MX2015000770A

MX2015000770A - Material de acero.

Info

Publication number: MX2015000770A
Application number: MX2015000770A
Authority: MX
Inventors: Yasuaki Tanaka; Toshiro Tomida; Yoshiaki Nakazawa; Kaori Kawano; Masahito Tasaka
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2012-07-20
Filing date: 2013-07-22
Publication date: 2015-05-07
Also published as: US10378090B2; CA2878685A1; CN104471094A; RU2599933C2; EP2876178A1; JP5660250B2; IN2014DN08577A; EP2876178A4; EP2876178B1; WO2014014120A1; US20150071812A1; ES2828084T3; PL2876178T3; CA2878685C; TWI484049B; RU2015105394A; JPWO2014014120A1; CN104471094B; BR112015000845A2; TW201413009A

Abstract

Un material de acero que tiene una composición química que contiene, en términos de % en masa, 0.05-0.2%, excluyendo 0.05%, de C, 1-3% de Mn, 0.5-1.8%, excluyendo 0.5%, de Si, 0.01-0.5% de Al, 0.001-0.015% de N, más de 0.1% a 0.25% de Ti, o la suma de V y Ti, al menos 0.001% de Ti, 0-0.25% de Cr, y 0-0.35% de Mo, el resto comprende Fe e impurezas, y que tiene una estructura de acero que es una estructura de fase dual que comprende al menos 50% en área de la fase principal que comprende ferrita y una segunda fase que comprende uno o más constituyentes seleccionados del grupo que consiste de bainita, martensita y austenita, la segunda fase tiene una nanodureza promedio menor a 6.0 GPa. En caso donde un borde donde la diferencia en la orientación entre los cristales es de 2° o más se define como un borde de grano y la región rodeada con este borde de grano se define como un grano de cristal, todos los granos de cristal en la fase principal y la segunda fase tienen un diámetro de grano promedio de 3 µm o menos y la proporción de la longitud de bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia en la orientación es de 2-15° excluyendo 15°, en la longitud de todos los bordes de granos es de 15% o mayor.

Description

MATERIAL DE ACERO CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a un material de acero, y en concreto se refiere a un material de acero adecuado para un material de un miembro de absorción de impactos en el cual se suprime la aparición de fisuras al aplicarse una carga de impacto, y además, una tensión por fluencia efectiva es alta. Esta solicitud se basa y reivindica el beneficio de prioridad de la Solicitud de Patente Japonesa No.2012-16730, presentada el 20 de Julio de 2012, el contenido total de la cual se incorpora en la presente como referencia.

TÉCNICA ANTECEDENTE En años recientes, desde el punto de vista de la protección ambiental global, se ha requerido una reducción en el peso de la carrocería para automóviles como parte de la reducción en las emisiones de CO2 de automóviles, y se ha enfocado a un mayor refuerzo del material de acero para automóviles. Esto es, porque al mejorar la resistencia del material de acero, es posible reducir el grosor del material de acero para automóviles. Entretanto, se ha incrementado aún más la necesidad social con respecto a una mejora en la seguridad anti-choques de los automóviles, y no solo de un mayor refuerzo del material de acero sino que también se ha deseado un desarrollo de material de acero excelente en resistencia a impactos cuando ocurre una colisión durante el viaje.

Aquí, las respectivas porciones de un material de acero para automóviles al momento de la colisión se deforman a una alta velocidad de deformación o alargamiento de varias decenas (s_1) o más, asi que se requiere un material de acero de alta resistencia excelente en propiedades de resistencia a la oscilación.

Como tal un material de acero de alta resistencia, un material de acero TRIP de baja aleación que tiene una gran diferencia estática-dinámica (diferencia entre la resistencia a la estática y resistencia a la oscilación), y se conoce un material de acero de estructura multifásica de alta resistencia tal como un acero de estructura multifásica que tiene una segunda fase principalmente formada de martensita.

Respecto al acero TRIP de baja aleación, por ejemplo, el Documento de Patente 1 describe una lámina de acero de alta resistencia de tipo transformación inducida por alargamiento (lámina de acero TRIP) para absorber la energía de colisión del automóvil excelente en propiedades de deformación dinámica. 1 Además, con respecto a la lamina de acero de estructura multifásica que tiene la segunda fase principalmente formada de martensita, se dan a conocer invenciones que se describirán más adelante.

El Documento de Patente 2 describe una lámina de acero de alta resistencia que tiene un excelente balance de resistencia y ductilidad y que tiene una diferencia estática-dinámica de 170 MPa o más, la lámina de acero de alta resistencia se forma de granos finos de ferrita, en los cuales un diámetro de grano promedio ds de cada uno de los granos de nanocristal que tienen un diámetro de grano de cristal de 1.2 pm o menos y un diámetro de grano de cristal promedio dL de cada uno de los granos de microcristal tiene un diámetro de grano de cristal mayor a 1.2 mm que conforma una relación de dL/ds ³ 3.

El Documento de Patente 3 describe una lámina de acero formada de una estructura de fase dual de martensita cuyo diámetro de grano promedio es de 3 pm o menos y la martensita cuyo diámetro de grano promedio es de 5 pm o menos, y que tiene una alta proporción estática-dinámica.

El Documento de Patente 4 describe una lámina de acero laminada en frió excelente en propiedades de absorción de impactos que contiene 75% o más de fase de ferrita en la cual un diámetro de grano promedio es de 3.5 pm o menos, y el resto está compuesto de martensita templada.

El Documento de Patente 5 describe una lámina de acero laminada en frió en la cual se aplica un pre-alargamiento para producir una estructura de fase dual formada de ferrita y martensita, y una diferencia estática-dinámica a una velocidad de alargamiento de 5 x 102 a 5 x 103/s conforma 60 Pa o más.

Además, el Documento de Patente 6 describe una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia excelente en propiedades de resistencia a impactos formada sólo de fase dura tal como bainita del 85% o más y martensita.

Documentos de la Téenica Previa Documentos de Patente Documento de Patente 1: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. Hll-80879 Documento de Patente 2: Publicación de Patente Abierta Japonesa No.2006-161077 Documento de Patente 3: Publicación de Patente Abierta Japonesa No.2004-84074 Documento de Patente 4: Publicación de Patente Abierta Japonesa No.2004-277858 Documento de Patente 5: Publicación de Patente Abierta Japonesa No.2000-17385 Documento de Patente 6: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. Hll-269606 DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problemas a Resolver por la Invención Sin embargo, los materiales de las láminas convencionales son materiales de miembros de absorción de impactos que tienen los siguientes problemas. Específicamente, con el fin de mejorar la energía de absorción de impactos de un miembro de absorción de impactos (que también se refiere simplemente como "miembro", a partir de aquí), es esencial incrementar la resistencia de un material de acero que es un material del miembro de absorción de impactos (que también se refiere simplemente como "material de acero", a partir de aquí).

