MX2015006016A - Miembro de absorcion de energia de colision para un vehiculo y metodo para la fabricacion del mismo. - Google Patents

Miembro de absorcion de energia de colision para un vehiculo y metodo para la fabricacion del mismo.

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Takeshi Fujita
Shusaku Takagi
Kaneharu Okuda
Yoshikiyo Tamai
Yoshitaka Okitsu
Naoki Takaki
Tomoaki Sugiura
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Jfe Steel Corp
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Abstract

La presente invención proporciona un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo formado mediante la conformación de una lámina de acero delgada. Por lo menos uno de la lámina de acero delgada y el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más.

Description

MIEMBRO DE ABSORCION DE ENERGIA DE COLISION PARA UN VEHÍCULO Y MÉTODO PARA LA FABRICACIÓN DEL MISMO CAMPO DE LA INVENCION La presente invención se refiere a un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, que se aplasta axialmente tras la colisión del vehículo para absorber la energía de colisión y a un método para la fabricación del mismo.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN En los últimos años, desde el punto de vista de la protección del medio ambiente global, ha habido una demanda de la reducción del peso en las carrocerías de vehículos. Las láminas de acero de alta resistencia son de uso generalizado hoy en día para las carrocerías de vehículos, en particular, para componentes periféricos para el compartimiento de pasajeros (cabina), lo cual contribuye a la reducción en el peso de la carrocería de un vehículo mediante el adelgazamiento de las paredes de la misma. Por otra parte, la resistencia de las láminas de acero de alta resistencia utilizadas para una sala de máquinas y para armazones de cajuela (tales como el armazón delantero y el armazón posterior) con el propósito de aumentar la resistencia solamente alcanza 780 MPa como máximo. La razón es que el armazón delantero y el armazón posterior sirven como un miembro de absorción de energía de colisión que experimenta una deformación significativa tras la colisión para absorber energía de la colisión, pero el reforzamíento de las láminas de acero que son el material para estos armazones causa la reducción de la ductilidad, conduciendo a una fractura significativa, y produce una forma deformada inestable tras la colisión, evitando un pandeo estable. Esto tiene como resultado fracturas locales que ocurren fácilmente, conduciendo al problema de que la cantidad de energía de colisión absorbida no aumenta en proporción a la cantidad de reforzamiento.
Por estas razones, con el fin de reforzar aún más el miembro de absorción de energía de colisión que forma el armazón delantero y el armazón posterior y reducir aún más el peso de la carrocería de un vehículo, hay una demanda de un miembro de absorción de energía de colisión que sea reforzado y que absorba de forma eficiente energía tras la colisión.
Para satisfacer tales demandas, por ejemplo, JP 2001-130444 A (PTL 1) describe un miembro de absorción de energía de colisión formado a partir de una lámina de acero que tiene una microestructura que incluye austenita en una proporción de área de 60% o superior. PTL 1 describe adicionalmente, como un ejemplo de la lámina de acero que tiene una microestructura que incluye austenita en una proporción de área de 60% o superior, una lámina de acero inoxidable a base de austenita que contiene de 18% a 19% de Cr y de 8% a 12% de Ni y asevera que un miembro de absorción de energía de colisión formado mediante el uso de esta lámina de acero ha mejorado en las propiedades de propagación de deformación tras la colisión, asegurando de ese modo un rendimiento de absorción de energía de colisión deseado.
JP Hll-193439 A (PTL 2) describe una lámina de acero de alta resistencia que tiene buena trabajabilidad y alta resistencia a la deformación dinámica. La lámina de acero de alta resistencia en el PTL 2 tiene una multi-fase que contiene ferrita y/o bainita, cualquiera de las cuales se utiliza como una fase principal, y una fase terciaria que contiene de 3% a 50% de austenita retenida en fracción en volumen, y tiene alta resistencia a la deformación dinámica en donde, después de una predeformación de más de 0% a 10% o menos, una diferencia entre una resistencia bajo deformación cuasi-estática os y una resistencia a la deformación dinámica od(od - os) satisface el valor de por lo menos 60 MPa, la resistencia bajo deformación cuasi-estática os se obtiene cuando la lámina de acero se deforma a una velocidad de deformación de 5 x 10~4 a 5 x 10-3 (1/s), la resistencia a la deformación dinámica od se obtiene cuando la lámina de acero se deforma a una velocidad de deformación de 5 x 102 a 5 x 103 (1/s), y el exponente de endurecimiento por trabajo mecánico a un esfuerzo de 5% a 10% satisface el valor de por lo menos 0.130. De conformidad con PTL 2, un miembro fabricado mediante el uso de una lámina de acero que tiene (od - as) de por lo menos 60 MPa es capaz de absorber la mayor energía tras la colisión, en comparación con el valor estimado a partir de la resistencia de la lámina de acero de material.
JP 2007-321207 A (PTL 3) describe una lámina de acero de alta resistencia que tiene una microestructura de multi-fase formada a partir de una fase de ferrita y una fase secundaria dura contenida en una proporción de área de 30% a 70% con respecto a la microestructura completa, la fase de ferrita y la fase secundaria dura están dispersas en la lámina de acero, en donde la proporción de área de ferrita que tiene un diámetro de grano de cristal de 1.2 pm o menos en la fase de ferrita es de 15% a 90%, y la relación entre el diámetro de grano promedio ds de ferrita que tiene un diámetro de grano de cristal de 1.2 mm o menos y un diámetro de grano promedio dL de ferrita que tiene un diámetro de grano de cristal que es superior a 1.2 pm satisface dL/ds ³ 3. La téenica descrita en el PTL 3 es capaz de mejorar el equilibrio entre resistencia y ductilidad que es importante tras la conformación en prensa, produciendo una lámina de acero de alta resistencia excelente en capacidad de absorción de energía tras la deformación a alta velocidad. La lámina de acero de alta resistencia de esta manera obtenida se puede aplicar a una carrocería de un vehículo que requiere un alto rendimiento de absorción de energía de colisión.
Adicionalmente, de conformidad con JP 2008-214645 A (PTL 4) y JP 2008-231541 A (PTL 5), se realizaron estudios, utilizando un miembro tubular rectangular introducido en un rebaje, sobre láminas de acero capaces de deformarse tras la deformación por colapso axial sin desmenuzamiento y agrietamiento, y se encontró que la cantidad y el tamaño de ferrita, bainita, austenita, y precipitados se pueden controlar a fin de permitir que la lámina de acero se deforme sin producir desmenuzamiento y agrietamiento en el modo de deformación tras la colisión.
Y. Okitsu y N. Tsuji; Actas del 2o Simposio Internacional de Ciencias del Acero (ISSS 2009), páginas 253-256, 21-24 de octubre de 2009, Kioto, Japón: Instituto del Hierro y del Acero de Japón (NPL 1) muestran ejemplos de un miembro con perfil de sombrero que se aplasta de manera estable en una forma de fuelle tras el aplastamiento por colisión. Este miembro está formado de una lámina de acero delgada que tiene una tensión de rotura de 1155 MPa y una microestructura de multi-fase de grano ultrafino, en donde el valor n es 0.205 para un esfuerzo real en un intervalo de 5% a 10%. La lámina de acero delgada descrita en el NPL 1 tiene una composición química con base en: 0.15% de C - 1.4% de Si - 4.0% de Mn - 0.05% de Nb, y tiene una microestructura que incluye ferrita y una fase secundaria cada una siendo de tamaño submicrónico, la fase secundaria contiene de 12% a 35% de austenita retenida. La Lámina de acero tiene un alto valor n y una gran endurecibilidad en frío.
LISTA DE CITAS Documentos de Patente PTL 1: JP 2001-130444 A PTL 2: JP Hll-193439 A PTL 3: JP 2007-321207 A PTL 4: JP 2008-214645 A PTL 5: JP 2008-231541 A Documento de No Patente NPL 1: Y. Okitsu y N. Tsuji; Actas del 2o Simposio Internacional de Ciencias del Acero (ISSS 2009), páginas 253-256, 21-24 de octubre de 2009, Kioto, Japón: Instituto del Hierro y del Acero de Japón.
