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    • 专利摘要:
    本發明提供一種碰撞時之軸方向碰撞能量吸收能力優異之汽車用碰撞能量吸收構件。對於具有980 MPa以上之TS且n值與極限彎曲半徑Rc滿足Rc≦1.31×ln(n)+5.21之高強度薄鋼板進行成形加工，而製成汽車用碰撞能量吸收構件。藉由使用具有此種特性之高強度薄鋼板，從而，即便於TS為980 MPa以上之情形時，亦可於汽車碰撞時使構件於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀。再者，使用之高強度薄鋼板較佳為具有如下組成及組織：該組成係，以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.0.1~1.6%、Mn：3.5~10%、N：0.0060%以下、Nb：0.01~0.10%；該組織係，以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相之平均粒徑為1.0 μm以下，第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，且殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    公开号:TW201307126A
    申请号:TW101115714
    申请日:2012-05-03
    公开日:2013-02-16
    发明作者:Shusaku Takagi；Kaneharu Okuda；Yoshikiyo Tamai；Takeshi Fujita；Yoshitaka Okitsu；Tadashi Naito；Naoki Takaki；Tomoaki Sugiura
    申请人:Jfe Steel Corp；Honda Motor Co Ltd；
    IPC主号:B62D29-00
    专利说明:
    碰撞能量吸收能力優異之汽車用碰撞能量吸收構件及其製造方法
    本發明係關於一種於汽車碰撞時於軸方向上壓碎而吸收碰撞能量之汽車用碰撞能量吸收構件(亦稱為汽車用軸壓碎構件)，尤其關於碰撞能量吸收能力之穩定提高。
    近年來，自保護地球環境之觀點而言，期待汽車車體之輕量化。最近，對汽車車體、尤其是艙室(cabin)周圍之零件廣泛使用有高強度鋼板，而有助於利用薄壁化實現車體輕量化。相對於此，發動機室或行李箱之車架(前車架、後車架)等中，藉由使用高強度鋼板而實現之高強度化係限於780 MPa級鋼板之使用。其原因在於：前車架、後車架係於碰撞時會發生較大變形而具有吸收碰撞能量之作用的碰撞能量吸收構件，但若使作為素材之鋼板高強度化，則延展性降低而斷裂變得明顯，碰撞時之變形形狀變得不穩定，從而難以穩定屈曲，故而容易產生局部之折彎，雖已高強度化但存在衝擊能量吸收量不會變高之問題。
    根據上述情形，為了推進前車架或後車架等碰撞能量吸收構件之高強度化，進一步達成汽車車體之輕量化，故而要求有經高強度化且具有可高效吸收碰撞時之能量之特性的碰撞能量吸收構件。
    對於此種要求，例如於專利文獻1中記載有使用包含沃斯田鐵以面積比計為60%以上之組織的鋼板而構成之碰撞能量吸收構件。而且，於專利文獻1中，作為包含沃斯田鐵以面積比計為60%以上之組織的鋼板之例，記載有含有18~19%Cr-8~12%Ni之沃斯田鐵系不鏽鋼鋼板，且認為於使用有此種鋼板之碰撞能量吸收構件中，可提高碰撞時之變形傳輸特性且確保所需之碰撞能量之吸收性能。
    又，於專利文獻2中記載有具有較高之動態變形阻力之良加工性高強度鋼板。專利文獻2中所記載之高強度鋼板係如下之具有較高之動態變形阻力之鋼板，其包含肥粒鐵及/或變韌鐵，並以其中之任一者作為主相而與包含以體積分率計3~50%之殘留沃斯田鐵之第三相形成的複合組織，且於超過0%且10%以下之預變形後，滿足以5×10-4~5×10-3(1/s)之應變速度變形之準靜態變形強度σ s、與以5×102~5×103(1/s)之應變速度變形之動態變形強度σ d的差：(σ d-σ s)為60 MPa以上，滿足應變5~10%之加工硬化指數為0.130以上。根據專利文獻2所記載之技術，認為於使用(σ d-σ s)為60 MPa以上之鋼板所製造之構件中，與根據素材鋼板強度預測之值相比，衝擊時之構件吸收能量變高。
    又，於專利文獻3中記載有如下之高強度鋼板，其具有分散有肥粒鐵相、與以相對於組織整體之面積率計30~70%之硬質第二相之複合組織，且肥粒鐵相中之結晶粒徑為1.2μm以下之肥粒鐵之面積率為15~90%，且結晶粒徑1.2μm以下之肥粒鐵之平均粒徑ds與結晶粒徑超過1.2μm之肥粒鐵之平均粒徑dL的關係滿足dL/ds≧3。根據專利文獻3所記載之技術，認為能夠獲得一種於壓製成形時較為重要之強度-延展性平衡得以提高且高速變形時之能量吸收性優異之高強度鋼板，而可將此種高強度鋼板應用於要求有較高之衝擊能量吸收性能之汽車車體中。
    進而，於專利文獻4及5中，對使用凹部導入矩形筒型構件而可於軸壓碎變形時不破碎或破裂地變形之鋼板進行研討，結果認為，可藉由控制肥粒鐵、變韌鐵、沃斯田鐵、析出物之量及尺寸而以不導致碰撞時之變形模式之破碎或破裂之方式變形。
    又，於非專利文獻1中顯示有當衝擊壓碎時穩定壓碎成蛇腹狀之帽型構件之例。該構件係拉伸強度為1155 MPa，且具有超微細結晶粒複相組織，於真應變5~10%下之n值為0.205之薄鋼板製。非專利文獻1中所記載之薄鋼板係具有C：0.15%C-1.4%Si-4.0%Mn-0.05 Nb系之組成，具有包含次微米尺寸之肥粒鐵與第二相之微組織，包含12~35%之殘留沃斯田鐵作為第二相，n值較高且具有較大之加工硬化能的鋼板。 [先前技術文獻] [專利文獻]
    專利文獻1：日本專利特開2001-130444號公報
    專利文獻2：日本專利特開平11-193439號公報
    專利文獻3：日本專利特開2007-321207號公報
    專利文獻4：日本專利特開2008-214645號公報
    專利文獻5：日本專利特開2008-231541號公報 [非專利文獻]
    非專利文獻1：Y.Okitsu and N.Tsuji；Proceedings of the 2nd International Symposium on Steel Science(ISSS 2009),pp.253-256,Oct.21-24,2009,Kyoto,Japan：The Iron and Steel Institute of Japan.