Sin embargo, como se describen en la "Revista Científica de la Sociedad Japonesa para la Teenología de la Plasticidad" vol. 46, No. 534, páginas 641 a 645, en la que una carga promedio (Fave) que determina una energía de absorción de impacto se da de manera que Fave°° (sU · t2)/4, en la cual oY indica una tensión por fluencia efectiva, y t indica un grosor de lámina, la energía de absorción de impactos depende en gran medida del grosor de la lámina del material de acero. Por lo tanto, existe una limitación en la realización de tanto una reducción en el grosor como una absorbencia de alto impacto del miembro de absorción de impactos solamente al incrementar la resistencia del material de acero.

Aquí, la tensión por fluencia corresponde a una tensión requerida para causar sucesivamente una deformación plástica al inicio o después del inicio de la deformación plástica, y la tensión por fluencia efectiva significa una tensión por fluencia plástica que toma un grosor de lámina y una forma del material de acero y una velocidad de alargamiento aplicada a un miembro cuando se aplica un impacto en consideración.

Incidentalmente, por ejemplo, como se describe en el boletín de la Publicación Internacional No. WO 2005/010396, el boletín de la Publicación Internacional No. WO 2005/010397, y el boletín de la Publicación Internacional No. WO 2005/010398, una energía de absorción de impactos de un miembro de absorción de impactos también depende en gran medida de la forma del miembro.

Específicamente, al optimizar la forma del miembro de absorción de impactos a fin de incrementar una carga de trabajo para la deformación plástica, existe la posibilidad que la energía de absorción de impactos del miembro de absorción de impactos se pueda incrementar dramáticamente a un nivel lo cual no se puede lograr solamente incrementando la resistencia del material de acero.

Sin embargo, aun cuando la forma del miembro de absorción de impactos se optimice para incrementar la carga de trabajo para la deformación plástica, si el material de acero no tiene deformabilidad capaz de endurecer la carga de trabajo para la deformación plástica, una fisura ocurre en el miembro de absorción de impactos en una etapa temprana antes de que se complete una deformación plástica esperada, lo que da como resultado que no se pueda incrementar la carga trabajo para la deformación plástica, y no es posible incrementar dramáticamente la energía de absorción de impactos. Además, la aparición de fisuras en el miembro de absorción de impactos en la etapa temprana puede llevar a una situación inesperada de modo que se dañe otro miembro situado adyacente al miembro de absorción de impactos.

En las téenicas convencionales, se ha tenido el objetivo de incrementar la resistencia a la oscilación del material de acero en base a una idea técnica en la que la energía de absorción de impactos del miembro de absorción de impactos depende de la resistencia a la oscilación del material de acero, aunque existe un caso donde la deformabilidad se reduce significativamente sólo enfocando el incremento en la resistencia a la oscilación del material de acero. De acuerdo con esto, aun si la forma del miembro de absorción de impactos se optimice para incrementar la carga de trabajo para la deformación plástica, no siempre fue posible incrementar dramáticamente la energía de absorción de impactos del miembro de absorción de impactos.

Además, puesto que se utiliza la forma del miembro de absorción de impactos que se ha estudiado sobre la convicción de que el material de acero fabricado se basa en la idea técnica descrita anteriormente, se ha estudiado la optimización de la forma del miembro de absorción de impactos, desde un principio, en base a la deformabilidad del material de acero existente como una premisa, y por consiguiente el estudio mismo de naturaleza tal que la deformabilidad del material de acero se incrementa y la forma del miembro de absorción de impactos se optimiza para incrementar la carga de trabajo para la deformación plástica, no han hecho lo suficiente hasta ahora.

La presente invención tiene la tarea de proporcionar un material de acero adecuado para un material de un miembro de absorción de impactos que tiene alta tensión por fluencia efectiva y por consiguiente tiene mayor energía de absorción de impactos y en la cual se suprime la aparición de fisuras cuando se aplica una carga de impacto, y un método para fabricar el mismo.

Medios para Resolver los Problemas Como se describe anteriormente, a fin de incrementar la energía de absorción de impacto del miembro de absorción de impactos, es importante optimizar no solamente el material de acero sino también la forma del miembro de absorción de impactos para incrementar la carga de trabajo para la deformación plás'tica.

Respecto al material de acero, es importante incrementar la tensión por fluencia efectiva para incrementar la carga de trabajo para la deformación plástica al mismo tiempo que se suprime la aparición de fisuras cuando se aplica la carga de impacto, de modo que se pueda optimizar la forma del miembro de absorción de impactos capaz de incrementar la carga de trabajo para la deformación plástica.

Los presentes inventores realizaron estudios serios respecto a un método para suprimir la aparición de fisuras cuando la carga de impacto se aplica e incrementar la tensión por fluencia efectiva respecto al material de acero para incrementar la energía de absorción de impactos del miembro de absorción de impactos, y obtuvieron nuevos hallazgos como se citará a continuación.

Mejora de la energía de absorción de Impactos (1) A fin de incrementar la energía de absorción de impactos del material de acero, es eficaz incrementar la tensión por fluencia efectiva cuando se da un alargamiento verdadero del 5% (que se describirá como "tensión por fluencia del 5%", a partir de aquí). (2) A fin de incrementar la tensión por fluencia del 5%, es eficaz incrementar el límite elástico y un coeficiente de endurecimiento mecánico en una región de baja deformación. (3) A fin de incrementar el límite de alargamiento, se requiere realizar el refinamiento de la estructura de acero. (4) A fin de incrementar el coeficiente de endurecimiento mecánico en la región de baja deformación, es eficaz para incrementar eficientemente una densidad de dislocaciones en la región de baja deformación. (5) A fin de incrementar eficientemente la densidad de dislocaciones en la región de baja deformación, es eficaz incrementar una proporción de bordes de granos de ángulo reducido (bordes de granos con ángulo de diferencia de orientación menor a 15°) en los bordes de los granos de cristal. Esto se debe, aunque el borde de grano de mayor ángulo se vuelve fácilmente un hundimiento (lugar de aniquilación) de dislocaciones acumuladas, la dislocación se acumula fácilmente en el borde de granos de ángulo reducido, y por esta razón, al incrementar la proporción de los bordes de los granos de ángulo reducido, es posible incrementar eficientemente la densidad de dislocaciones incluso en la región de baja deformación.

Supresión de aparición de fisuras cuando se aplica carga de impacto (6) Cuando ocurre una fisura en el miembro de absorción de impactos al momento de aplicar la carga de impacto se reduce, la energía de absorción de impactos. Además, también existe un caso donde otro miembro adyacente al miembro de absorción de impactos se daña. (7) Cuando la resistencia, particularmente el límite de alargamiento del material de acero se incrementa, se eleva una susceptibilidad con respecto a una fisura al momento de aplicar la carga de impacto (que también se refiere como "fisura por impacto", a partir de aquí) (la susceptibilidad también se refiere como "susceptibilidad a fisuras por impacto", a partir de aquí). (8) A fin de suprimir la aparición de fisuras por impacto, es eficaz incrementar una ductilidad uniforme, una ductilidad local y la resistencia a la fractura. (9) A fin de incrementar la ductilidad uniforme, es eficaz producir una estructura multifásica hecha de ferrita como una fase principal y el resto está formado de una segunda fase que contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de bainita, martensita y austenita. (10) A fin de incrementar la ductilidad local, es eficaz hacer que la segunda fase sea blanda, y proporcionar una deformabilidad plástica igual a una deformabilidad plástica de ferrita que es la fase principal para la segunda fase. (11) A fin de incrementar la resistencia a la fractura, es eficaz refinar la ferrita que es la fase principal y la segunda fase.

