BR112013025015B1 - chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma - Google Patents

chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma Download PDF

Info

Publication number
BR112013025015B1
BR112013025015B1 BR112013025015-1A BR112013025015A BR112013025015B1 BR 112013025015 B1 BR112013025015 B1 BR 112013025015B1 BR 112013025015 A BR112013025015 A BR 112013025015A BR 112013025015 B1 BR112013025015 B1 BR 112013025015B1
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
steel
less
cooling
expression
temperature
Prior art date
Application number
BR112013025015-1A
Other languages
English (en)
Other versions
BR112013025015A2 (pt
Inventor
Takayuki Nozaki
Manabu Takahashi
Nobuhiro Fujita
Hiroshi Yoshida
Shinichiro Watanabe
Takeshi Yamamoto
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Publication of BR112013025015A2 publication Critical patent/BR112013025015A2/pt
Publication of BR112013025015B1 publication Critical patent/BR112013025015B1/pt

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma. a presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a 5 frio que inclui, % em massa, c: 0,02% a 0,4%, si: 0,001 % a 2,5%, mn: 0,001 % a 4,0%, e al: 0,001 % a 2,0%. a soma do teor de si e o teor de al é 1,0% a 4,5%. uma densidade média do polo de um grupo de orientação de {100}<011 > a {223}<110> é 1,0 a 6,5, e uma densidade do polo de uma orientação de cristal {332}<113> é 1,0 a 5,0. uma microestrutura inclui, por 1 o uma % de proporção de área, 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, e 2% a 30% de austenita retida. na microestrutura, por uma % de proporção de área, a martensita é limitada a 20% ou menos, pearlita é limitada a 10% ou menos, e martensita temperada é limitada a 60% ou menos.

Description

(54) Título: CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA (51) IntCI.: C22C 38/06; C22C 38/58; C21D 8/02; C21D 9/46.
(30) Prioridade Unionista: 28/03/2011 JP 2011/070725.
(73) Titular(es): N1PPON STEEL & SUMITOMO METAL CORPORATION.
(72) Inventor(es): TAKAYUKI NOZAKI; MANABU TAKAHASHI; NOBUHIRO FUJITA; HIROSHI YOSHIDA; SHINICHIRO WATANABE; TAKESHI YAMAMOTO.
(86) Pedido PCT: PCT JP2012058199 de 28/03/2012 (87) Publicação PCT: WO 2012/133563 de 04/10/2012 (85) Data do Início da Fase Nacional: 27/09/2013 (57) Resumo: CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA. A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a 5 frio que inclui, % em massa, C: 0,02% a 0,4%, Si: 0,001 % a 2,5%, Mn: 0,001 % a 4,0%, e Al: 0,001 % a 2,0%. A soma do teor de Si e o teor de Al é 1,0% a 4,5%. Uma densidade média do polo de um grupo de orientação de (100)011 > a {223}110> é 1,0 a 6,5, e uma densidade do polo de uma orientação de cristal {332}113> é 1,0 a 5,0. Uma microestrutura inclui, por 1 O uma % de proporção de área, 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, e 2% a 30% de austenita retida. Na microestrutura, por uma % de proporção de área, a martensita é limitada a 20% ou menos, pearlita é limitada a 10% ou menos, e martensita temperada é limitada a 60% ou menos.
1/71
Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA.
Campo técnico [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência que é excelente em ductilidade e expansibilidade de orifício, e um método de produção da mesma. Particularmente, a presente invenção refere-se a uma chapa de aço usando um fenômeno TRIP (Plasticidade Induzida por Transformação).
[002] A prioridade é reivindicada no Pedido de Patente Japonesa n° 2011-70725, depositado em 28 de março de 2011, o conteúdo do qual é incorporado aqui por referência.
Antecedentes da Técnica [003] O alto aumento da resistência mecânica de uma chapa de aço que é uma matéria-prima está em progresso de modo a realizar compatibilidade entre uma economia de peso de um corpo, componentes e similares de um veículo e segurança. Geralmente, quando a resistência da chapa de aço aumenta, a ductilidade diminui, e assim a plasticidade é prejudicada. Portanto, o equilíbrio de resistência e ductilidade é necessário a fim de usar a chapa de aço de alta resistência para os membros dos veículos. Para essa exigência, até aqui, foi sugerida uma chamada chapa de aço TRIP, em que a plasticidade induzida pela transformação de austenita retida é usada (por exemplo, refere-se ao Documento de Patente 1 e Documento de Patente 2).