Con la teenología descrita en el PTL 1, el miembro de absorción de energía de colisión está formado de una lámina de acero que contiene una gran cantidad de austenita. La austenita tiene una estructura cristalina cúbica centrada en las caras (fcc), y de esta manera es de forma característica menos susceptible a la fragilidad y a la fractura, lo cual puede aumentar en cierta medida la cantidad de energía absorbida tras la colisión. Sin embargo, la lámina de acero que contiene una gran cantidad de austenita tal como se describe en el PTL 1 tiene una baja tensión de rotura de aproximadamente 780 MPa, y adicionalmente la resistencia de la misma es menor en comparación con una lámina de acero que tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo (bcc) cuando se deforma a una alta velocidad de deformación tal como tras la colisión. Esta lámina de acero de esta manera carece de suficiente resistencia para usarse como un material para un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo. Adicionalmente, el contenido de Ni y el contenido de Cr se deben aumentar para obtener una lámina de acero que contiene una gran cantidad de austenita, lo cual conduce a un aumento en el costo de fabricación. Desde este punto de vista, la lámina de acero del PTL 1 no es adecuada para usarse en un miembro de carrocería de un vehículo.
De conformidad con la téenica descrita en PTL 2, el miembro del tipo de sombrero solamente se evaluó para el caso de una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de aproximadamente 780 MPa como máximo. Un miembro formado a partir de una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de menos de 980 MPa se deforma fácilmente en una forma de fuelle tras la deformación por colisión sin sufrir fractura y ruptura, y de esta manera la energía absorbida por el miembro tras la deformación por colisión se puede estimar con base en las propiedades del material. Por el contrario, un miembro formado a partir de una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de 980 MPa o superior sufre fractura y ruptura tras la deformación por colisión, y de esta manera la energía absorbida por el miembro tras la colisión a menudo muestra un valor inferior que el esperado a partir de las propiedades del material. Con la téenica en el PTL 2, es difícil suprimir la fractura y la ruptura tras el aplastamiento a alta velocidad del miembro formado a partir de una lámina de acero de alta resistencia que tiene una tensión de rotura de 980 MPa o superior y mejorar de manera estable la energía absorbida tras el aplastamiento a alta velocidad.
De conformidad con la tecnología descrita en el PTL 3, la lámina de acero tiene una microestructura mixta de granos de nanocristales y granos de microcristales, en donde el tipo y la proporción de microestructura de la fase secundaria dura se optimizan, produciendo una lámina de acero de alta resistencia que es de alta resistencia, mientras que al mismo tiempo tiene alta ductilidad. Sin embargo, el PTL 3 no contiene ninguna descripción acerca de la formación de un miembro de absorción de energía de colisión utilizando la lámina de acero y no hace ninguna referencia a la supresión de la fractura y la ruptura en el miembro tras la colisión, las cuales se vuelven problemáticas cuando un miembro se forma a partir de una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de 980 MPa o superior, con el fin de permitir que el miembro sea sometido a pandeo estable axialmente en una forma de fuelle para absorber de manera eficiente la energía de colisión. De esta manera, el PTL 3 es poco claro con respecto a tal uso de la lámina de acero.
Adicionalmente, de conformidad con las téenicas descritas en el PTL 4 y en el PTL 5, C, Si, Mn, y uno o dos elementos seleccionados de Ti y Nb se agregan en una cantidad apropiada para el control apropiado de la cantidad de ferrita, bainita, y austenita retenida en la microestructura de lámina de acero, los tamaños de grano de las mismas, la concentración de C en la austenita retenida, y el tamaño y el número de precipitados, produciendo de esta manera un miembro con excelente absorción de energía de colisión. Sin embargo, con las técnicas descritas en el PTL 4 y en el PTL 5, es difícil lograr de manera estable la deformación por colapso axial sin sufrir desmenuzamiento y agrietamiento en el miembro trabajado tras la colisión, particularmente en una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de 980 MPa o superior.
Con la téenica descrita en el NPL 1, el miembro está formado a partir de una lámina de acero con un valor n mejorado, el cual sirve como una medida de la endurecibilidad en frío del material, de 0.2 o más, produciendo de esta manera un miembro de absorción de energía de colisión que se aplasta en una forma de fuelle en la dirección axial tras la colisión incluso con una lámina de acero que tiene una tensión de rotura de 980 MPa o superior. Con el fin de formar una lámina de acero con un valor n de 0.2 o más, sin embargo, es necesario incluir una gran cantidad de C o Mn, causando el problema de una soldabilidad empeorada. Adicionalmente, es necesario un control de temperatura complejo en el momento de tratamiento con calor, reduciendo de esta manera el rendimiento y aumentando los costos.
La presente invención se ha concebido en vista de los problemas anteriores con técnicas convencionales y proporciona un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, y un método para la fabricación del mismo, que es altamente resistente, con una tensión de rotura TS de 980 MPa o superior, y que tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial tras la colisión. Enunciar que un miembro tiene "excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial tras la colisión", significa que el miembro experimenta pandeo estable en la dirección axial y experimenta deformación por colapso en una forma de fuelle tras la colisión de un vehículo, de esta manera absorbiendo de forma eficiente energía de la colisión. También se utiliza la expresión "excelente estabilidad de colapso axial".
BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Para lograr el objetivo anterior, los inventores de la presente invención fabricaron un miembro con una sección transversal en forma de sombrero utilizando una lámina de acero delgada de alta resistencia que tiene una tensión de rotura TS de 980 MPa o superior y estudiaron detenidamente el comportamiento de deformación del miembro tras someter al miembro a deformación por colisión axial. Los inventores de esta manera descubrieron que las grietas que se producen cuando el miembro se aplasta axialmente se producen principalmente en la primera porción de pandeo, y que para el pandeo estable del miembro y la deformación por colapso en una forma de fuelle, es importante evitar que se produzcan grietas en la primera porción de pandeo. Para ese fin, los inventores concibieron la importancia de generar el próximo pandeo antes de que la deformación que supera el límite de fractura se concentre en la primera porción de pandeo.
Primero, se describen los resultados de experimentos, realizados por los inventores, que sirven como una base para la presente invención. Con dos tipos de materiales, láminas de acero delgadas de alta resistencia (espesor de lámina: 1.2 m) A y B con una tensión de rotura TS de 980 MPa o superior, se formaron secciones transversales en forma de sombrero mediante doblado. Una lámina de acero del mismo tipo que las láminas formadas se utilizó como una placa posterior y se unió mediante soldadura por puntos para producir un miembro (altura H en dirección axial: 230 mm) con la forma de sección transversal ilustrada en la FIG.2. Después de la formación en una forma de sombrero, una probeta para ensayo de tracción JIS No. 5 (GL: 50 mm) se recolectó de la porción plana en una posición opuesta a la placa posterior del miembro de manera que la dirección de tracción coincidió con la dirección axial del miembro. Los ensayos de tracción se realizaron a continuación de acuerdo con JIS Z 2241 para medir la tensión de rotura TS y la elongación en el límite de fluencia Y-El. Para la lámina de acero A, TS fue de 1249 MPa y Y-El fue de 4.3%. Para la lámina de acero B, TS fue de 1215 MPa y Y-El fue de 0%. La FIG.3 muestra las curvas de tensiones-deformaciones para estas láminas de acero.
Un peso de 110 kgf a una velocidad correspondiente a 50 km/h se hizo chocar contra estos miembros en la dirección axial a fin de aplastar los miembros 50 mm. Después del aplastamiento, se observó visualmente el estado de deformación de los miembros. La FIG. 1 ilustra el estado de deformación de los miembros. En el miembro A que utilizó la lámina de acero A, se generó una pluralidad de puntos de inicio de pandeo en la porción plana del miembro (i), mientras que en el miembro B que utilizó la lámina de acero B, se generó solamente un punto de inicio de pandeo en la porción plana del miembro (ii), y se produjeron grietas. La FIG.1 también ilustra el estado de deformación de los miembros cuando se aplastan 160 m . El miembro A se colapso en una forma de fuelle, mientras que miembro B se rompió (agrietó). A partir de estos resultados, los inventores descubrieron que al proporcionar un estado que permite que se logre por lo menos una cierta elongación en el limite de fluencia en la lámina de acero delgada utilizada en el miembro, se puede hacer que el siguiente pandeo se produzca antes de que las grietas se produzcan en la primera porción de pandeo, de modo que incluso un miembro con una TS de 980 MPa o más se puede aplastar en una forma de fuelle.