La presente invención se hace en base a los nuevos hallazgos anteriormente descritos, y el aspecto principal de los mismos es como sigue. 1 Un material de acero que tiene una composición química de, % en masa, C: mayor que 0.05% a 0.2%, Mn: 1% a 3%, Si: mayor que 0.5% a 1.8%, Al: 0.01% a 0.5%, N: 0.001% a 0.015%, Ti o una suma de V y Ti: mayor que 0.1% a 0.25%, Ti: 0.001% o más, Cr: 0% a 0.25%, Mo: 0% a 0.35%, y el resto: Fe e impurezas, incluye una estructura de acero que es una estructura multifásica que tiene una fase principal hecha de ferrita en el 50% de su área o más, y una segunda fase que contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de bainita, martensita y austenita, en el cual una nanodureza promedio de la segunda fase descrita anteriormente es menor a 6.0 GPa, y cuando un borde de la diferencia de orientación de cristales es de 2o o más se define como un borde de grano, y una región rodeada con el borde de grano se define como un grano de cristal, un diámetro de grano promedio de todos los granos de cristal en la fase principal anteriormente descrita y la segunda fase anteriormente descrita es de 3 mm o menos, y una proporción de una longitud de bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia de orientación es de 2o a menos de 15° en la longitud de todos los bordes de los granos es de 15% o más. 2 El material de acero de acuerdo a 1 contiene, en % en masa, uno o dos seleccionados de un grupo que consiste de Cr: 0.05% a 0.25%, y Mo: 0.1% a 0.35%.

Efecto de la Invención De acuerdo a la presente invención, es posible obtener un miembro de absorción de impactos capaz de suprimir o eliminar la aparición de fisuras en el mismo cuando se aplica una carga de impacto, y que tiene una tensión por fluencia muy efectiva, de modo que es posible incrementar dramáticamente la energía de absorción de impactos del miembro de absorción de impactos. Al aplicar el miembro de absorción de impactos que se indica anteriormente, es posible mejorar aún más la seguridad anti-choques de un producto de un automóvil y similares, que es en forma industrial extremadamente útil.

Breve Descripción de los Dibujos La FIG. 1 ilustra un historial de temperatura en el tratamiento con calor para recocido continuo; La FIG.2 es una gráfica que ilustra una relación de la dureza de una segunda fase y una proporción de pandeo estable obtenida por una prueba aplastamiento o compresión axial con respecto a un diámetro de grano promedio, en el cual O indica que ocurre un pandeo estable sin aparición de fisura, D indica que ocurre una fisura con una probabilidad de 1/2, e X indica que una fisura ocurre con una probabilidad de 2/2, y ocurre un pandeo inestable; y La FIG.3 es una gráfica que ilustra una relación entre un diámetro de grano promedio y una carga de aplastamiento promedio obtenida mediante la prueba de aplastamiento axial. Modo para Llevar a cabo la Invención A partir de aquí, la presente invención se describirá con detalle. 1. Composición química Se debe observar que "%" en la siguiente descripción respecto a la composición química significa "% en masa", a menos que se indique lo contrario. (1) C: mayor que 0.05% a 0.2% C tiene la función de facilitar la generación de bainita, martensita y austenita contenidas en una segunda fase, la función de mejorar el limite de alargamiento y la resistencia a la tensión incrementando la resistencia de la segunda fase, y la función de mejorar el limite de elasticidad y la resistencia a la tensión reforzando un acero a través de un endurecimiento con solución sólida. Si el contenido de C es de 0.05% o menos, algunas veces es difícil lograr el efecto provisto por las funciones anteriormente descritas. Por lo tanto, el contenido de C se establece que sea mayor a 0.05%. Por otro lado, si el contenido de C excede 0.2%, hay un caso donde la martensita y la austenita se endurecen excesivamente, dando como resultado que se reduzca significativamente la ductilidad local. Por lo tanto, se establece el contenido de C en 0.2% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de C es de 0.2%. (2) Mn: 1% a 3% Mn tiene la función de facilitar la generación de la segunda fase tipificada por bainita y martensita, la función de mejorar el límite de alargamiento y la resistencia a la tensión reforzando el acero a través de endurecimiento con solución sólida, y la función de mejorar la ductilidad local incrementando el refuerzo de la ferrita a través de endurecimiento con solución sólida e incrementando la dureza de la ferrita bajo una condición donde se aplica mayor deformación. Si el contenido de Mn es menor a 1%, algunas veces es difícil lograr un efecto provisto por las funciones descritas anteriormente. Por lo tanto, el contenido de Mn se establece en 1% o más. El contenido de Mn preferiblemente es de 1.5% o más. Por otro lado, si el contenido de Mn excede el 3%, hay un caso donde la martensita y la austenita se generan en exceso, dando como resultado que la ductilidad local se reduzca significativamente. Por lo tanto, el contenido de Mn se establece en 3% o menos. El contenido de Mn preferiblemente es de 2.5% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Mn es de 1% y un caso donde el contenido de Mn es del 3%. (3) Si: mayor que 0.5% a 1.8% Si tiene la función de mejorar la ductilidad uniforme y la ductilidad local suprimiendo la generación de carburo en la bainita y martensita, y la función de mejorar el límite de alargamiento y la resistencia a la tensión reforzando el acero a través de endurecimiento con solución sólida. Si un contenido de Si es de 0.5% o menos, algunas veces es difícil lograr el efecto provisto por las funciones descritas anteriormente. Por lo tanto, la cantidad de Si se establece que sea mayor a 0.5%. La cantidad de Si preferiblemente es de 0.8% o más, y más preferiblemente de 1% o más. Por otro lado, si el contenido de Si excede 1.8%, existe un caso donde la austenita permanece en exceso, y la susceptibilidad a fisuras por impacto se vuelve significativamente mayor. Por lo tanto, el contenido de Si se establece en 1.8% o menos. El contenido de Si preferiblemente es de 1.5% o menos, y más preferiblemente es de 1.3% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Si es de 1.8%. (4) Al: 0.01% a 0.5% El Al tiene la función de suprimir una generación de inclusión en un acero a través de la desoxidación, y prevenir la fisura por impacto. Sin embargo, si el contenido de Al es menor a 0.01% es difícil lograr el efecto provisto por la función anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Al se establece en 0.01% o más. Por otro lado, si el contenido de Al excede el 0.5%, un óxido y un nitruro se volverán gruesos, lo cual facilita la fisura por impacto, en vez de prevenir la fisura por impacto. Por lo tanto, el contenido de Al se establece en 0.5% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Al es de 0.01% y un caso donde el contenido de Al es de 0.5%. (5) N: 0.001% a 0.015% N tiene la función de suprimir el crecimiento del grano de austenita y ferrita generando un nitruro, y suprimiendo la fisura por impacto refinando una estructura. Sin embargo, si el contenido de N es menor a 0.001%, es difícil de lograr el efecto provisto por la función descrita anteriormente. Por lo tanto, el contenido de N se establece en 0.001% o más. Por otro lado, si el contenido de N excede 0.015%, el nitruro se vuelve grueso, que facilita la fisura por impacto, en vez de suprimir la fisura por impacto. Por lo tanto, el contenido de N se establece en 0.015% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de N es de 0.001% y un caso donde el contenido de N es de 0.015%. (6) Ti o la suma de V y Ti: mayor que 0.1% a 0.25% Ti y V tienen la función de generar carburos tales como TiC y VC en el acero, suprimir el crecimiento de granos de cristal gruesos a través de un efecto de punteado con respecto a un crecimiento de granos de ferrita, y suprimir la fisura por impacto. Además, Ti y V también tienen la función de mejorar el limite de alargamiento y la resistencia a la tensión al reforzar el acero a través del endurecimiento por precipitación realizado mediante TiC y VC. Si el contenido de Ti o una suma de V y Ti es de 0.1% o menos, es difícil lograr estas funciones. Por lo tanto, el contenido de Ti o la suma de V y Ti se establece que sea mayor a 0.1%. El contenido preferiblemente es de 0.15% o más. Por otro lado, si el contenido de Ti o la suma de V y Ti excede 0.25%, TiC y VC se generan en exceso, que incrementa la susceptibilidad a fisuras por impacto, en vez de reducir la susceptibilidad a fisuras por impacto. Por lo tanto, el contenido de Ti o la suma de V y Ti se establece en 0.25% o menos. El contenido preferiblemente es de 0.23% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Ti o la suma de V y Ti es de 0.25%. (7) Ti: 0.001% o más Además, estas funciones se exhiben más significativamente cuando se contiene 0.001% o más de Ti. Por lo tanto, es un pre-requisito que contenga 0.001% o más de Ti. Aunque el contenido de V puede ser de 0%, preferiblemente se establece en 0.1% o más, y más preferiblemente se establece en 0.15% o más. Desde el punto de vista de una reducción en la susceptibilidad a fisuras por impacto, el contenido de V preferiblemente se establece en 0.23% o menos. Además, el contenido de Ti preferiblemente se establece en 0.01% o menos, y más preferiblemente se establece en 0.007% o menos.