[004] Entretanto, a chapa TRIP tem características em que a resistência e ductilidade são excelentes, mas geralmente, a deformabilidade local tal como expansibilidade do orifício é baixa. Além disso, de modo a progredir a economia de peso do corpo do veículo, é necessário aumentar o nível de resistência de uso da chapa de aço de alta resistência para além da técnica relacionada. Portanto, por exemplo, de
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 4/86
2/71 modo a usar a chapa de aço de alta resistência para componentes na parte menos da carroceria, é necessário melhorar a local deformabilidade tal como a expansibilidade do orifício.
Lista de Citação
Literatura de Patente [005] [Documento de Patente 1] Pedido de Patente Japonesa Não Examinado, Primeira Publicação n° S61-217529 [006] [Documento de Patente 2] Pedido de Patente Japonesa Não Examinado, Primeira Publicação No. H5-59429
Sumário da Invenção
Problema a ser Solucionado pela Invenção [007] Portanto, a presente invenção é um objeto para prover uma chapa de aço de alta resistência laminada a frio, em que a ductilidade e a expansibilidade do orifício também são melhoradas no aço TRIP, e um método de produção da mesma.
Meios para Solucionar os Problemas [008] Os presentes inventores descobriram que na chapa TRIP, uma chapa de aço laminada a frio, em que a densidade do polo de uma orientação de cristal predeterminada é controlada, tem excelente resistência, ductilidade, expansibilidade do orifício, e equilíbrio entre eles. Além disso, os presentes inventores tiveram sucesso na produção de uma chapa de aço que é excelente em resistência, ductilidade, e expansibilidade do orifício otimizando os componentes químicos e condições de produção do aço TRIP de modo a controlar uma microestrutura da chapa de aço. A essência da presente invenção é como segue.
[009] (1) De acordo com um aspecto da presente invenção, é provida uma chapa de aço laminada a frio que tem uma composição química incluindo, % em massa, de C: 0,02% a 0,4%, Si: 0,001% a 2,5%, Mn: 0,001% a 4,0%, Al: 0,001% a 2,0%, e P: limitado a 0,15%
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 5/86
3/71 ou menos, S: limitado a 0,03% ou menos, N: limitado a 0,01% ou menos, O: limitado a 0,01% ou menos, e o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis. Na composição química da chapa de aço, uma soma do teor de Si e o teor de Al é 1,0% a 4,5%. Em uma porção central da espessura da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 de uma espessura da chapa, uma densidade do polo média de um grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110>, que é uma densidade do polo expressa por uma média aritmética de densidades de polo das respectivas orientações de cristal {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110>, é 1,0 a 6,5, e uma densidade do polo de uma orientação de cristal {332}<113> é 1,0 a 5,0. Uma pluralidade de grãos está em uma microestrutura da chapa de aço. A microestrutura do aço inclui, por uma proporção de área, 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, e 2% a 30% de austenita retida, e na microestrutura, martensita é limitada a 20% ou menos, pearlita é limitada a 10% ou menos, e martensita temperada é limitada a 60% ou menos. rC que é um valor de Lankford em uma direção ortogonal a uma direção de laminação é 0,70 a 1,10, e r30 que é uma valor de Lankford em uma direção formando um ângulo de 30° com a direção de laminação é 0,70 a 1,10.
[0010] (2) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com (1), a composição química da chapa de aço pode ainda incluir, % em massa, uma ou mais selecionada do grupo consistindo em Ti: 0,001% a 0,2%, Nb: 0,005% a 0,2%, B: 0,0001% a 0,005%, Mg: 0,0001% a 0,01%, REM: 0,0001% a 0,1%, Ca: 0,0001% a 0,01%, Mo: 0,001% a 1,0%, Cr: 0,001% a 2,0%, V: 0,001% a 1,0%, W: 0,001% a 1,0%, Ni: 0,001% a 2,0%, Cu: 0,001% a 2,0%, Co: 0,0001% a 1,0%, Sn: 0,0001% a 0,2%, Zr: 0,0001% a 0,2%, e As: 0,0001% a 0,5%.
