(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但し、Ｃ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦１．５％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、１．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１５．０％≦Ｃｒ≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦４．０％、を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ３０が０〜６０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満である、加工性および衝撃吸収性能に優れた低Ｎｉ車体部材用ステンレス鋼。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉを節減するため、Ｎｉを必要最小限の含有量に抑制しつつも優れた深絞り性、張出し性を発現し、トラックをはじめとする自動車の車体、構造部材や補強材などに対し、優れた衝撃吸収性能をも発揮するステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車分野では最近、衝突時の人体の安全性確保ならびに省エネルギー化と環境対応を考慮した軽量化が盛んに検討されている。安全面では衝突時に車体の一部の部品が衝撃を吸収し、人体への衝撃を極小化するための構造ならびに素材が検討されている。その衝撃吸収部材の一例としてクラッシュボックスが挙げられる。クラッシュボックスは、その性能として軽衝突時の際サイドメンバーを含む車体を損傷防止し、かつ高速衝突時の高エネルギーを吸収することで、衝突時の修理工数を低減するとともに人体損傷を回避することが要求されている。クラッシュボックスで優れた衝撃吸収性能を発現するには、圧壊過程において高い平均荷重を維持する必要があり、その素材自体が優れた衝撃吸収性能を有することが望まれる。
【０００３】
クラッシュボックスを含む自動車車体における銅板の代表的接合法はスポット溶接であり、衝撃吸収部材の圧壊過程においてはスポット溶接部の強度が吸収エネルギーに大きく影響する。つまり、母材のみならずスポット溶接部においても優れた衝撃吸収性能を有することが重要である。従来から、自動車の車体や補強部材には普通鋼ハイテンが多用されている。しかも、高い衝撃吸収性能を有しつつ薄肉軽量化を図る上で、引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２あるいはそれ以上の高強度材の適用が検討されている。一方で、加工性ならびに衝撃吸収性能に優れる素材として、ＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４に代表される加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼の適用も検討されている。
【０００４】
高強度の普通鋼ハイテンにスポット溶接を施した場合、溶着部において一部あるいは全体でマルテンサイトが生成する。このマルテンサイトは溶接部を強化する役割を果たすこともあるが、溶接条件によってはそのマルテンサイト変態に起因して溶着部が脆化することがある。特に、板厚方向に剥離させる応力が外部より作用した場合にはその脆化が現れやすく、母材よりもかなり低い強度で破断することがある。今後、さらに高衝撃エネルギー化・軽量化を図るうえで、従来の普通鋼ハイテンよりもさらに優れた強度ならびに衝撃吸収性能を有する材料、つまりスポット溶接部の強度を向上させた材料、あるいはスポット溶接の省略が可能となるレベルまで加工性を向上させた材料の開発が必要とされてきている。
ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０１などの加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、高強度の普通鋼ハイテンに比べ加工性に優れ、スポット溶接強度が高く衝撃吸収性能に優れるなど、特性面では普通鋼ハイテンを凌駕するものである。しかしながら、昨今のＮｉ原料高騰により、Ｎｉを６％以上含有するＳＵＳ３０１や８％以上含有するＳＵＳ３０４などでは、コスト面で自動車の車体部材や補強材などへの適用が困難である。
【０００５】
