CN104136643B - 钢材及冲击吸收构件 - Google Patents

Abstract

冲击吸收能量高、冲击荷重负荷时的裂纹的产生得到抑制的、成为冲击吸收构件的原材的钢材，以质量％计，具有由C：0.05～0.18％、Mn：1～3％、Si+Al：0.5％以上低于2.5％、N：0.001～0.015％、根据需要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、其余为Fe及杂质构成的化学组成；并具有由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率在70％以上、马氏体的面积率在5～30％，且满足下式(1)及(2)的钢组织：(1)1.2≤H_M0/H_B0≤1.6(2)0.90≤{(H_M10/H_M0)/(H_B10/H_B0)}≤1.3式中，H_M0及H_M10分别表示所述马氏体的初始及10％拉伸变形后的平均纳米硬度，H_B0及H_B0分别表示所述贝氏体的初始及10％拉伸变形后的平均纳米硬度。

Description

钢材及冲击吸收构件

技术领域

本发明涉及钢材及冲击吸收构件。具体来讲，本发明涉及冲击荷重负荷时的裂纹的产生得到抑制、且有效流动应力高的冲击吸收构件，以及适合作为其原材的钢材。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，作为用于降低汽车的CO₂排放量的一个方法，寻求汽车车体的轻质化，指向了汽车用钢材的高强度化。这是由于通过提高钢材的强度，可以实现汽车用钢材的薄壁化。另一方面，针对汽车的冲击安全性提高的社会性要求也日益增高。因此，不仅仅是钢材的高强度化，还期待开发出行驶中碰撞时的耐冲击性也优异的钢材。

在此，碰撞时汽车用钢材的各部位以数十(s^-1)以上的高变形速度受到形变，因此要求动态强度特性优异的高强度钢材。作为这种高强度钢材，已知有静动差(静强度与动态强度之差)高的低合金TRIP钢、以及以马氏体为主体的具有第2相的复相组织钢这样的高强度复相组织钢材。

关于低合金TRIP钢，例如专利文献1公开了一种动态变形特性优异的汽车碰撞能量吸收用的形变诱导相变型高强度钢板(TRIP钢板)。

另一方面，关于以马氏体为主体的具有第2相的复相组织钢板，提出下述的方案。

专利文献2公开了一种高强度钢板，其由微小的铁素体晶粒构成，结晶粒径在1.2μm以下的纳米晶粒的平均粒径ds与结晶粒径超过1.2μm的微晶粒的平均结晶粒径dL满足dL/ds≥3的关系，强度和延展性平衡优异、且静动差在170MPa以上。

专利文献3公开了一种静动比高的钢板，其由平均粒径在3μm以下的马氏体和平均粒径在5μm以下的马氏体的2相组织构成。

专利文献4公开了一种冲击吸收特性优异的冷轧钢板，其含有75％以上的平均粒径在3.5μm以下的铁素体相，其余由回火马氏体构成。

专利文献5公开了一种冷轧钢板，为加预应变后由铁素体和马氏体构成的2相组织，其5×10²～5×10³/s的应变速度下的静动差在60MPa以上。

专利文献6公开了一种仅由85％以上的贝氏体和马氏体等的硬质相构成的耐冲击特性优异的高强度热轧钢板。

〔在先技术文献〕

〔专利文献〕

专利文献1：日本特开平11-80879号公报

专利文献2：日本特开2006-161077号公报

专利文献3：日本特开2004-84074号公报

专利文献4：日本特开2004-277858号公报

专利文献5：日本特开2000-17385号公报

专利文献6：日本特开平11-269606号公报

发明内容

然而，作为以往的冲击吸收构件原材的钢材存在下面这样的问题。即，为了提高冲击吸收构件(以下也简称“构件”)的冲击吸收能量，作为冲击吸收构件原材的钢材(以下也简称“钢材”)的高强度化是必需的。

但是，在《塑性和加工》(「塑性と加工」)第46巻第534号641～645页中公开了决定冲击吸收能量的平均荷重(F_ave)由F_ave∝(σY·t²)/4给出，其中

σY：有效流动应力

t：板厚

由此可理解，冲击吸收能量很大程度依赖于钢材的板厚。因此，单纯使钢材高强度化，对于使冲击吸收构件兼顾薄壁化和高冲击吸收性能是存在限度的。

此外，例如在国际公开第2005/010396号小册子、国际公开第2005/010397号小册子、以及国际公开第2005/010398号小册子中公开的那样，冲击吸收构件的冲击吸收能量也很大程度地依赖于其形状。因此，通过以使塑性变形功增加的方式对冲击吸收构件的形状进行最优化，有可能能够飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能量，达到仅通过钢材高强度化所无法达到的水平。

