JP7124967B2 - 衝撃吸収部材、および、衝撃吸収部材の製造方法 - Google Patents
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Description
前記壁部において、引張試験での伸びひずみが5%の時の引張応力σ5とせん断試験でのせん断ひずみが5√3%の時のせん断応力τ5との比σ5/τ5が1.70以下、または、引張試験での伸びひずみが10%の時の引張応力σ10とせん断試験でのせん断ひずみが10√3%の時のせん断応力τ10との比σ10/τ10が1.70以下であり、
前記長手方向から見た前記壁部中央部におけるビッカース硬さHvcが250以上である、衝撃吸収部材。
前記稜線部のビッカース硬さHvrと前記壁部中央部のビッカース硬さHvcとの比Hvr/Hvcが1.10未満である前記(1)に記載の衝撃吸収部材。
前記熱処理後の前記鋼板に、冷間塑性加工を施して鋼部材とする、冷間塑性加工工程と、
前記鋼部材に、80~200℃の温度T2で、300~1800秒保持する熱処理を施す、第2の熱処理工程とを備え、
前記鋼板が、マルテンサイトの面積分率が5%以上95%未満であり、引張強さが780MPa以上であり、かつ、厚さ方向断面におけるSi含有量の最大値Cmaxと最小値Cminの比Cmax/Cminが1.25以下である、
衝撃吸収部材の製造方法。
80×Si+100≦T1≦125×Si+250・・・(1)
ただし、上記式(1)中のSiは、前記鋼板中のSi含有量(質量%)を意味する。
前記冷間塑性加工がフォーム成形である、前記(8)に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
前記冷間塑性加工がドロー成形である、前記(8)に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
自動車車体の軽量化のために、自動車車体を構成する車体部材の薄肉化が進んでいる。車体部材には、衝撃吸収部材が含まれる。衝撃吸収部材は、自動車が物体に衝突したときの衝撃を吸収する部材である。衝撃吸収部材として、軸圧潰部品と、曲げ部品と、を例示できる。
以下、本発明の実施形態について図面を参照しつつ説明する。
図1は、本発明の一実施形態に係る衝撃吸収部材を有する自動車車体100(以下では、単に「車体100」ともいう。)の主要部の模式的な斜視図である。図1を参照して、車体100は、例えば乗用車である。上記乗用車の一例として、セダン型乗用車、クーペ型乗用車、ハッチバック型乗用車、ミニバン型乗用車、SUV(Sport Utility Vehicle)型乗用車等を挙げることができる。
図2(A)は、フロントサイドメンバ1の断面図であり、フロントサイドメンバ1を長さ方向Xに見た状態を示している。図1および図2(A)に示されているフロントサイドメンバ1は、自動車の前方から衝撃荷重を受けたときに、長さ方向Xに沿って潰れるように構成されている。すなわち、フロントサイドメンバ1は、自動車の衝突時、特に前面衝突時における衝撃吸収部材として用いられる。フロアサイドメンバ1は、車体100の前部に左右一対配置されている。
なお、ひずみが大きくなるにしたがってσ/τ比は低下するため、後述する「比σ5/τ5が1.70以下である場合、比σ10/τ10も1.70以下となる。このため、比σ10/τ10を1.70以下とすることを、比σ5/τ5を1.70以下とすることに変更してもよい。
センターピラー12は、自動車の側方から衝撃荷重を受けたときに、幅方向Yにおける車両中心側に向けて変形するように構成されている。すなわち、センターピラー12は、自動車の衝突時、特に側面衝突時における衝撃吸収部材として用いられる。センターピラー12は、長さ方向Xにおける自動車のキャビンの略中央において車体100に左右一対配置されている。センターピラー12は、サイドシル14とルーフサイドレール15とに接合されている。
本実施形態のフロントサイドメンバ1およびセンターピラー12等の衝撃吸収部材の材料である高強度鋼板(冷間塑性加工用鋼板)および製品であるフロントサイドメンバ1およびセンターピラー12は、引張強さ780MPa以上、かつ、鋼板の厚さ方向断面におけるSi含有量の最大値Cmax(単位:質量%)と最小値Cmin(単位:質量%)の比Cmax/Cminが1.25以下である。
上記の組成及び組織を有する本実施形態の高強度鋼板によれば、高い引張強度、具体的には780MPa以上の引張強度を達成することができる。ここで、引張強度を780MPa以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度は好ましくは1300MPa以上であり、より好ましくは1470MPa以上である。
高強度鋼板の厚さ方向断面におけるSi含有量の最大値Cmaxと最小値Cminの比Cmax/Cminは、1.25以下とする。より好ましくはCmax/Cminは1.22以下、1.18以下または1.15以下である。Cmax/Cminが1.25以下である場合、Siの偏析を制御することができて、組織が均一になり、下記に示す鉄炭化物等の析出物を均一に析出させることができるため、焼付硬化性を高めることができる。