    於專利文獻1所記載之技術中，使用包含大量沃斯田鐵之鋼板來構成碰撞能量吸收構件。沃斯田鐵之結晶結構為面心立方(fcc，face-centered cubic)結構，故而具有不易脆化而難以斷裂之特性，且可某種程度地提高碰撞時之吸收能量。然而，專利文獻1所記載之包含大量沃斯田鐵之鋼板之拉伸強度較低，為780 MPa左右，進而於碰撞時以較高之應變速度變形之情形時，其強度低於具有體心立方(bcc，body-centered cubic)結構之組織之鋼板，用作汽車之衝擊能量吸收構件時強度變得不充分。又進而，為了製成含有大量沃斯田鐵之鋼板，必需形成含有大量Ni、Cr之組成，從而製造成本變高。根據此點，亦存在不適於用作汽車車體用構件之問題。
    又，專利文獻2所記載之技術僅以拉伸強度為780 MPa之程度以下實施帽型構件之評價。於以拉伸強度未達980 MPa之鋼板作為素材之構件中，當碰撞變形時不會產生斷裂、彎折而是容易變形成蛇腹狀，故而可由素材特性預想到構件之碰撞變形時之吸收能量。相對於此，以拉伸強度980 MPa以上之鋼板作為素材之構件中，多數情況下，當碰撞變形時產生斷裂或彎折，而構件之碰撞變形時或吸收能量顯示出低於由素材特性可預想之值的值。專利文獻2記載之技術中，難以抑制拉伸強度980 MPa以上之高強度鋼板製造之構件的高速壓碎時之斷裂或彎折、且於穩定時提高高速壓碎時之吸收能量。
    又，根據專利文獻3所記載之技術，形成奈米結晶粒與微結晶粒之混合組織，使硬質第二相之種類、組織分率之適當化，藉此可獲得高強度且具有較高之延展性之高強度鋼板。然而，於專利文獻3中，並無關於使用該鋼板來構成碰撞能量吸收構件之記載，且未提及可抑制於使用拉伸強度980 MPa以上之鋼板製作之構件之情形時成為問題的碰撞時之構件斷裂或彎折、並於軸方向上穩定屈曲成蛇腹狀、而高效吸收碰撞能量，故而不明了。
    進而，根據專利文獻4及5中記載之技術，認為藉由以適當之量添加C、Si、Mn、以及Ti及Nb中之1種或兩種，並適當控制鋼板組織之肥粒鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵之量及其等之粒徑、或殘留沃斯田鐵中之C濃度、而且析出物之尺寸及個數，而可實現無上述破碎或破裂之軸壓碎變形。然而，該等技術中，尤其是於拉伸強度980 MPa以上之鋼板中，存在難以穩定地達成無破碎或破裂之軸壓碎變形之情形，且利用軸壓碎變形而達成穩定之能量吸收之保證並不限於具有上述成分組成與組織之組合的鋼板，因此，期待有以TS(Tensile Strength，拉伸強度)980 MPa以上之鋼板製作的可抑制高速壓碎時之斷裂或彎折且穩定壓碎成蛇腹狀之構件。
    進而，非專利文獻1所記載之技術中，藉由製成使材料之加工硬化之指標即n值提高的鋼板製造之構件，故而能夠製成當碰撞時於軸方向上壓碎成蛇腹狀之碰撞能量吸收構件。然而，根據本發明者等人之進一步研討可知，使用n值高於0.205之鋼板製作碰撞(衝擊)能量吸收構件，存在即便於軸方向上衝擊變形亦不會穩定屈曲(壓碎)成蛇腹狀之情形。
    本發明係鑒於上述先前技術之問題而成者，其目的在於提供一種拉伸強度TS為980 MPa以上之高強度薄鋼板製的、而且碰撞時之軸方向碰撞能量吸收能力優異之汽車用碰撞能量吸收構件及其製造方法。再者，此處所謂之「碰撞時之軸方向碰撞能量吸收能力優異」，係指構件當汽車之碰撞時於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀，具有可高效吸收碰撞能量之特性，亦稱為「軸壓碎穩定性優異」。
    本發明者等人為達成上述目的，對製作高強度薄鋼板製造之帽型剖面之構件而使該構件於軸方向上碰撞變形時之構件的變形舉動進行了銳意研究。其結果想到，為了使構件於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀，除用作素材之高強度鋼板之n值以外，進而高強度鋼板之彎曲特性尤其是180°U彎曲特性成為重要之要因。本發明者等人瞭解到，於高強度鋼板之n值較高但180°U彎曲特性較低之情形時，由於在碰撞時受到變形之部位產生龜裂或不均勻變形，故而構件無法於軸方向上壓碎變形成蛇腹狀。
    且發現，於軸方向上壓碎構件時產生之破裂主要產生於最初之屈曲部，且若不避免該屈曲部之破裂之產生，則構件之穩定屈曲之進展無望，從而不會壓碎變形成蛇腹狀。而且發現，若屈曲部之曲率半徑與作為素材之鋼板的180°U彎曲之極限彎曲半徑相同、或者大於其，則可避免構件屈曲部之破裂之產生。再者，所謂「極限彎曲半徑」，係指於鋼板表面不會產生破裂之最小之曲率半徑。以下，將180°U彎曲簡單地記載為「彎曲」。若素材鋼板之板厚相同則屈曲部之曲率半徑可大致由n值決定，且n值越大則屈曲部之曲率半徑越大。
    即，即便於n值變高而屈曲部之曲率半徑變大之情形時，當鋼板之極限彎曲半徑大於屈曲部之曲率半徑時，於構件屈曲部亦會產生破裂。另一方面，即便於n值變低而屈曲部之曲率半徑變小之情形時，若鋼板之彎曲特性良好且極限彎曲半徑與屈曲部之曲率半徑相同、或者小於其，則亦可避免構件屈曲部之破裂之產生。
    根據上述情況瞭解到，為了使構件於軸方向上穩定屈曲，則重要的是使鋼板之極限彎曲半徑與構件之屈曲部之曲率半徑相同、或者小於其，且鋼板之n值與極限彎曲半徑之平衡成為重要之要因。
    將本發明之基本觀點(概念)示意性地示於圖1中。
    圖1中所示之曲線係表示作為素材之鋼板之n值與構件之屈曲部之曲率半徑的關係之曲線，表示於板厚一定之情形時藉由n值規定之屈曲部之曲率半徑。關於作為素材之鋼板，於獲得之極限彎曲半徑大於圖1中所示之曲線之情形(彎折、破裂產生區域)、即極限彎曲半徑大於由n值求出之屈曲部之曲率半徑之情形時，若使構件碰撞變形，則於構件上產生彎折、破裂，而不會於軸方向上壓碎變形成蛇腹狀。
    另一方面，關於作為素材之鋼板，於獲得之極限彎曲半徑與圖1中所示之曲線相同、或者小於其之情形(蛇腹狀之軸壓碎區域)，即極限彎曲半徑與由n值求出之屈曲部之曲率半徑相同、或者小於其之情形時，若使構件碰撞變形則變形成特定之曲率半徑，構件於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀。
