WO2014014120A1 - 鋼材 - Google Patents

鋼材 Download PDF

Info

Publication number
WO2014014120A1
WO2014014120A1 PCT/JP2013/069805 JP2013069805W WO2014014120A1 WO 2014014120 A1 WO2014014120 A1 WO 2014014120A1 JP 2013069805 W JP2013069805 W JP 2013069805W WO 2014014120 A1 WO2014014120 A1 WO 2014014120A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
less
steel
grain
impact
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/069805
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
河野　佳織
田坂　誠均
嘉明 中澤
泰明 田中
富田　俊郎
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to ES13819269T priority Critical patent/ES2828084T3/es
Priority to MX2015000770A priority patent/MX2015000770A/es
Priority to KR1020147036128A priority patent/KR20150013891A/ko
Priority to JP2014510326A priority patent/JP5660250B2/ja
Priority to CN201380037672.3A priority patent/CN104471094B/zh
Priority to PL13819269T priority patent/PL2876178T3/pl
Priority to BR112015000845A priority patent/BR112015000845A2/pt
Priority to IN8577DEN2014 priority patent/IN2014DN08577A/en
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to US14/391,417 priority patent/US10378090B2/en
Priority to RU2015105394/02A priority patent/RU2599933C2/ru
Priority to EP13819269.5A priority patent/EP2876178B1/en
Priority to CA2878685A priority patent/CA2878685C/en
Publication of WO2014014120A1 publication Critical patent/WO2014014120A1/ja
Priority to ZA2015/00132A priority patent/ZA201500132B/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more specifically, to a steel material that is suitable as a material for an impact-absorbing member, in which the occurrence of cracks during impact load application is suppressed and the effective flow stress is high.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2012-161730 for which it applied to Japan on July 20, 2012, and uses the content here.
  • Such high-strength steel materials include high-strength composites such as low-alloy TRIP steel, which has a high static difference (difference between static strength and dynamic strength), and multi-phase structure steel having a second phase mainly composed of martensite. Phase structure 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.
  • the following invention is disclosed regarding the multiphase steel sheet having the second phase mainly composed of martensite.
  • 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.
  • a high-strength steel sheet that satisfies the relationship of dL / ds ⁇ 3, is excellent in strength and ductility balance, and has a static difference of 170 MPa or more is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet having a high static ratio, which is composed of a two-phase structure of martensite having an average particle diameter of 3 ⁇ m or less and martensite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 discloses a cold-rolled steel sheet containing 75% or more of a ferrite phase having an average particle size of 3.5 ⁇ m or less, and the balance being tempered martensite and having excellent impact absorption characteristics.
  • Patent Document 5 discloses a cold rolling method in which a pre-strain is applied to form a two-phase structure composed of ferrite and martensite and a static difference at a strain rate of 5 ⁇ 10 2 to 5 ⁇ 10 3 / s satisfies 60 MPa or more.
  • a steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance properties consisting of 85% or more of a hard phase such as 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 an impact absorbing member (hereinafter also simply referred to as “member”), the strength of a steel material (hereinafter also simply referred to as “steel material”) that is a material of the impact absorbing member is increased. It is essential.
  • the flow stress is a stress necessary to continue the plastic deformation at the start or after the start of the plastic deformation, and the effective flow stress is applied to the member at the time of steel plate thickness, shape, and impact. It means the plastic flow stress considering the strain rate.
  • the impact absorbing energy of the impact absorbing member is in its shape. Also depends heavily on.
  • the shock absorbing energy of the shock absorbing member can be dramatically 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, the impact absorbing member is cracked at an early stage. As a result, the amount of plastic deformation work cannot be increased, and the impact absorbing energy cannot be dramatically increased. Moreover, if a crack occurs in the impact absorbing member at an early stage, an unexpected situation such as damage to other members disposed adjacent to the impact absorbing member may occur.
  • the optimization of the shape of the shock absorbing member is based on the deformability of the existing steel material from the beginning.
  • studies have been made to improve the deformability of the steel material and optimize the shape of the shock absorbing member so as to increase the work of plastic deformation.
  • the present invention provides a steel material suitable as a material for an impact-absorbing member, which has a high effective flow stress, and therefore has a high impact absorption energy, and at the same time, is suppressed from cracking when an impact load is applied. Let it be an issue.
  • the work of plastic deformation can be increased, and the work of plastic deformation can be increased while suppressing the occurrence of cracks when impact load is applied so that the shape of the shock absorbing member can be optimized. It is important to increase the effective flow stress.
  • the present inventors diligently studied a method for suppressing the occurrence of cracking when an impact load is applied and further increasing the effective flow stress of the steel material. I got a good knowledge.
  • a ferrite is the main phase, and the balance is a multiphase structure consisting of a second phase containing one or more selected from the group consisting of bainite, martensite and austenite. It is effective.
  • the present invention has been made on the basis of the above new findings, and the gist thereof is as follows.
  • Chemical composition is mass%, C: more than 0.05% to 0.2%, Mn: 1% to 3%, Si: more than 0.5% to 1.8%, Al: 0.01% to 0% 0.5%, N: 0.001% to 0.015%, Ti or V and Ti total: more than 0.1% to 0.25%, Ti: 0.001% or more, Cr: 0% to 0.00% 25%, Mo: 0% to 0.35%, balance: Fe and impurities, and the steel structure is selected from the group consisting of a main phase consisting of 50 area% or more of ferrite, bainite, martensite and austenite It is a multiphase structure having a second phase containing one or more types, the average nanohardness of the second phase is less than 6.0 GPa, and the boundary where the crystal orientation difference is 2 ° or more is a grain boundary.
  • the average grain size of the entire crystal grains of the main phase and the second phase Is a steel material in which the ratio of the length of the small-angle grain boundaries with a misorientation of 2 ° to less than 15 ° in the total grain boundary length is 15% or more.
  • composition according to [1] which contains one or two selected from the group consisting of Cr: 0.05% to 0.25%, Mo: 0.1% to 0.35% by mass%. Steel material.
  • the present invention it is possible to suppress or eliminate the occurrence of cracks in the impact absorbing member when an impact load is applied, and to obtain an impact absorbing member having a high effective flow stress. It is possible to dramatically increase the absorbed energy. By applying such a shock absorbing member, it is possible to further improve the collision safety of products such as automobiles, which is extremely useful in industry.
  • the temperature history of a continuous annealing heat treatment is shown. It is a graph which shows the relationship between the hardness of a 2nd phase with respect to an average particle diameter, and the stable buckling rate by an axial crush test.
  • ⁇ is a stable buckling without cracking
  • ⁇ is a cracking with a probability of 1/2
  • ⁇ is a cracking with a probability of 2/2, causing unstable buckling is there.
  • C more than 0.05% to 0.2%
  • C is an action that promotes the formation of bainite, martensite, and austenite contained in the second phase, an action that improves the yield strength and tensile strength by increasing the strength of the second phase, and strengthens the steel by solid solution strengthening. , Has the effect of improving yield strength and tensile strength. If the C content is 0.05% or less, it may be difficult to obtain the effect by the above-described action. Therefore, the C content is more than 0.05%. On the other hand, if the C content exceeds 0.2%, martensite and austenite may be excessively hardened, resulting in a significant decrease in local ductility. Therefore, the C content is 0.2% or less. In addition, this invention includes the case where C content is 0.2%.
  • Mn 1% to 3% Mn has the effect of promoting the formation of the second phase represented by bainite and martensite, the effect of strengthening steel by solid solution strengthening to improve the yield strength and tensile strength, and the strength of ferrite by solid solution strengthening. It has the effect of improving local ductility by increasing the hardness of ferrite under strain loading conditions. If the Mn content is less than 1%, it may be difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the Mn content is 1% or more. Preferably it is 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3%, excessive martensite and austenite may be generated, which may cause a significant decrease in local ductility. Therefore, the Mn content is 3% or less. Preferably it is 2.5% or less. The present invention includes cases where the Mn content is 1% and 3%.
  • Si more than 0.5% to 1.8%, Si suppresses the formation of carbides in bainite and martensite, thereby improving the uniform ductility and local ductility, and strengthening the steel by solid solution strengthening, thereby improving the yield strength and tensile strength.
  • the Si content is more than 0.5%. Preferably it is 0.8% or more, More preferably, it is 1% or more.