Además, también es posible que uno o dos de Cr y Mo está (n) contenido(s) como un elemento opcionalmente contenido. (8) Cr: 0% a 0.25% Cr es un elemento opcionalmente contenido, y tiene la función de incrementar la templabilidad y facilitar la generación de bainita y martensita, y la función de mejorar el limite de alargamiento y la resistencia a la tensión reforzando el acero a través de endurecimiento con solución sólida. A fin de lograr de manera más segura estas funciones, el contenido de Cr preferiblemente es de 0.05% o más. Sin embargo, si el contenido de Cr excede 0.25%, se genera excesivamente una fase de martensita, que incrementa la susceptibilidad a fisuras por impacto. Por lo tanto, cuando contiene Cr, el contenido de Cr se establece en 0.25% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Cr es de 0.25%. (9) Mo: 0% a 0.35% Mo es, similar a Cr, un elemento opcionalmente contenido, y tiene la función de incrementar la templabilidad y facilitar la generación de bainita y martensita, y la función de mejorar el limite de alargamiento y la resistencia a la tensión al reforzar el acero a través de endurecimiento con solución sólida. A fin de lograr de manera más segura estas funciones, el contenido de Mo preferiblemente es de 0.1% o más. Sin embargo, si el contenido de Mo excede 0.35%, la fase de martensita se genera en exceso, lo cual incrementa la susceptibilidad a fisuras por impacto. Por lo tanto, cuando contiene Mo, el contenido de Mo se establece en 0.35% o menos. Se debe observar que la presente invención incluye un caso donde el contenido de Mo es de 0.35%.

El material de acero de la presente invención contiene los elementos contenidos esenciales anteriormente descritos, además contiene los elementos opcionalmente contenidos de acuerdo a la necesidad, y contiene el resto compuesto de Fe e impurezas. Como la impureza, se puede ejemplificar una contenida en un material al natural de mena, chatarra y similares, y una contenida en una etapa de fabricación. Sin embargo, es aceptable que estén contenidos otros componentes dentro de un rango en el cual no sean inhibidas las propiedades del material de acero que se pretenden obtener en la presente invención. Por ejemplo, aunque P y S están contenidos en el acero como impurezas, P y S deseablemente se limitan de la siguiente manera.

P: 0.02% o menos P hace que un borde de grano sea frágil, y deteriore la facilidad de operación en caliente. Por lo tanto, un limite superior del contenido de P se establece en 0.02% o menos. Es deseable que el contenido de P sea lo menor posible, aunque, en base a la convicción de que se realiza una defosforación dentro del rango de las etapas de fabricación y costo de fabricación reales, el limite superior del contenido de P es de 0.02%. El limite superior deseablemente es de 0.015% o menos .

S: 0.005% o menos S hace que el borde de grano sea frágil, y deteriora la facilidad de operación en caliente y la ductilidad. Por lo tanto, un limite superior de contenido de P se establece en 0.005% o menos. Es deseable que el contenido de S sea lo menor posible, aunque, en base a la convicción de que se realiza una desulfuración dentro del rango de las etapas de fabricación y costo de fabricación reales, el limite superior del contenido de S es de 0.005%. El límite superior deseablemente es de 0.002% o menos. 2. Estructura de acero (1) Estructura multifásica Se hace una estructura de acero relacionada con la presente invención que es una estructura multifásica que tiene ferrita con granos finos de cristal como una fase principal, y una segunda fase que contiene uno o dos o más de bainita, martensita, y austenita con granos finos de cristal, a fin de realizar tanto un incremento en la tensión por fluencia efectiva al obtener un mayor limite de alargamiento como un alto coeficiente de endurecimiento mecánico en la región de baja deformación, y resistencia a las fisuras por impacto.

Si una proporción superficial de la ferrita que es la fase principal es menor al 50%, la susceptibilidad a fisuras por impacto se vuelve mayor, y la propiedad de absorción de impactos se reduce. Por lo tanto, la proporción superficial de la ferrita que es la fase principal se establece en 50% o más. Un limite superior de la proporción superficial de la ferrita no se define en particular. Si la proporción de la segunda fase se reduce de acuerdo con un incremento en la proporción de ferrita que es la fase principal, la resistencia y la proporción de endurecimiento mecánico se reducen. Por lo tanto, el limite superior de la proporción superficial de la ferrita (en otras palabras, un límite más bajo de la proporción superficial de la segunda fase) se establece de acuerdo con un nivel de resistencia.