    即，即便作為素材之鋼板之n值同等，極限彎曲半徑變大且彎曲特性降低之鋼板製造之構件亦會產生彎折、破裂而不會穩定屈曲成蛇腹狀。若鋼板之n值變大，則即便以n值規定之屈曲部之曲率半徑變大，彎曲特性稍微降低且極限彎曲半徑變大，構件亦穩定屈曲成蛇腹狀。
    本發明係基於發現如下現象而成者：於使構件於軸方向上碰撞變形時，為了使構件穩定屈曲成蛇腹狀，重要的是使構成構件之鋼板成為n值與彎曲特性之關係滿足特定之關係式的鋼板。
    再者，作為彎曲性之評價方法，一般為180°U彎曲與90°V彎曲，但本發明中係藉由180°U彎曲試驗來評價彎曲性。即，大多情況下180°U彎曲較90°V彎曲而言顯示彎曲破裂極限之極限彎曲半徑較大，作為對於更嚴格之變形之指標即軸壓碎變形之指標而顯示出良好之關聯。另一方面，90°V彎曲之極限彎曲半徑係帽型構件等於90°左右之彎曲成形時所使用之指標，而於軸壓碎變形時90°V彎曲之情況下，該關係不成立。此處認為，並非90°V彎曲而是180°U彎曲較為重要之原因在於，於蛇腹上產生壓碎變形時之屈曲變形部為接近180°U彎曲之變形狀態。
    首先，對成為本發明之基礎之實驗結果進行說明。
    一般而言，側車架等碰撞能量之吸收構件之軸方向壓碎性能係以正方形剖面之構件進行評價。因此，製作使用拉伸強度980 MPa級~1180 MPa級之各種高強度薄鋼板而成形、且具有圖2(c)所示之剖面的碰撞能量吸收構件(軸高度：230 mm)，利用110 kgf之錘於該構件之軸方向上以相當於50 km/h之速度進行碰撞而產生160 mm之壓碎變形，選擇穩定屈曲成蛇腹狀之構件，觀察壓碎後之變形狀況。
    再者，關於所使用之薄鋼板，除拉伸特性以外，預先調查n值。n值係於真應變：5~10%之範圍內計算。再者，於拉伸試驗時均勻伸長率不滿10%而無法計算真應變10%下之應力之情形時，根據真應變5%於可計算之最大真應變之範圍內求出。n值係使用下式算出。
    n值=(ln σ10-ln σ5)/(ln0.1-ln0.05)
    (此處，σ10：真應變10%下之真應力，σ5：真應變5%下之真應力)
    其中，於無法提取真應變10%下之資料之情形時，設為以求出之最大之真應變及與其對應之真應力計算者。
    測定上述壓碎變形後之碎成蛇腹狀之部分、即屈曲部之彎曲半徑R(J)，將獲得之結果與n值之關係示於圖3中。再者，於圖3中，以板厚t標準化，而示作R(J)/t。再者，屈曲部之半徑係以如下方式求出。
    即，自對於構件屈曲部使用曲率半徑測定用之R規所測定出之曲率半徑減去板厚，作為屈曲部之彎曲半徑。
    若對圖3所示的、圖2(c)所示之剖面形狀之構件J之屈曲部之曲率半徑R(J)與n值之結果，以R(J)/t與ln(n)之關係進行整理，則可利用下述(a)式R(J)/t=1.31×ln(n)+5.21………(a)
    (此處t：鋼板板厚(mm))
    整理。如上所述，由於藉由n值而大致決定屈曲部之彎曲半徑，故而極限彎曲半徑/板厚成為(a)式之下側之區域、即與1.31×ln(n)+5.21相同或者小於其之區域的鋼板中，構件J穩定屈曲成蛇腹狀。另一方面，極限彎曲半徑/板厚成為(a)式之上側之區域、即大於1.31×ln(n)+5.21之區域之鋼板中，難以穩定屈曲。
    其次，為了排除構件形狀之影響，考慮不使得使用之鋼板成形而以平板形狀壓縮屈曲之情形。此係作為屈曲之評價，於最嚴格之狀態下壓縮屈曲之情形。此係作為屈曲之評價，假想最嚴格之狀態者，且使用圖4所示之模型，藉由有限元素解析求出屈曲部能到達之最小曲率半徑R(P)。作為有限元素解析，使用動態顯式解析法解析解算裝置。以殼模型表現板材(25×40×1.2 mm)，固定一端，使另一端移位，使板材彎曲變形至變成U字狀為止，測定板材之內側之最小之曲率半徑。若對其結果以R(P)/t與ln(n)之關係進行整理，則可利用下述(b)式R(P)/t=1.31×ln(n)+4.21………(b)
    整理。將該(b)式之關係一併記載於圖3中。
    此處，極限彎曲半徑/板厚為(b)式之下側之區域、即與1.31×ln(n)+4.21相同或者小於其之區域係，即便構件形狀為更接近平板之難以穩定屈曲之扁平之剖面形狀亦穩定屈曲成蛇腹狀的區域。
    若以相同之n值來比較R(J)/t與R(P)/t，則R(P)/t小於R(J)/t。認為此係由於構件剖面之縱壁部之拘束等之影響而定，且認為於無縱壁之平板中，屈曲部之極限曲率半徑R(J)變得最小。
    根據上述情形可知，素材鋼板之極限彎曲半徑Rc/t與圖3所示之(a)式之曲線相同或者較其下側之區域、即極限彎曲半徑Rc/t與正方形剖面之構件屈曲部之R(J)/t相同或者小於其之區域的滿足下述(1)式之區域Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)
    (此處Rc：極限彎曲半徑(mm)、t：板厚(mm)、n：於真應變5~10%間求出之n值)
    中，使構件於軸方向上穩定屈曲成蛇腹狀。
    又，與圖3所示之(b)式之曲線相同或者較其下側之區域、即極限彎曲半徑Rc/t與使平板屈曲時之曲率半徑R(P)/t相同或者小於其之區域的滿足下述(2)式之區域Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)
    (此處Rc：極限彎曲半徑(mm)、t：板厚(mm)、n：於真應變5~10%間求出之n值)
    中，即便為更接近平板之難以穩定屈曲之扁平之剖面形狀，亦可於軸方向上穩定屈曲成蛇腹狀。再者，極限彎曲半徑、n值與構件之壓碎狀況之關係係如下述圖5所示，對各種形狀之構件、各種素材鋼板進行研討而可確認：如以上述(1)式、(2)式整理般，即便n值大致同等，使用極限彎曲半徑Rc變大且彎曲特性降低之鋼板所製造之構件中，亦不會穩定屈曲成蛇腹狀；另一方面，若n值變大則即便彎曲特性降低構件亦穩定屈曲。
    本發明係基於該見解，進一步進行研討而完成者。即，本發明之要旨係如下。
    (1)一種汽車用碰撞能量吸收構件，其係由高強度薄鋼板經過成形加工而成者，其特徵在於：上述高強度薄鋼板為具有980 MPa以上之拉伸強度TS、且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(1)式之薄鋼板，Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間求出之n值)。