然而，即使以使塑性变形功增大的方式对冲击吸收构件形状进行了最优化，若钢材不具有能耐得住该塑性变形功的变形能力，在所设想的塑性变形完成之前，冲击吸收构件就早早发生裂纹。如果这样的话，无法增大塑性变形功，不能飞跃性地提高冲击吸收能量。此外，如果冲击吸收构件较早发生裂纹，则可能招致对与该冲击吸收构件相邻配置的其它构件造成损伤等非预期的事态。

以往，基于冲击吸收构件的冲击吸收能量依赖于钢材的动态强度的技术思想，一直是指向提高钢材的动态强度的。然而，仅指向提高钢材的动态强度，有时会导致变形能力的显著下降。因此，即便以增大塑性变形功的方式将冲击吸收构件的形状最优化了，也未必能飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能量。

另外，迄今为止，是以基于上述技术思想制造的钢材的使用为前提的，因此，以现有的钢材的变形能力为前提，探讨了冲击吸收构件的形状的最优化。因此，以往对于为增大塑性变形功而提高钢材的变形能力、且使以所得到的钢材为原材的冲击吸收构件的形状最优化的尝试还不充分。

如上述那样，为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能量，为增大塑性变形功，不仅使原材所使用的钢材高强度化很重要，使冲击吸收构件的形状最优化也很重要。

关于成为原材的钢材，为使冲击吸收构件的形状最优化以能够增大塑性变形功，以既抑制冲击荷重负荷时的裂纹的发生、又使塑性变形功增大的方式提高钢材的有效流动应力是重要的。而且，针对构件寻求鲁棒性(Robustness)的提高，以使得即使碰撞时的冲击吸收构件的屈曲方向与冲击吸收构件设计时所设想的屈曲方向产生差异时，也能抑制裂纹、获得较高的冲击吸收能量。

本发明人等为了实现冲击吸收能量高且鲁棒性优异的冲击吸收构件，针对作为原材的钢材，研究了能抑制制成构件时的冲击荷重负荷时的裂纹的发生、提高鲁棒性、提高有效流动应力的方法，结果得到以下列出的新见解。

(A)为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能量，提高对钢材赋予5％的真应变时的有效流动应力(下面记为“5％流动应力”)是有效的。

(B)为了抑制冲击荷重负荷时的构件裂纹的发生，提高钢材的均匀伸长率和局部延展性是有效的。

(C)为了提高与抑制冲击荷重负荷时的裂纹的抑制相关的构件鲁棒性，提高钢材的局部延展性是有效的。

(D)为了提高钢材的5％流动应力，提高屈服强度及低应变范围内的加工硬化指数(n值)是有效的。

(E)为了提高钢材的屈服强度和低应变范围的加工硬化指数，需要将钢材的钢组织制成以贝氏体为主相、第2相含有比贝氏体更硬的马氏体的复相组织。

(F)以贝氏体为主相的复相组织钢材的屈服强度和局部延展性依赖于贝氏体面积率和贝氏体的板条组织的平均间隔(以下也称为“平均板条间隔”)。因此，为在以贝氏体为主相的复相组织钢材中得到高屈服强度和高局部延展性，需要对限定了平均板条间隔的上限的贝氏体面积率的下限加以限定。

(G)第2相中所含的马氏体有助于提高低应变范围的加工硬化指数和提高均匀伸长率。因此，需要对马氏体面积率的下限加以限定。

(H)另一方面，如果马氏体面积率过大，则会带来局部延展性的下降。因此，需要对马氏体面积率的上限加以限定。

(I)如果主相贝氏体与第2相中所含的马氏体的硬度比过大，则容易因塑性变形产生可动位错，因此钢材的屈服强度下降。所以，需要对作为主相的贝氏体与马氏体的硬度比的上限加以限定。

(J)另一方面，如果主相贝氏体与第2相中所含的马氏体的硬度比过小，则很难实现通过含有马氏体而得到的低应变范围内的加工硬化指数的提高和均匀伸长率的提高。因此，需要对主相贝氏体与马氏体的硬度比的下限加以限定。