[0011] (3) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com (1) ou (2), um diâmetro médio de volume nos grãos pode ser de 2 gm a 15
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 6/86
4/71 μΓΠ.
[0012] (4) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (3), a densidade do polo média do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> pode ser 1,0 a 5,0, e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> pode ser 1,0 a 4,0.
[0013] (5) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (4), dentre a pluralidade de grãos, uma proporção de área dos grãos que excede 35 μίτι pode ser limitada a 10% ou menos.
[0014] (6) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (5), dentre a pluralidade de grãos, uma proporção de grãos, em que um valor obtido dividindo um comprimento de um grão na direção de laminação por um comprimento de um grão na direção da espessura da chapa é 3,0 ou menos, pode ser 50% a 100%.
[0015] (7) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (6), uma dureza Vickers da bainita pode ser 180 HV ou mais, e uma concentração média de C na residual austenita pode ser 0,9% ou mais.
[0016] (8) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (7), rL que é um valor de Lankford na direção de laminação pode ser de 0,70 a 1,10, e r60 que é um valor de Lankford na direção formando um ângulo de 60° com a direção de laminação podem ser de 0,70 a 1,10.
[0017] (9) Na chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (1) a (8), uma camada galvanizada por imersão a quente ou uma camada recozida após a galvanização (galvannealed) pode ser provida em uma superfície da chapa de aço.
[0018] (10) De acordo com outro aspecto da presente invenção, é provido um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio. O método inclui: um primeiro processo de laminação a quente a realizar uma laminação a quente com respeito ao aço, de modo a ajustar
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 7/86
5/71 um tamanho médio de grão de austenita do aço para 200 μίτι ou menos, sob uma condição de modo que uma passagem seja realizada com uma proporção de redução de laminação de 40% ou mais pelo menos uma vez, em uma faixa de temperatura de 1.000°C a 1.200°C, e a composição química do aço inclui, % em massa, C: 0,02% a 0,4%, Si: 0,001% a 2,5%, Mn: 0,001% a 4,0%, Al: 0,001% a 2,0%, e P: limitado a 0,15% ou menos, S: limitado a 0,03% ou menos, N: limitado a 0,01% ou menos, O: 0,01% ou menos, e o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis, e em que uma soma do teor de Si e o teor de Al pode ser 1,0% a 4,5%; um segundo processo de laminação a quente de realização de uma laminação a quente com respeito ao aço, sob a condição de modo que uma grande redução de laminação passe com uma proporção de redução de laminação de 30% ou mais em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C quando a temperatura calculada pela Expressão 1 a seguir é ajustada para T1°C, uma proporção de redução de laminação acumulativa na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C é 50% ou mais, uma proporção de redução de laminação acumulativa em uma faixa de temperatura, que é maior que ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C, é limitada a 30% ou menos quando Ar3°C é calculado pela Expressão 4 a seguir, e uma temperatura de terminação de laminação é maior que ou igual a do Ar3°C, que é calculada pela Expressão 4 a seguir; um primeiro processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço, de tal maneira que um tempo de espera t segundo, que é ajustado como um tempo a partir de uma conclusão de uma passagem final dentre a grande redução de laminação passa a uma início de resfriamento, satisfaz a Expressão 2 a seguir; um processo de enrolamento a realizar um enrolamento com respeito ao aço em uma faixa de temperatura de 650°C ou menos; um processo de decapagem de uma decapagem com respeito ao aço; um processo de laminação a frio a realizar uma
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 8/86