    (2)一種汽車用碰撞能量吸收構件，其係由高強度薄鋼板經過成形加工而成者，其特徵在於：上述高強度薄鋼板為具有980 MPa以上之拉伸強度TS、且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(2)式之薄鋼板。
    Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間求出之n值)
    (3)如(1)或(2)之汽車用碰撞能量吸收構件，其中上述高強度薄鋼板具有如下組成及組織：該組成係，以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.01~1.6%、Mn：3.5~10%、P：0.060%以下、S：0.0050%以下、Al：0.01~1.5%、N：0.0060%以下、Nb：0.01~0.10%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；該組織係包含以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相、與除肥粒鐵相以外之第二相，且該肥粒鐵相係平均粒徑為1.0 μm以下之肥粒鐵相，上述第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，且該殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    (4)如(3)之汽車用碰撞能量吸收構件，其中上述組成進而係滿足以質量%計Si與Al之合計(Si+Al)為0.5%以上之組成。
    (5)一種汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，該汽車用碰撞能量吸收構件係以高強度薄鋼板作為素材，對該素材實施成形而製成特定形狀之汽車用碰撞能量吸收構件，該製造方法中，作為上述素材，選擇使用拉伸強度TS為980 MPa以上且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(1)式之高強度薄鋼板，Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間測定之n值)。
    (6)一種汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，該汽車用碰撞能量吸收構件係以高強度薄鋼板作為素材，對該素材實施成形而製成特定形狀之汽車用碰撞能量吸收構件，該製造方法中，作為上述素材，選擇使用拉伸強度TS為980 MPa以上且n值、與極限彎曲半徑Rc滿足下述(2)式之高強度薄鋼板，Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間求出之n值)。
    (7)如(5)或(6)之汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，其中上述高強度薄鋼板為具有如下組成及組織之薄鋼板：該組成係，以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.01~1.6%、Mn：3.5~10%、P：0.060%以下、S：0.0050%以下、Al：0.01~1.5%、N：0.0060%以下、Nb：0.01~0.1%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；該組織係包含以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相、與除肥粒鐵相以外之第二相，且該肥粒鐵相係平均粒徑為1.0 μm以下之肥粒鐵相，上述第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，且該殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    (8)如(7)之汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，其中上述組成進而係滿足以質量%計Si與Al之合計(Si+Al)為0.5%以上之組成。
    根據本發明，可容易而且穩定地製造出由拉伸強度TS為980 MPa以上之高強度薄鋼板成形而成且軸方向之碰撞能量吸收能力優異之汽車用碰撞能量吸收構件，產業上取得格外之效果。又，根據本發明，由於可使用拉伸強度TS：980 MPa以上之高強度薄鋼板作為素材，故而可達成前車架或後車架等碰撞能量吸收構件之高強度化，亦具有牽涉到汽車車體之輕量化之效果。
    首先，對本發明之汽車用碰撞能量吸收構件之構成進行說明。作為本發明之汽車用碰撞能量吸收構件係以高強度薄鋼板作為素材，對該素材實施成形加工使其成為特定形狀而成者。此處所說之「特定形狀」無需特別限定，較佳為製成如可有效吸收於軸方向上碰撞時之能量的圓筒形狀或多角形剖面形狀。又，成形加工方法無需特別限定，壓製成形、彎曲成形等通常使用之加工方法均可應用。
    而且，作為本發明構件之素材的高強度薄鋼板具有980 MPa以上之拉伸強度TS，且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下列(1)式Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間測定之n值)，或下列(2)式Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)
    (此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm)，n：於真應變5~10%間求出之n值)
    之薄鋼板。再者，此處之所謂「薄鋼板」，係指板厚為3.2 mm以下之鋼板。
    藉由以n值與極限彎曲半徑Rc滿足上述(1)式之高強度薄鋼板作為素材而構成構件，作為素材之鋼板即便為具有980 MPa以上之拉伸強度TS之高強度鋼板，於汽車之碰撞時，構件亦會於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀，從而成為可有效吸收碰撞能量之構件。於作為素材之鋼板之n值與極限彎曲半徑Rc未滿足上述(1)式之情形時，當於軸方向上壓碎構件時，於最初之屈曲時於彎曲變形部會產生破裂(龜裂)，其後屈曲未進展成蛇腹狀，故而無法確保構件之穩定屈曲，從而無法確保高效吸收碰撞能量之所需之構件特性。