  • the Si content exceeds 1.8%, austenite may remain excessively and the impact cracking sensitivity may be remarkably increased. Therefore, the Si content is 1.8% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.3% or less.
  • this invention includes the case where Si content is 1.8%.
  • Al 0.01% to 0.5%
  • Al has the effect
  • the Al content is set to 0.01% or more.
  • the Al content exceeds 0.5%, oxides and nitrides are coarsened, which in turn promotes impact cracking. Therefore, the Al content is 0.5% or less.
  • the present invention includes cases where the Al content is 0.01% and 0.5%.
  • N 0.001% to 0.015%
  • N has the effect of suppressing the impact cracking by suppressing the grain growth of austenite and ferrite by forming nitrides and by refining the structure.
  • the N content is 0.001% or more.
  • the N content exceeds 0.015%, the nitride becomes coarse, which promotes impact cracking. Therefore, the N content is set to 0.015% or less.
  • this invention includes the case where N content is 0.001% and the case of 0.015%.
  • Ti or the sum of V and Ti more than 0.1% to 0.25%
  • Ti and V generate carbides such as TiC and VC in steel, and have the effect of suppressing impact cracking by suppressing the coarsening of crystal grains by the pinning effect on the grain growth of ferrite. Furthermore, it has the effect
  • the total content of Ti or V and Ti is 0.1% or less, it is difficult to obtain these effects. Therefore, the total content of Ti or V and Ti is made more than 0.1%. Preferably it is 0.15% or more.
  • the total content of Ti or V and Ti exceeds 0.25%, TiC and VC are excessively generated, and on the contrary, the impact cracking sensitivity is increased. Therefore, the total content of Ti or V and Ti is set to 0.25% or less. Preferably it is 0.23% or less. The present invention includes the case where the total content of Ti or V and Ti is 0.25%.
  • the V content may be 0%, but is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.15% or more. From the viewpoint of reducing the impact cracking sensitivity, the V content is preferably 0.23% or less. Further, the Ti content is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.007% or less.
  • Cr 0% to 0.25%
  • Cr is an optionally contained element, it has an effect of improving hardenability, promoting the formation of bainite and martensite, and strengthening steel by solid solution strengthening, and improving yield strength and tensile strength.
  • Cr 0.05% or more is preferable.
  • the content shall be 0.25% or less.
  • this invention includes the case where content of Cr is 0.25%.
  • Mo 0% to 0.35%
  • Mo is an optional element, but it enhances hardenability, promotes the formation of bainite and martensite, and strengthens steel by solid solution strengthening, and improves yield strength and tensile strength.
  • Mo 0.1% or more is preferable.
  • the Mo content exceeds 0.35%, the martensite phase is excessively generated and the impact cracking sensitivity is increased. Therefore, when it contains Mo, the content shall be 0.35% or less.
  • this invention includes the case where content of Mo is 0.35%.
  • the steel material of the present invention contains the above-described essential elements, and further contains optional elements as necessary, and the balance is Fe and impurities.
  • impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap, and those contained in the production process. However, it is allowed to contain other components as long as the properties of the steel material of the present invention are not impaired.
  • P and S are contained as impurities in the steel, but P and S are preferably limited as follows.
  • the upper limit of P is 0.02% or less.
  • the upper limit of P is 0.02%. Desirably, it is 0.015% or less.
  • the upper limit of P is set to 0.005% or less.
  • the upper limit of S is 0.005% on the assumption that the S content is removed within the range of realistic manufacturing processes and manufacturing costs. Desirably, it is 0.002% or less.
  • the steel structure according to the present invention has a high yield strength and a high work hardening coefficient in a low strain region, thereby increasing the effective flow stress and also having impact cracking resistance. And a ferrite having fine crystal grains as a main phase, and a multiphase structure having a second phase containing one or more of bainite, martensite, and austenite having fine crystal grains.
  • the area ratio of the main phase ferrite is set to 50% or more.
  • the ferrite area ratio is set according to the strength level.
  • the second phase contains one or more selected from the group consisting of bainite, martensite and austenite.
  • the second phase may inevitably contain cementite or pearlite, but such an unavoidable structure is allowed if it is 5 area% or less.
  • the area ratio of the second phase is preferably 35% or more, and more preferably 40% or more.
  • the yield strength of ferrite is improved, and therefore the effective flow stress is increased. If the ferrite grain size is coarse, the yield strength is insufficient and the impact absorption energy is reduced.
  • refinement of the second phase such as bainite, martensite, and austenite improves local ductility and suppresses impact cracking.
  • particle size of the second phase is coarse, brittle fracture is likely to occur in the second phase when an impact load is applied, and the impact cracking sensitivity is increased.
  • the average particle size is 3 ⁇ m or less. Preferably it is 2 micrometers or less.
  • the average particle size is preferably finer, but there is a limit to refinement of the ferrite particle size obtained by normal rolling and heat treatment.
  • the second phase is excessively refined, the plastic deformability of the second phase may decrease and the ductility may decrease instead. Therefore, the average particle size is preferably 0.5 ⁇ m or more.
  • Ratio of orientation of small-angle grain boundaries with a misorientation of 2 ° to less than 15 ° in the total grain boundary length 15% or more Grain boundaries are dislocation generation sites, dislocation annihilation sites (sinks), and dislocation deposition sites. Has any role and affects the work hardening ability of steel. Of the grain boundaries, large-angle grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more tend to be sites for the disappearance of deposited dislocations. On the other hand, dislocation disappearance hardly occurs at a small-angle grain boundary with an orientation difference of 2 ° to less than 15 °, which contributes to an increase in dislocation density.
  • the length ratio of the small-angle grain boundaries is set to 15% or more. Preferably it is 20% or more, More preferably, it is 25% or more.
  • the proportion of the small angle grain boundary is preferably as high as possible, but there is a limit to the proportion of the small angle interface that can be included in a normal polycrystal. That is, it is realistic that the ratio of the length of the small-angle grain boundary is 70% or less.
  • the ratio of this small-angle grain boundary can be obtained by performing EBSD (electron beam backscattering) analysis at a 1/4 depth position of the thickness of the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • EBSD electron beam backscattering
  • tens of thousands of points are measured on the sample surface in the form of an equally spaced grid, and the crystal orientation is determined within each grid. Therefore, a boundary where the crystal orientation difference between adjacent grids is 2 ° or more is defined as a grain boundary, and a region surrounded by the grain boundary is defined as a crystal grain. When the misorientation is less than 2 °, no clear grain boundary is formed.
  • a grain boundary having an orientation difference of 2 ° to less than 15 ° is defined as a small-angle grain boundary, and the length of a small-angle grain boundary having an orientation difference of 2 ° to less than 15 ° with respect to the total length of the grain boundary.
  • the average grain size of the ferrite (main phase) and the second phase is the same as the number of crystal grains (regions surrounded by grain boundaries where the orientation difference is 2 ° or more) defined in the unit area, The equivalent circle diameter can be obtained based on the average area of the crystal grains.
  • Average nano hardness of the second phase less than 6.0 GPa
  • Local ductility decreases with increasing hardness of the second phase such as bainite, martensite, and austenite.
  • the average nano hardness of the second phase exceeds 6.0 GPa, the impact cracking sensitivity becomes high due to the decrease in local ductility. Therefore, the average nano hardness of the second phase is 6.0 GPa or less.
  • the nano hardness is a value obtained by measuring the nano hardness in the grain of each phase or structure using nano indentation.
  • a cube corner indenter is used, and nano hardness obtained with an indentation load of 1000 ⁇ N is employed.
  • the average nano hardness of the second phase is preferably more than 3.5 GPa, more preferably more than 4.0 GPa.
  • VC and TiC are appropriately precipitated in the hot rolling process and the temperature rising process of the heat treatment process, and the coarsening of crystal grains is suppressed by the pinning effect of VC and TiC, and It is preferable to optimize the multiphase structure by subsequent heat treatment. For that purpose, it is preferable to manufacture by the following manufacturing method.
  • Hot rolling step and cooling step The slab having the above chemical composition is subjected to multi-pass rolling with a total rolling reduction of 50% or more at a temperature of 1200 ° C or higher, and the hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C or higher and 950 ° C or lower. .
  • After completion of the hot rolling it is cooled to a temperature range of 700 ° C. or less within 0.4 seconds after completion of rolling at a cooling rate of 600 ° C./second or more (this cooling is also referred to as primary cooling), and 600 ° C. or more and 700 ° C. Hold in the following temperature range for 0.4 seconds or longer. Thereafter, it is cooled to a temperature range of 500 ° C.
  • this cooling is also referred to as secondary cooling