近年、以下の特許文献１〜４に記される、いわゆる２００系ステンレス鋼をベースとした鋼が３００系ステンレス鋼の代替材として提供されつつある。また、特許文献５、６のように、大量のＭｎを含有させずとも、Ｎｉを節減したオーステナイト系ステンレス鋼の技術も提示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−１１１９３２号公報
【特許文献２】特開２００７−１９７８０６号公報
【特許文献３】特開平１１−２４１１４５号公報
【特許文献４】特開平７−７０７００号公報
【特許文献５】特公昭６０−３３１８６号公報
【特許文献６】特開２００６−２２３６９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記特許文献１〜４に記される鋼はＮｉに代わるオーステナイト形成元素として多くは約４％以上のＭｎを含有させている。４％以上のＭｎを含有する技術では、その製鋼、精錬の際に有害なＭｎ酸化物の微細粒子が生成し、環境保全の観点から課題が多い。さらに、ステンレス鋼をリサイクルする際に、従来は非磁性であれば３００系スクラップとして処理して来たが、高Ｍｎ含有鋼も非磁性であるために、Ｎｉを多く含有する有用なスクラップとＮｉが少なくＭｎを多量に含有する鋼とを区分することが困難となり、スクラップ市場の混乱を招くことが懸念される。また、Ｍｎ含有量が高いことで表面品質が低下し、焼鈍酸洗性や光輝焼鈍などの生産性を損ない、Ｎｉを低減したにも関わらず、これらの生産性低下によりその効果が総コスト面で相殺されてしまうという課題があった。
一方、Ｍｎを抑制したＮｉ低減鋼である上記特許文献５および６の技術では、得られる強度あるいは加工性が低く、必ずしも優れた衝撃吸収性能が得られないという課題があった。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は以上のような問題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｉを節減しつつも車体部材として優れた加工性ならびに衝撃吸収性能を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
【０００９】
上記課題は、質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但し、Ｃ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦１．５％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、１．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１５．０％≦Ｃｒ≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦４．０％、を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ３０が０〜６０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満である、加工性および衝撃吸収性能に優れた低Ｎｉ車体部材用ステンレス鋼によって達成される。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３…（２）
【００１０】
ここで、上記（１）〜（２）式の元素記号の箇所には質量％で表されたそれぞれの元素の含有値が代入される。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、Ｎｉ含有量を５．０質量％未満に節減しつつもＭｎ含有量の多量添加を回避し、優れた加工性と衝撃吸収性能を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼が提供される。この鋼を素材として製造される車体部材は、素材が普通鋼ハイテンおよび３００系ステンレス鋼である車体部材に代替でき、コストおよび品質の両面で優れた効果を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者らは、高い衝突安全性能が必要とされる部材に好適な素材について種々検討を重ねてきた。
その結果、加工前は比較的軟質で加工性に優れ、加工後高強度を呈する準安定オーステナイト系ステンレス鋼が有効との知見を得た。そこで、コストを考慮しＮｉ含有量を５．０質量％未満に抑制したオーステナイト系ステンレス鋼において、上記課題を達成すべく鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