Actualmente, es poco clara la razón por la cual un miembro que utiliza una lámina de acero delgada en un estado que permite la obtención de la elongación en el limite de fluencia genera una pluralidad de puntos de inicio de pandeo y se colapsa en una forma de fuelle, sin embargo, se pueden realizar las siguientes observaciones.
Cuando el primer peso golpea al miembro, ondas de tensión se propagan a través del miembro, y una distribución de tensión con un periodo constante se produce en el miembro. Cuando la lámina de acero delgada está en un estado que genera la elongación en el limite de fluencia, se piensa que solamente producirá las porciones con alta tensión (es decir, experimentan deformación plástica), generando de esta manera una pluralidad de puntos de inicio de pandeo. Por otra parte, cuando la lámina de acero delgada está en un estado que no genera la elongación en el limite de fluencia, se piensa que tanto las porciones de alta tensión como las porciones de baja tensión pueden experimentar deformación plástica, haciendo dificil que se produzca una cantidad no uniforme de deformación plástica e inhibiendo de esta manera la aparición de puntos de inicio de pandeo.
Incluso si la elongación en el limite de fluencia no se puede lograr en la etapa de una lámina de acero delgada, si el miembro puede lograr la elongación en el limite de fluencia en la etapa cuando la lámina de acero delgada se conforma en un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, se pueden conseguir los mismos efectos. Los inventores descubrieron que mediante la realización de un tratamiento térmico bajo condiciones predeterminadas después de la conformación de una lámina de acero delgada con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, la tensión de rotura TS del miembro se puede mantener a 980 MPa o más, mientras que al mismo tiempo se produce un estado que permite la obtención de la elongación en el limite de fluencia.
Con base en estos descubrimientos, la Modalidad 1 de la presente invención es un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo formado mediante la conformación de una lámina de acero delgada que tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el limite de fluencia Y-El de 2% o más. De conformidad con este miembro, la siguiente porción de pandeo se puede generar antes de que se produzcan grietas en la primera porción de pandeo, y el miembro pueda colapsarse en forma de fuelle.
La Modalidad 2 de la presente invención es un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo que está formado mediante la conformación de una lámina de acero delgada y que tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. De conformidad con este miembro, la siguiente porción de pandeo se puede generar antes de que se produzcan grietas en la primera porción de pandeo, y el miembro pueda colapsarse en forma de fuelle.
La presente invención se ha completado sobre la base de estos descubrimientos. Las características principales de la presente invención se describen a continuación. (1) Un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo formado mediante la conformación de una lámina de acero delgada, por lo menos uno de la lámina de acero delgada y el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. (2) El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con (1), en donde la lámina de acero delgada incluye una composición química que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales, la lámina de acero delgada tiene una microestructura que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferríta en 0% a 95%, por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 5% a 100%, y el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en un total de 0% a 5%, y la lámina de acero delgada tiene las propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el limite de fluencia Y-El de 2% o más. (3) El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con (1), en donde el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene las propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. (4) El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con (3), en donde el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo se forma mediante la aplicación de tratamiento térmico en un intervalo de temperatura de 200 °C o superior e inferior a 700 °C después de la conformación. (5) El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con (3) o (4), en donde el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo incluye una composición química que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales. (6) El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con cualquiera de (3) a (5), en donde el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene una microestructura, que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferrita en 0% a 80%, por lo menos una seleccionada de una fase de artensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 20% a 100%, y el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en un total de 0% a 5%. (7) Un método para la fabricación de un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, que comprende: (a) fabricar una lámina de acero delgada que tiene una tensión de rotura TS de 980 MPa o más; (b) formar la lámina de acero delgada en una forma de un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo; y (c) después de la etapa (b), aplicar tratamiento térmico al miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo manteniendo el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo durante 50 s o más en un intervalo de temperatura de calentamiento de 200 C o superior e inferior a 700 °C para establecer las propiedades de tracción del miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo en una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-E1 de 2% o más. (8) El método de conformidad con (7), en donde la lámina de acero delgada incluye una composición guímica que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales.
Un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con una modalidad de la presente invención es de alta resistencia, con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, y también tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial tras la colisión. Un método para la fabricación de miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con una modalidad de la presente invención proporciona un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo que es de alta resistencia, con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, y también tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial tras la colisión.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS La presente invención será descrita adicionalmente a continuación con referencia a los dibujos adjuntos, en donde: La FIG. 1 muestra el aspecto externo de los miembros después del pandeo, la elongación en el limite de fluencia siendo de 4.3% para una lámina de acero de partida A de material A y 0% para una lámina de acero de partida B de material B; La FIG. 2 muestra esquemáticamente la forma en sección transversal del miembro utilizado en los ejemplos; y La FIG. 3 muestra las curvas de tensiones-deformaciones para la lámina de acero A (TS: 1249 MPa, Y-El: 4.3%) y la lámina de acero B (TS: 1215 MPa, Y-El: 0%).
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN La presente invención se describe a continuación con más detalle. En la presente divulgación, el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo también está simplemente referido como el "miembro".
Modalidad 1 Un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la Modalidad 1 de la presente invención se describe a continuación.
En primer lugar, se describe la estructura del miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la Modalidad 1. Este miembro se forma utilizando una lámina de acero delgada como la lámina de acero de material y trabajando la lámina de acero de material en una forma predeterminada. Aunque la forma no tiene que estar limitada, el término "forma predeterminada" tal como se utiliza en la presente se refiere preferiblemente a una forma cilindrica o una forma en sección transversal poligonal que es capaz de absorber de forma eficiente la energía de colisión en la dirección axial. El método de conformación de la lámina de acero de material tampoco necesita estar limitado, y se puede utilizar cualquier método empleado generalmente, tales como conformación en prensa o conformación por doblado.
Como la lámina de acero delgada que se convierte en la lámina de acero de material, se selecciona y se utiliza una lámina de acero delgada que tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. En la presente divulgación, la "lámina de acero delgada" se refiere a una lámina de acero que tiene un espesor de lámina de 3.2 mm o menos.
Si la elongación en el límite de fluencia de la lámina de acero de material es de menos de 2%, entonces cuando el miembro se colapsa en la dirección axial, se produce una grieta en la porción de deformación por doblado (porción de pandeo) en el momento del pandeo inicial, y posteriormente el pandeo no se desarrolla en una forma de fuelle. Por lo tanto, no se alcanza un colapso axial estable, lo que evita la garantía de un alto rendimiento de absorción de energía de colisión deseado. La formación de una lámina de acero delgada con una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más en un miembro de absorción de energía de colisión, sin embargo, produce un miembro que tiene un rendimiento de absorción de energía de colisión, debido a que incluso si el miembro es aplastado axialmente, se forma una pluralidad de puntos de inicio de pandeo, y el miembro se aplasta de manera estable axialmente en una forma de fuelle. La elongación en el límite de fluencia Y-E1 se calcula de conformidad con JIS Z 2241 mediante la recolección de una probeta para ensayo de tracción (probeta para ensayo de tracción JIS No.5: GL 50 mm) de la lámina de acero delgada y la realización de un ensayo de tracción con una velocidad de deformación de 0.003/s a 0.004/s.
En la presente modalidad, la lámina de acero delgada tiene una composición química y una microestructura particulares y tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. Cuando se selecciona la lámina de acero de material, es suficiente recolectar una probeta para ensayo de la lámina de acero delgada de acuerdo con JIS Z 2201, para llevar a cabo un ensayo de tracción de acuerdo con JIS Z 2241, y para medir la elongación en el límite de fluencia Y-El y la tensión de rotura TS. No se necesita llevar a cabo ninguna prueba complicada.
