原料来制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，所述高强度薄钢板被形成为预定形状以提供呈所述预定形状的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述原料选择性地采用具有至少980MPa的拉伸强度TS以及具有满足下式(1)的n值和极限弯曲半径Rc的高强度薄钢板；
Rc/t≤1.31×ln(n)+5.21…(1)；
其中：
Rc：极限弯曲半径(毫米)，
t：板厚(毫米)，以及
n：对于在5％至10％范围中的真应变所获得的n值。
6.一种通过使用高强度薄钢板作为原料来制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，所述高强度薄钢板被形成为预定形状以提供呈所述预定形状的车辆碰撞能量吸收构件，
其中所述原料选择性地采用具有至少980MPa的拉伸强度TS以及具有满足下式(2)的n值和极限弯曲半径Rc的高强度薄钢板；
Rc/t≤1.31×ln(n)+4.21…(2)；
其中：
Rc：极限弯曲半径(毫米)，
t：板厚(毫米)，以及
n：对于在5％至10％范围中的真应变所获得的n值。
7.根据权利要求5或6所述的制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，其中所述高强度薄钢板包括含有以质量百分比计的如下组分的化学组成：
C：0.14％至0.30％；
Si：0.01％至1.6％；
Mn：3.5％至10％；
P：0.060％或更小；
S：0.0050％或更小；
Al：0.01％至1.5％；
N：0.0060％或更小；
Nb：0.01％至0.10％；以及
余量为Fe和偶存杂质，
其中所述高强度钢板具有显微组织，所述显微组织包括体积分数占所述整个所述显微组织的30％至70％的铁素体相和不同于所述铁素体相的第二相，所述铁素体相具有1.0μm或更小的平均粒径，所述第二相至少含有体积分数占所述整个所述显微组织的至少10％的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相具有1.5μm或更小的平均间隔。
8.根据权利要求7所述的制造车辆碰撞能量吸收构件的方法，其中所述化学组成包含Si和Al使得Si和Al的总含量(Si+Al)满足按质量百分比计至少0.5％。
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