  • this cooling is also referred to as secondary cooling
  • further cooled to room temperature at a cooling rate of 0.03 ° C./second or less. It is a rolled steel sheet.
  • the last cooling at a cooling rate of 0.03 ° C./sec or less is cooling that occurs in the coiled coil state. Therefore, when the steel sheet is a steel strip, the steel strip is wound after secondary cooling.
  • the final cooling at a cooling rate of 0.03 ° C./second or less is realized.
  • rapid cooling is performed to a temperature range of 700 ° C. or less within 0.4 seconds.
  • the substantial completion of hot rolling means the pass in which substantial rolling was performed at the end among the multiple-pass rolling performed in the finish rolling of hot rolling.
  • rapid cooling primary cooling
  • rapid cooling is performed to a temperature range of 700 ° C. or lower within 0.4 seconds.
  • substantial rolling is performed up to the downstream pass of the finish rolling mill, rapid cooling to a temperature range of 700 ° C.
  • the primary cooling is basically performed by cooling nozzles arranged on the run-out table, but can also be performed by inter-stand cooling nozzles arranged between the passes of the finish rolling mill.
  • the cooling rate of the primary cooling (600 ° C./second or more) and the cooling rate of the secondary cooling (less than 100 ° C./second) are both based on the sample surface temperature (steel plate surface temperature) measured by a thermotracer. And The cooling rate (average cooling rate) of the entire steel plate in the primary cooling is estimated to be about 200 ° C./second or more when converted from the cooling rate based on the surface temperature (600 ° C./second or more).
  • the hot rolled steel sheet in which V carbide (VC) and Ti carbide (TiC) are precipitated at high density in the ferrite grain boundaries is obtained by the hot rolling process and the cooling process.
  • the average particle size of VC and TiC is preferably 10 nm or more, and the average distance between VC and TiC particles is preferably 2 ⁇ m or less.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step and the cooling step may be used as it is in the heat treatment step described later, but after the cold rolling, it is provided in the heat treatment step described later. Also good.
  • step (C1) and (C2) The hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling process and the cooling process or the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling process is 750 ° C. or more and 920 ° C. or more at an average heating rate of 2 ° C./second or more and 20 ° C./second or less.
  • the temperature is raised to a temperature range of not higher than ° C. and held in the temperature range for 20 seconds to 100 seconds (annealing in FIG. 1).
  • it is cooled to a temperature range of 440 ° C. or more and 550 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./second or more and 20 ° C./second or less, and heat treatment is performed in the temperature range for 30 seconds or more and 150 seconds or less (overaging in FIG. 1-3).
  • the average cooling rate is less than 5 ° C./second, the amount of ferrite becomes excessive and it is difficult to obtain sufficient strength.
  • the average cooling rate exceeds 20 ° C./second, the hard second phase is excessively generated, and the impact cracking sensitivity is increased.
  • the retention after cooling is important for promoting the softening of the second phase and ensuring the average nano hardness of the second phase of less than 6.0 GPa.
  • the condition of holding for 30 seconds or more and 150 seconds or less in a temperature range of 440 ° C. or more and 550 ° C. or less is not satisfied, it is difficult to obtain a desired second phase property.
  • the temperature does not need to be constant, and can be changed continuously or stepwise in the temperature range of 440 ° C. or more and 550 ° C. or less (for example, overaging 1 to 3 shown in FIG. 1). reference). From the viewpoint of controlling the small-angle grain boundaries and the precipitates of V and Ti, it is preferable to change them stepwise.
  • the said process is a process equivalent to what is called an overaging process in continuous annealing
  • precipitation nuclei are generated by maintaining in a temperature range of 440 ° C. or higher and 480 ° C. or lower, and then 480 ° C. or higher and 550 ° C.
  • fine carbides such as VC precipitated in the ferrite phase and the second phase are desirably precipitated at a high density by the overaging treatment.
  • the steel material of the present invention may be a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet thus manufactured, or may be cut from this and subjected to appropriate processing such as bending or pressing as necessary. Good. Further, it may be a steel plate or may be plated after processing. The plating may be either electroplating or hot dipping, and the plating type is not limited, but is usually zinc or zinc alloy plating.
  • the slab is 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, followed by primary cooling after the completion of rolling. And two-stage cooling was implemented and it was set as the hot rolled sheet steel.
  • Table 2 shows the hot rolling conditions. Primary cooling and secondary cooling immediately after completion of rolling were performed by water cooling. By completing the secondary cooling at the coiling temperature in the table and allowing the coil to cool, cooling to room temperature was achieved at a cooling rate of 0.03 ° C./second or less. The thickness of each hot steel plate was 2 mm.
  • Some of the hot-rolled steel sheets were cold-rolled and then heat-treated with the heat pattern shown in FIG. 1 and the conditions shown in Table 3 using a continuous annealing simulator.
  • the temperature retention after cooling from the annealing temperature (referred to as overaging in the examples) was carried out at three different temperatures as shown in FIG. This is to increase the precipitation density of VC carbide.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were taken from the test steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was conducted to obtain 5% flow stress, maximum tensile strength (TS), uniform elongation (u-El). Asked.
  • the 5% flow stress is a stress at the time of plastic deformation at which the strain becomes 5% in the tensile test, and is proportional to the effective flow stress, and is an index thereof.
  • EBSD analysis was performed at a 1/4 depth position of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a boundary where the crystal orientation difference is 2 ° or more was defined as a grain boundary
  • the average grain size was determined without distinguishing between the main phase and the second phase
  • a grain interface orientation difference map was prepared.
  • the grain boundary with an orientation difference of 2 ° to less than 15 ° is defined as a small-angle grain boundary. The percentage was determined. Further, the area ratio of ferrite was obtained from the image quality map obtained by this analysis.
  • the nano hardness of the second phase was determined by the nano indentation method. After the 1/4 depth position of the thickness of the cross-section specimen taken in parallel with the rolling direction is polished with emery paper, it is subjected to mechanochemical polishing with colloidal silica, and the processed layer is removed by electrolytic polishing for use in the test. did. Nanoindentation was performed using a cube corner indenter and an indentation load of 1000 ⁇ N. The indentation size at this time is 0.5 ⁇ m or less in diameter. The hardness of the second phase of each sample was randomly measured at 20 points, and the average nano hardness of each sample was determined.
  • a rectangular tube member was produced using the steel plate, an axial crush test was performed at an axial collision speed of 64 km / h, and the impact absorption performance was evaluated.
  • 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 plate thickness was 1 mm, and the length of one side of the regular octagon (the length of the straight portion excluding the curved portion of the corner) (Wp) was 16 mm.
  • Two such square tube members were prepared for each steel plate and subjected to an axial crush test.
  • the evaluation was performed based on the average load (average value of two tests) at the time of axial crushing and the stable buckling rate.
  • the stable buckling rate is a ratio with respect to the total number of test specimens in which no crack occurred in the axial crush test.
  • the impact absorption energy increases, the possibility of cracking during crushing increases, and as a result, the plastic deformation work cannot be increased, and the impact absorption energy may not be increased. That is, no matter how high the average crushing load (impact absorbing performance) is, if the stable buckling rate is not good, high shock absorbing performance cannot be shown.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the hardness of the second phase and the stable buckling rate with respect to the average particle diameters of test numbers 1 to 16.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the particle size and the average crushing load.
  • the steel material according to the present invention has a high average load of 0.29 kJ / mm 2 or more due to axial crushing. Furthermore, the stable buckling rate is 2/2, indicating good axial crushing characteristics. Therefore, it is suitable for use as a material for the above-described crash box, side member, center pillar, locker, and the like.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０５％超～０.２％、Ｍｎ：１％～３％、Ｓｉ：０.５％超～１.８％、Ａｌ：０.０１％～０.５％、Ｎ：０.００１％～０.０１５％、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超～０.２５％、Ｔｉ：０.００１％以上、Ｃｒ：０％～０.２５％、Ｍｏ：０％～０.３５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、鋼組織が、５０面積％以上のフェライトからなる主相と、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含む第２相を有する複相組織であり、前記第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａ未満であり、結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、前記主相および前記第２相の全体の結晶粒の平均粒径が３μｍ以下であり、全粒界の長さに占める方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合が１５％以上である、鋼材。