(K)对于以贝氏体为主相的复相组织钢材，如果因塑性变形、应变仅集中于贝氏体地进行加工硬化，则容易沿着贝氏体中的剪切带和晶界产生裂纹，局部延展性下降。另一方面，如果因塑性变形、第2相过度地硬化，则由于主相与第2相的硬度差变大，容易从两者的界面产生裂纹，局部延展性仍会下降。因此，为在以贝氏体为主相的复相组织钢材中得到较高的局部延展性，需要在主相贝氏体和第2相之间适度地分配应变。即，在塑性变形时，需要使主相贝氏体和第2相相同程度地加工硬化。作为达到这样的指标，优选使用10％拉伸变形后的加工硬化率的比率。即，在以贝氏体为主相、第2相中含有马氏体的复相组织钢材中，需要针对10％拉伸变形后的贝氏体的加工硬化率和10％拉伸变形后的马氏体的加工硬化率之比限定上限及下限。

基于上述新见解的本发明为一种钢材，其特征在于，以质量％计，其具有由C：0.05％以上、0.18％以下，Mn：1％以上、3％以下，Si+Al：0.5％以上、不足2.5％，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％，其余为Fe及杂质组成的化学组成；并具有由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率在70％以上，马氏体的面积率在5％以上、30％以下，且满足下式(1)及(2)的钢组织：

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表示上述马氏体的初始平均纳米硬度，

H_B0表示上述贝氏体的初始平均纳米硬度，

H_M10表示10％拉伸变形后的上述马氏体的平均纳米硬度，

H_B10表示10％拉伸变形后的上述贝氏体的平均纳米硬度。

其他方面，本发明为一种冲击吸收构件，其特征在于，具有冲击吸收部，该冲击吸收部通过轴向压溃而塑性变形为蛇腹状，从而吸收冲击能量，所述冲击吸收部由上述的钢材构成。

进而，在其他方面，本发明为一种冲击吸收构件，其特征在于，具有冲击吸收部，该冲击吸收部通过弯曲压溃而塑性变形，从而吸收冲击能量，所述冲击吸收部由上述的钢材构成。

本发明的钢材适于具有通过轴向压溃而塑性变形蛇腹状、从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件、特别适于作为汽车用的冲击吸收构件中的该冲击吸收部的原材。作为这种汽车用的冲击吸收构件，可例示具有闭合截面的筒状本体的冲撞盒(支撑保险杠的同时，例如安装在被称为纵梁的车身外壳(bodyshell)上，基于由保险杠负荷的冲击荷重而轴向压溃、塑性变形为蛇腹状)。其它例子是纵梁、前上梁、侧梁、横梁等。

本发明的钢材的鲁棒性优异，因此对轴向以外冲击的冲击吸收能力也优异。因而，在本钢材也适合于具有发生弯曲压溃而塑性变形、从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件中的该冲击吸收部的原材，例如可以作为中柱等的原材使用。

根据本发明，可提供能抑制或消除在负荷了冲击荷重时的裂纹的产生的冲击吸收构件。进而，可以获得有效流动应力高的冲击吸收构件，因此能飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能量。通过应用这样的冲击吸收构件，能进一步提高产品(例如汽车)的碰撞安全性。

附图说明

图1是表示汽车车体的冲击吸收构件的适用部位的例子的说明图。

图2是表示冲击吸收部的形状的一例的两面视图。

图3是表示冲击吸收部的形状的另一例的两面视图。

图4是表示轴向压溃试验中的平均压溃荷重与5％流动应力的关系的图表。

图5是表示轴向压溃试验中的稳定屈曲率与5％流动应力、均匀伸长率及扩孔率之间的关系的图表。

图6是表示弯曲压溃试验中的冲击吸收能量与5％流动应力的关系的图表。

具体实施方式

下面，对本发明进行更为具体地说明。以下的说明中，若没有特别限定，关于钢的化学组成的“％”表示“质量％”。

1.钢组织

(1)复相组织及主相

本发明的钢材的钢组织是为了通过屈服强度及低应变范围的加工硬化指数的提高来提高有效流动应力，以由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体为主相、在第2相中含有马氏体的复相组织。所谓第2相，是主相以外的相的总称。

第2相除了马氏体外有时不可避免地含有由平均间隔超过1μm的板条组织构成的贝氏体、奥氏体、铁素体、渗碳体、珠光体，这些相只要分别在5面积％以下就可以允许。

作为主相的由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率在70％以上。

在以贝氏体为主相的复相组织钢材中，贝氏体面积率及贝氏体的平均板条间隔会影响到该钢材的屈服强度和局部延展性。即，通过提高贝氏体的面积率、使贝氏体的板条微小化，钢材的屈服强度得到提高，以扩孔性、弯曲性为代表的局部延展性得到提高。如果由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率不足70％，则由于屈服强度及局部延展性的不足，难以得到具有良好的冲击吸收能力的冲击吸收构件。因此，使由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率为70％以上。此面积率优选75％以上。贝氏体的板条间隔优选更微小，因此无需特别规定贝氏体的平均板条间隔的下。然而，在C含量为0.18％以下的化学组成中，板条的微小化是有限度的，贝氏体的平均板条间隔通常为0.2μm以上。