A continuación, se describe un método para la fabricación del miembro de la presente modalidad. En la presente modalidad, una lámina de acero delgada se utiliza como la lámina de acero de material, y la lámina de acero de material se conforma mediante un método conocido generalmente, tales como conformación en prensa o conformación por doblado, para formar un miembro con dimensiones y forma predeterminadas, produciendo de esta manera un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo.
A continuación, se describe la composición química de la lámina de acero delgada utilizada en la presente modalidad. En lo sucesivo, el % en masa de cada componente se denota simplemente por %.
C: 0.05% a 0.30% El carbono (C) es un elemento que aumenta la fracción en volumen de una fase dura a través de la mejora de la endurecibilidad por temple para aumentar de ese modo la resistencia del acero. Para garantizar la alta resistencia deseada, 0.05% o más de C debe estar contenido en el acero. Por otra parte, el contenido de C por arriba de 0.30% tiende a incurrir en un deterioro significativo en la soldabilidad por puntos y en una reducción significativa en la propiedad de doblado. Por lo tanto, el contenido de C se establece en 0.05% a 0.30%, preferiblemente 0.22% o menos.
Si: 0.01% a 1.6% El silicio (Si) es un elemento que contribuye a mejorar la resistencia a través del endurecimiento por solución sólida. El Si también mejora la ductilidad y la formabilidad, facilitando la formación del miembro. Para obtener estos efectos, 0.01% o más de Si debe estar contenido en el acero. Por otra parte, si el contenido de Si es superior a 1.6%, óxidos de Si se concentran sobre la superficie de la lámina de acero, produciendo el fracaso del tratamiento de conversión química y puntos pelados. Por lo tanto, el contenido de Si se establece en 0.01% a 1.6%, preferiblemente de 0.1% a 1.0%.
Mn: 1.0% a 3.5% El manganeso (Mn) contribuye de manera eficaz a mejorar la resistencia. Para obtener este efecto, 1.0% o más de Mn debe estar contenido en el acero. Por otra parte, el contenido de Mn en exceso que es superior a 3.5% conduce a una reducción significativa en la soldabilidad.
Adicionalmente, en este caso, el Mn se concentra como un óxido sobre la superficie de la lámina de acero, lo cual puede conducir a puntos pelados. Por estas razones, el contenido de Mn se establece en 1.0% a 3.5%, preferiblemente de 1.5% a 2.8%.
P: 0.060% o menos El fósforo (P) contribuye a mejorar la resistencia, pero hace que se deteriore la soldabilidad. Tal efecto adverso se vuelve significativo cuando el contenido de P es superior a 0.060%. Por lo tanto, el contenido de P está limitado a 0.060% o menos. Debido a que una reducción excesiva del contenido de P aumenta los costos en el proceso de fabricación de acero, el contenido de P es preferiblemente de por lo menos 0.001%. El contenido de P es preferiblemente de 0.025% o menos, y más preferiblemente de 0.015% o menos.
S: 0.0050% o menos El azufre (S) es un elemento que causa fragilidad roja, y puede causar problemas en el proceso de fabricación cuando está contenido en una cantidad grande. Adicionalmente, el S forma MnS en la lámina de acero, el cual permanece como inclusiones similares a una lámina después de la laminación en frió, y de esta manera hace que se deteriore la deformabilidad final del material, afectando la formabilidad. Este efecto adverso ejercido por q1 S se vuelve significativo cuando el contenido de S es superior a 0.0050%. Por lo tanto, el contenido de S se establece en 0.0050% o menos. Debido a que una reducción excesiva del contenido de S aumenta el costo de desulfuración en el proceso de fabricación de acero, el contenido de S es preferiblemente de por lo menos 0.0001%. El contenido de S también es preferiblemente de 0.0030% o menos.
Al: 0.01% a 1.5% El aluminio (Al) es un elemento que es eficaz como un desoxidante en el proceso de fabricación de acero y también es útil para la separación de inclusiones no metálicas, las cuales reducirían la formabilidad, en escoria. Adicionalmente, el Al tiene una función de concentrar el C en la austenita a fin de estabilizar la austenita, mejorando de ese modo la formabilidad mediante la mejora de la elongación y del valor n. Para obtener este efecto, 0.01% o más de Al debe estar contenido en el acero. Por otra parte, un contenido de Al que es superior a 1.5% tiene como resultado no solamente un aumento en el costo de material, sino también un deterioro significativo en la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de Al se establece en 0.01% a 1.5%, preferiblemente de 0.02% a 1.0%.
N: 0.0060% o menos El nitrógeno (N) forma un soluto para mejorar la resistencia del acero, pero un contenido excesivo de N reduce la ductilidad. En vista de la purificación de ferrita para mejorar la ductilidad, el contenido de N se suprime preferiblemente al mínimo. Los efectos de la presente invención no se ven afectados, sin embargo, cuando el contenido de N es de 0.0060% o menos, y por lo tanto el contenido de N se establece en 0.0060% o menos. Nótese que una reducción excesiva del contenido de N tiene como resultado un aumento en el costo de fabricación de acero, y de esta manera el contenido de N es preferiblemente de por lo menos 0.0001%.
El resto diferente de los componentes mencionados anteriormente incluye Fe e impurezas incidentales.
A continuación, se describe la microestructura de la lámina de acero delgada. La lámina de acero delgada tiene una microestructura que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferrita en 0% a 95% y por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 5% a 100%, el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita y cementita en un total de 0% a 5%.
La microestructura de una lámina de acero delgada que garantiza una TS de 980 MPa o más y una elongación en el limite de fluencia Y-El de 2% o más incluye preferiblemente por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita, las cuales son fases duras, en un total de 5% o más. Si bien estas son las principales microestructuras, se puede incluir una fase de ferrita en una fracción en volumen de 0% a 95%. La inclusión de una fase de ferrita produce una multifase con la fase de ferrita y la(s) fase(s) dura(s), y por lo tanto aumentan la elongación y la capacidad de estiramiento, lo cual es particularmente preferible cuando se fabrican productos que se deben formar mediante elongación o estiramiento.
Si la fracción en volumen de la fase de ferrita es superior a 95%, sin embargo, es difícil garantizar una TS de 980 MPa o más. Por lo tanto, la fracción en volumen de la fase de ferrita se establece para que sea de 95% o menos, incluyendo el caso de 0%. La fase de ferrita puede tener cualquier diámetro de grano, pero desde la perspectiva de garantizar la elongación en el límite de fluencia deseada, es preferible un diámetro de grano pequeño, tal como de 10 mm o menos.
El resto diferente de la fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, la fase de bainita, y la fase de ferrita mencionadas anteriormente puede ser por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en un total de 0% a 5% en fracción en volumen. Una fase de martensita no revenida introduce dislocación móvil en el momento de la formación, y una fase de austenita retenida hace que sea difícil que el límite de fluencia se produzca, debido a que la tensión inicial de deformación es baja, impidiendo de ese modo la qarantía de una elonqación en el límite de fluencia deseada. Por consiguiente, cada una de las anteriores se incluye preferiblemente en 2% o menos, incluyendo el caso de 0%, a un grado tan pequeño como sea posible. Adicionalmente, la perlita y la cementita reducen la ductilidad. Por estas razones, cuando se incluyen, por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita se incluyen en un total de 0% a 5%.
La fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita pueden tener cualquier diámetro de grano promedio, pero establecer cada una de ellas para que sean de 10 mm o menos es preferible desde la perspectiva de asegurar la elongación en el límite de fluencia. La fase de martensita, la fase de austenita retenida, y la perlita también pueden tener cualquier diámetro de grano promedio, pero establecer cada una de ellas para que sean de 10 pm o menos es preferible desde la perspectiva de asegurar la elongación en el límite de fluencia. El diámetro de grano promedio de cada fase se puede calcular mediante la clasificación de cada fase utilizando una fotografía tomada por un SEM en 500x a 3,000x de aumento y la aplicación de un método de corte para cada fase.
La utilización de una microestructura con una fase de ferrita tan pequeña como sea posible hace que sea más fácil asegurar una TS de 980 MPa o más, pero la inclusión de una fase de ferrita en aproximadamente 5% o menos produce excelentes abocardabilidad y capacidad de doblado, lo cual es particularmente adecuado cuando se fabrican productos que se deben formar mediante rebordeado o doblado por estiramiento.