La segunda fase contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de bainita, martensita y austenita. Existe un caso donde la ce entita y perlita están inevitablemente contenidas en la segunda fase, y se permite que tal estructura inevitable esté contenida si la estructura tiene un 5% de área o menos. A fin de incrementar la resistencia, la proporción superficial de la segunda fase preferiblemente es de 35% o más, y más preferiblemente de 40% o más. (2) Diámetro de grano promedio de ferrita (fase principal) y segunda fase: 3 mm o menos En el material de acero que es el objetivo de la presente invención, un diámetro de grano promedio de todos los granos de cristal de ferrita y la segunda fase se establece en 3 pm o menos. Tal estructura fina se puede obtener a través de un dispositivo en el laminado y tratamiento con calor, y en ese caso, se refina tanto la fase principal como la segunda fase. Además, en tal estructura fina, es difícil determinar un diámetro de grano promedio respecto a cada una de la ferrita que es la fase principal y la segunda fase. De acuerdo con esto, en la presente invención, se define el diámetro de grano promedio de toda la ferrita que es la fase principal y la segunda fase.

Si se refina el diámetro de grano promedio de la ferrita en un acero que tiene ferrita como una fase principal, se mejora el limite de alargamiento, y de acuerdo con esto, se incrementa la tensión por fluencia efectiva. Si el diámetro del grano de ferrita es grueso, el limite de alargamiento se vuelve insuficiente, y se reduce la energía de absorción de impactos.

Además, la refinación de la segunda fase tal como bainita, martensita y austenita mejora la ductilidad local, y suprime la fisura por impacto. Si el diámetro de grano de la segunda fase es grueso, cuando se aplica una carga por impacto, aparece fácilmente una fractura quebradiza en la segunda fase, que da como resultado que la susceptibilidad a fisuras por impacto sea mayor.

Por lo tanto, el diámetro de grano promedio anteriormente descrito se establece en 3 mm o menos. El diámetro de grano promedio preferiblemente es de 2 mm o menos. Aunque el diámetro de grano promedio anteriormente descrito de manera preferible es más fino, existe una limitación en el refinamiento del diámetro de grano de ferrita realizado a través de laminación normal y tratamiento con calor. Además, cuando la segunda fase se refina excesivamente, existe un caso donde la deformabilidad plástica de la segunda fase se reduce, lo cual reduce la ductilidad, en vez de incrementar la ductilidad. Por lo tanto, el diámetro de grano promedio anteriormente descrito de manera preferible se establece en 0.5 mm o más. (3) Proporción de longitud de bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia de orientación es de 2 ° a menos de 15° de longitud de todos los bordes de granos: 15% o más Un borde de grano juega el papel de cualquiera de un sitio de generación de dislocaciones, un sitio de aniquilación de dislocaciones (hundimiento) y un sitio de acumulación de dislocaciones, y ejerce una influencia sobre la capacidad de endurecimiento mecánico del material de acero. De entre los bordes de granos, un borde de grano de ángulo elevado donde la diferencia de orientación es de 15° o más se vuelve fácilmente el sitio de aniquilación de dislocaciones acumuladas. Por otro lado, en un borde de grano de ángulo reducido donde la diferencia de orientación es de 2° a menos de 15°, la aniquilación de dislocación difícilmente ocurre, lo cual contribuye a un incremento en la densidad de dislocaciones. Por lo tanto, a fin de incrementar el coeficiente de endurecimiento mecánico en la región de baja deformación para incrementar la tensión por fluencia efectiva, existe la necesidad de incrementar una proporción de los bordes de granos de ángulo reducido, descritos anteriormente. Si una proporción de la longitud de los bordes de granos de ángulo reducido descrita anteriormente es menor a 15%, es difícil incrementar el coeficiente de endurecimiento mecánico en la región de baja deformación para incrementar la tensión por fluencia efectiva. Por lo tanto, la proporción de la longitud de los bordes de granos de ángulo reducido anteriormente descrita se establece en 15% o más. La proporción preferiblemente es de 20% o más, y más preferiblemente de 25% o más. Aunque es preferible que la proporción de los bordes de granos de ángulo reducido descrita anteriormente sea tan alta como sea posible, existe la limitación en una proporción de interfaz de ángulo reducido capaz de incluirse en un policristal normal. Específicamente, es realista establecer la proporción de la longitud de los bordes de granos de ángulo reducido descrita anteriormente a 70% o menos.

La proporción de bordes de granos de ángulo reducido se determina realizando un análisis EBSD (difracción por dispersión de electrones) a una posición a 1/4 de profundidad en un grosor de lámina de una sección transversal paralela a una dirección de laminado de una lámina de acero. En un análisis EBSP, varias decenas de miles de regiones de medición sobre una superficie de una muestra se mapean a intervalos iguales en un patrón de cuadrícula, y la orientación del cristal se determina en cada cuadrícula. Aquí, un borde donde la diferencia de orientación de los cristales entre las cuadrículas adyacentes es de 2o o más se define como un borde de grano, y una región rodeado con el borde de grano se define como un grano de cristal. Si la diferencia de orientación es menor a 2°, no se forma un borde de grano claro. De entre todos los bordes de grano, un borde de grano donde la diferencia de orientación es de 2o a menos de 15° se define como un borde de grano de ángulo reducido, y se determina una proporción de una longitud de los bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia de orientación es de 2 ° a menos de 15° con respecto a la longitud de la suma total de bordes de grano. Se debe observar que con respecto a un diámetro de grano promedio de ferrita (fase principal) y la segunda fase, un número de granos de cristal definidos de manera similar (cada una de las regiones rodeadas con un borde de grano donde la diferencia de orientación es de 2° o más) se cuantifica en una unidad de superficie, y se basa en un área promedio de los granos de cristal, el diámetro de grano promedio se puede determinar como un diámetro equivalente a un circulo. (4) Nanodureza promedio de la segunda fase: menor a 6.0 GPa Cuando se incrementa la dureza de la segunda fase tal como bainita, martensita y austenita, se reduce la ductilidad local. Concretamente, si una nanodureza promedio de la segunda fase excede 6.0 GPa, la susceptibilidad a fisuras por impacto se incrementa debido a la disminución en la ductilidad local. Por lo tanto, la nanodureza promedio de la segunda fase se establece en 6.0 GPa o menos.