贝氏体的平均板条间隔以如下方法求得：将与钢材的轧制方向平行的板厚剖面用砂纸及氧化铝粉研磨，进而进行电解研磨处理后，用FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)所附带的EBSD(电子背散射衍射)进行观察，将方位差在5度以上的界面视为板条界面，由该界面的平均间隔求得贝氏体的平均板条间隔。截面观察是在从钢材表面向板厚方向深入板厚的1/4深度的位置进行的。

(2)马氏体面积率

在以贝氏体为主相的复相组织钢材中，马氏体具有提高钢材的屈服强度和低应变范围的加工硬化率、提高5％流动应力的作用。另外，也具有提高均匀伸长率的作用。如果马氏体面积率不足5％，则由于5％流动应力及均匀伸长率的不足，难以获得具有良好冲击吸收能力的冲击吸收构件。因此，使马氏体面积率在5％以上。马氏体面积率优选在10％以上，更优选15％以上。另一方面，如果马氏体面积率超过30％，则钢材的局部延展性下降，容易产生因不稳定屈曲导致的裂纹。因此，使马氏体的面积率在30％以下。优选25％以下。

(3)初始纳米硬度比

作为主相的贝氏体的初始平均纳米硬度与第2相中所含的马氏体的初始平均纳米硬度的比(H_M0/H_B0)如上述式(1)所示那样为1.2≤H_M0/H_B0≤1.6。

如果该硬度比(H_M0/H_B0)不足1.2，则难以通过使其含有马氏体而谋求低应变范围内的加工硬化指数的提高和均匀伸长率的提高，容易产生裂纹。因此，使上述硬度比(H_M0/H_B0)在1.2以上。优选在1.25以上。

另一方面，如果上述硬度比(H_M0/H_B0)超过1.6，则由于贝氏体主相与硬质第2相之间的硬度比较大，因而容易因塑性变形而发生可动位错，钢材的屈服强度下降。因此，冲击吸收能量下降，难以得到具有良好冲击吸收能力的冲击吸收构件。因此，使上述硬度比(H_M0/H_B0)在1.6以下。优选在1.55以下。

(4)加工硬化率比

作为主相的贝氏体与第2相中所含的马氏体的加工硬化率的比{(H_M10/H_M0)/(H_B10/H_B0)}如上述式(2)所示那样为0.9≤{(H_M10/H_M0)/(H_B10/H_B0)}≤1.3。

在以贝氏体为主相的复相组织钢材中，如果因塑性变形、应变仅集中于贝氏体地进行加工硬化，则容易沿着贝氏体中的剪切带、晶界产生裂纹，钢材的局部延展性下降。另一方面，即使因塑性变形、第2相过度地硬化，由于主相与第2相的硬度差变大，也容易从两者的界面产生裂纹，局部延展性下降。因此，为了在以贝氏体为主相的复相组织钢材中获得较高的局部延展性，需要在作为主相的贝氏体和第2相之间适度地分配应变。即，需要在塑性变形时使作为主相的贝氏体和第2相相同程度地加工硬化。作为该目的的指标，优选采用10％拉伸变形后的加工硬化率的比率。即，在以贝氏体为主相、第2相中含有马氏体的复相组织钢材中，需要对10％拉伸变形后的贝氏体的加工硬化率与作为最硬质的相的马氏体的10％拉伸变形后的加工硬化率之比限定上限和下限。

具体来讲，对由贝氏体的初始平均纳米硬度(H_B0)和10％拉伸变形后的贝氏体的平均纳米硬度(H_B10)求得的贝氏体的加工硬化率(H_B10/H_B0)、与由马氏体的初始平均纳米硬度(H_M0)和10％拉伸变形后的马氏体的平均纳米硬度(H_M10)求得的马氏体的加工硬化率(H_M10/H_M0)之比、即加工硬化率比{(H_M10/H_M0)/(H_B10/H_B0)}，限定其上限及下限。

如果上述加工硬化率比不足0.90，则因塑性变形、应变仅集中于贝氏体。其结果，如果钢材加工硬化，则容易沿着贝氏体中的剪切带、晶界产生裂纹，钢材的局部延展性下降。因此，使上述加工硬化率比在0.90以上。优选在0.95以上。另一方面，如果上述加工硬化率比超过1.3，则马氏体过度地硬化，从而钢材的局部延展性下降。因此，使上述加工硬化率比在1.3以下。优选1.25以下。