A continuación, se describe un método preferido para la fabricación de la lámina de acero delgada utilizada en la presente modalidad.
Para que un material de acero tenga la composición química anterior, preferiblemente se aplica ya sea un proceso de laminación en caliente para producir una lámina de acero delgada laminada en caliente, o un proceso de laminación en caliente, un proceso de laminación en frío, y un proceso de recocido se aplican en este orden para producir una lámina de acero delgada. Posteriormente, la lámina de acero delgada se puede chapear según sea necesario.
El método para la fabricación del material de acero no tiene que estar limitado, y cualquier método de fundición de acero convencional tal como un convertidor se puede utilizar para preparar el acero fundido que tiene la composición química mencionada anteriormente, que se puede someter a cualquier método de colada convencional, tales como un método de colada continua, un método de colada de lingotes y de limpiado de escorias, o similares, para obtener una placa espesa (como el material de acero). La placa (material de acero) obtenida de esta manera se somete preferiblemente a un proceso de laminación en caliente ya sea después de haber sido enfriada una vez y a continuación calentada nuevamente o directamente sin experimentar tratamiento térmico después de la colada.
La temperatura de calentamiento en el proceso de laminación en caliente está preferiblemente en un intervalo de 1000 °C a 1300 °C. Una temperatura de calentamiento por debajo de 1000 °C fracasa en lograr suficiente uniformidad. En cambio, una alta temperatura de calentamiento que es superior a 1300 °C tiene como resultado una pérdida de oxidación significativa, conduciendo a un rendimiento reducido y tendiendo a limitar las condiciones para el logro de la elongación en el límite de fluencia.
En el proceso de laminación en caliente, la placa se somete a laminación en bruto y laminación de acabado a fin de obtenerse como una lámina laminada en caliente, que se enrolla en una bobina.
Las condiciones de laminación en bruto no están limitadas de manera especifica, siempre y cuando se pueda formar una barra de lámina que tenga dimensiones y forma deseadas. Adicionalmente, en la laminación de acabado, la temperatura de suministro de acabado se establece preferiblemente dentro de un intervalo de 850 °C a 950 °C. Una temperatura de suministro de acabado que cae fuera del intervalo mencionado anteriormente fracasa en hacer uniforme la microestructura de lámina laminada en caliente, lo que conduce al deterioro en la trabajabilidad tales como la elongación y la propiedad de doblado.
Después de la terminación de la laminación de acabado, la lámina de acero se somete preferiblemente a enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 5 °C/s a 200 °C/s en un intervalo de temperatura de hasta 750 °C. La generación de una textura similar a una banda que incluye dos fases, a saber, una fase de ferrita y una fase de perlita, de esta manera se puede suprimir.
La temperatura de enrollado se establece preferiblemente en un intervalo de 350 °C a 650 °C. Una temperatura de enrollado que cae por debajo de 350 °C aumenta la resistencia de la lámina de acero en exceso, lo cual hace que sea difícil pasar la lámina a la siguiente etapa y también llevar a cabo un proceso de laminación en frío sobre la misma. Por otra parte, una temperatura de enrollado que es superior a 650 °C conduce a una generación excesiva de una capa de oxidación interna sobre la superficie de la lámina de acero, lo cual hace que se deteriore significativamente la formabilidad.
A continuación, la lámina laminada en caliente se somete a un proceso de laminación en frío en el cual la lámina se somete a decapado y a continuación a laminación en frió a fin de obtenerse como una lámina laminada en frió. El grado de reducción de laminación en frió en la laminación en frió es preferiblemente de por lo menos 30% con el propósito de refinar la microestructura. Cuando la carga de laminación en frió es grande, la lámina laminada en caliente se puede recocer para que sea ablandada. Si el grado de reducción de laminación en frío es demasiado grande, la carga de laminación aumenta, lo que hace difícil llevar a cabo la laminación en frió. Por lo tanto, el grado de reducción de laminación en frió se mantiene preferiblemente en 70% o menos.
La lámina laminada en frió resultante se somete a continuación a un proceso de recocido sometiendo la lámina de acero a recocido para obtener una lámina recocida laminada en frió. En el proceso de recocido, la proporción de microestructura y el tipo de microestructura se controlan mediante el control de las fracciones en volumen de ferrita y austenita en el momento del recocido, a continuación el enfriamiento, la optimización de la fracción en volumen de ferrita que se obtiene finalmente, y el enfriamiento nuevamente.
En la presente modalidad, la temperatura de recocido es preferiblemente de 750 °C a 900 °C. Una temperatura de recocido que cae por debajo de 750 °C causa que la deformación generada durante la laminación en frío permanezca, lo cual hace que la formabilidad se deteriore. En cambio, a una temperatura que es superior a 900 °C, el cambio de la microestructura es pequeño, lo que conduce al aumento de costos.
La temperatura de recocido se mantiene preferiblemente en el intervalo de temperatura de recocido mencionado anteriormente durante 10 s a 600 s. Un tiempo de retención de menos de 10 s causa que la deformación durante la laminación en frió permanezca, lo cual hace que la formabilidad se deteriore. Por otra parte, incluso si el proceso de recocido se lleva a cabo durante un largo tiempo que es superior a 600 s, no se puede identificar casi ningún cambio estructural, y además la productividad durante el proceso de recocido empeora.
Después de mantenerse a la temperatura de recocido mencionada anteriormente, la velocidad de enfriamiento promedio hasta alcanzar un intervalo de temperatura de 200 °C o inferior se establece preferiblemente en 1 °C/s a 2000 °C/s. Una velocidad de enfriamiento promedio de menos de 1 °C/s requiere un tiempo de enfriamiento extendido, lo que conduce a un aumento de los costos. Por otra parte, para lograr un enfriamiento rápido que es superior a 2000 °C/s, se requiere una instalación grande, lo cual es un factor en el aumento de los costos. Se puede aplicar un tratamiento de sobreenvejecimiento para enfriar la lámina de acero desde la temperatura de recocido a un intervalo de temperatura de 350 °C a 500 °C y posteriormente mantener la lámina de acero en el intervalo de temperatura de 350 °C a 500 °C durante por lo menos 10 s, preferiblemente durante por lo menos 120 s, antes de enfriarse a temperatura ambiente.
Cuando no se lleva a cabo el tratamiento de sobreenvejecimiento, el revenido se lleva a cabo posteriormente después del enfriamiento en el proceso de recocido. El revenido se puede llevar a cabo en un intervalo de temperatura de 100 °C a 600 °C, pero con el fin de lograr una elongación en el limite de fluencia Y-El de 2% o más, el revenido se lleva a cabo preferiblemente a 400 °C o superior durante 360 s o más y a 200 °C o superior e inferior a 400 °C durante un tiempo más largo de 900 s o mas.
Durante el enfriamiento en el proceso de recocido, la lámina de acero delgada se puede someter a un proceso de recocido después de la galvanización para formar una capa recocida después de la galvanización sumergiendo la lámina dentro de un baño de galvanización por inmersión en caliente, posteriormente ajustando la cantidad de recubrimiento de zinc por medio de, por ejemplo, barrido con gas, y calentando aún más a una temperatura predeterminada. Adicionalmente, después del proceso de recocido, la lámina de acero se puede someter, sin ningún problema, a electroláminado de zinc o níquel y laminación de endurecimiento, que generalmente se emplean para una lámina de acero para un vehículo.
La lámina de acero laminada en frío obtenida a través de los procesos mencionados anteriormente es una lámina de acero delgada de alta resistencia, con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más.
Modalidad 2 Un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, y un método para la fabricación del mismo, de conformidad con la Modalidad 2 de la presente invención se describen a continuación.
En primer lugar, se describe la estructura del miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la Modalidad 2. Este miembro se forma utilizando una lámina de acero delgada como la lámina de acero de material y trabajando la lámina de acero de material en una forma predeterminada. La "forma predeterminada" y el método de conformación de la lámina de acero de material son como en la Modalidad 1.