Aquí, la nanodureza es un valor obtenido midiendo una nanodureza en un grano de cada fase o estructura utilizando una nano-indentación o nano-abolladura. En la presente invención, se utiliza un penetrador o indentador de aristas cúbicas, y se adopta la nanodureza obtenida bajo una carga de indentación de 1000 mN. La dureza de la segunda fase es deseablemente baja para mejorar la ductilidad local, pero, si la segunda fase se ablanda excesivamente, se reduce la resistencia del material. Por lo tanto, la nanodureza promedio de la segunda fase preferiblemente es mayor a 3.5 GPa, y más preferiblemente es mayor a 4.0 GPa. 3. Método de fabricación A fin de obtener el material de acero de la presente invención, es preferible que el VC y TiC se precipiten apropiadamente en una etapa de laminación en caliente y un proceso de elevación de temperatura en una etapa de tratamiento con calor, el crecimiento de granos de cristal gruesos se suprime por el efecto de punteado provisto por VC y TiC, y se realiza una optimización de la estructura multifásica mediante el subsecuente tratamiento con calor. A fin de lograr esto, es preferible realizar la fabricación a través del siguiente método de fabricación. (1) Etapa de laminación en caliente y etapa de enfriamiento Se establece que un desbaste plano que tiene la composición química anteriormente descrita tenga una temperatura de 1200°C o más, se somete a laminación de varias pasadas a una proporción de reducción total de 50% o más, y la laminación en caliente se completa en una región de temperatura de no menos de 800°C ni mayor de 950°C. Después del completamiento de la laminación en caliente, lo resultante se lamina a una velocidad de enfriamiento de 600°C/segundo o más, y después del completamiento de la laminación, lo resultante se enfria a una región de temperatura de 700°C o menos dentro de 0.4 segundos (este enfriamiento también se refiere como enfriamiento primario), y después se mantiene durante 0.4 segundos o más en una región de temperatura de no menos de 600°C ni más de 700°C. Después de esto, lo resultante se enfria a una región de temperatura de 500°C o menos a una velocidad de enfriamiento de menos de 100°C/segundo (este enfriamiento también se refiere como enfriamiento secundario), y luego se enfria aún más a una temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 0.03°C/segundo o menos, obteniendo asi una lámina de acero laminada en caliente. El último enfriamiento a la velocidad de enfriamiento de 0 .03°C/segundo o menos es el enfriamiento realizado en la lámina de acero que se enrolla en un estado bobinado, de modo que en un caso donde la lámina de acero es una tira de acero, al enrollar la tira de acero después del enfriamiento secundario, se realiza el último enfriamiento a la velocidad de enfriamiento de 0.03°C/segundo o menos.

Aquí , en el enfriamiento primario anteriormente descrito, después de que la laminación en caliente está prácticamente completada, se realiza un enfriamiento rápido a una región de temperatura de 700°C o menos dentro de 0.4 segundos. El completamiento práctico de la laminación en caliente significa una pasada en la cual se realiza la laminación práctica al último, en la laminación de la pluralidad de pasadas realizada en la laminación de acabado de la laminación en caliente. Por ejemplo, en un caso donde la reducción final práctica se realiza en una pasada en un lado corriente arriba de un laminador de acabado, y la laminación práctica no se realiza en una pasada en un lado corriente abajo del laminador de acabado, el enfriamiento rápido (enfriamiento primario) se realiza a la región de temperatura de 700°C o menos dentro de 0.4 segundos después de la laminación en la pasada en el lado corriente arriba se completa. Además, por ejemplo, en un caso donde la laminación práctica se realiza hasta cuando se completa la pasada alcanza la pasada en el lado corriente abajo del laminador de acabado, se realiza el enfriamiento rápido (enfriamiento primario) a la región de temperatura de 700°C o menos dentro de 0.4 segundos después de la laminación en la pasada en el lado corriente abajo. Se debe observar que el enfriamiento primario se realiza básicamente mediante una boquilla de enfriamiento situada en una tabla de acabado, aunque, también es posible realizarlo mediante una boquilla de enfriamiento de ínter- posiciones situada entre las respectivas pasadas del laminador de acabado.

Cada una de la velocidad de enfriamiento (600°C/segundo o más) en el enfriamiento primario anteriormente descrito y la velocidad de enfriamiento (menos de 100°C/segundo) en el enfriamiento secundario anteriormente descrito se establece en base a una temperatura de una superficie de muestra (temperatura superficial de la lámina de acero) medida por un termo-trazador. Una velocidad de enfriamiento (velocidad de enfriamiento promedio) de toda la lámina de acero en el enfriamiento primario anteriormente descrito se estima que es de aproximadamente 200°C/segundo o más, como resultado de la conversión de la velocidad de enfriamiento (600°C/segundo o más) en base a la temperatura superficial.

Mediante la etapa de laminación en caliente y etapa de enfriamiento anteriormente descritas, se obtiene la lámina de acero laminada en caliente en la cual el carburo de V (VC) y el carburo de Ti (TiC) se precipitan a alta densidad en el borde de granos de ferrita. Es preferible que el diámetro de grano promedio de VC y TiC sea de 10 nm o más, y una distancia ínter-granular promedio de VC y TiC es de 2 mm o menos. (2) Etapa de laminación en frío La lámina de acero laminada en caliente obtenida mediante la etapa de laminación en caliente y etapa de enfriamiento descritas anteriormente pueden someterse directamente a una etapa de tratamiento con calor descrita más adelante, aunque, también puede someterse a la etapa de tratamiento con calor descrita más adelante después de someterse a laminación en frió.

Cuando la laminación en frío se realiza en la lámina de acero laminada en caliente obtenida mediante la etapa de laminación en caliente y etapa de enfriamiento, anteriormente descritas, se realiza la laminación en frió a una relación de reducción de no menos de 30% ni más de 70%, para obtener asi una lámina de acero laminada en frió. (3) Etapa de tratamiento con calor (etapas (Cl) y (C2)) Una temperatura de la lámina de acero laminada en caliente obtenida mediante la etapa de laminación en caliente y etapa de enfriamiento anteriormente descritas o la lámina de acero laminada en frió obtenida mediante la etapa de laminación en frió anteriormente descrita se eleva a una región de temperatura de no menos de 750°C ni de más de 920°C a una relación de elevación de temperatura promedio de no menos de 2°C/segundo ni más de 20°C/segundo, y la lámina de acero se mantiene en la región de temperatura durante un periodo de tiempo de no menos de 20 segundos ni más de 100 segundos (recocido en la FIG.1). Subsecuentemente, se realiza el tratamiento con calor en el cual lo resultante se enfría a una región de temperatura de no menos de 440°C ni más de 550°C a una relación de enfriamiento promedio de no menos de 5°C/segundo ni más de 20°C/segundo, y se mantiene en la región de temperatura durante un periodo de tiempo de no menos de 30 segundos ni más de 150 segundos (sobre-envejecimiento 1 a sobre-envejecimiento 3 en la FIG.1).

Si la relación de elevación de temperatura promedio descrita anteriormente es menor a 2°C/segundo, el crecimiento del grano de ferrita ocurre durante la elevación de temperatura, que da como resultado que los granos de cristal sean gruesos. Por otro lado, si la relación de elevación de temperatura promedio anteriormente descrita es mayor a 20°C/segundo, la precipitación de VC y TiC durante la elevación de temperatura se vuelve insuficiente, dando como resultado que el diámetro del grano de cristal se vuelva grueso, en vez de volverse fino.

Si la temperatura mantenida después de la elevación de temperatura anteriormente descrita es menor a 750°C o mayor a 920°C, es difícil obtener la estructura multifásica deseada.