2.化学组成

(1)C：0.05％以上、0.18％以下

C具有促进作为主相的贝氏体及第2相中所含的马氏体的生成的作用。另外，具有通过提高马氏体的强度而提高钢材的抗拉强度的作用，以及通过固溶强化而强化钢、提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。

然而，如果C含量不足0.05％，则有时难以获得基于上述作用的效果。因此，使C含量在0.05％以上。优选在0.08％以上。另一方面，如果C含量超过0.18％，则马氏体、奥氏体过剩地生成，有时会导致局部延展性的显著下降。因此，使C含量在0.18％以下。优选在0.15％以下。

(2)Mn：1％以上、3％以下

Mn具有促进作为主相的贝氏体及第2相中所含的马氏体的生成的作用。另外，具有通过固溶强化使钢强化而提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。进而，由于通过固溶强化提高贝氏体的强度，因此高应变负荷条件下的贝氏体的硬度提高，从而具有使钢材的局部延展性提高的作用。

如果Mn含量不足1％，则有时难以获得基于上述作用的效果。因此，使Mn含量在1％以上。优选在1.5％以上。另一方面，如果Mn含量超过3％，则马氏体过剩地生成，有时会导致局部延展性显著的下降。因此，使Mn含量在3％以下。优选在2.5％以下。

(3)Si+Al：0.5％以上、不足2.5％

Si及Al具有通过抑制贝氏体中的碳化物的生成而提高钢材的均匀延展性、局部延展性的作用。另外，具有通过固溶强化使钢强化从而提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。进而，通过固溶强化提高贝氏体的强度，因而高应变负荷条件下的贝氏体的硬度得到提高，从而具有使钢材的局部延展性提高的作用。

如果Si及Al的总计含量(在本说明书中称作“(Si+Al)含量”)低于0.5％，则难以获得基于上述作用的效果。因此，使(Si+Al)含量在0.5％以上。优选在0.7％以上。另一方面，即使将(Si+Al)含量设为2.5％以上，上述作用带来的效果也会饱和，成本上不利。因此，使(Si+Al)含量不足2.5％。优选不足2.0％。

(4)N：0.001％以上、0.015％以下

N具有通过固溶强化使钢强化、提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。另外，由于通过固溶强化而提高贝氏体的强度，故高应变负荷条件下的贝氏体的硬度得到提高，从而具有使钢材的局部延展性提高的作用。另外，当含有Ti、Nb时，在钢中形成氮化物、抑制奥氏体的晶粒生长，使贝氏体的板条束微小化，由此具有提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。

如果N的含量低于0.001％，则难以获得基于上述作用的效果。因此，使N含量在0.001％以上。优选在0.002％以上。另一方面，如果N含量超过0.015％，则在钢中形成粗大的氮化物，有时会导致均匀延展性及局部延展性的显著下降。因此，使N含量在0.015％以下。优选在0.010％以下，更优选在0.005％以下。

以下说明的元素是可在本发明的钢材中根据情况而含有的任意添加元素。

(5)从Cr：0.5％以下及Mo：0.2％以下中选择的1种或2种

Cr及Mo具有提高淬火性、促进贝氏体生成的作用。另外，具有促进以马氏体为代表的硬质第2相的生成的作用。进而，具有通过固溶强化使钢强化、提高钢材的屈服强度及抗拉强度的作用。因此，可以含有从Cr及Mo中选择的1种或2种。

但是，如果Cr含量超过0.5％、Mo含量超过0.2％，则有时会导致均匀伸长率、局部延展性的显著下降。因此，使Cr含量在0.5％以下、Mo含量在0.2％以下。需要说明的是，为了更可靠地获得基于上述作用的效果，优选满足Cr：0.1％以上及Mo：0.1％以上中的任一者。

(6)从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下及V：0.2％以下中选择的1种或2种以上

Ti、Nb及V具有通过在钢中形成碳氮化物而抑制奥氏体的晶粒生长、降低裂纹敏感性的作用。另外，具有在贝氏体中析出，通过析出强化而使钢材的屈服强度提高的作用。因此，可以含有Ti、Nb及V中的1种或2种以上。

然而，如果Ti含量超过0.05％、Nb含量超过0.05％、或V含量超过0.2％，则存在局部延展性下降显著的情况。另外，关于Ti，钢中形成的氮化物变得粗大，有时会导致均匀延展性及局部延展性的显著下降。因此，使Ti及Nb的含量分别在0.05％以下、V的含量在0.2％以下。需要说明的是，为了更可靠地获得基于上述作用的效果，优选使Ti、Nb及V的任一者的含量在0.002％以上。