【００１３】
まず、従来普通鋼ハイテンで必要とされてきたスポット溶接を極力省略することによりスポット溶接部における衝撃吸収性能低下を回避するため、その素材として優れた深絞り性および張出し性を具備させる必要があると考えた。また、成形加工後に優れた衝撃吸収性能を発現させるためには、加工後に高強度であること、かつ圧壊過程において割れを生じることなく変形が進行することが必要とされる。成形加工時はオーステナイトの一部が硬質な加工誘起マルテンサイト（以下、α’と記す）へ変態する、いわゆる加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象が起こり、またα’の強度には固溶強化元素であるＣ，Ｎ含有量が深く関与する。したがって、オーステナイト安定度ならびにＣ、Ｎ量を適正範囲に調整することにより優れた成形加工性ならびに加工後の強度が得られると考えられた。ただし、これのみでは安定して優れた衝撃吸収性能が得られないことが分かった。そこで、本発明者らはさらに鋭意研究を重ねた結果、積層欠陥エネルギーの生成指標であるＳＦＥを適正範囲に調整することで、安定して高い衝撃吸収性能が得られることが明らかとなった。この理由として、ＳＦＥが大きいとオーステナイトの加工硬化が小さくなるためにα’とオーステナイトとの硬度差が大きくなり、圧壊過程での変形で割れを生じやすくなること、逆にＳＦＥが小さいとオーステナイトの加工硬化が大きくなり、圧壊変形部で急激な硬さ上昇が生じて割れやすくなり、このいずれも衝撃吸収性能を低下させる要因となるためであると推定される。
【００１４】
「成分元素」
以下、本発明鋼に含まれる合金成分ならびに含有範囲限定理由について説明する。
１）ＣおよびＮ
Ｃ，Ｎは、α’相を固溶強化するために有用な元素である。本発明鋼においてはＣに対するＮの固溶強化の寄与はおおよそ半分であり、成形加工によりα’相を生成させて優れた強度を得るには、Ｃ，Ｎとも０．０５質量％を越える含有量を確保しつつ、Ｃ質量％＋０．５×Ｎ質量％（以下、Ｃ＋０．５Ｎと略記）を０．１０質量％以上とする必要がある。一方、Ｃ、Ｎの含有量が多くなりすぎると過度に硬質化し、加工性を阻害する要因となる。この傾向は（Ｃ＋０．５Ｎ）が０．２５質量％を越えると顕著に現れるため、これ以下となるように調整する必要がある。より好ましくは、Ｃ含有量が０．１２質量％以下、Ｎ含有量が０．１８質量％以下で調整されるのが良い。
【００１５】
２）Ｓｉ
Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるが、１．５質量％を越えて過剰に含有させると鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５質量％以下に制限される。
【００１６】
３）Ｍｎ
ＭｎはＮｉに比べて安価で、Ｎｉの機能を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。本発明においてその機能を活用するために０．５％以上のＭｎ含有量を確保する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、製鋼工程における環境保全の問題が生じやすくなる。また、表面性状に起因する生産性の低下ならびにＭｎＳなどの介在物生成に起因する加工性の劣化を引き起こす要因となる。このため、Ｍｎ含有量は３．０質量％未満、このましくは２．５質量％未満に制限される。
【００１７】
４）ＰおよびＳ
ＰおよびＳは不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど望ましく、加工性その他の材料特性や製造性に多大な悪影響を与えない範囲として、Ｐについては０．０６質量％以下、Ｓは０．００５質量％以下に規定した。
【００１８】
５）Ｎｉ
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であるが、本発明ではコスト低減の観点からＮｉ含有量を極力低く抑える成分設計を行っており、上限を５．０質量％未満に規定する。ただし、上記Ｍｎ含有量の範囲で製造性や加工性を兼備させる成分バランスを実現させるためには１．５質量％以上のＮｉ含有量を確保する必要がある。
【００１９】
６）Ｃｒ