Cは、固溶炭素量を高め、焼付硬化性を高める作用を有する。また、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。C含有量は0.02%未満であれば、鉄炭化物等の炭化物を析出させたときに十分な固溶炭素量が確保できず、焼付硬化量が減少する。よって、C含有量は0.02%以上とし、好ましくは0.10%以上または0.20%以上とするのがよい。一方、C含有量が0.40%超では、焼鈍後の冷却において不完全なマルテンサイト変態が起こり、残留オーステナイト分率が高くなってしまう。また、強度が高すぎて成形性が担保できない。従って、C含有量は0.40%以下とするのがよく、好ましくは0.35%以下または0.30%以下とする。
Siは転位セルを抑制するための鉄炭化物等の析出物を微細かつ大量に析出するために必要な元素である。Si含有量が0.50%未満では、偏析を均一構造にしたとしても、十分な作用効果が得られず、粗大な析出物が生成してしまい、転位セルの形成を抑制できない。よって、Si含有量は0.01%以上、より好ましくは0.05%以上、0.40%以上または0.80%以上とするのがよい。一方、Si含有量が3.00%超では、析出物を微細かつ大量に析出させる効果は飽和してしまい徒にコストを上昇させたり、表面性状が劣化したりしてしまう。従って、Si含有量は3.00%以下とし、好ましくは2.50%または2.00%以下とするのがよい。
Mnは焼き入れ性向上元素であり、冷却速度を限定せずマルテンサイト組織を生成するために必要な元素である。この作用を有効に発揮するには、Mn含有量は0.50%以上とし、好ましくは1.00%以上または1.80%以上とするのがよい。しかし、過剰のMnの含有は、MnSの析出により低温靱性が低下するため、5.00%以下、好ましくは4.50%以下または3.50%以下とするのがよい。
Pは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、P含有量は低ければ低いほどよい。特に、P含有量が0.100%超で、溶接性の低下が著しい。従って、P含有量は0.100%以下とするのがよく、好ましくは0.030%以下とする。P含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、P含有量の下限は0%であるが、P含有量は0.0001%以上としてもよい。また、Pは強度の向上に寄与するため、このような観点から、P含有量は0.0001%以上としてもよい。
Sは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、S含有量は低ければ低いほどよい。S含有量が高いほど、MnSの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、S含有量が0.010%超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、S含有量は0.010%以下とするのがよく、好ましくは0.003%以下とする。S含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、S含有量の下限は0%であるが、S含有量は0.0001%以上としてもよい。
Alは、脱酸に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Al含有量は0.001%以上とし、好ましくは0.010%以上とするのがよい。一方、Al含有量が2.000%超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Al含有量は2.000%以下、好ましくは1.000%以下、0.100%以下または0.050%以下とするのがよい。
Nは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、N含有量は低ければ低いほどよい。特に、N含有量が0.010%超で、溶接性の低下が著しい。従って、N含有量は0.010%以下とし、好ましくは0.006%以下または0.005%以下とするのがよい。N含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、N含有量の下限は0%であるが、N含有量は0.0001%以上としてもよい。
Ti、Nb及びVは強度の向上に寄与する。従って、Ti、Nb若しくはV又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ti、Nb若しくはVの含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは0.003%以上とする。一方、Ti、Nb若しくはVの含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量が0.100%超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ti含有量、Nb含有量若しくはV含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は0.100%以下とするのがよく、これらの上限を0.060%または0.040%としてもよい。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ti:0.003%~0.100%、Nb:0.003%~0.100%、及びV:0.003%~0.100%とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.003~0.100%とすることが好ましい。