(7)B：0.002％以下

B具有使钢材的淬火性提高、促进贝氏体组织的生成的作用。因此，可以含有B。然而，如果B含量超过0.002％，则马氏体的硬度过度地上升，有时会对钢材的局部延展性产生坏影响。因此，使B含量在0.002％以下。需要说明的是，为了更加可靠地获得由上述作用带来的效果，优选使B的含量在0.0001％以上。进而优选0.0003％以上、特别优选0.001％以上。

3.用途

上述的本发明的钢材，优选适用于具有随着轴向压溃而塑性变形为蛇腹状、从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件中的该冲击吸收部。

若对上述冲击吸收部适用上述钢材，则负荷有冲击荷重时的冲击吸收构件的裂纹产生得到抑制或消除。而且，因钢材的有效流动应力较高，故能飞跃性地提高上述冲击吸收构件的冲击吸收能量。

图1是表示汽车车体1中的冲击吸收构件的适用部位的例子的说明图。作为具有在从前方、后方或侧方受到冲击时，发生轴向压溃而塑性变形成蛇腹状，从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件，例如在汽车构件中，可以例示出图1中由阴影所示那样的构件，具体来讲，可以例示出构成前冲撞盒2、后冲撞盒3、前纵梁(前车架)4、后纵梁(后车架)5、前上梁6、侧梁(锁)7、各种横梁8等的构件。

图2、3均是表示冲击吸收部9、10的形状的一例的两面视图。作为冲击吸收部的形状，优选具有封闭截面的筒状体，例如可以例示图2中示出那样的具有四角形的封闭截面的筒状体、图3中示出的那样具有八角形的封闭截面的筒状体。

图2及图3中示出了轴向的截面形状一定的例子，但不限于此。轴向的截面形状也可以连续地变化。另外，图2及图3中，示出了截面形状为四角形、八角形的例子，但不限于此。截面形状可以采用任意的多角形。进而，也可以制成星形等不规则形状。另外，角部也可以为圆角。

由本发明的钢材制成的冲击吸收构件的鲁棒性优异，因此针对轴向以外的冲击的冲击吸收能力也优异。因此，本发明的钢材也优选适用于具有因弯曲压溃而塑性变形、从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件中的该冲击吸收部。作为具有因弯曲压溃而塑性变形、从而吸收冲击能量的冲击吸收部的冲击吸收构件，可以例示构成图1中的前冲撞盒2、后冲撞盒3、前纵梁(前车架)4、后纵梁(后车架)5、前上梁6、侧梁(锁)7、各种横梁8、保险杠加强件11、中柱(B柱)12等各种柱等的构件。

如本领域技术人员公知的那样，利用冲击吸收构件，通过轴向压溃和弯曲的一者或两者来吸收冲击能量。

4.镀层

本发明的钢材，在其至少一个表面(例如钢材是钢板时，为单面或两面)，为了提高耐腐蚀性等，可以通过设置镀层来制成表面处理钢材。镀层可以是电镀层，也可以是热镀层。

作为电镀层，可以例示电镀锌、电镀Zn-Ni合金等。作为热镀层，可以例示热镀锌、合金化热镀锌、热镀铝、热镀Zn-Al合金、热镀Zn-Al-Mg合金、热镀Zn-Al-Mg-Si合金等。

镀层附着量没有特别限制，可以与以往同样。另外，也可以在镀敷后施以适当的化学转化处理(例如，硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂覆和干燥)，进而提高耐腐蚀性。

5.制造方法

上述本发明的钢材优选通过以下的制造方法来制造。

(1)热轧条件

优选对具有上述化学组成的钢坯施以将800℃以上950℃以下的温度范围内的总压下率设为50％以上的热轧，在热轧完成后0.4秒以内开始冷却，以600℃/秒以上的平均冷却速度冷却到400℃以上500℃以下的温度范围，再以20℃/秒以上、低于100℃/秒的平均冷却速度冷却到350℃以下的温度范围进行卷取，由此实施热轧制成热轧钢板。

首先，实施将800℃以上、950℃以下的温度范围内的总压下率设为50％以上的热轧，由此在奥氏体中蓄积大量的加工应变，热轧完成后在0.4秒以内开始冷却，以600℃/秒以上的平均冷却速度冷却到400℃以上500℃以下的温度范围，由此可以获得由微小的板条构成的贝氏体组织。下面将该冷却也称为一次冷却。

在该一次冷却后，以20℃/秒以上、低于100℃/秒的平均冷却速度冷却到350℃以下的温度范围进行卷取，由此使未贝氏体相变的剩余奥氏体相变为马氏体，能够使第2相中含有马氏体。下面将此时的冷却称为二次冷却。