Description

鋼材
　本発明は、鋼材に関し、具体的には、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力が高い、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材に関する。本願は、２０１２年７月２０日に日本に出願された特願２０１２－１６１７３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ２排出量の低減の一環として、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おり、単に鋼材の高強度化のみだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性に優れた鋼材の開発も望まれている。
　ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ－1）以上の高いひず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鋼や、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といった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。
　また、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、下記のような発明が開示されている。
　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の歪速度における静動差が６０ＭＰａ以上を満足する冷延鋼板が開示されている。
　さらに、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。
日本国特開平１１－８０８７９号公報 日本国特開２００６－１６１０７７号公報 日本国特開２００４－８４０７４号公報 日本国特開２００４－２７７８５８号公報 日本国特開２０００－１７３８５号公報 日本国特開平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、以下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するには、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。
　ここで、流動応力とは、塑性変形の開始時または開始後に塑性変形を引き続き起こさせるのに必要な応力のことであり、有効流動応力とは、鋼材の板厚、形状、衝撃時に部材にかかるひずみ速度を考慮した塑性流動応力を意味する。
　ところで、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。
　すなわち、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い、結果的に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、割れが早期に衝撃吸収部材に生じると、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が、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、そもそも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て衝撃吸収部材の形状が検討されてきたため、衝撃吸収部材の形状の最適化は、当初から既存の鋼材の変形能を前提として検討されており、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、かつ衝撃吸収部材の形状を最適化するという検討自体が、これまで十分になされていなかった。
　本発明は、有効流動応力が高く、従って衝撃吸収エネルギーが高いと同時に、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制された、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材とその製造方法を提供することを課題とする。
　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、鋼材のみならず衝撃吸収部材の形状を最適化することが重要である。
　鋼材に関しては、塑性変形仕事量を増大させることができる、衝撃吸収部材の形状の最適化を可能にするように、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有効流動応力を高めることが重要である。
　本発明者らは、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるために、鋼材について、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制し、さらに有効流動応力を高める方法を鋭意検討し、以下に列記する新たな知見を得た。
　［衝撃吸収エネルギーの向上］
　（１）鋼材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、５％の真ひず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。）を高めることが有効である。
　（２）５％流動応力を高めるには、降伏強度と低ひずみ域における加工硬化係数とを高めることが有効である。
　（３）降伏強度を高めるには、鋼組織の微細化が必要である。
　（４）低ひずみ域における加工硬化係数を高めるには、低ひずみ域における転位密度を効率的に高めることが有効である。
　（５）低ひずみ域における転位密度を効率的に高めるには、結晶粒界の中で小角粒界（方位差角が１５°未満の粒界）の割合を高めることが有効である。この理由は、大角粒界は堆積した転位のシンク（消滅場所）となりやすいのに対し、小角粒界には転位が蓄積されやすく、このため、小角粒界の割合を高めることにより、低ひずみ域であっても転位密度を効率的に高めることが可能になるからである。
　［衝撃荷重負荷時における割れの発生の抑制］
　（６）衝撃吸収部材において、衝撃荷重負荷時に割れが発生すると、衝撃吸収エネルギーが低下する。また、当該部材に隣接する他の部材を損傷させる場合もある。
　（７）鋼材の強度、特に、降伏強度を高めると、衝撃荷重負荷時における割れ（以下、「衝撃割れ」ともいう。）に対する感受性（以下、「衝撃割れ感受性」ともいう。）が高くなる。
　（８）衝撃割れの発生を抑制するには、均一延性、局部延性および破壊靭性を高めることが有効である。
　（９）均一延性を高めるには、フェライトを主相とし、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択された１種または２種以上を含有する第２相からなる複相組織とすることが有効である。
　（１０）局部延性を高めるには、第２相を軟質なものとし、主相であるフェライトの塑性変形能と同等の塑性変形能を第２相に具備させることが有効である。
　（１１）破壊靭性を高めるには、主相であるフェライトおよび第２相を微細化することが有効である。
　本発明は上記の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　［１］
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０５％超～０.２％、Ｍｎ：１％～３％、Ｓｉ：０.５％超～１.８％、Ａｌ：０.０１％～０.５％、Ｎ：０.００１％～０.０１５％、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超～０.２５％、Ｔｉ：０.００１％以上、Ｃｒ：０％～０.２５％、Ｍｏ：０％～０.３５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、鋼組織が、５０面積％以上のフェライトからなる主相と、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含む第２相を有する複相組織であり、前記第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａ未満であり、結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、前記主相および前記第２相の全体の結晶粒の平均粒径が３μｍ以下であり、全粒界の長さに占める方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合が１５％以上である、鋼材。
　［２］
　質量％で、Ｃｒ：０．０５％～０.２５％、Ｍｏ：０．１％～０.３５％、からなる群から選択された１種または２種を含有する、［１］に記載の鋼材。
　本発明によれば、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を抑制または解消でき、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となるので、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可能となる。かかる衝撃吸収部材を適用することにより、自動車等の製品の衝突安全性を一層向上させることが可能になるので、産業上極めて有益である。
連続焼鈍熱処理の温度履歴を示す。 平均粒径に対する、第２相の硬さと軸圧潰試験による安定座屈率の関係を示すグラフである。○は割れが発生せず安定座屈したもの、△は１／２の確率で割れが発生したもの、×は２／２の確率で割れが発生し、不安定な座屈を生じたものである。 平均粒径と軸圧潰試験による平均圧潰荷重との関係を示すグラフである。
　以下、本発明について詳しく説明する。
　１．化学組成
　なお、化学組成について以下に示す「％」は、特に説明がない限り、「質量％」を意味する。
　（１）Ｃ：０.０５％超～０.２％、
　Ｃは、第２相に含有されるベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの生成を促進する作用、第２相の強度を高めることにより降伏強度および引張強度を向上させる作用、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０.０５％以下では、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％超とする。一方、Ｃ含有量が０.２％を超えると、マルテンサイトやオーステナイトが過度に硬質化して、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０.２％以下とする。なお、本発明はＣ含有量が０．２％の場合を含む。
　（２）Ｍｎ：１％～３％、
　Ｍｎは、ベイナイトおよびマルテンサイトに代表される第２相の生成を促進する作用、固溶強化により鋼を強化し降伏強度および引張強度を向上させる作用、固溶強化によりフェライトの強度を高め、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより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、Ｍｎ含有量は３％以下とする。好ましくは２.５％以下である。なお、本発明はＭｎ含有量が１％の場合と３％の場合を含む。
　（３）Ｓｉ：０.５％超～１.８％、
　Ｓｉは、ベイナイトやマルテンサイト中の炭化物の生成を抑制することにより、均一延性や局部延性を向上させる作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｓｉの含有量が０.５％以下では、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、Ｓｉ量は０.５％超とする。好ましくは０.８％以上、さらに好ましくは１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.８％を超えると、オーステナイトが過剰に残留し、衝撃割れ感受性が著しく高くなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１.８％以下とする。好ましくは１.５％以下、さらに好ましくは１.３％以下である。なお、本発明はＳｉ含有量が１．８％の場合を含む。
　（４）Ａｌ：０.０１％～０.５％、