Cu、Ni、Mo及びCrは強度の向上に寄与する。従って、Cu、Ni、Mo、若しくはCr又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。特に、Cr、Moは焼き入れ性元素であり、Mnだけで補えない場合のマルテンサイト組織を生成する効果を有する。この効果を十分に得るために、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量は、各成分単独の場合、0.005~1.00%が好ましい範囲であり、これらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.005%以上1.00%以下が満たされることが好ましい。一方、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量、又はこれらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が1.00%超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量、又はこれらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は1.00%とするのがよく、これらの上限を0.50%または0.30%としてもよい。つまり、Cu:0.005%~1.00%、Ni:0.005%~1.00%、Mo:0.005%~1.00%、及びCr:0.005%~1.00%とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.005~1.00%であることが好ましい。
W、Ca、Mg及びREMは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってW、Ca、Mg若しくはREM又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、W、Ca、Mg及びREM、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは0.0003%以上とするのがよい。一方、W、Ca、Mg及びREMの合計含有量が0.010%超では、表面性状が劣化する。従って、W、Ca、Mg及びREMの合計含有量は0.010%以下とするのがよい。つまり、W:0.005%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.010%以下であって、これらの任意の2種以上の合計含有量が0.0003~0.010%であることが好ましい。
Bは焼き入れ性向上元素であり、マルテンサイト組織形成に有用な元素である。Bは0.0003%(3ppm)または0.0010%(10ppm)以上含有させるとよい。しかし、Bを0.0300%(300ppm)を超えて含有すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、B含有量は0.0300%以下とするのがよく、好ましくは0.0250%以下または0.0050%以下である。
本実施形態では、マルテンサイトが面積率で5%以上確保されていることが好ましい。これにより、十分な固溶炭素を確保することができ、その結果として焼付硬化性を高めることができる。このような効果を一層高めるためには、マルテンサイトが面積率で10%以上確保されることが推奨される。
ベイナイトの面積率を測定する場合、前述の(マルテンサイトラスに析出物が析出している)マルテンサイトの面積率の測定方法と同様に、ナイタール試薬で腐食された観察領域のFE-SEMの2次電子像による1000~5000倍の観察において、組織内部に含まれる析出物の位置および析出物の配列から、以下のようにして、ベイナイトを同定し、その面積率を測定する。
フェライトおよびパーライトの面積率を測定する場合、以下の方法による。まず、前述のマルテンサイトの面積率の測定と同様に、高強度鋼板又は衝撃吸収部材の圧延方向および板厚方向に平行な断面を有する試料を採取し、当該断面を研磨により鏡面に仕上げた面を観察する。この観察面のうち、鋼板表面から鋼板の厚さの1/4の位置を中心とした100μm×100μmの領域を観察領域とする。この観察領域をFE-SEMによって1000~5000倍で観察し、電子チャンネリングコントラスト像を得る。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像である。この電子チャンネリングコントラスト像において均一なコントラストの領域がフェライトであり、その面積率を求める。