本发明的钢材可以是这样制造的热轧钢板、或者也可以是对该热轧钢板如下述这样实施冷轧及连续退火而得到的冷轧钢板。进而，也可以是对热轧钢板或冷轧钢板实施了镀层的镀层钢板。

(2)冷轧、退火、热镀锌

当对上述热轧钢板实施冷轧及连续退火制成冷轧钢板时，优选使冷轧时的压下率在40％以上90％以下，并在750℃以上900℃以下的温度范围保持10秒以上150秒以下，然后施以以8℃/秒以上的平均冷却速度冷却到500℃以下的温度范围的连续退火。连续退火的冷却，更优选通过以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却到450℃以下的温度范围来实施。该冷却后，也可以实施保持在该冷却温度附近的低温热处理。

通过将冷轧时的压下率设为40％以上来蓄积加工应变，在750℃以上900℃以下的温度范围内保持10秒以上150秒以下后，以8℃/秒以上的平均冷却速度冷却到500℃以下的温度范围，由此能够促进贝氏体相变，使未相变的残留奥氏体相变为马氏体，使第2相中含有马氏体。

如此得到的钢板可以进一步浸渍在热镀锌浴中实施热镀锌，由此制成热镀锌钢板。在实施热镀锌后，进一步实施合金化处理制成合金化热镀锌钢板。在实施合金化处理时，优选使温度不超过550℃。在实施热镀锌、合金化处理时，从生产率的观点出发，优选采用连续热镀锌设备，将连续退火和热镀锌、根据情况将合金化处理都在一个工序中进行。

实施例

用具有表1中示出的化学组成的钢坯(厚度：35mm、宽：160～250mm、长：70～90mm)进行实验。均将150kg的钢水进行真空熔炼而铸造后，将得到的板坯在炉内温度1250℃下进行加热，并以950℃以上的温度进行热锻造，制成钢坯。

〔表1〕

对上述各钢坯在1250℃下进行1小时以内的再加热后，用热轧试验机实施4道次的粗热轧，然后实施3道次的终热轧，进行一次冷却及二次冷却，得到热轧钢板。热轧条件及冷却条件示于表2。

〔表2〕

对一部分热轧钢板实施冷轧后，用连续退火模拟设备实施表3中示出的热处理。所使用的热轧钢板的试验编号和冷轧及热处理的条件示于表3。在表3中，所谓冷却速度是指退火后的冷却速度，此时的到达温度是低温热处理那栏里示出的温度。

〔表3〕

对于如此得到的热轧钢板及冷轧钢板进行以下的调查。将试验结果汇总于表4。在以上的表中，下划线意味着本发明范围外的条件。

抗拉试验：

使用从钢板选取的JIS5号抗拉试验片进行抗拉试验，由此求出屈服强度(YS：0.2％屈服极限)、抗拉强度(TS)、5％流动应力、均匀伸长率(u-El)。

扩孔试验：

为了除去端面损伤的影响，对机械加工孔实施铰孔加工，其余进行遵照日本钢铁联盟标准JFST1001-1996的扩孔试验，求出扩孔率。

钢组织：

对与钢板的轧制方向平行的截面的板厚1/4深度位置进行EBSD解析，得到晶界面方位差图及图像质量图。用这些图，求出由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率及马氏体的面积率。

纳米硬度：

贝氏体及马氏体的纳米硬度通过纳米压痕法求出。将与钢板的轧制方向平行的截面板厚的1/4深度位置用砂纸研磨后，用胶体二氧化硅进行机械化学研磨，然后进行电解研磨，由此除去加工层，供试验使用。纳米压痕使用Berkovich型压头，以压痕荷重500μN来进行。此时的压痕尺寸的直径在0.1μm以下。分别对贝氏体及马氏体随机测定20点，求出各自的平均纳米硬度。对10％拉伸变形后的钢板，采用上述方法求出贝氏体及马氏体的平均纳米硬度。

冲击吸收性能：

(1)轴向压溃试验

使用进行试验的钢板制作方管构件，实施使轴向的碰撞速度为64km/h的轴向压溃试验，评价碰撞吸收性能。与方管构件的轴向垂直的截面的形状为正八角形，方管构件的轴向长度为200mm。

针对上述方管构件，调查使用了上述正八角形的一边长度(除去角部的曲线部后的直线部的长度)(Wp)与钢板板厚(t)的截面形状因子(Wp/t)、与碰撞吸收能量指数(E_pa)及裂纹发生率的关系。