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素である。Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であると、本発明の代替対象となる従来の３００系オーステナイト系ステンレス鋼に要求される耐食性が十分に確保できない場合がある。ただし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、過度のＣｒ含有は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となるため好ましくない。種々検討の結果、本発明では１９．０質量％までＣｒを含有させることができる。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０〜１９．０質量％に規定される。
【００２０】
７）Ｃｕ
Ｃｕはオーステナイト生成元素であることから、Ｃｕ含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設定自由度が拡大し、Ｎｉを抑制した成分設計が容易になる。また、α’相の生成に起因する加工硬化が抑制されるとともに、ＳＦＥ値を高める上で有効な元素でもある。これらの作用を有効に得るためには０．８質量％以上のＣｕ含有量を確保する必要がある。ただし、４．０質量％を越える多量のＣｕ含有は熱間加工性を阻害しやすい。このため、Ｃｕ含有量は０．８〜４．０質量％に規定される。
【００２１】
本発明鋼は、上記の成分に加えて、熱間加工性確保を目的としたＢ、Ｃａの１種あるいは２種、耐食性向上を目的としたＭｏを含有することができる。ただし、含有される場合には、ＢあるいはＣａは総量で０．００７０質量％以下、Ｍｏは１．５質量％以下で含有されるのが望ましい。
【００２２】
（１）式で表されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ３０が大きいほどオーステナイトからα’相への変態が起こり易く、成形加工時の加工ひずみが付与された部分が高強度化するため、優れた衝撃吸収性能を呈する。このような効果はＭｄ３０が０以上で顕著に現れる。ただし、Ｍｄ３０が６０を越えて大きくなると、成形加工時に生成するα’量が多くなり過ぎるため、張出し性、深絞り性ならびに絞り後の耐時期割れ性が低下する。また、圧壊過程で割れが生じやすくなり、衝撃吸収性能も低下する。したがって、Ｍｄ３０は０〜６０の範囲に規定した。
【００２３】
（２）式で表される積層欠陥エネルギー指標ＳＦＥは、良好な衝撃吸収性能を安定して得る上で０〜４０未満の範囲に規定した。この理由として、前述の通り、ＳＦＥが４０以上となるとオーステナイトの加工硬化が小さくなるためにα’とオーステナイトとの硬度差が大きくなり、これに起因して圧壊時の変形部で割れを生じやすくなるためであると考える。また、逆にＳＦＥが０未満の場合にはオーステナイトの加工硬化が大きくなり、変形部におけるオーステナイト相の延性が低下し割れやすくなるためと推定される。また、この場合、オーステナイトの延性が乏しくなるため、成形加工時の張出し性、深絞り性も低下する。
【００２４】
本発明鋼は、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼板の製造プロセスにより製造可能である。熱間圧延以降の冷間圧延および中間・仕上焼鈍を施すことにより、例えば板厚０．１〜３ｍｍの仕上焼鈍材とすることができる。その後、形状矯正や調質圧延が適宜実施されても良い。
【実施例】
【００２５】
（実施例１）
表１の組成をもつ鋼を溶製した。表１において、Ａ１〜Ａ１１が本発明で規定する化学成分を有する発明対象鋼、Ｂ１〜８が比較鋼、Ｃ１〜４は順に従来鋼であるＳＵＳ３０１、ＳＵＳ３０４、５９０Ｎ普通鋼ハイテン、９８０Ｎ級普通鋼ハイテンである。なお、Ｂ１およびＢ２はＳＦＥ、Ｂ３およびＢ４はＭｄ３０、Ｂ５およびＢ６はＣ＋０．５Ｎの値、Ｂ７はＳ含有量が本発明で規定する範囲を外れる。
【００２６】
【表１】
0005091733.tif 000002
【００２７】
従来鋼Ｃ３およびＣ４を除くステンレス鋼について、１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。熱延鋼帯に１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、冷間圧延、中間焼鈍を繰り返すことにより、板厚０．５０ｍｍの冷間圧延鋼帯とし、さらに１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を行い水冷することにより冷延焼鈍板を得た。
【００２８】