　Ａｌは、脱酸により鋼中の介在物の生成を抑制し、衝撃割れを防止する作用がある。しかし、Ａｌ含有量が０.０１％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、Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０.５％超では、酸化物や窒化物が粗大化し、かえって衝撃割れを助長する。したがって、Ａｌ含有量は０.５％以下とする。なお、本発明はＡｌ含有量が０．０１％の場合と０．５％の場合を含む。
　（５）Ｎ：０.００１％～０.０１５％、
　Ｎは、窒化物を生成することにより、オーステナイトやフェライトの粒成長を抑制し、組織を微細化することにより、衝撃割れを抑制する作用を有する。しかし、Ｎ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である。したがって、Ｎ含有量は０.００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０.０１５％超では、窒化物が粗大化してしまい、却って衝撃割れを助長する。したがって、Ｎ含有量は０.０１５％以下とする。なお、本発明はＮ含有量が０．００１％の場合と０．０１５％の場合を含む。
　（６）ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超～０.２５％、
　ＴｉおよびＶは、ＴｉＣやＶＣなどの炭化物を鋼中に生成し、フェライトの粒成長に対するピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制して、衝撃割れを抑制する作用を有する。さらに、ＴｉＣやＶＣによる析出強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.１％以下ではこれらの作用を得ることが困難である。したがって、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量は０.１％超とする。好ましくは０.１５％以上である。一方、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.２５％超では、ＴｉＣやＶＣが過剰に生成してしまい、かえって衝撃割れ感受性を高める。したがって、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量は０.２５％以下とする。好ましくは０.２３％以下である。なお、本発明はＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.２５％の場合を含む。
　（７）Ｔｉ：０.００１％以上、
　また、これらの作用は、Ｔｉを０．００１％以上含有させることにより一層顕著となる。したがって、Ｔｉを０．００１％以上含有させることが前提である。Ｖ含有量は０％でも良いが、０.１％以上とすることが好ましく、０.１５％以上とすることがさらに好ましい。衝撃割れ感受性を低減させる観点から、Ｖ含有量は０.２３％以下とすることが好ましい。また、Ｔｉ含有量は０.０１％以下とすることが好ましく、０.００７％以下とすることがさらに好ましい。
さらに、任意含有元素として、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種を含有しても良い。
　（８）Ｃｒ：０％～０.２５％、
　Ｃｒは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＣｒ：０.０５％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０.２５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｃｒを含有する場合は、その含有量は０.２５％以下とする。なお、本発明はＣｒの含有量が０.２５％の場合を含む。
　（９）Ｍｏ：０％～０.３５％、
　Ｃｒと同様に、Ｍｏは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＭｏ：０.１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０.３５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｍｏを含有する場合は、その含有量は０.３５％以下とする。なお、本発明はＭｏの含有量が０.３５％の場合を含む。
　本発明の鋼材は、以上の必須含有元素を含有し、さらに必要に応じて任意含有元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。但し、本発明の目的とする鋼材の特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容される。例えば、Ｐ、Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、Ｐ、Ｓは以下のように制限されることが望ましい。
　Ｐ：０．０２％以下、
　Ｐは、粒界を脆弱にし、熱間加工性の悪化を招く。そこで、Ｐの上限は０．０２％以下とする。Ｐ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｐすることを前提にすれば、Ｐの上限は０．０２％である。望ましくは０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｓは、粒界を脆弱にし、熱間加工性や延性の劣化を招く。そこで、Ｐの上限は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｓすることを前提にすれば、Ｓの上限は０．００５％である。望ましくは０．００２％以下である。
　２．鋼組織
　（１）複相組織
　本発明に係る鋼組織は、高い降伏強度と低ひずみ域での高い加工硬化係数とを得ることで有効流動応力を高め、且つ、耐衝撃割れ性を兼ね備えるために、結晶粒が微細なフェライトを主相とし、さらに、結晶粒が微細なベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの１種または２種以上を含有する第２相を有する複相組織とする。
　主相であるフェライトの面積率が５０％未満では、衝撃割れ感受性が高くなり、衝撃吸収特性が低下する。したがって、主相であるフェライトの面積率は５０％以上とする。フェライト面積率の上限は特に規定しない。主相であるフェライトの比率の増加に伴い、第２相の比率が低下すると、強度および加工硬化率が低下する。したがって、フェライト面積率の上限（換言すると第２相の面積率の下限）は強度レベルに応じて設定される。
　第２相は、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイト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。第２相にはセメンタイトやパーライトが不可避的に含有される場合があるが、このような不可避的組織は５面積％以下であれば許容される。強度を高めるために、第２相の面積率は３５％以上であることが好ましく、４０％以上であることがさらに好ましい。
　（２）フェライト（主相）および第２相の平均粒径：３μｍ以下
　本発明が対象とする鋼材は、フェライトおよび第２相の全体の結晶粒の平均粒径を３μｍ以下とする。このような微細組織は圧延と熱処理の工夫で得られ、その場合、主相と第２相のどちらも微細化される。また、このような微細組織では、主相であるフェライトと第２相の各々について平均粒径を求めることは困難である。このため、本発明においては、主相であるフェライトと第２相との全体の平均粒径を規定する。
　フェライトを主相とする鋼においてフェライトの平均粒径が微細化すると、降伏強度が向上し、したがって有効流動応力が高まる。フェライト粒径が粗大であると、降伏強度が不足し、衝撃吸収エネルギーが低下する。
　また、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトなどの第２相の微細化は、局部延性を向上させ、衝撃割れを抑制する。第２相の粒径が粗大であると、衝撃荷重を受けた場合に第２相内で脆性的な破壊が生じ易くなり、衝撃割れ感受性が高くなる。
　したがって、上記平均粒径は３μｍ以下とする。好ましくは２μｍ以下である。上記平均粒径はより微細であることが好ましいが、通常の圧延と熱処理により得られるフェライト粒径の微細化には限界がある。また、第２相を過度に微細化すると、第２相の塑性変形能が低下して却って延性が低下する場合がある。したがって、上記平均粒径は０.５μｍ以上とすることが好ましい。
　（３）全粒界の長さに占める方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合：１５％以上
　粒界は転位生成サイト、転位消滅サイト（シンク）および転位堆積サイトのいずれかの役割を有し、鋼材の加工硬化能に影響する。粒界のうち、方位差１５°以上の大角粒界は堆積した転位の消滅サイトになりやすい。一方、方位差２°～１５°未満の小角粒界では転位の消滅が起こりにくく、転位密度の増加に寄与する。したがって、低ひずみ域での加工硬化係数を高め、有効流動応力を増加させるには、上記小角粒界の割合を高める必要がある。上記小角粒界の長さの割合が１５％未満では、低ひずみ域で加工硬化係数を高め、有効流動応力を増加させることが困難である。したがって、上記小角粒界の長さの割合を１５％以上とする。好ましくは２０％以上であり、さらに好ましくは２５％以上である。上記小角粒界の割合は高ければ高いほど好ましいが、通常の多結晶体で有しうる小角界面の割合には限界がある。すなわち、上記小角粒界の長さの割合は７０％以下とするのが現実的である。
　この小角粒界の割合は、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置でＥＢＳＤ（電子線後方散乱）解析を行って求められる。ＥＢＳＰ解析では、試料表面の測定領域が等間隔のグリッド状に数万点マッピングされ、各グリッド内について結晶方位が求められる。そこで、隣り合うグリッド間において結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義する。方位差が２°未満になると、明確な粒界を形成しない。全粒界のうち、方位差２°～１５°未満の粒界を小角粒界と定義し、粒界の総和の長さに対して、方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合を求める。なお、フェライト（主相）および第２相の平均粒径は、同様に定義される結晶粒（方位差が２°以上となる粒界で囲まれる領域）の個数を単位面積中でカウントし、結晶粒の平均面積に基づいて円相当直径として求めることができる。
　（４）第２相の平均ナノ硬さ：６.０ＧＰａ未満
　ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトなどの第２相の硬さの増加とともに、局部延性が低下する。具体的には、第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａを超えると局部延性の低下により衝撃割れ感受性が高くなる。したがって、第２相の平均ナノ硬さは６.０ＧＰａ以下とする。
　ここで、ナノ硬さはナノインデンテーションを用いて、各相または組織の粒内のナノ硬さを測定することにより得られる値である。本発明では、キューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重１０００μＮで得られるナノ硬さを採用する。局部延性向上のためには第２相の硬さは低い方が望ましいが、第２相が過度に軟化すると、材料強度が低下する。したがって、第２相の平均ナノ硬さは３.５ＧＰａ超であることが好ましく、４.０ＧＰａ超であることがより好ましい。
　３．製造方法
　本発明の鋼材を得るには、熱間圧延工程と熱処理工程の昇温過程とでＶＣやＴｉＣを適正に析出させ、ＶＣやＴｉＣによるピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制するとともに、その後の熱処理で複相組織の最適化を図ることが好ましい。そのためには以下の製造方法により製造することが好ましい。
　（１）熱間圧延工程および冷却工程
　上記化学組成を有するスラブを１２００℃以上として総圧下率５０％以上の多パス圧延を施し、８００℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を完了する。熱間圧延を完了後、６００℃／秒以上の冷却速度で圧延完了後０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を一次冷却ともいう。）、６００℃以上７００℃以下の温度域に０.４秒間以上保持する。その後、１００℃／秒未満の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を二次冷却ともいう。）、さらに０.０３℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却して熱延鋼板とする。最後の０.０３℃／秒以下の冷却速度での冷却は、巻取ったコイル状態で起こる冷却であるので、鋼板が鋼帯である場合には、二次冷却後に鋼帯を巻取ることで、最後の０.０３℃／秒以下の冷却速度での冷却が実現される。