6/71 laminação a frio com respeito à chapa em uma proporção de redução de laminação de 30% a 90%; um processo de aquecimento em duas etapas a realizar o aquecimento em duas etapas com respeito ao aço, em que uma taxa de aquecimento médio HR1 em uma faixa de temperatura a partir da temperatura ambiente a 650°C é 0,3°C/s ou mais, e uma taxa de aquecimento médio HR2 em uma faixa de temperatura a partir de maior que 650°C a Aci°C, quando Aci°C é calculado pela Expressão 5 a seguir, é 0,5 x HR1 ou menos, unidade é °C/s; um processo de retenção a realizar uma retenção com respeito ao aço dentro de uma faixa de temperatura de Aci°C a 900°C por 1 segundo a 300 segundos; um processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço até uma faixa de temperatura de 580°C a 780°C, em uma taxa de resfriamento médio de 1°C/s a 20°C/s; um processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço para uma temperatura Toa, que está dentro de uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C, e uma taxa de resfriamento médio de 5°C/s a 200°C/s; e um processo de retenção a realizar uma retenção com respeito ao aço de modo a obter uma chapa de aço, o aço é retido dentro da faixa de temperatura de 350°C a 500°C por um tempo de íoa segundos ou mais, que é calculado pela Expressão 6 a seguir, a 1.000 segundos ou menos, ou a chapa de aço é ainda resfriada a uma temperatura de 350°C ou menos, quando o aço é reaquecido à faixa de temperatura de 350°C a 500°C, e a chapa é retida dentro da faixa de temperatura de 350°C a 500°C para o tempo de íoa segundos ou mais, que é calculado pela Expressão 6 a seguir, a 1.000 segundos ou menos.
T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn]... (Expressão 1) [0019] aqui, [C], [N], e [Mn] representam porcentagens em massa do teor de C, do teor de N, e do teor de Mn no aço, respectivamente, t < 2,5 x t1 ... (Expressão 2) [0020] aqui, t1 é expresso pela Expressão 3 a seguir,
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 9/86
7/71 t1 =0,001 x ((Tf-T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf-T1) x P1/100) + 3,1 ... (Expressão 3) [0021] aqui, Tf representa uma temperatura em Celsius do aço no momento da conclusão da passagem final, e P1 representa uma porcentagem da proporção de redução de laminação durante a passagem final,
Ar3 = 879,4 - 516,1 x [c] - 65,7 x [Mn] + 38,0 x [Si] + 274,7 x [P]... (Expressão 4)
Aci = 723 - 10,7 x [Mn] - 16,9 x [Ni] + 29,1 x [Si] + 16,9 x [Cr] + 290 x [As] + 6,38 x [W]... (Expressão 5) [Expressão Matemática 1]
OA ... (Expressão 6) [0022] (11) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com (10), o método de produção pode ter, em que a composição química do aço pode ainda incluir, % em massa, uma ou mais selecionada do grupo consistindo em Ti: 0,001% a 0,2%, Nb: 0,005% a 0,2%, B: 0,0001% a 0,005%, Mg: 0,0001% a 0,01%, REM: 0,0001% a 0,1%, Ca: 0,0001% a 0,01%, Mo: 0,001% a 1,0%, Cr: 0,001% a 2,0%, V: 0,001% a 1,0%, W: 0,001% a 1,0%, Ni: 0,001% a 2,0%, Cu: 0,001% a 2,0%, Co: 0,0001% a 1,0%, Sn: 0,0001% a 0,2%, Zr: 0,0001% a 0,2%, e As: 0,0001% a 0,5%, e uma temperatura calculada pela Expressão 7 a seguir no lugar da temperatura calculada ela Expressão 1 pode ser ajustada como T1°C.
T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x[Mo] + 100 χ [V]... (Expressão 7) [0023] aqui, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo], e [V] representam porcentagens em massa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V no aço, respectivamente, [0024] (12) No método de produção de uma chapa de aço lamina
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 10/86
8/71 da a frio de acordo com (10) ou (11), o tempo de espera t segundo pode satisfazer a Expressão 8 a seguir usando t1.
< t < t1 ... (Expressão 8) [0025] (13) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com (10) ou (11), o tempo de espera t segundo pode satisfazer a Expressão 9 a seguir usando t1.
t1 < t < 2,5 x t1 ... (Expressão 9) [0026] (14) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (13), no primeiro resfriamento, uma variação na temperatura de resfriamento que é uma diferença entre uma temperatura do aço no momento do início do resfriamento e uma temperatura do aço no momento do término do resfriamento pode ser de 40°C a 140°C, e a temperatura da chapa no momento do término do resfriamento pode ser T1 + 100°C ou menos.