    即，若以當於軸方向上壓碎構件時，n值同等且藉由n值決定之屈曲時之構件彎曲部之曲率半徑同等的鋼板，但極限彎曲半徑Rc更小且滿足上述(1)式或(2)式之高強度鋼板作為素材，則於軸方向壓碎時，屈曲部不會產生破裂，可穩定地產生屈曲，並使構件壓碎變形成蛇腹狀。又，若以n值那樣不大之例如n值為0.20以下之鋼板，但極限彎曲半徑充分小且滿足上述(1)式之高強度鋼板作為素材，則於軸方向之壓碎時，屈曲部不會產生破裂，可穩定地產生屈曲，並使構件壓碎變形成蛇腹狀。
    進而，於作為構件之素材的高強度鋼板滿足上述(2)式之情形時，即便構件形狀為更接近平板之扁平形狀亦可獲得良好之壓碎特性。
    再者，認為n值係使用自該高強度薄鋼板提取之試驗片(JIS 5號拉伸試驗片：GL(Gauge Length，標距)50 mm)，並依據JIS Z 2241之規定實施拉伸試驗，使用JIS Z 2253中作為2點法規定之藉由下式於真應變：5~10%之範圍內求出之值。
    n值=(ln σ10-ln σ5)/(ln0.1-ln0.05)
    (此處σ10：真應變10%下之真應力，σ5：真應變5%下之真應力)
    其中，於無法提取真應變10%下之資料時，使用求出之最大之真應變及與其對應之真應力。
    又，極限彎曲半徑Rc係如下：對於該高強度薄鋼板(板厚：t mm)，依據JIS Z 2248之規定，使用自該薄鋼板提取之試驗片，沿著前端曲率半徑R以0.5 mm間距變化之模具實施180°U彎曲試驗，於所獲得之彎曲外側未產生能以目視確認之程度之線狀龜裂的最小之彎曲半徑則為極限彎曲半徑Rc。認為此處所說之龜裂不包含因中介物等引起之微細之破裂。通常，1 mm以下之長度之破裂係因中介物所引起。
    又，成為本發明構件之素材之高強度薄鋼板只要為n值與極限彎曲半徑Rc滿足上述(1)式或(2)式之鋼板即可，其組成、組織等無需特別限定。
    再者，於製成尤其滿足(1)式、(2)式之鋼板之方面，較佳為製成具有如下組成及組織之鋼板：該組成係，以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.01~1.6%、Mn：3.5~10%、P：0.060%以下、S：0.0050%以下、Al：0.01~1.5%、N：0.0060%以下、Nb：0.01~0.10%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；該組織係包含以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相、與除肥粒鐵相以外之第二相，且該肥粒鐵相係平均粒徑為1.0 μm以下之肥粒鐵相，上述第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，該殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    首先，對於適宜作為本發明構件之素材的高強度薄鋼板之組成限定理由進行說明。
    以下，組成中之質量%僅以%記載。
    C：0.14%~0.30%
    C係如下之元素：經由淬火性(hardenability)提高而使硬質相之分率增加，藉此增加鋼之強度，並且，於沃斯田鐵中增稠而使沃斯田鐵穩定化，於室溫下具有使沃斯田鐵穩定化之作用。為獲得此種效果，必需含有0.14%以上。另一方面，若其含量超過0.30%則存在點焊性之明顯劣化、或彎曲特性之明顯降低之傾向。因此，C限定於0.14~0.30%之範圍內。再者，較佳為0.23%以下。
    Si：0.01~1.6%
    Si係藉由固溶強化而有助於強度提高並且提高延展性之元素。為了獲得此種效果而必需含有0.01%以上。另一方面，若其含量超過1.6%，則於鋼板表面會使Si氧化物增稠，亦成為化成處理不良或無鍍敷之原因。因此，Si限定於0.01~1.6%之範圍。再者，較佳為0.1~1.0%。
    Mn：3.5~10%
    Mn具有有效有助於強度提高，並且使沃斯田鐵穩定化，提高伸長率、n值之作用。為了獲得此種效果，Mn必需含有3.5%以上。另一方面，若其含量超過10%而過度含有，則偏析變得明顯，因Mn之偏析等原因而成為變態點局部不同之組織，作為結果，容易變成肥粒鐵相與麻田散鐵相以帶狀存在之不均勻之組織。因此，彎曲特性降低。又，Mn係於鋼板表面以氧化物之形式增稠，從而亦成為無鍍敷之原因。根據此種情形，Mn限定於3.5~10%之範圍。再者，較佳為4.0~7.0%。
    P：0.060%以下
    P有助於強度提高，但另一方面會使熔接性劣化。此種不良影響會因其含量超過0.060%而變得顯著。因此，P限定於0.060%以下。再者，由於P之過度降低會伴隨製鋼步驟中之成本之增加，故而P較佳為設為0.001%以上。再者，較佳為0.025%以下，更佳為0.015%以下。
    S：0.0050%以下
    S係引起熱脆性之元素，若大量含有，則存在製造步驟方面產生異常之情形。又，S形成MnS，於冷軋後作為板狀之中介物而存在，故而尤其可降低材料之極限變形能，且降低彎曲特性。此種S之不良影響會因其含量超過0.0050%而變得顯著。因此，S限定於0.0050%以下。再者，由於過度之降低會伴隨製鋼步驟中之脫硫成本之增加，故而S較佳為設為0.0001%以上。再者，較佳為0.0030%以下。
    Al：0.01~1.5%
    Al係於製鋼步驟中作為脫氧劑而有效地發揮作用，且就於渣中分離使彎曲特性降低之非金屬中介物之方面而言亦為有用之元素。進而，Al於沃斯田鐵中使C增稠而具有使沃斯田鐵穩定化之作用，藉此，提高伸長率及n值。為了獲得此種效果，必需含有0.01%以上。另一方面，若其含量超過1.5%則不僅導致材料成本之增大，而且使熔接性明顯降低。因此，Al限定於0.01~1.5%之範圍。再者，較佳為0.02~1.0%。
    N：0.0060%以下