上記の板厚０．５ｍｍの冷延焼鈍板を用いて、深絞り性、耐時期割れ性および張出し性の調査を行った深絞り性は、径５６〜８４ｍｍに加工した円板を用いて深絞り試験機により１段の円筒絞りを行い、割れの発生しない絞り比（＝円板径／ボンチ径）の最大値（以下、限界絞り比と記す）にて評価した。試験は、ポンチ径４０ｍｍ、ダイス径４１．２ｍｍ、ボンチ速度２０ｍｍ／ｍｉｎ、しわ押さえ力９．８ｋＮの条件で室温（２３℃）で実施した。耐時期割れ性は、深絞り後常温で２４ｈ保持後割れの発生しない最大の絞り比（以下、耐時期割れ限界比と記す）により評価した。張出し性は、ＪＩＳ  Ｚ２２４７に準拠したエリクセン試験Ｂ法によりエリクセン値を測定し、これにより評価した。試験は、試験片寸法９０ｍｍ角、しわ押さえ力１０．２ｋＮ、ボンチ速度５ｍｍ／ｍｉｎの条件で常温で行った。表２に限界絞り比、耐時期割れ限界比およびエリクセン値を示す。
【００２９】
【表２】
0005091733.tif 000003
【００３０】
本発明鋼は限界絞り比が１．８〜２．０、耐時期割れ限界比が１．４〜１．５、エリクセン値が１３．０〜１４．７ｍｍと、Ｃ１のＳＵＳ３０１と同等レベルの特性を示す。一方、比較鋼のＢｌ、Ｂ４、Ｂ６、Ｂ７の特性は本発明鋼に比べ劣る。この理由として、Ｍｄ３０あるいは（Ｃ＋０．５Ｎ）量が本発明範囲の上限を外れるＢ４、Ｂ６では、加工変形部における強度が過剰に高くなったためであり、ＳＦＥが本規定範囲の下限を外れるＢ１はオーステナイト相の延性が低下したためであると推察される。Ｓが本規定の上限を外れるＢ７についても加工性が低下していることが確認された。
【００３１】
（実施例２）
表１に示したステンレス鋼の板厚３ｍｍの熱延鋼帯に１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、１．０ｍｍまで冷間圧延し、その後１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を行い水冷することにより、板厚１．０ｍｍの冷延焼鈍板を得た。その冷延焼鈍板に多段絞りならびに張出し加工を施すことにより、図１に示す加工品を作製した。従来鋼Ｃ３、Ｃ４についても焼鈍、冷延を繰り返し、仕上焼鈍条件を調整することにより、それぞれ引張強さが５９１Ｎ／ｍｍ２、９７８Ｎ／ｍｍ２の板厚１．０ｍｍ材を得た。Ｃ３の５９０Ｎ級鋼は図１形状に加工が可能であったが、Ｃ４の９８０Ｎ鋼は加工途中で割れが生じたため、図２に示すように４箇所にスポット溶接を施した胴部と天板部の２部品を作製後、６箇所の肉盛溶接により接合した。
【００３２】
図１および図２に示した加工品の長手方向（図の上下方向）に質量４００ｋｇの錘を速度２５ｋｍ／ｈで衝突させて圧壊させ、変位量が０〜８０ｍｍの座屈変形過程における吸収エネルギーを測定した。表３に調査結果を示す。
【００３３】
【表３】
0005091733.tif 000004
【００３４】
本発明鋼の衝撃吸収エネルギーは５．２〜６．４ｋＪであり、Ｃ１のＳＵＳ３０１と同等あるいはそれ以上で、Ｃ２のＳＵＳ３０４よりも高い値を示した。本発明鋼ではいずれも圧壊過程で割れを生じることなく座屈変形していた。一方、比較鋼の衝撃吸収エネルギーはいずれも本発明鋼よりも低い値を示した。そのうち、比較鋼Ｂ１、Ｂ２、Ｂ４、Ｂ６およびＢ７では変形部の一部に割れが認められた。Ｂ１、Ｂ２の結果より、割れを生じることなく高い衝撃吸収性能を得るには、ＳＦＥを本発明範囲に規定する必要があることが示唆される。Ｂ４ではＭｄ３０が本発明範囲よりも高く、変形部に多量のα’が生成したために延性が低下したためであり、Ｂ６では（Ｃ＋０．５Ｎ）量が高いことに起因して、変形中に生成したα’の強度が過剰に高くなったために割れが生じたと推察される。Ｂ３およびＢ５では、割れ発生が認められなかったものの衝撃吸収エネルギーが低かった。この理由として、Ｂ３はＭｄ３０が低く変形中に生成するα’量が少なかったためであり、Ｂ５は（Ｃ＋０．５Ｎ）量が少なくα’相の硬さが低かったためと考えられる。
【００３５】
５９０Ｎ級普通鋼ハイテンであるＣ３では割れの発生は認められなかったが、強度が低いことに起因して本発明鋼ほどの衝撃吸収性能は得られなかった。９８０Ｎ級鋼であるＣ４ではスポット溶接部、母材変形部ともに一部で割れが発生したために、母材強度が高いにもかかわらず衝撃吸収性能が低かった。
以上の実施例により、本発明で規定した範囲に各元素の含有量を調整しバランスさせることで、優れた加工性ならびに衝撃吸収性能が得られることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】ステンレス鋼および５９０Ｎ級普通ハイテンを素材として作製された加工品の形状を示す。
【図２】９８０Ｎ級普通ハイテンを素材として作製された加工品の形状を示す。
【図１】
0005091733.tif 000005
【図２】
0005091733.tif 000006