　ここで、前記一次冷却では、熱間圧延が実質的に完了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却が行われる。熱間圧延の実質的な完了とは、熱間圧延の仕上げ圧延で行われる複数パスの圧延のうち、最後に実質的な圧延が行われたパスを意味する。例えば、仕上げ圧延機の上流側のパスで実質的な最終圧下が行われ、仕上げ圧延機の下流側のパスでは実質的な圧延が行われない場合は、上流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却（一次冷却）が行われる。また、例えば、仕上げ圧延機の下流側のパスまで実質的な圧延が行われる場合は、下流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却（一次冷却）が行われる。なお、一次冷却は、基本的にはランナウトテーブルに配置された冷却ノズルによって行われるが、仕上げ圧延機の各パス間に配置されたスタンド間冷却ノズルによって行うこともできる。
　前記一次冷却の冷却速度（６００℃／秒以上）と前記二次冷却の冷却速度（１００℃／秒未満）は、いずれもサーモトレーサーにより測定されるサンプル表面の温度（鋼板の表面温度）を基準とする。前記一次冷却における鋼板全体の冷却速度（平均冷却速度）は、表面温度基準の冷却速度（６００℃／秒以上）から換算して、２００℃／秒以上程度と推察される。
　上記の熱間圧延工程および冷却工程により、Ｖの炭化物（ＶＣ）やＴｉの炭化物（ＴｉＣ）がフェライト粒界に高密度に析出した熱延鋼板が得られる。ＶＣおよびＴｉＣの平均粒径は１０ｎｍ以上、ＶＣおよびＴｉＣの平均粒子間距離は２μｍ以下であることが好ましい。
　（２）冷間圧延工程
　上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板は、そのまま後述する熱処理工程に供してもよいが、冷間圧延を施した後に後述する熱処理工程に供してもよい。
　上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、圧下率３０％以上７０％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
　（３）熱処理工程（工程（Ｃ１）および（Ｃ２））
　上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板または上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、２℃／秒以上２０℃／秒以下の平均昇温速度で７５０℃以上９２０℃以下の温度域まで昇温して該温度域に２０秒間以上１００秒間以下保持する（図１の焼鈍）。次いで５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で４４０℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却して該温度域で３０秒間以上１５０秒間以下保持する熱処理を施す（図１の過時効１～３）。
　上記平均昇温速度が２℃／秒未満では、昇温中にフェライトの粒成長が生じてしまい結晶粒が粗大化する。一方、上記平均昇温速度が２０℃／秒超では、昇温中のＶＣやＴｉＣの析出が不十分となり、結晶粒径はかえって粗大化する。
　上記昇温後に保持する温度が７５０℃未満であったり９２０℃超であったりすると、目的とする複相組織が得ることが困難である。
　上記平均冷却速度が５℃／秒未満では、フェライト量が過剰となり十分な強度を得ることが困難である。一方、上記平均冷却速度が２０℃／秒超では、硬質第２相が過剰に生成してしまい、衝撃割れ感受性を高める。
　上記冷却後の保持は、第２相の軟質化を促進して、６.０ＧＰａ未満という第２相の平均ナノ硬さを確保するのに重要である。４４０℃以上５５０℃以下の温度域で３０秒間以上１５０秒間以下保持するという条件を満たさない場合には、所望の第２相の性質を得ることが困難である。この保持中に、温度は一定温度とする必要はなく、４４０℃以上５５０℃以下の温度域であれば連続的または段階的に変化させることができる（例えば、図１示すの過時効１～３参照）。小角粒界およびＶやＴｉの析出物を制御する観点からは、段階的に変化させることが好ましい。すなわち、上記処理は、連続焼鈍におけるいわゆる過時効処理に相当する処理であるが、過時効処理工程の初期段階では、上部ベイナイト温度域で保持することで小角粒界の比率を高めることが好ましい。具体的には４８０℃以上５８０℃以下の温度域に保持することが好ましい。その後は、フェライト相や第２相に過飽和に残留しているＴｉやＶを析出させるため、４４０℃以上４８０℃以下の温度域に保持して析出核を生成させ、ついで、４８０℃以上５５０℃以下の温度域に保持して析出量を高めること好ましい。フェライト相や第２相中に析出したＶＣなどの微細炭化物は有効流動応力を向上させるため、上記の過時効処理により高密度に析出させることが望ましい。
　本発明の鋼材は、こうして製造された熱延鋼板または冷延鋼板のままでもよく、あるいはこれから切断され、必要に応じて曲げ加工やプレス加工などの適当な加工を施されたものであってもよい。また、鋼板のまま、あるいは加工後にめっきを施されたものであってもよい。めっきは電気めっきと溶融めっきのいずれでもよく、めっき種に制限はないが、通常は亜鉛または亜鉛合金めっきである。
　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。表１中、「－」は、積極的に含有させていないことを意味する。下線は、本発明の範囲外を示す。鋼種Ｅは、ＶとＴｉの合計含有量が下限値未満の比較例である。鋼種Ｆは、Ｔｉの含有量が下限値未満の比較例である。鋼種Ｈは、Ｍｎの含有量が下限値未満の比較例である。いずれの鋼種も１５０ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記スラブを、１２５０℃で１時間以内の再加熱後に、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、圧延完了後に一次冷却および二段階の冷却を実施し、熱延鋼板とした。熱間圧延条件を表２に示す。圧延完了直後の一次冷却および二次冷却は水冷により実施した。表中の巻取温度で二次冷却を終了し、コイルを放冷することにより０.０３℃／秒以下の冷却速度での室温までの冷却が実現された。熱間鋼板の板厚はいずれも２ｍｍとした。
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、すべての鋼板に、図１に示すヒートパターンおよび表３に示す条件で熱処理を施した。本実施例において、焼鈍温度から冷却した後の温度保持（実施例では過時効と称す。）を図１および表３に示すように３段階の異なる温度で実施したのは、小角粒界の比率とＶＣ炭化物の析出密度を増加させるためである。
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。
　まず、供試鋼板から、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、５％流動応力、最大引張強さ（ＴＳ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。５％流動応力とは、引張試験において歪みが５％となる塑性変形時の応力であり、有効流動応力と比例関係にあり、その指標となる。
　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た以外は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ
Ｔ １００１－１９９６に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。
　鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置においてＥＢＳＤ解析を行った。ＥＢＳＤ解析において、結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義して、主相と第２相を区別せずに平均粒径を求めるとともに、粒界面方位差マップを作製した。全粒界のうち、方位差２°～１５°未満の粒界を小角粒界とし、粒界の総和の長さに対して、方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合を求めた。さらに、この解析で得られるイメージクオリティマップからフェライトの面積率を求めた。
　第２相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。圧延方向と平行に採取した断面試験片の板厚の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キューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重１０００μＮで行った。この時の圧痕サイズは直径０.５μｍ以下である。各サンプルの第２相の硬さをランダムに２０点測定し、それぞれのサンプルの平均ナノ硬さを求めた。
　さらに、上記鋼板を用いて角筒部材を作製し、軸方向の衝突速度６４ｋｍ／ｈで軸圧潰試験を実施し、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として、角筒部材の軸方向長さは２００ｍｍとした。いずれも板厚は１ｍｍ、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）は１６ｍｍで評価した。各鋼板についてこのような角筒部材を２個ずつ作製し、軸圧潰試験に供した。評価は、軸圧潰時の平均荷重（２回の試験の平均値）および安定座屈率により実施した。安定座屈率は、軸圧潰試験において割れが生じなかった試験体の全試験体数に対する割合である。一般に、衝突吸収エネルギーが高くなると、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。つまり、いくら平均圧潰荷重（衝撃吸収性能）が高くても、安定座屈率が良好でないと、高い衝撃吸収性能を示すことができない。
　以上の調査結果（鋼組織、機械特性、および軸圧潰特性）を表４にまとめて示す。
　また、試験番号１～１６の平均粒径に対する、第２相の硬さと安定座屈率の関係を図２にグラフで示す。図３は、粒径と平均圧潰荷重との関係を示すグラフである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４および図２～３からわかるように、本発明に係る鋼材は、軸圧潰による平均荷重が０.２９ｋＪ／ｍｍ２以上と高い。さらに、安定座屈率が２／２と良好な軸圧潰特性を示す。したがって、上述したクラッシュボックス、サイドメンバー、センターピラー、ロッカー、等の素材として用いるのに好適である。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０.０５％超～０.２％、
    Ｍｎ：１％～３％、
    Ｓｉ：０.５％超～１.８％、
    Ａｌ：０.０１％～０.５％、
    Ｎ：０.００１％～０.０１５％、
    ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超～０.２５％、
    Ｔｉ：０.００１％以上、
    Ｃｒ：０％～０.２５％、
    Ｍｏ：０％～０.３５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　鋼組織が、５０面積％以上のフェライトからなる主相と、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含む第２相を有する複相組織であり、
    　前記第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａ未満であり、
    　結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、前記主相および前記第２相の全体の結晶粒の平均粒径が３μｍ以下であり、全粒界の長さに占める方位差２°～１５°未満の小角粒界の長さの割合が１５％以上である、鋼材。
  2. 　質量％で、
    Ｃｒ：０．０５％～０.２５％、
    Ｍｏ：０．１％～０.３５％、
    からなる群から選択された１種または２種を含有する、請求項１に記載の鋼材。
     