    N係進行固溶使鋼之強度增加之元素，但若大量地含有則會使延展性降低。自淨化肥粒鐵使延展性提高之觀點而言，N較理想為儘量少，但若為0.0060%以下則不損害本發明之效果，故而N限定於0.0060%以下。再者，由於過度之降低導致製鋼成本之上漲，故而較佳為設為0.0001%以上。
    Nb：0.01~0.10%
    Nb係於鋼中與C或N結合而形成微細碳化物或微細氮化物之元素，其有效地有助於冷軋-退火後之肥粒鐵粒之細粒化、作為硬質相之沃斯田鐵之均勻微細分散及強度上升。尤其是，藉由退火時之加熱速度之適當之控制，可實現肥粒鐵及硬質相之微細化，提高彎曲特性，於構件之軸方向壓碎時，可穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀。為了獲得此種效果而必需含有0.01%以上。另一方面，若其含量超過0.10%，則效果飽和，而且熱延板硬質化，從而導致熱軋、冷軋時之軋製荷重之增大，使生產性降低。又，若過度含有Nb，則於肥粒鐵中會過度生成析出物，而使肥粒鐵之延展性降低，伸長率或彎曲特性降低。因此，Nb限定於0.01~0.10%之範圍。再者，較佳為0.03~0.07%之範圍。
    上述成分為基本之成分，但Si、Al較佳為設為上述範圍內且(Si+Al)：0.5%以上。
    Si、Al均為抑制雪明碳鐵之析出之元素，且係容易於沃斯田鐵中使C增稠之元素。為了使10%以上之沃斯田鐵高效殘留於鋼板中，較佳為將Si與Al之合計設為0.5%以上。再者，更佳為0.7%以上。
    除上述成分以外之剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。
    作為本發明構件之素材的高強度薄鋼板係具有上述組成，進而具有包含以體積率計30~70%之肥粒鐵相與除肥粒鐵相以外之第二相之組織(複合組織)的鋼板。再者，肥粒鐵相包含平均粒徑為1.0 μm以下之微細粒。藉由使肥粒鐵相微細化成以平均粒徑計1.0 μm以下，而可確保所需之高強度(TS：980 MPa以上)，而且可提高彎曲特性。若肥粒鐵相之平均粒徑超過1.0 μm，則無法期待上述效果。因此，肥粒鐵相之平均粒徑限定於1.0 μm以下。再者，較佳為0.8 μm以下。
    又，肥粒鐵相以外之第二相係設為至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相的硬質第二相。藉由包含硬質第二相而可提高強度、延展性。藉由使殘留沃斯田鐵相微細分散成以體積率計10%以上且該殘留沃斯田鐵相之區域之平均間隔為1.5 μm以下，而可提高n值並且確保優異之彎曲特性，能夠以n值與極限彎曲半徑之關係成為所需之範圍內之方式進行調整。又，藉由調整成如上所述之組織，從而，於壓碎構件時，可形成穩定屈曲成蛇腹狀之變形形態。若殘留沃斯田鐵相未達10%、或者平均間隔超過1.5 μm而成為粗糙之分散，則尤其無法確保所需之彎曲特性。再者，殘留沃斯田鐵相較佳為以體積率計15%以上且平均間隔為1 μm以下。再者，殘留沃斯田鐵相之平均粒徑較佳為設為0.1~1 μm。
    再者，作為硬質第二相，除殘留沃斯田鐵相以外，亦可包含變韌鐵(包含回火變韌鐵)、麻田散鐵(包含回火麻田散鐵)雪明碳鐵等。當然，除殘留沃斯田鐵相以外之硬質第二相亦與殘留沃斯田鐵相相同，較佳為使其微細分散。
    其次，對於作為本發明構件之素材的上述高強度薄鋼板之較佳之製造方法進行說明。
    較佳為對上述組成之鋼素材依序實施熱軋步驟、酸洗步驟、冷軋步驟、退火步驟，從而製成高強度薄鋼板。
    鋼素材之製造方法並無特別限定，較佳為使用轉爐等常用之熔化法來熔化上述組成之鋼液，藉由連續鑄造法、造塊-分塊軋製等製成所需之壁厚的鋼坯(鋼素材)。
    較佳為於將獲得之鋼坯(鋼素材)冷卻後再加熱之後，或者於鑄造後未經加熱處理便直接實施熱軋步驟。
    熱軋步驟中之加熱溫度較佳為設為1150~1400℃。若加熱溫度未達1150℃則均質化不充分，另一方面，若超過1400℃變成高溫則氧化損耗顯著而導致良率降低。為了降低Mn偏析之影響，提高彎曲特性，較佳為設為1250℃以上。
    於熱軋步驟中，實施粗軋、精軋而製成熱延板，且將其捲繞成線圈狀。
    粗軋之條件係只要能夠形成所需之尺寸形狀之板片即可，無需特別限定。又，精軋係設為將精軋結束溫度設為850~950℃之軋製。若精軋結束溫度偏離上述範圍，則無法實現熱延板組織之均勻化，伸長率、彎曲特性等加工性降低。
    於精軋結束後，實施將至750℃為止之溫度範圍之平均冷卻速度設為5~200℃/s之冷卻。藉此，可抑制包含肥粒鐵相與波來鐵相之2相的帶狀組織之生成。又，捲繞溫度係設為350~650℃之範圍之溫度。若捲繞溫度未達350℃，則鋼板強度變得過高，向下一步驟之穿帶或冷軋變得困難。另一方面，若超過650℃，則於鋼板表面過度生成內部氧化層，耐疲勞特性顯著降低。
    繼而，實施冷軋步驟，即，於對熱延板實施酸洗之後進行冷軋，而製成冷延板。
    冷軋中之冷延軋縮率較理想為設為30%以上，以實現組織之微細化。再者，於熱延板為硬質之情形時，亦可考慮到將熱延板加熱至500℃左右進行溫軋來代替冷軋，但於本發明中，由於冷軋中之應變蓄積對組織微細化而言較為重要，故而未進行產生應變恢復之溫度下之溫軋，而是設為室溫下之軋製。
    再者，亦可對熱延板進行退火而使其軟質化。又，由於過大之軋製荷重變大而容易使冷軋變得困難，故而冷延軋縮率較佳為設為60%以下。
    繼而，實施退火步驟，即，對冷延板實施退火而製成冷延退火板。
    於退火步驟中，於控制退火加熱時之鋼板組織之後進行冷卻，使最終獲得之肥粒鐵分率與粒徑最佳化。於本發明中，將300~600℃為止之1次加熱設為平均升溫速度：1~50℃/s而快速加熱，又，將自600℃至退火溫度為止之二次加熱設為平均升溫速度：0.1~10℃/s，加熱至退火溫度：650~750℃為止。
    藉由將一次加熱之升溫速度設為平均1~50℃/s而快速加熱，從而可抑制肥粒鐵粒之粒成長，使沃斯田鐵相微細分散於肥粒鐵中，其結果為，可使肥粒鐵粒及硬質第二相微細地分散。又，藉由將二次加熱之升溫速度設為0.1~10℃/s，而可實現退火溫度之較佳精度之控制。
    退火溫度係設為650~750℃之範圍內之溫度。若退火溫度未達650℃，則冷延時之應變殘留而使彎曲性降低。另一方面，若為超過750℃之高溫，則結晶粒粗大化而無法形成所需之微細之組織。