Cualquier lámina de acero delgada se puede utilizar en la presente modalidad, siempre y cuando después de producir el miembro, una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más se puedan garantizar. Por ejemplo, para garantizar la elongación en el límite de fluencia después de formar el miembro, en el caso de aplicar tratamiento térmico, siempre y cuando una elongación en el límite de fluencia de 2% o más se pueda garantizar después del tratamiento térmico, entonces la lámina de acero delgada antes de la formación puede tener una elongación en el límite de fluencia de menos de 2% o incluso 0%.
Para formar un miembro que tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial mediante la absorción de energía de colisión a través de colapsar de manera estable en una forma de fuelle tras la colisión, es necesario que la lámina de acero delgada, después de la producción del miembro, tenga una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. Por otra parte, desde la perspectiva de la conformación del miembro, es preferible una elongación en el limite de fluencia para la lámina de acero delgada que es la materia prima. Por lo tanto, en la presente modalidad, la elongación en el limite de fluencia Y-El de la lámina de acero delgada es preferiblemente de menos de 2%. La tensión de rotura TS de la lámina de acero delgada es preferiblemente de 980 MPa o más a fin de garantizar una resistencia de 980 MPa o más después de la producción del miembro.
Si la elongación en el limite de fluencia Y-El del miembro es de menos de 2%, entonces cuando el miembro se colapsa en la dirección axial, se produce una grieta en la porción de deformación por doblado en el momento del pandeo inicial, y posteriormente el pandeo no se desarrolla en una forma de fuelle. Por lo tanto, no se puede lograr el pandeo estable del miembro. Por consiguiente, el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo no puede absorber de manera eficaz la energía de colisión.
La elongación en el límite de fluencia se calcula de conformidad con JIS Z 2241 mediante la recolección de una probeta para ensayo de tracción del miembro y la realización de un ensayo de tracción con una velocidad de deformación de 0.003/s a 0.004/s. La dirección en la cual se recolecta la probeta para ensayo es preferiblemente de tal manera que la dirección longitudinal del miembro es casi paralela a la dirección longitudinal de la probeta para ensayo. La posición para la recolección de la probeta para ensayo y la forma de la probeta para ensayo no están especificadas, pero en la medida de lo posible, la probeta para ensayo tiene preferiblemente una longitud de porción paralela de 10 mm o más y una anchura de porción paralela de 2 mm o más y se recolecta preferiblemente de una porción plana.
El miembro de la presente modalidad puede tener cualquier composición química, microestructura, y similares, pero con el fin de garantizar una tensión de rotura TS de 980 MPa o más para el miembro, el miembro tiene preferiblemente una composición química similar a la de la Modalidad 1.
A continuación, se describe una microestructura adecuada para el miembro de la presente modalidad. El miembro de la presente modalidad tiene la composición química mencionada anteriormente, y una curva de tensiones-deformaciones obtenida mediante un ensayo de tracción que utiliza una probeta para ensayo de tracción cortada a partir del miembro exhibe propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más.
Un miembro con estas propiedades tiene una microestructura que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferrita en 0% a 80% y por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 20% a 100%, el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en 0% a 5%.
Si la fracción en volumen de la fase de ferrita es superior a 80%, es difícil garantizar una TS de 980 MPa o más para el miembro. Por consiguiente, la fracción en volumen de la fase de ferrita es preferiblemente de 80% o menos. La fase de ferrita puede tener cualquier diámetro de partícula, pero para garantizar una elongación en el límite de fluencia de 2% o más, el diámetro de partícula es preferiblemente de 10 mm o menos. En la presente modalidad, se incluye el caso de no incluir una fase de ferrita (0%).
Aparte de la fase de ferrita, se incluye preferiblemente por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita. La fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita todas son fases duras, y para garantizar la resistencia deseada del miembro (tensión de rotura TS: 980 MPa o más), por lo menos una de estas fases se incluye preferiblemente en un total de 20% o más en fracción en volumen. La fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita exhiben una microestructura en forma de lámina con precipitación de carburo, pero la fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita tienen formas muy similares bajo el microscopio, y es difícil distinguir sus fracciones en volumen exactamente. Por lo tanto, se utiliza el total de las mismas. Por otra parte, ni una fase de martensita no revenida ni una fase de austenita retenida están acompañadas por precipitación de carburo.
Para lograr tanto la tensión de rotura deseada como la elongación en el límite de fluencia deseada, es preferible una microestructura formada por una fase de ferrita y una fase de martensita revenida. Con el fin de lograr la tensión de rotura deseada, se utiliza preferiblemente una fase de transformación a baja temperatura tal como una fase de martensita. Una fase de martensita reduce la elongación en el límite de fluencia, sin embargo, debido a la dislocación móvil en la microestructura y a la introducción de tensión residual, se hace difícil de esta manera garantizar una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. En una fase de martensita revenida, el carbono soluto en la fase de martensita se fija o se precipita a lo largo de las dislocaciones, lo gue reduce la dislocación móvil, y la tensión residual también se alivia, facilitando de esta manera el logro de la elongación en el limite de fluencia Y-El deseada.
El resto diferente de la fase de ferrita, la fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita está formado por al menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita, preferiblemente en un total de 0% a 5 %. Para garantizar una elongación en el limite de fluencia de 2% o más, sin embargo, tanto la fase de martensita como la fase de austenita retenida se minimizan preferiblemente, y la fracción en volumen de cada una es más preferiblemente de 2% o menos. La perlita y la cementita reducen la ductilidad. Por lo tanto, desde la perspectiva de mejorar la formabilidad, la perlita y la cementita están limitadas cada una más preferentemente a 2% o menos.
Adicionalmente, la fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, y la fase de bainita pueden tener cualquier diámetro de grano promedio, pero establecer cada una de ellas para que sean de 10 mm o menos es preferible desde la perspectiva de garantizar la elongación en el limite de fluencia. La fase de martensita, la fase de austenita retenida, y similares también pueden tener cualquier diámetro de grano promedio, pero establecer cada una de ellas para que sean de 10 pm o menos es preferible desde la perspectiva de garantizar la elongación en el límite de fluencia. El diámetro de grano de cada fase se refiere al diámetro de grano que se puede calcular juzgando la región de cada fase visualmente y determinando el límite de grano o el límite de fase heterogénea visualmente.
El miembro de la presente modalidad tiene preferiblemente la composición química mencionada anteriormente y la microestructura mencionada anteriormente, y una curva de tensiones-deformaciones obtenida mediante un ensayo de tracción que utiliza una probeta para ensayo de tracción cortada a partir del miembro exhibe propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más. El miembro también tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial. ? continuación, se describe un método preferido para la fabricación del miembro de la presente modalidad. El miembro de la presente modalidad se forma trabajando una lámina de acero de material. La lámina de acero de material preferiblemente tiene la composición química mencionada anteriormente, y cuando la lámina de acero de material es una lámina de acero delgada con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, la lámina de acero de material se forma en un miembro con una forma predeterminada, y después de la formación, el tratamiento térmico se aplica preferiblemente calentando el miembro a una temperatura de calentamiento en un intervalo de temperatura de 200 °C o superior e inferior a 700 °C y manteniendo el miembro durante 50 s o más en el rango de temperatura. El miembro se mantiene más preferiblemente en el intervalo de temperatura durante 100 s o más. En el momento del tratamiento térmico, el miembro se puede fijar con un troquel o similar para evitar la deformación del miembro.
A través de este tratamiento térmico, mientras se mantiene la alta resistencia de una TS de 980 MPa o más, el C en el miembro se puede fijar en las dislocaciones introducidas durante la formación, logrando la elongación en el limite de fluencia, y la elongación en el limite de fluencia se puede lograr en cada porción del miembro. Como resultado, cuando el miembro se colapsa, se genera más fácilmente una pluralidad de puntos de inicio de pandeo, haciendo más fácil que el miembro se colapse de manera estable en una forma de fuelle.