PCT/JP2013/069805 2012-07-20 2013-07-22 鋼材 WO2014014120A1 (ja)

Priority Applications (13)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112015000845A BR112015000845A2 (pt) 2012-07-20 2013-07-22 material de aço
KR1020147036128A KR20150013891A (ko) 2012-07-20 2013-07-22 강재
JP2014510326A JP5660250B2 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材
CN201380037672.3A CN104471094B (zh) 2012-07-20 2013-07-22 钢材
PL13819269T PL2876178T3 (pl) 2012-07-20 2013-07-22 Materiał stalowy
ES13819269T ES2828084T3 (es) 2012-07-20 2013-07-22 Material de acero
IN8577DEN2014 IN2014DN08577A (ja) 2012-07-20 2013-07-22
MX2015000770A MX2015000770A (es) 2012-07-20 2013-07-22 Material de acero.
US14/391,417 US10378090B2 (en) 2012-07-20 2013-07-22 Steel material
RU2015105394/02A RU2599933C2 (ru) 2012-07-20 2013-07-22 Стальной материал
EP13819269.5A EP2876178B1 (en) 2012-07-20 2013-07-22 Steel material
CA2878685A CA2878685C (en) 2012-07-20 2013-07-22 Steel material
ZA2015/00132A ZA201500132B (en) 2012-07-20 2015-01-08 Steel material