次に、本実施形態の衝撃吸収部材の素材としての高強度鋼板の好ましい製造方法について説明する。
前記スラブを1050℃以上1250℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が1パス当たりの圧下率が30%以下のリバース圧延を2パス以上、16パス以下で偶数回行うことを含み、1往復する際の2パス間の圧下率差が20%以下であり、1往復内の偶数回の圧下率が奇数回の圧下率より5%以上高く、前記粗圧延の後5秒以上保持される粗圧延工程、
粗圧延された鋼板を850℃以上1050℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が4つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が15%以上であり、仕上げ圧延された鋼板が400℃以下の温度域で巻き取られる仕上げ圧延工程、
得られた熱延鋼板を15%以上45%以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、および、
得られた冷延鋼板を10℃/秒以上の平均加熱速度で昇温してAc1超Ac3未満℃の温度域で10~1000秒間保持し、次いで10℃/秒以上の平均冷却速度で70℃以下まで冷却する焼鈍工程、
を含む。以下、各工程について説明する。
先ず、上で説明した高強度鋼板の化学成分組成を有する溶鋼を鋳造し、粗圧延に供するスラブを形成する。鋳造方法は、通常の鋳造方法でよく、連続鋳造法、造塊法などを採用できるが、生産性の点で、連続鋳造法が好ましい。
スラブを、粗圧延の前に、1000℃以上1300℃以下の溶体化温度域に加熱するのが好ましい。加熱保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、加熱温度に30分間以上保持することが好ましい。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、10時間以下が好ましく、5時間以下がより好ましい。鋳造後のスラブの温度が1050℃以上1250℃以下であれば、該温度域に加熱保持せず、そのまま粗圧延に供し、直送圧延又は直接圧延を行ってもよい。
粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するSi偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は4つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。仕上げ圧延温度が850℃未満であると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後工程で、延伸組織に起因した板状組織が生成するので、仕上げ圧延温度は850℃以上が好ましい。より好ましくは900℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が1050℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のSi偏析が困難となり、Si偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は1050℃以下が好ましい。なお、適正温度であれば、必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を15%以上にすると、再結晶粒が多量に生成し、その後の粒界移動によって、Siが均一に分散しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なSiのミクロ偏析を抑制できる。
仕上げ圧延工程において得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供し、冷延鋼板とする。マルテンサイトのラスを維持するため、圧下率は15%以上45%以下が好ましい。なお、酸洗は、通常の酸洗でよい。
上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、10℃/秒以上の平均加熱速度で昇温し、Ac1超Ac3未満℃の温度域で、10~1000秒加熱保持とする。この温度範囲と焼鈍時間は、鋼板を所望のオーステナイト分率とするためのものである。保持温度がAc3℃以上又は焼鈍時間が1000秒超になると、オーステナイト粒径が粗大化し、ラス幅が大きいマルテンサイトになってしまい、靱性が低下する。従って、焼鈍温度はAc1超Ac3未満、焼鈍時間は10~1000秒とする。
Ac1=751-16×C+35×Si―28×Mn-16×Ni+13×Cr-6×Cu+3×Mo
Ac3=881-335×C+22×Si―24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo
次に、上記の焼鈍工程(最終焼鈍)を経て完成した高強度鋼板から衝撃吸収部材(フロントサイドメンバ1およびセンターピラー12)を製造する方法の一例を説明する。なお、以下では、衝撃吸収部材としてフロントサイドメンバ1およびセンターピラー12を総称していうときに、「衝撃吸収部材1,12」ともいう。
この方法は、
鋼板に、下記式(1)を満たす温度T1で、60~900秒保持する熱処理を施す、第1の熱処理工程と、
前記熱処理後の前記鋼板に、冷間塑性加工を施して鋼部材とする、冷間塑性加工工程と、
前記鋼部材に、80~200℃の温度T2で、300~1800秒保持する熱処理を施す、第2の熱処理工程とを含み、
前記鋼板が、面積分率で5%以上95%未満のマルテンサイトを含み、引張強さ780MPa以上、かつ、板の厚さ方向断面におけるSi含有量の最大値Cmax(単位:質量%)と最小値Cmin(単位:質量%)の比Cmax/Cminが1.25以下である、
衝撃吸収部材の製造方法である。
80×Si+100≦T1≦125×Si+250・・・(1)
ただし、上記式(1)中のSiは、前記鋼板中のSi含有量(質量%)を意味する。本実施形態では、第1の熱処理の鋼板は、Dual-Phase鋼板としてもよい。
図4を参照して、高強度鋼板110の製鉄所101は、例えば、高炉または電炉を用いて生成された溶鋼から高強度鋼板110を製造する製鉄所である。最終焼鈍を施された高強度鋼板110は、巻き取られてコイル111となる前に、製鉄所101に設置された加熱炉112において、第1の熱処理工程を施される。第1の熱処理工程は、例えば焼戻し工程である。
本実施形態では、第1の熱処理によって、長径が0.05μm以上0.60μm以下でアスペクト比1:3以上の析出物を30個/μm2以上の個数密度有する高強度鋼板110を得ることが可能となる。本実施形態において、アスペクト比とは、析出物の最も長い径(長径)とそれに直交する当該析出物の径のうち最も長い径(短径)との比を言うものである。なお、析出物としては、上記の長径及びアスペクト比の要件を満たすものであればよく特に限定されないが、例えば、炭化物等が挙げられる。とりわけ、本実施形態では、析出物は鉄炭化物を含むかまたは鉄炭化物からなる場合がある。本実施形態によれば、このような析出物を組織中に比較的多く含むことにより、例えば転位同士が絡まることで生じる転位のセル化を抑制して、焼付硬化時に拡散する炭素等に起因して固着する転位の量を増加させることができ、その結果として焼付硬化量を顕著に高めることが可能となる。このような知見は従来知られておらず、極めて意外であり、また驚くべきことである。なお、マルテンサイト内に生成される転位セルの大きさは約数十nm以上数百nm以下である。よって、転位セルの生成を抑制するためには、同じくらいの析出物の大きさが必要である。長径が0.05μm未満であると、転位のセル化の形成を抑制することができない。よって、析出物の長径は0.05μm以上とするのがよい。より好ましくは0.10μm以上である。また、長径が0.60μmより大きいと、析出物が粗大化し固溶炭素量を大きく減少させてしまい、焼付硬化量を減少させる。そのため、析出物の長径は0.60μm以下とするのがよい。より好ましくは、0.50μm以下である。
なお、本実施形態の高強度鋼板110は、長径が0.05~0.60μmでアスペクト比1:3以上の析出物が30個/μm2以上の個数密度という要件を満たしているが、この高強度鋼板110を用いて製造された衝撃吸収部材の析出物もこの要件を満たしている。
図5を参照して、製鉄所101で最終焼鈍を施された高強度鋼板110は、製鉄所101において巻き取られてコイル111となる。コイル111は、製鉄所101からコイルセンター102へ出荷される。コイルセンター102では、コイル111を巻き戻す。そして、巻き戻された高強度鋼板110を、コイルセンター102に設置された加熱炉112で加熱することで、第1の熱処理が行われる。このときの第1の熱処理工程は、図4を参照しながら前述した内容(製鉄所101での第1の熱処理)と同じである。なお、コイルセンター102で第1の熱処理工程が行われる場合、コイル111から巻き戻された後、さらに曲げ矯正されて平坦になった高強度鋼板110に第1の熱処理工程が行われてもよい。第1の熱処理が施された高強度鋼板110は、再び巻かれてコイル111となり、部品工場103へ出荷される。
図6を参照して、製鉄所101で完成した高強度鋼板110は、製鉄所101において巻き取られてコイル111となる。コイル111は、製鉄所101からコイルセンター102へ出荷され、その後、部品工場103へ出荷される。
(d1)第1の熱処理(事前熱処理)により、焼付硬化性が高まったこと。
マルテンサイトを含むハイテン材は、Si含有量によって決まる焼き戻し温度によって焼付硬化性が高まる。焼付硬化性が高まると、試験の便宜上、引張試験での応力が最大を示した後すぐに低下し破断に至る。一方、せん断試験では即座の破断が起こらず測定可能である。そして、衝突性能を高めるためには、センターピラー12のセンターピラーベース16およびセンターピラー本体17それぞれについて、引張試験での伸びひずみ5%時の引張応力σ5とせん断試験でのせん断ひずみ5√3%時のせん断応力τ5との比σ5/τ5が1.70以下である必要がある。