    再者，較佳為，於上述退火溫度區域內保持10~500 s。若保持時間未達10 s，則冷延時之應變殘留，而彎曲性降低。另一方面，即便經超過500 s之長時間退火，亦幾乎看不到組織之變化，故而較佳為將該值設為上限。
    於保持為上述退火溫度之後，以1~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至200℃以下之溫度區域為止。若冷卻速度未達1℃/s，則冷卻需要長時間而會導致成本上升。另一方面，若超過30℃/s地快速冷卻，則鋼板內之冷卻變得不均勻，材質變得不穩定。再者，亦可將自退火溫度起之冷卻進行至350~500℃之溫度區域為止，繼而，於350~500℃之溫度區域內保持10 s以上、較佳為120 s以上之後，冷卻至室溫為止。
    再者，亦可於退火步驟之冷卻中，將鋼板浸漬於熔融鋅浴中，藉由氣體擦拭等來調整鍍鋅附著量之後，或者進行進而加熱至特定溫度之合金化處理。又，於退火步驟後，即便對鋼板實施鍍鋅或鍍鎳等通常用於汽車用鋼板之電鍍或表皮軋製亦沒有任何問題。 (實施例) (實施例1)
    熔化具有表1所示之組成之鋼液，經鑄造而製成壁厚：300 mm之鋼坯(鋼素材)。繼而，於將該等鋼坯加熱至表2所示之溫度之後，以表2所示之條件實施包含精軋在內之熱軋，其後，以表2所示之條件進行冷卻，並以表2所示之捲繞溫度捲繞，製成熱延板(板厚：2.4 mm)。
    繼而，對獲得之熱延板以表2所示之冷延軋縮率實施冷軋，而製成冷延板(板厚：1.2 mm)。繼而，對該等冷延板以表2所示之條件實施退火處理。
    對於獲得之鋼板(冷延退火板)實施組織觀察、拉伸試驗、彎曲試驗。試驗方法如下。 (1)組織觀察
    自獲得之鋼板提取組織觀察用試驗片，研磨平行於軋製方向之板厚方向剖面，以3%硝酸浸蝕液腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡(倍率：1000~5000倍)觀察板厚1/4位置之組織，使用組織之鑑定、及所拍攝之組織照片並利用切斷法測定肥粒鐵相之結晶粒徑。再者，切斷法係分別於垂直方向與水平方向上畫出以照片之尺度計相當於20 μm之長度的直線，並將該切片平均，算出肥粒鐵之平均粒徑。再者，肥粒鐵相之組織分率係使用拍攝之組織照片並藉由市售之圖像處理軟體(Paint Shop Pro Ver.9(商品名)(Corel Corporation製造)，對肥粒鐵相與第二相進行二值化，測定肥粒鐵相分率，將其設為肥粒鐵相之體積率。
    又，殘留沃斯田鐵相之組織分率(體積率)係使用X射線繞射法測定。於將鋼板研磨至板厚1/4位置為止之後，對於藉由化學研磨進而研磨0.1 mm後所得之面，以X射線繞射裝置使用Mo之K α射線，測定fcc鐵之(200)、(220)、(311)面與bcc鐵之(200)、(211)、(220)面之積分強度，根據其等求出殘留沃斯田鐵之組織分率(體積率)。又，殘留沃斯田鐵相之分佈狀態係於板厚1/4位置上，藉由EBSP(electron backscatter diffraction pattern，電子背散射繞射圖案)鑑定fcc相，根據獲得之資料算出各fcc相之平均粒徑及平均間隔。殘留沃斯田鐵之平均粒徑係藉由如下切斷法算出：由EBSP之圖分別於垂直方向與水平方向上畫出以圖之尺度計相當於20 μm之長度的直線，並將該切片平均。又，殘留沃斯田鐵之平均間隔係於EBSP之圖中，於任意之方向上畫出10條直線，測定由殘留沃斯田鐵粒夾持之肥粒鐵粒之切片，將其平均設為殘留沃斯田鐵之平均間隔。 (2)拉伸試驗
    依據JIS Z 2201，自獲得之鋼板提取將與軋製方向呈90°之方向設為長度方向(拉伸方向)之JIS 5號試驗片，依據JIS Z 2241實施拉伸試驗，測定拉伸特性(拉伸強度TS)。又，n值係根據藉由拉伸試驗所獲得之應力-應變資料，於真應變5~10%間，基於以JIS Z 2253中作為2點法規定之下式進行計算。
    n值=(ln σ10-ln σ5)/(ln0.1-ln0.05)
    (此處σ10：真應變10%下之真應力，σ5：真應變5%下之真應力)
    其中，於無法提取真應變10%下之資料之情形時，使用求出之最大之真應變及與其對應之真應力計算。 (3)彎曲試驗
    依據JIS Z 2248之規定，自所獲得之鋼板提取彎曲試驗片(寬度30 mm×長度100 mm)，沿前端曲率半徑R以0.5 mm間距變化之模具實施180°U彎曲試驗，目視彎曲部外側，觀察龜裂產生之有無，求出未產生龜裂之最小之彎曲半徑Rc(mm)，設為極限彎曲半徑(mm)。再者，1 mm以下之因中介物引起之龜裂除外。
    將獲得之結果示於表3中。
    繼而，自具有上述特性之高強度薄鋼板提取試驗材，藉由彎曲成形而製作圖2所示之剖面形狀之構件，於該構件上安裝590 MPa級高強度鋼板作為背板，製成高度：420 mm(W)、260 mm(X)之兩種壓碎用構件。再者，關於構件剖面中與背板平行之邊及垂直之邊中的最短之邊之寬度b與板厚t之比b/t，構件X為33.3，構件W為33.3。使用該等壓碎用構件實施壓碎試驗。試驗方法如下。 (4)壓碎試驗
    使根據構件變化之110~190 kgf之錘於軸方向上以相當於時速50 km之速度來碰撞壓碎用構件，將其壓碎至200 mm、或240 mm為止。壓碎後，以目視確認構件之變形狀態，並且算出直至特定之壓碎量為止之吸收能量。
    將獲得之結果示於表4中。


    就本發明例而言，當具有拉伸強度TS為980 MPa以上之高強度，且n值與極限彎曲半徑滿足(1)式、(2)式之情形時，構件於軸方向上均穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀。而且，於此種情形時，碰撞時之吸收能量亦變高至11.5 kJ以上，而形成碰撞能量吸收能力優異之構件。另一方面，就偏離本發明之範圍之比較例而言，於構件之軸方向之壓碎時，產生龜裂，產生不均勻之變形，碰撞時之吸收能量亦未達11.5 kJ，與穩定屈曲成蛇腹狀之構件相比，其係碰撞能量吸收能力降低之構件。 (實施例2)
    以具有表5所示之拉伸特性、n值、彎曲特性(極限彎曲半徑Rc)之薄鋼板(拉伸強度：980~1300MPa級)作為素材，製作碰撞能量吸收構件。再者，碰撞能量吸收構件之形狀係設為圖2所示之構件X、W、J。背板係與實施例1相同，製成590 MPa級高強度鋼板。