Si la temperatura de calentamiento durante el tratamiento térmico alcanza una alta temperatura de 700 °C o más, la resistencia del miembro se reduce fácilmente, evitando que el miembro se mantenga a una alta resistencia con una TS de 980 MPa o más. Por esta razón, la temperatura de calentamiento del tratamiento térmico es preferiblemente una temperatura baja, pero a una temperatura por debajo de 200 °C, la velocidad de difusión (velocidad de desplazamiento) del C en el miembro se vuelve lenta, lo que hace que un largo tiempo sea necesario hasta que las dislocaciones introducidas durante la formación estén suficientemente fijas. Por lo tanto, la temperatura de calentamiento para el tratamiento térmico se establece para que sea de 200 °C o superior e inferior a 700 °C, preferiblemente 250 °C o superior y 600 °C o inferior. Para una lámina de acero galvanizada, la temperatura de calentamiento es preferiblemente una temperatura baja de 500 °C o inferior desde la perspectiva de las propiedades de chapeado.
El tiempo de retención a la temperatura de calentamiento mencionada anteriormente en el tratamiento térmico es preferiblemente de 50 s o más. Si el tiempo de retención es de menos de 50 s, las dislocaciones introducidas durante la formación no pueden fijarse lo suficientemente. El tiempo de retención es más preferiblemente de 100 s o más y aún más preferiblemente de 300 s o más y 1800 s o menos.
A continuación, se describe un método preferido para la fabricación de la lámina de acero delgada que tiene preferiblemente una tensión de rotura de 980 MPa o más utilizada en la presente modalidad.
Materia prima de acero que tiene la composición química mencionada anteriormente se somete preferiblemente a un proceso de laminación en caliente, un proceso de laminación en frío, y un proceso de recocido en este orden para producir una lámina de acero delgada de alta resistencia con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más.
El método para la fabricación de la materia prima de acero no tiene que estar limitado.
La temperatura de calentamiento en el proceso de laminación en caliente no está limitada a una temperatura particular, pero está preferiblemente en el mismo intervalo que en la Modalidad 1.
En el proceso de laminación en caliente, la placa se somete a laminación en bruto y laminación de acabado a fin de que se obtenga como una lámina laminada en caliente, la cual se enrolla en una bobina. Las condiciones no están limitadas pero están preferiblemente en el mismo intervalo que en la Modalidad 1.
A continuación, la lámina laminada en caliente se somete a un proceso de laminación en frío en el cual la lámina se somete a decapado y posteriormente a laminación en frío a fin de que se obtenga como una lámina laminada en frío. Las condiciones no están limitadas pero están preferiblemente en el mismo intervalo que en la Modalidad 1.
La lámina laminada en frió resultante se somete posteriormente a un proceso de recocido sometiendo la lámina de acero a recocido para obtener una lámina recocida laminada en frío. En el proceso de recocido, la lámina de acero se enfria después de controlar las fracciones en volumen de ferrita y austenita en el momento del recocido. La temperatura de recocido, el tiempo de retención, la velocidad de enfriamiento promedio, y las condiciones del tratamiento de sobreenvejecimiento no están limitados pero están preferiblemente en el mismo intervalo que en la Modalidad 1.
La lámina de acero se puede someter a revenido después del recocido y enfriamiento. Este revenido es preferiblemente un tratamiento para mantener la lámina de acero a una temperatura en un intervalo de 100 °C a 600 nC durante 5 s a 1800 s. El revenido se lleva a cabo más preferiblemente a 400 °C o superior durante 60 s o más.
Tal como en la Modalidad 1, se puede llevar a cabo un proceso adicional tal como la formación de una capa recocida después de la galvanización.
EJEMPLOS Ejemplo 1 Lo siguiente describe un ejemplo relacionado con la Modalidad 1 de la presente invención.
Se prepararon láminas de acero delgadas que tenían la composición química listada en la Tabla 1 y las propiedades de tracción listadas en la Tabla 3. Estas láminas de acero delgadas se fabrican mediante un proceso tal como el siguiente. Cada acero fundido que tenia la composición química listada en la Tabla 1 se preparó mediante la fabricación de acero y colada en una placa (material de acero) con un espesor de 300 nun. A continuación, las placas obtenidas de esta manera se calentaron cada una a las temperaturas de calentamiento listadas en la Tabla 2 antes de ser sometidas a laminación en caliente incluyendo laminación de acabado bajo las condiciones listadas en la Tabla 2 y se enfriaron posteriormente bajo las condiciones enlistadas en la Tabla 2 y se enrollaron en una bobina a las temperaturas de enrollado listadas en la Tabla 2 para producir láminas laminadas en caliente (espesor de lámina: 2.4 mm). A continuación, las láminas laminadas en caliente obtenidas de esta manera se sometieron cada una a laminación en frío bajo los grados de reducción de laminación en frío listados en la Tabla 2 para producir láminas de acero laminadas en frío (espesor de lámina: 1.2 mm). Posteriormente, las láminas de acero laminadas en frío obtenidas de esta manera se sometieron cada una a un proceso de recocido bajo las condiciones listadas en la Tabla 2.
Las láminas de acero delgadas resultantes (láminas recocidas laminadas en frío) se sometieron a una observación de la microestructura y a un ensayo de tracción. El método de ensayo fue el siguiente. (1) Observación de la Microestructura Una probeta para ensayo para la observación de la microestructura se recolectó de cada una de las láminas de acero resultantes, se sometió a pulido en una superficie en sección en una dirección del espesor de la lámina paralela a la dirección de laminación, y posteriormente se sometió a grabado químico con una solución de nital al 3% en vol. Una microestructura en una región desde la superficie del acero hasta de la posición en la dirección del espesor de la lámina se observó utilizando un microscopio electrónico de barrido (aumento de 500x a 5,000x) y se formó su imagen. Utilizando la micrografía resultante, se identificó la microestructura y se calcularon la fracción en volumen y el tamaño de grano promedio.
El tamaño de grano promedio de la fase de ferrita se midió con un método de corte utilizando la micrografía. Para obtener la fracción en volumen de la fase de ferrita, la micrografía se procesó utilizando el software de procesamiento de imágenes disponible comercialmente (Paint Shop Pro Ver. 9, lanzado por Corel Corporation) y se binarizó en la fase de ferrita y la fase secundaria. La proporción de la fase de ferrita se midió y se definió como la fracción en volumen de la fase de ferrita.
La fase de martensita revenida, la fase de bainita revenida, la fase de bainita, la perlita, y la cementita que fueron la fase secundaria se clasificaron visualmente en la micrografía, y la fracción en volumen se calculó con el software de procesamiento de imágenes.
Debido a que fue difícil medir la fracción en volumen de cada una de la fase de bainita, la fase de martensita revenida, y la fase de bainita revenida con precisión, se calculó la fracción en volumen total.
Adicionalmente, la fracción en volumen de la fase de austenita retenida se midió a través de difracción de rayos X. La lámina de acero se esmeriló hasta una posición de 1/4 del espesor de lámina desde la superficie de la lámina de acero, y a continuación 0.1 mm adicional se pulió químicamente. Sobre esta superficie esmerilada y pulida, por medio de un difractómetro de rayos X que utiliza radiación de rayos X Ka de Mo, se midieron intensidades integradas para los planos (200), (220) y (311) del hierro fcc y los planos (200), (211) y (220) de hierro bcc, y la fracción en volumen de la austenita retenida se calculó a partir de las intensidades integradas. La microestructura mencionada anteriormente se restó del total (100%), y la fracción en volumen restante se tomó como la fracción en volumen de martensita. (2) Ensayo de tracción Una probeta para ensayo JIS No.5 que tenía una dirección longitudinal (dirección de tracción) en una dirección a 90 grados desde la dirección de laminación se recolectó de conformidad con JIS Z 2201 de cada lámina de acero delgada resultante y se sometió a un ensayo de tracción a una velocidad de tensión de 10 mm/min, y de conformidad con JIS Z 2241, se midieron las propiedades de tracción (tensión de rotura y elongación en el límite de fluencia). La Tabla 3 muestra los resultados de los ensayos.