(d2)第1稜線部42,62と対応する壁部42,62の中央部47,67とで強さが異なるよう、センターピラー12において、曲げによる衝突に最も有効な成型方法を採用したこと。
センターピラーベース16およびセンターピラー本体17それぞれにおいて、第1稜線部42,62にドロー成形またはフォーム成形によってひずみを付加し、焼付硬化後の強度を上げて、第1稜線部42,62と壁部42,62の中央部47,67で、強度および加工硬化能に差を付ける。そのためには、第1稜線部42,62と第2壁部43,63の中央部47,67とのビッカース硬さの比Hvr/Hvcがそれぞれ1.05以上である必要がある。以上の(d1),(d2)の重畳効果によって、センターピラー12の曲げによる衝突性能が向上する。
(e1)第1の熱処理(事前熱処理)により、焼付硬化性が高まったこと。
マルテンサイトを含むハイテン材は、Si含有量によって決まる焼き戻し温度によって焼付硬化性が高まる。焼付硬化性が高まると、試験の便宜上、引張試験での応力が最大を示した後すぐに低下し破断に至る。一方、せん断試験では即座の破断が起こらず測定可能である。さらに、焼付硬化性が高まると、高ひずみの応力を高めるので、軸圧潰による衝突性能を高めることができる。このように衝突性能を高めるためには、引張試験での伸びひずみ10%時の引張応力σ10とせん断試験でのせん断ひずみ10√3%時のせん断応力τ10との比σ10/τ10が1.70以下である必要がある。
(e2)第1稜線部22と第1壁部21の中央部27で同じ強さが得られるよう、軸圧潰による衝突に最も有効な成型方法を採用したこと。
第1稜線部22と第2壁部23にドロー成形によるひずみを同程度付加し、焼付硬化後の強度を上げて、衝突性能を高める。そのためには、第1稜線部22と第1壁部21の中央部27とのビッカース硬さの比Hvr/Hvcが1.10未満である必要がある。以上の(e1),(e2)の重畳効果によって、フロントサイドメンバ1の軸圧潰による衝突性能が向上する。
表1-1に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを1300℃に1時間加熱した後、表1-2に示す条件にて粗圧延及び仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表1-2に示す圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。続いて、表1-2に示す条件下で焼鈍を行った。なお、表1-2に示す各温度は鋼板の表面温度である。
Ac1=751-16×C+35×Si―28×Mn-16×Ni+13×Cr-6×Cu+3×Mo
Ac3=881-335×C+22×Si―24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo
表1-3に示す高強度鋼板(冷延鋼板)に第1の熱処理(焼戻し)を行った。第1の熱処理における高強度鋼板の温度およびこの温度の保持時間は表2-1に示されている。そして、第1の熱処理が行われた高強度鋼板に冷間塑性加工を行って冷延鋼板を曲げ部品の形状に成形した。このときの冷間塑性加工法は、表2-1に示されている。次いで曲げ部品の形状に成形された部品に第2の熱処理(焼付硬化)を行うことで、曲げ部品を作製した。第2の熱処理における部品の温度およびこの温度の保持時間は表2-1に示されている。
曲げ部品121について、表2-2に示すように、壁部において、引張試験での伸びひずみが5%時の引張応力σ5とせん断試験でのせん断ひずみが5√3%時のせん断応力τ5との比σ5/τ5(5%比)と、壁部中央部137のビッカース硬さHvcと、第1稜線部132のビッカース硬さHvrと壁部中央部137のビッカース硬さHvcとの比Hvr/Hvcと、析出物個数密度と、曲げ部品に生じる最大荷重と、曲げ部品の衝撃吸収エネルギーと、を測定した。
最大荷重>0.11×TS・・・(2)
衝撃吸収エネルギー>0.00055×TS+0.27・・・(3)
なお、上記の式におけるTSは、表1-3に記載されている引張強さを示す。
表1-3に示す高強度鋼板(冷延鋼板)に第1の熱処理(焼戻し)を行った。第1の熱処理における高強度鋼板の温度およびこの温度の保持時間は表3-1に示されている。そして、第1の熱処理が行われた高強度鋼板に冷間塑性加工を行って冷延鋼板を軸圧潰部品の形状に成形した。このときの冷間塑性加工法は、表3-1に示されている。次いで軸圧潰部品の形状に成形された部品に第2の熱処理(焼付硬化)を行うことで、軸圧潰部品を作製した。第2の熱処理における部品の温度およびこの温度の保持時間は表3-1に示されている。
軸圧潰部品122について、表3-2に示すように、稜線部142近傍の平面部146(壁部)において、引張試験での伸びひずみが10%の時の引張応力σ10とせん断試験でのせん断ひずみが10√3%の時のせん断応力τ10との比σ10/τ10(10%比)と、壁部中央部147のビッカース硬さHvcと、稜線部142のビッカース硬さHvcと壁部中央部147のビッカース硬さHvrとの比Hvr/Hvcと、析出物個数密度と、衝撃吸収エネルギーと、を測定した。