Si la relación de enfriamiento promedio anteriormente descrita es menor a 5°C/segundo, una cantidad de ferrita se vuelve excesiva, y es difícil de obtener suficiente resistencia. Por otro lado, si la relación de enfriamiento promedio anteriormente descrita es mayor a 20°C/segundo, se genera en exceso una segunda fase dura, que da como resultado que se incremente la susceptibilidad a fisuras por impacto.

La retención después del enfriamiento anteriormente descrito es importante para facilitar el ablandamiento de la segunda fase para asegurar la nanodureza promedio de la segunda fase de menos de 6.0 GPa. En un caso donde la condición tal que la retención se realiza en la región de temperatura no sea menor a 440°C ni mayor a 550°C durante un periodo de tiempo de no menos de 30 segundos ni mayor a 150 segundos, no se cumple, es difícil obtener una propiedad deseada de la segunda fase. No existe la necesidad de establecer que la temperatura sea una temperatura fija durante la retención, y la temperatura se puede cambiar continuamente o en etapas siempre que la misma esté dentro de la región de temperatura de no menos de 440°C ni mayor a 550°C (se refiere como el sobre-envejecimiento 1 a sobre-envejecimiento 3 ilustrado en la FIG.1, por ejemplo). Desde el punto de vista de controlar el borde de grano de ángulo reducido y los precipitados de V y Ti, la temperatura preferiblemente se cambia por etapas. Específicamente, el tratamiento descrito anteriormente, es el tratamiento correspondiente al así llamado tratamiento de sobre-envejecimiento en recocido continuo, en el cual en una etapa inicial de la etapa de tratamiento de sobre-envejecimiento, es preferible incrementar la proporción de bordes de granos de ángulo reducido realizando la retención en una región de temperatura de la bainita superior. Concretamente, es preferible realizar la retención en una región de temperatura de no menos de 480°C ni mayor a 580°C. Después de eso, a fin de hacer que Ti y V permanezcan en la fase de ferrita y la segunda fase de manera súper-saturada para precipitarse, la retención se realiza en una región de temperatura de no menos de 440°C ni más de 480°C para generar un núcleo de precipitación, y luego la retención se realiza en una región de temperatura de no menos de 480°C ni mayor a 550°C para incrementar una cantidad de precipitación. Un carburo fino tal como el VC precipitado en la fase de ferrita y la segunda fase mejora la tensión por fluencia efectiva, de modo que es deseable hacer la precipitación a alta densidad a través del tratamiento de sobre-envejecimiento anteriormente descrito.

La lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminada en frió fabricadas como se indica anteriormente pueden utilizarse tal cual como el material de acero de la presente invención, o una lámina de acero, se pueden cortar de la lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminada en frío, en la cual un trabajo apropiado tal como el doblado y embutición se realiza de acuerdo a la demanda, también puede emplearse como el material de acero de la presente invención. Además, el material de acero de la presente invención también puede ser la lámina de acero tal cual, o la lámina de acero en la cual se realiza el enchapado después del trabajo. El enchapado puede ser ya sea electro- deposición o inmersión en caliente, y aunque no hay limitación en el tipo de enchapado, el tipo de enchapado normalmente es zinc o enchapado de aleación de zinc.

Ejemplos Un experimento se realizó utilizando desbastes planos (cada uno tiene un grosor de 35 nm, un ancho de 160 a 250 min, y una longitud de 70 a 90 mm) que tiene las composiciones químicas presentadas en la Tabla 1. En la Tabla 1, significa que el elemento no está contenido positivamente. El subrayado indica que el valor está fuera del rango de la presente invención. Un acero tipo E es un ejemplo comparativo en el cual el contenido total de V y Ti es menor al valor límite más bajo. Un acero tipo F es un ejemplo comparativo en el cual un contenido de Ti es menor al valor límite más bajo. Un acero tipo H es un ejemplo comparativo en el cual un contenido de Mn es menor al valor del límite más bajo. En cada uno de los tipos de acero, se produjo acero derretido de 150 kg a vacío para fundirse, lo resultante se calentó entonces a una temperatura de horno de 1250°C, y se sometió a fraguado en caliente a una temperatura de 950°C o más, para obtener así un desbaste plano.

Tabla 1 Cada uno de los desbastes planos descritos anteriormente se vuelven a calentar a 1250°C dentro de 1 hora, y después de esto, lo resultante se somete a laminación en caliente en bruto en 4 pasadas utilizando una máquina de prueba de laminación en caliente, lo resultante se sometió además a laminación en caliente de acabado en 3 pasadas, y después del completamiento del laminado, el enfriamiento primario y el enfriamiento en dos etapas se realizaron, para obtener así una lámina de acero laminada en caliente. Las condiciones de laminación en caliente se presentan en la Tabla 2. El enfriamiento primario y el enfriamiento secundario justo después del completamiento de la laminación se realizaron mediante enfriamiento con agua. Al completar el enfriamiento secundario a una temperatura de enrollado presentada en la Tabla, y dejando enfriar una bobina, se realizó el enfriamiento a temperatura ambiente a una relación de enfriamiento de 0.03°C/segundo o menos. Un grosor de lámina de cada una de las láminas de acero laminadas en caliente se estableció a 2 mm.

Tabla 2 Una parte de las láminas de acero laminadas en caliente se somete a laminación en frío, y luego todas las láminas de acero se sometieron a tratamiento con calor utilizando un simulador de recocido continúo con un patrón de calor presentado en la FIG.1 y bajo las condiciones presentadas en la Tabla 3. En los presentes ejemplos, la razón de porque la retención de temperatura (referida como sobre-envejecimiento en los ejemplos) después de enfriarse se realizó desde la temperatura de recocido se realizó en tres etapas de diferentes temperaturas como se presenta en la FIG.1 y Tabla 3, se debe a que la proporción de los bordes de granos de ángulo reducido y la densidad de precipitación de carburo de VC se hacen para incrementarse.

Tabla 3 Respecto a las láminas de acero laminadas en caliente y las láminas de acero laminadas en frió obtenidas como se indica anteriormente, se realizó el siguiente examen.

Primero, se recolectó un pedazo para un ensayo de tracción JIS No.5 de una lámina de acero de prueba en una dirección perpendicular a una dirección de laminado, y se somete a un ensayo de tracción, determinando asi una tensión por fluencia del 5%, una resistencia a la tensión máxima (TS), y una elongación uniforme (u-El). La tensión por fluencia del 5% indica una tensión cuando se presenta una deformación plástica en la cual la deformación es del 5% en el ensayo de tracción, la tensión por fluencia del 5% tiene una relación de proporcionalidad con la tensión por fluencia efectiva, y se vuelve un indice de la tensión por fluencia efectiva.

Se realizó una prueba de expansión de orificios para determinar una relación de expansión de orificios en base al estándar JFST 1001-1996 de la Federación de Hierro y Acero de Japón excepto que el trabajo de avellanado se realizó en un orificio labrado a máquina para remover la influencia de daño en la superficie del extremo.