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-161730 2012-07-20
JP2012161730 2012-07-20

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014014120A1 true WO2014014120A1 (ja) 2014-01-23

Family

ID=49948940

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/069805 WO2014014120A1 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材

Country Status (15)

Country Link
US (1) US10378090B2 (ja)
EP (1) EP2876178B1 (ja)
JP (1) JP5660250B2 (ja)
KR (1) KR20150013891A (ja)
CN (1) CN104471094B (ja)
BR (1) BR112015000845A2 (ja)
CA (1) CA2878685C (ja)
ES (1) ES2828084T3 (ja)
IN (1) IN2014DN08577A (ja)
MX (1) MX2015000770A (ja)
PL (1) PL2876178T3 (ja)
RU (1) RU2599933C2 (ja)
TW (1) TWI484049B (ja)
WO (1) WO2014014120A1 (ja)
ZA (1) ZA201500132B (ja)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI570248B (zh) * 2015-08-24 2017-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
CN107406933A (zh) * 2015-02-25 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢板
US20170349967A1 (en) * 2015-02-20 2017-12-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026013A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026015A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP2020059919A (ja) * 2018-10-09 2020-04-16 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US11512359B2 (en) 2017-11-24 2022-11-29 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3150737B1 (en) * 2014-05-29 2019-09-04 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method for producing same
US10718033B2 (en) 2014-05-29 2020-07-21 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
RU2705042C1 (ru) * 2016-01-28 2019-11-01 Ниппон Стил Корпорейшн Формованное изделие в виде панели, дверь транспортного средства и способ изготовления формованного изделия в виде панели
CN108396246B (zh) * 2017-02-08 2020-09-01 鞍钢股份有限公司 一种高碳钢盘条及其网状渗碳体析出控制方法
RU2649887C1 (ru) * 2017-05-10 2018-04-05 Акционерное общество "Концерн "Центральный научно-исследовательский институт "Электроприбор" Способ определения координат (пеленга и дистанции) и параметров движения (курса и скорости) морской шумящей цели
WO2019092483A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019103120A1 (ja) * 2017-11-24 2019-05-31 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH11269606A (ja) 1998-03-19 1999-10-05 Kobe Steel Ltd 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2000017385A (ja) 1998-06-29 2000-01-18 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
JP2004084074A (ja) 2003-12-08 2004-03-18 Jfe Steel Kk 耐衝撃性に優れる熱延鋼板
JP2004277858A (ja) 2003-03-18 2004-10-07 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
WO2005010398A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
WO2005010396A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
WO2005010397A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
JP2006161077A (ja) 2004-12-03 2006-06-22 Honda Motor Co Ltd 高強度鋼板及びその製造方法
JP2009167467A (ja) * 2008-01-16 2009-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011214073A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2012007649A (ja) * 2010-06-23 2012-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 衝撃吸収部材

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100441414B1 (ko) * 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP4501699B2 (ja) * 2004-02-18 2010-07-14 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4408386B2 (ja) * 2004-04-19 2010-02-03 新日本製鐵株式会社 結晶粒の微細な複合組織高張力鋼
EP1995336A1 (fr) * 2007-05-16 2008-11-26 ArcelorMittal France Acier à faible densité présentant une bonne aptitude à l'emboutissage
KR101482258B1 (ko) * 2007-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법
JP5438302B2 (ja) 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5370593B2 (ja) * 2010-10-18 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH11269606A (ja) 1998-03-19 1999-10-05 Kobe Steel Ltd 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2000017385A (ja) 1998-06-29 2000-01-18 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
JP2004277858A (ja) 2003-03-18 2004-10-07 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
WO2005010397A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
WO2005010398A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
WO2005010396A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
JP2004084074A (ja) 2003-12-08 2004-03-18 Jfe Steel Kk 耐衝撃性に優れる熱延鋼板
JP2006161077A (ja) 2004-12-03 2006-06-22 Honda Motor Co Ltd 高強度鋼板及びその製造方法
JP2009167467A (ja) * 2008-01-16 2009-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011214073A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2012007649A (ja) * 2010-06-23 2012-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 衝撃吸収部材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JOURNAL OF THE JAPAN SOCIETY FOR TECHNOLOGY OF PLASTICITY, vol. 46, no. 534, pages 641 - 645

Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20170349967A1 (en) * 2015-02-20 2017-12-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
US11401571B2 (en) * 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
EP3263731A4 (en) * 2015-02-25 2019-01-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation SHEET OR SHEET OF HOT-ROLLED STEEL
CN107406933A (zh) * 2015-02-25 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢板
US10752972B2 (en) 2015-02-25 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
TWI570248B (zh) * 2015-08-24 2017-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6354917B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6358406B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026015A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026013A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6354916B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11649531B2 (en) 2016-08-05 2023-05-16 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
JP6358407B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026015A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
WO2018026013A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11230755B2 (en) 2016-08-05 2022-01-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11512359B2 (en) 2017-11-24 2022-11-29 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
JP2020059919A (ja) * 2018-10-09 2020-04-16 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US10378090B2 (en) 2019-08-13
ZA201500132B (en) 2016-01-27
MX2015000770A (es) 2015-05-07
PL2876178T3 (pl) 2021-01-25
CA2878685C (en) 2017-06-06
BR112015000845A2 (pt) 2017-06-27
EP2876178B1 (en) 2020-09-16
EP2876178A1 (en) 2015-05-27
CN104471094B (zh) 2019-02-26
IN2014DN08577A (ja) 2015-05-22
EP2876178A4 (en) 2016-04-13
CA2878685A1 (en) 2014-01-23
US20150071812A1 (en) 2015-03-12
ES2828084T3 (es) 2021-05-25
RU2015105394A (ru) 2016-09-10
JP5660250B2 (ja) 2015-01-28
JPWO2014014120A1 (ja) 2016-07-07
CN104471094A (zh) 2015-03-25
TW201413009A (zh) 2014-04-01
KR20150013891A (ko) 2015-02-05
TWI484049B (zh) 2015-05-11
RU2599933C2 (ru) 2016-10-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5660250B2 (ja) 鋼材
US9809874B2 (en) Steel sheet suitable for impact absorbing member and method for its manufacture
EP2695961B1 (en) High-strength steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof
JP5610102B2 (ja) 鋼材
JP6364755B2 (ja) 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼材
WO2011135997A1 (ja) 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
JP5880235B2 (ja) 鋼板の製造方法
WO2014087511A1 (ja) 鋼材および衝撃吸収部材
JP2013216945A (ja) 鋼板および衝撃吸収部材
KR102286270B1 (ko) 고강도 냉연 강판과 그의 제조 방법
JP2012197516A (ja) 熱延鋼板の製造方法
JP6322973B2 (ja) 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼
JP5240407B2 (ja) 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
JP6379731B2 (ja) 高強度鋼材およびその製造方法
CN117616144A (zh) 冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2014510326

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13819269

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14391417

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147036128

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2878685

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: IDP00201500205

Country of ref document: ID

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2015/000770

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2013819269

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015105394

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112015000845

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112015000845

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20150114