衝撃吸収エネルギー>0.00185×TS+2.35・・・(4)
なお、上記の式におけるTSは、表1-3に記載されている引張強さを示す。
2 クラッシュボックス(衝撃吸収部材)
3 リアサイドメンバ(衝撃吸収部材)
4 フロアクロスメンバ(衝撃吸収部材)
5 サブフレーム(衝撃吸収部材)
11 Aピラー(衝撃吸収部材)
12 センターピラー(衝撃吸収部材)
13 Cピラー(衝撃吸収部材)
14 サイドシル(衝撃吸収部材)
15 ルーフサイドレール(衝撃吸収部材)
22,32,42,62,132,142 稜線部
21,23,25,31,33,35,41,43,45,61,63,65,131,133,135,143 壁部
136,146 平面部(壁部)
27,47,67,137,147 壁部中央部
110 高強度鋼板(鋼板)
111 コイル
X 長さ方向X(長手方向)
Y 長さ方向(長手方向)
Claims (14)
- 長手方向から見て、屈曲形状に形成された稜線部と、この稜線部から延びる壁部と、を含む衝撃吸収部材であって、
前記壁部において、引張試験での伸びひずみが5%の時の引張応力σ5とせん断試験でのせん断ひずみが5√3%の時のせん断応力τ5との比σ5/τ5が1.70以下、または、引張試験での伸びひずみが10%の時の引張応力σ10とせん断試験でのせん断ひずみが10√3%の時のせん断応力τ10との比σ10/τ10が1.70以下であり、
前記長手方向から見た前記壁部中央部におけるビッカース硬さHvcが250以上である、衝撃吸収部材。 - 前記稜線部のビッカース硬さHvrと前記壁部中央部のビッカース硬さHvcとの比Hvr/Hvcが1.05以上である請求項1に記載の衝撃吸収部材。
- 前記ビッカース硬さの比Hvr/Hvcが1.10以上である請求項2に記載の衝撃吸収部材。
- 前記衝撃吸収部材が、ピラー、サイドシル、または、ルーフサイドレールである請求項1~請求項3のいずれか1項に記載の衝撃吸収部材。
- 前記衝撃吸収部材は、閉断面を有する部材であり、
前記稜線部のビッカース硬さHvrと前記壁部中央部のビッカース硬さHvcとの比Hvr/Hvcが1.10未満である請求項1に記載の衝撃吸収部材。 - 前記衝撃吸収部材が、フロントサイドメンバ、クラッシュボックス、リアサイドメンバ、サブフレーム、または、フロアクロスメンバである請求項1または請求項5に記載の衝撃吸収部材。
- 前記衝撃吸収部材の引張強さが780MPa以上である請求項1~請求項6の何れか1項に記載の衝撃吸収部材。
- 鋼板に、下記式(1)を満たす温度T1で、60~900秒保持する熱処理を施す、第1の熱処理工程と、
前記熱処理後の前記鋼板に、冷間塑性加工を施して鋼部材とする、冷間塑性加工工程と、
前記鋼部材に、80~200℃の温度T2で、300~1800秒保持する熱処理を施す、第2の熱処理工程とを備え、
前記鋼板が、マルテンサイトの面積分率が5%以上95%未満であり、引張強さが780MPa以上であり、かつ、厚さ方向断面におけるSi含有量の最大値Cmaxと最小値Cminの比Cmax/Cminが1.25以下である、
請求項1~請求項7の何れか1項に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
80×Si+100≦T1≦125×Si+250・・・(1)
ただし、上記式(1)中のSiは、前記鋼板中のSi含有量(質量%)を意味する。 - 前記衝撃吸収部材は、長手方向から見て屈曲形状に形成された稜線部と、この稜線部から延びる壁部と、を含み、
前記冷間塑性加工がフォーム成形である、請求項8に記載の衝撃吸収部材の製造方法。 - 前記衝撃吸収部材は、長手方向から見て屈曲形状に形成された稜線部と、この稜線部から延びる壁部と、を含み、
前記冷間塑性加工がドロー成形である、請求項8に記載の衝撃吸収部材の製造方法。 - 前記鋼板がDual-Phase鋼板である、請求項8~請求項10の何れか1項に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
- 前記第1の熱処理工程を、最終焼鈍後、コイルに巻き取る前の前記鋼板に実施する、請求項8~請求項11の何れか1項に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
- 前記第1の熱処理工程を、最終焼鈍後、コイルに巻き取られ、巻き戻された前記鋼板、または、巻き戻され、曲げ矯正された前記鋼板に実施する、請求項8~請求項11の何れか1項に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
- 前記第1の熱処理工程を、最終焼鈍後、コイルに巻き取られ、巻き戻され、曲げ矯正され、ブランキングされた前記鋼板に実施する、請求項8~請求項11の何れか1項に記載の衝撃吸収部材の製造方法。
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