此处，碰撞吸收能量指数(E_pa)是求出屈曲时施加于上述方管构件的平均应力，并以钢板的抗拉强度标准化后的参数得到下述式(3)所规定的值

$E_{\mathrm{pa}}=\left[\begin{array}{cc}\mathrm{Load}& F_{\mathrm{ave}}/(L\·t)\end{array}\right]/\sqrt{\mathrm{TS}}---\left(3\right)$

此处，LoadF_ave是对构件施加的平均荷重，L是上述正多角形的周长，t是钢板的板厚。

稳定屈曲率是相对于总试验体数的未因轴向压溃试验产生裂纹的试验体的比例。

通常来讲，截面形状因子(Wp/t)越小，碰撞能量越高。然而，截面形状因子(Wp/t)越小，每单位压溃量的塑性变形功越增大。因此，在压溃中途产生裂纹的可能性高，结果有时不能使塑性变形功增大，无法提高冲击吸收能量。

(2)弯曲压溃试验

针对一部分钢板，将实施了帽形弯曲成形的钢板与平板钢板电弧焊接，制成帽型构件。对该构件在与轴向呈直角方向上实施碰撞速度设为64km/h的弯曲压溃试验，评价碰撞吸收性能。结果通过弯曲压溃时的吸收能量和裂纹发生的有无来表示。

〔表4〕

针对试验编号1～15，将2种截面形状因子(Wp/t＝20、16)的平均压溃荷重和5％流动应力的关系图4。另外，将各自的截面形状因子的稳定屈曲率、5％流动应力、均匀伸长率及扩孔率的关系以图表方式示于图5。

图6中以图表方式示出弯曲压溃试验中的冲击吸收能量与5％流动应力的关系。

由表4可知，本发明的钢材的5％流动应力高达900MPa以上、且在截面形状因子Wp/t＝20时的轴向压溃试验中，轴向压溃时的平均荷重高达0.34kN/mm²以上。此外，截面形状因子Wp/t＝20时的稳定屈曲率在80％以上、截面形状因子Wp/t＝16时的稳定屈曲率在30％以上，轴向压溃时的冲击吸收性能优异。

在比较例中，未兼顾轴向压溃荷重和稳定屈曲率，轴向压溃荷重较低、且/或稳定屈曲率变低。

进而，本发明的钢材不仅是轴向压溃、在弯曲压溃时也发挥良好的冲击吸收性能，因此可以说鲁棒性优异。

由图4可知，5％流动应力越是增高，轴向压溃试验中的平均压溃荷重(冲击吸收性能)越是增高。由图5可知，轴向压溃试验中的稳定屈曲率与5％流动应力、均匀伸长率及扩孔率存在相关关系，〔(均匀伸长率×扩孔率)/5％流动应力〕的值越大，则稳定屈曲率越高。由图6可知，在弯曲压溃中也是，5％流动应力越变高，弯曲压溃吸收能量越增高，冲击吸收性能得到提高。

Claims (7)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计，其具有由C：0.05％以上、0.18％以下，Mn：1％以上、3％以下，Si+Al：0.5％以上、不足2.5％，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％，其余为Fe及杂质组成的化学组成；并具有由平均间隔1μm以下的板条组织构成的贝氏体的面积率在70％以上，马氏体的面积率在5％以上、30％以下，且满足下式(1)及(2)的钢组织：

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表示上述马氏体的初始平均纳米硬度，

H_B0表示上述贝氏体的初始平均纳米硬度，

H_M10表示10％拉伸变形后的上述马氏体的平均纳米硬度，

H_B10表示10％拉伸变形后的上述贝氏体的平均纳米硬度。

2.根据权利要求1所述的钢材，其中，所述化学组成以质量％计，含有从Cr：0.1～0.5％及Mo：0.1～0.2％中选择的1种或2种。

3.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，所述化学组成以质量％计，含有从Ti：0.002～0.05％、Nb：0.002～0.05％及V：0.002～0.2％中选择的1种或2种以上。

4.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，所述化学组成以质量％计，含有B：0.0001～0.002％。

5.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，至少在一个表面具有镀层。

6.一种冲击吸收构件，其特征在于，

具有冲击吸收部，该冲击吸收部通过发生轴向压溃而塑性变形为蛇腹状，来吸收冲击能量，所述冲击吸收部由权利要求1至5的任一项所述的钢材制成。

7.一种冲击吸收构件，其特征在于，

具有冲击吸收部，通过发生弯曲压溃而塑性变形，来吸收冲击能量，所述冲击吸收部由权利要求1至5的任一项所述的钢材制成。