    使用該等碰撞能量吸收構件，實施壓碎試驗。試驗方法係與實施例1相同。
    將獲得之結果示於表5中。
    本發明例均於軸方向上穩定屈曲並壓碎變形成蛇腹狀。又，匯總由實施例1及實施例2獲得之結果，將極限彎曲半徑與n值之關係示於圖5中。於圖5中，將構件穩定屈曲成蛇腹狀之情形表示為○，產生破裂而未穩定壓碎成蛇腹狀之情形表示為●。
    由圖5可知，於極限彎曲半徑/板厚滿足式(1)、(2)之情形時，構件穩定屈曲成蛇腹狀，碰撞時之軸方向碰撞能量吸收能力優異。可知例如，於素材鋼板之n值較大之情形時，構件穩定壓碎成蛇腹狀，但於即便n值小至某種程度例如0.20以下時，極限彎曲半徑板厚亦滿足式(1)、(2)之情形時，構件亦穩定壓碎。再者，未滿足(1)式之鋼板製構件中，任一形狀均會產生破裂，而無法進行穩定之壓碎變形。
    圖1係示意性地表示汽車用碰撞能量吸收構件之、影響到碰撞時之軸方向之壓碎變形舉動的極限彎曲半徑(Rc)與n值之關係之說明圖。
    圖2係示意性地表示實施例中使用之汽車用碰撞能量吸收構件之形狀之說明圖。
    圖3係表示具有正方形剖面形狀之構件J及平板狀構件P之屈曲時之曲率半徑與n值的關係之圖表。
    圖4係示意性地表示平板狀構件之壓縮壓曲之極限元素解析模型之說明圖。
    圖5係表示實施例中獲得之極限彎曲半徑Rc/t與n值之關係之圖表。
    权利要求:
    Claims (8)
    [1] 一種汽車用碰撞能量吸收構件，其係由高強度薄鋼板經過成形加工而成者，其特徵在於：上述高強度薄鋼板為具有980 MPa以上之拉伸強度TS、且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(1)式之薄鋼板，記Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)t：板厚(mm)n：於真應變5~10%間求出之n值。
    [2] 一種汽車用碰撞能量吸收構件，其係由高強度薄鋼板經過成形加工而成者，其特徵在於：上述高強度薄鋼板為具有980 MPa以上之拉伸強度TS且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(2)式之薄鋼板，記Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)t：板厚(mm)n：於真應變5~10%間求出之n值。
    [3] 如申請專利範圍第1或2項之汽車用碰撞能量吸收構件，其中，上述高強度薄鋼板具有如下組成及組織：該組成係以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.01~1.6%、Mn：3.5~10%、P：0.060%以下、S：0.0050%以下、Al：0.01~1.5%、N：0.0060%以下及Nb：0.01~0.10%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；該組織係包含以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相、與除肥粒鐵相以外之第二相，且該肥粒鐵相係平均粒徑為1.0 μm以下之肥粒鐵相，上述第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，且該殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    [4] 如申請專利範圍第3項之汽車用碰撞能量吸收構件，其中，上述組成進而係滿足以質量%計Si與Al之合計(Si+Al)為0.5%以上之組成。
    [5] 一種汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，該汽車用碰撞能量吸收構件係以高強度薄鋼板作為素材，對該素材實施成形而製成特定形狀之汽車用碰撞能量吸收構件，該製造方法之特徵在於：作為上述素材，選擇使用拉伸強度TS為980 MPa以上且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(1)式之高強度薄鋼板，記Rc/t≦1.31×ln(n)+5.21………(1)此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)t：板厚(mm)n：於真應變5~10%間求出之n值。
    [6] 一種汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，該汽車用碰撞能量吸收構件係以高強度薄鋼板作為素材，對該素材實施成形而製成特定形狀之汽車用碰撞能量吸收構件，該製造方法之特徵在於：作為上述素材，選擇使用拉伸強度TS為980 MPa以上且n值與極限彎曲半徑Rc滿足下述(2)式之高強度薄鋼板，記Rc/t≦1.31×ln(n)+4.21………(2)此處，Rc：極限彎曲半徑(mm)t：板厚(mm)n：於真應變5~10%間求出之n值。
    [7] 如申請專利範圍第5或6項之汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，其中，上述高強度薄鋼板為具有如下組成及組織之薄鋼板：該組成係以質量%計，含有C：0.14%~0.30%、Si：0.01~1.6%、Mn：3.5~10%、P：0.060%以下、S：0.0050%以下、Al：0.01~1.5%、N：0.0060%以下及Nb：0.01~0.10%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的組成；該組織係包含以相對於組織整體之體積率計30~70%之肥粒鐵相、與除肥粒鐵相以外之第二相，且該肥粒鐵相係平均粒徑為1.0 μm以下之肥粒鐵相，上述第二相至少包含以相對於組織整體之體積率計10%以上之殘留沃斯田鐵相，該殘留沃斯田鐵相之平均間隔為1.5 μm以下。
    [8] 如申請專利範圍第7項之汽車用碰撞能量吸收構件之製造方法，其中，上述組成進而係滿足以質量%計Si與Al之合計(Si+Al)為0.5%以上之組成。
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