El análisis EBSD se realizó a una posición de 1/4 de profundidad en un grosor de lámina de una sección transversal paralela a una dirección de laminado de la lámina de acero. En el análisis EBSD, se definió un borde donde la diferencia de orientación de los cristales es de 2 ° como un borde de grano, un diámetro de grano promedio se determinó sin distinguir entre una fase principal y una segunda fase, y se creó un mapa de diferencia de orientación de la superficie del borde de grano. Entre todos los bordes de granos, un borde de grano donde la diferencia de orientación fue de 20 a menos de 15° se definió como un borde de grano de ángulo reducido, y se determinó una proporción de una longitud de bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia de orientación fue de 2o a menos de 15° con respecto a la longitud de la suma total de los bordes de granos. Además, una relación de área de la ferrita se determinó a partir de un mapa con calidad de imágenes obtenido mediante este análisis.

Una nanodureza de la segunda fase se determinó mediante un método de nano-indentación. Una pieza de la sección de prueba recolectada en una dirección paralela a la dirección de laminación a una posición de profundidad de 1/4 en un grosor de lámina se pulió con un papel de lija, lo resultante se sometió a pulido mecano-químico utilizando sílice coloidal, y luego se somete posteriormente a pulido electrolítico para remover una capa trabajada, y luego lo resultante se sometió a una prueba. La nano-indentación se llevó a cabo utilizando un indentador de aristas cúbicas bajo una carga de indentación de 1000 mN. Un tamaño de una indentación en ese momento es de un diámetro de 0.5 mm o menos. La dureza de la segunda fase de cada muestra se midió a 20 puntos seleccionados al azar, y se determinó una nanodureza promedio de cada muestra.

Además, se produjo un miembro tubular cuadrado utilizando cada una de las láminas de acero descritas anteriormente, y una prueba de aplastamiento axial se realizó a una velocidad de colisión en una dirección axial de 64 km/h, para evaluar asi una absorbencia de colisión. La forma de una sección transversal perpendicular a la dirección axial del miembro tubular cuadrado se estableció en un octágono equilátero, y una longitud en la dirección axial del miembro tubular cuadrado se estableció a 200 mm. La evaluación se realizó bajo una condición en la cual cada miembro se estableció que tenia un grosor de lámina de 1 mm, y una longitud de un lado del octano equilátero anteriormente descrito (longitud de porción recta excepto para la porción curva de la porción angulada) (Wp) de 16 mm. Dos de tales miembros tubulares cuadrados se produjeron a partir de cada una de las láminas de acero, y se sometieron a la prueba de aplastamiento axial. La evaluación se realizó en base a una carga promedio cuando ocurrió el aplastamiento axial (valor promedio de dos veces la prueba) y una relación de pandeo estable. La proporción de pandeo estable corresponde a una proporción de un número de carrocerías de prueba en las cuales no ocurrieron fisuras en la prueba de aplastamiento axial, con respecto al número de todas las carrocerías de prueba. Generalmente, la posibilidad en la cual ocurre la fisura en la parte media del aplastamiento se incrementa cuando se incrementa la energía de absorción de impactos, dando como resultado que no se pueda incrementar una carga de trabajo para la deformación plástica, y existe el caso en el que la energía de absorción de impactos no se puede incrementar. Específicamente, no importa que tan alta sea la carga de aplastamiento promedio (absorbencia de impacto), no es posible que exhiba una absorbancia de alto impacto a menos que la relación de pandeo estable sea buena.

Los resultados del examen descrito anteriormente (estructura de acero, propiedades mecánicas, y propiedades de aplastamiento axial) se presentan colectivamente en la Tabla 4.

Además, una relación de la dureza de la segunda fase y la proporción de pandeo estable con respecto a un diámetro de grano promedio de cada uno de los número 1 a 16 de prueba, se ilustra por la gráfica en la FIG.2. La FIG.3 es una gráfica que ilustra una relación entre el diámetro de grano y la carga de aplastamiento promedio.

Tabla 4 Como se puede entender a partir de la Tabla 4, la FIG.2 y la FIG.3, en el material de acero relacionado a la presente invención, la carga promedio cuando ocurre el aplastamiento axial es mayor cuando es de 0.29 kJ/mm2 o más. Además, se exhibe una buena propiedad de aplastamiento axial de tal modo que la proporción de pandeo estable sea de 2/2. Por lo tanto, el material de acero relacionado a la presente invención se utilizada adecuadamente como un material de la caja de aplastamiento anteriormente descrita, un miembro lateral, una columna central, un balancín y similares.

Claims

REIVINDICACIONES

1.- Un material de acero caracterizado porque tiene una composición química de, en % en masa, C: mayor que 0.05% a 0.2%, Mn: 1% a 3%, Si: mayor que 0.5% a 1.8%, Al: 0.01% a 0.5%, N: 0.001% a 0.015%, Ti o una suma de V y Ti: mayor que 0.1% a 0.25%, Ti: 0.001% o más, Cr: 0% a 0.25%, Mo: 0% a 0.35%, y el resto: Fe e impurezas, el material de acero que comprende una estructura de acero que es una estructura multifásica que tiene una fase principal hecha de ferrita de 50% de área o más, y una segunda fase que contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de bainita, martensita y austenita, en donde: una nanodureza promedio de la segunda fase es menor a 6.0 GPa; y cuando un borde donde una diferencia de orientación de cristales es de 2o o más se define como un borde de grano, y una región rodeada con el borde de grano se define como un grano de cristal, un diámetro de grano promedio de todos los granos de cristal en la fase principal y la segunda fase es de 3 mm o menos, y una proporción de la longitud de los bordes de grano de ángulo reducido donde la diferencia de orientación es de 2o a menos de 15° en la longitud de todos los bordes de granos es de 15% o más.

2.- El material de acero de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque uno o dos seleccionados de un grupo que consiste de Cr: 0.05% a 0.25%, y Mo: 0.1% a 0.35% está/n contenido/s, en % en masa. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Un material de acero que tiene una composición química que contiene, en términos de % en masa, 0.05-0.2%, excluyendo 0.05%, de C, 1-3% de Mn, 0.5-1.8%, excluyendo 0.5%, de Si, 0.01-0.5% de Al, 0.001-0.015% de N, más de 0.1% a 0.25% de Ti, o la suma de V y Ti, al menos 0.001% de Ti, 0-0.25% de Cr, y 0-0.35% de Mo, el resto comprende Fe e impurezas, y que tiene una estructura de acero que es una estructura de fase dual que comprende al menos 50% en área de la fase principal que comprende ferrita y una segunda fase que comprende uno o más constituyentes seleccionados del grupo que consiste de bainita, martensita y austenita, la segunda fase tiene una nanodureza promedio menor a 6.0 GPa. En caso donde un borde donde la diferencia en la orientación entre los cristales es de 2o o más se define como un borde de grano y la región rodeada con este borde de grano se define como un grano de cristal, todos los granos de cristal en la fase principal y la segunda fase tienen un diámetro de grano promedio de 3 mm o menos y la proporción de la longitud de bordes de granos de ángulo reducido donde la diferencia en la orientación es de 2-15° excluyendo 15°, en la longitud de todos los bordes de granos es de 15% o mayor.