Tabla 1 N> (Ji O Cn ? Ui Tabla 2 [? n N> O O en Continuación de Tabla 2 > t\ n o en o en Tabla 3 F: fase de ferrita; T: total de fase de martensita revenida, fase de bainita revenida, y fase de bainita; g: fase de austenita retenida, M: fase de martensita Estas láminas de acero delgadas se utilizaron como láminas de acero de material y se doblaron para producir miembros con la forma en sección transversal ilustrada en la FIG.2. A continuación se llevó a cabo un ensayo de aplastamiento axial. El método de ensayo fue el siguiente. (3) Ensayo de Aplastamiento Axial Un peso de 110 kgf a una velocidad correspondiente a 50 km/h se hizo chocar contra cada miembro en la dirección axial a fin de aplastar el miembro 160 m . Después de aplastarse, se identificó visualmente el estado de deformación del miembro, y se calculó la cantidad de energía absorbida hasta alcanzar una cantidad de aplastamiento predeterminada. En el presente ejemplo, láminas de acero delgadas que tenían una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más se utilizaron como las láminas de acero de material. Por otra parte, en el ejemplo comparativo, se utilizaron láminas de acero delgadas que tenían una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de menos de 2%. La Tabla 4 muestra los resultados de los ensayos.
Tabla 4 En todos los casos en el presente ejemplo, el miembro se aplastó de manera estable en la dirección axial y experimentó deformación por colapso en una forma de fuelle. Además, la energía absorbida en el momento de la colisión fue un valor alto de 7.5 kJ o más, lo cual significa que el miembro tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión. Por el contrario, para el ejemplo comparativo, el cual estaba fuera del intervalo de la presente invención, el miembro se fracturó cuando se aplastó axialmente y no experimentó deformación por colapso en una forma de fuelle. La energía absorbida en el momento de la colisión fue de menos de 7.5 kJ, lo cual significa que el miembro tiene un rendimiento de absorción de energía de colisión deficiente.
Ejemplo 2 Lo siguiente describe un ejemplo relacionado con la Modalidad 2 de la presente invención.
Cada acero fundido que tenía la composición química listada en la Tabla 5 se preparó mediante la fabricación de acero y colada en una placa (material de acero) con un espesor de 300 mm. Utilizando estas placas, láminas de acero delgadas (láminas laminadas en frío y recocidas) se obtuvieron a través de los procesos de laminación en caliente, laminación en frío y recocido. La Tabla 5 también enlista las propiedades de tracción de las láminas de acero delgadas resultantes.
Estas láminas de acero delgadas se utilizaron como láminas de acero de material y se doblaron para producir miembros con la forma en sección transversal ilustrada en la FIG. 2. Durante la producción de los miembros, la dirección de laminación de las láminas de acero delgadas se colocó para convertirse en la dirección axial de los miembros.
A continuación, los miembros resultantes se sometieron a tratamiento térmico bajo las condiciones listadas en la Tabla 6.
Un ensayo de aplastamiento axial se realizó a continuación en los miembros sometidos a tratamiento térmico. Una probeta para ensayo de tracción JIS No.5 se recolectó de la porción plana de cada miembro resultante de manera que la dirección axial estaba en la dirección de tracción, y un ensayo de tracción se llevó a cabo de conformidad con JIS Z 2241. También se observó la microestructura de cada miembro. El método de ensayo fue como sigue. (1) Ensayo de Aplastamiento Axial Un peso de 110 kgf a una velocidad correspondiente a 50 km/h se hizo chocar contra cada miembro en la dirección axial a fin de aplastar el miembro 160 m . Después de aplastarse, se identificó visualmente el estado de deformación del miembro, y se calculó la cantidad de energía absorbida hasta alcanzar una cantidad de aplastamiento predeterminada. (2) Ensayo de Tracción De la porción plana de cada miembro resultante, una probeta para ensayo JIS No.5 se recolectó de manera que la dirección de tracción estaba en la dirección axial, de conformidad con JIS Z 2201, y se sometió a un ensayo de tracción a una velocidad de tensión de 10 mm/min. De conformidad con JIS Z 2241, se midieron las propiedades de tracción (tensión de rotura y elongación en el límite de fluencia). (3) Observación de la Microestructura Una probeta para ensayo para la observación de la microestructura se recolectó de la porción plana de cada miembro resultante, y mediante el mismo método que en el Ejemplo 1, se identificó la microestructura y se calcularon la fracción en volumen y el tamaño de grano promedio.
La Tabla 7 muestra los resultados de la observación.
Tabla 5 Tabla 6 IV) N) Oí O _n O en Tabla 7 *F: fase de ferrita; T: total de fase de martensita revenida, fase de bainita revenida, y fase de bainita y: fase de austenita retenida, M: fase de martensita NJ l·- n 1 O n o Cn Continuación de Tabla 7 *F: fase de ferrita; T: total de fase de martensita revenida, fase de bainita revenida, y fase de bainita; g: fase de austenita retenida, M: fase de martensita Cada caso en el presente ejemplo tiene una alta resistencia, con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, y una elongación en el limite de fluencia de 2% o más, experimentó pandeo estable axialmente, y experimentó deformación por colapso en forma de fuelle. Además, la energía absorbida en el momento de la colisión fue un valor alto de 7.5 kJ o más, lo cual significa que el miembro tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión. Por el contrario, para el ejemplo comparativo, el cual estaba fuera del intervalo de la presente invención, el miembro se fracturó cuando se aplastó axialmente, y la energía absorbida en el momento de la colisión fue de menos de 7.5 kJ, lo cual significa que el miembro tiene un rendimiento de absorción de energía de colisión deficiente.
APLICACIÓN INDUSTRIAL La presente invención produce un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo que, incluso con una tensión de rotura TS de 980 MPa o más, tiene excelente rendimiento de absorción de energía de colisión axial mediante la absorción de energía de colisión a través de colapsar de manera estable en una forma de fuelle tras la colisión, produciendo de esta manera un efecto significativamente ventajoso en términos industriales. Adicionalmente, la utilización del miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la presente invención como el armazón delantero, el armazón posterior, o similares contribuye a la reducción del peso de la carrocería de un vehículo.

Claims (8)

REIVINDICACIONES
1. Un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo formado mediante la conformación de una lámina de acero delgada el miembro caracterizado porque por lo menos por lo menos uno de la lámina de acero delgada y el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más.
2. El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la lámina de acero delgada incluye una composición química que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales, la lámina de acero delgada tiene una microestructura que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferrita en 0% a 95%, por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 5% a 100%, y el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en un total de 0% a 5%, y la lámina de acero delgada tiene las propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el limite de fluencia Y-El de 2% o más.
3. El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene las propiedades de tracción de una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-El de 2% o más.
4. El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la reivindicación 3, caracterizado porque el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo se forma mediante la aplicación de tratamiento térmico en un intervalo de temperatura de 200 °C o superior e inferior a 700 °C después de la conformación.
5. El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con la reivindicación 3 o 4, caracterizado porque el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo incluye una composición química que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales.
6. El miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 3 a 5, caracterizado porque el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo tiene una microestructura que incluye, en fracción en volumen con respecto a la microestructura completa, una fase de ferrita en 0% a 80%, por lo menos una seleccionada de una fase de martensita revenida, una fase de bainita revenida, y una fase de bainita en un total de 20% a 100%, y el resto siendo por lo menos una seleccionada de una fase de martensita, una fase de austenita retenida, perlita, y cementita en un total de 0% a 5%.
7. Un método para la fabricación de un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo, el método caracterizado porque comprende: (a) fabricar una lámina de acero delgada que tiene una tensión de rotura TS de 980 MPa o más; (b) formar la lámina de acero delgada en una forma de un miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo; y (c) después de la etapa (b), aplicar tratamiento térmico al miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo manteniendo el miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo durante 50 s o más en un intervalo de temperatura de calentamiento de 200 °C o superior e inferior a 700 °C para establecer las propiedades de tracción del miembro de absorción de energía de colisión para un vehículo en una tensión de rotura TS de 980 MPa o más y una elongación en el límite de fluencia Y-E1 de 2% o más.
8. El método de conformidad con la reivindicación 7, caracterizado porque la lámina de acero delgada incluye una composición química que contiene, en % en masa: C: 0.05% a 0.30%; Si: 0.01% a 1.6%; Mn: 1.0% a 3.5%; P: 0.060% o menos; S: 0.0050% o menos; Al: 0.01% a 1.5%; N: 0.0060% o menos; y el resto siendo Fe e impurezas incidentales.
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