[0027] (15) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (14), a primeira laminação a quente pode incluir uma passagem que tem uma proporção de redução de laminação de 40% ou mais pelo menos uma ou mais vezes, e um tamanho médio de grão de austenita do aço pode ser de 100 μίτι ou menos.
[0028] (16) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (15), o segundo resfriamento pode ser iniciado dentro de 10 segundos após passagem através de um suporte de laminação final e após terminação do primeiro resfriamento.
[0029] (17) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (16), na segunda laminação a quente, uma elevação da temperatura do aço entre as respectivas passagens na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C pode ser ajustada para 18°C ou menos.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 11/86
9/71 [0030] (18) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (17), o primeiro resfriamento pode ser realizado entre os suportes de laminação.
[0031] (19) No método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de acordo com qualquer um de (10) a (18), uma camada galvanizada por imersão a quente ou uma camada recozida após a galvanização pode ser formada em uma superfície da chapa de aço. Vantagem da Invenção [0032] De acordo com os aspectos da presente invenção, é possível prover uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em ductilidade e expansibilidade do orifício, e um método de produção. Quando a chapa de aço é usada, particularmente, a economia de peso dos veículos e a segurança na colisão dos veículos podem ser compatíveis entre si, e assim uma contribuição industrial é muito significativa. Breve Descrição dos Desenhos [0033] A figura 1 é um diagrama ilustrando uma relação entre uma densidade média de polo D1 de um grupo de orientação a partir de {100}<011> a {223}<110> e limite de resistência TS x proporção de expansão do orifício λ.
[0034] A figura 2 é um diagrama ilustrando uma relação entre uma densidade média de polo D1 de um grupo de orientação a partir de {100}<011> a {223}<110> e limite de resistência TS x alongamento EL. [0035] A figura 3 é um diagrama ilustrando uma relação entre uma densidade de polo D2 de uma orientação {332}<113> e limite de resistência TS x proporção de expansão de orifício λ.
[0036] A figura 4 é um diagrama ilustrando uma relação entre um densidade de polo D2 de uma orientação {332}<113> e limite de resistência TS x alongamento EL.
[0037] A figura 5 é um diagrama ilustrando uma relação entre um número de vezes de laminação de 40% ou mais em laminação de es
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 12/86
10/71 boço e um tamanho médio de grão de austenita depois da laminação de esboço.
[0038] A figura 6 é um diagrama ilustrando uma relação entre limite de resistência TS e expansividade do orifício λ em exemplos e exemplos comparativos.
[0039] A figura 7 é um diagrama ilustrando uma relação entre limite de resistência TS e alongamento EL em exemplos e exemplos comparativos.
[0040] A figura 8 é um fluxograma ilustrando o esboço (a primeira metade) de um método de produção de uma chapa de aço lamina a frio relacionada a uma modalidade da presente invenção.
[0041] A figura 9 é um fluxograma ilustrando o esboço (a última metade) de um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio relacionada a uma modalidade da presente invenção.
Descrição das Modalidades [0042] Na chapa de aço TRIP que é uma das tecnologias para aumentar a ductilidade, durante um processo de recozimento, desde que C em austenita seja concentrado, e desse modo uma quantidade de austenita retida ou o teor de C na austenita retida aumente. Dessa maneira, a limite de resistência é melhorada.
[0043] Os presentes inventores descobriram que na chapa de aço TRIP, otimizando os componentes de aço ou uma microestrutura durante a produção, por começar um resfriamento que é iniciado a partir de uma faixa de temperatura de uma região de duas fases de ferrita e austenita ou uma região de fase única de austenita, controlando um resfriamento (resfriamento de duas etapas) em uma faixa de temperatura predeterminada, e retendo a chapa de aço nessa faixa de temperatura, uma chapa de aço em que o equilíbrio entre resistência, ductilidade, e expansibilidade de orifício é excelente pode ser obtido.
[0044] Daqui em diante, uma chapa de aço laminada a frio relacio
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 13/86
11/71 nada a uma modalidade da presente invenção será descrita em detalhe.
[0045] Primeiro, uma densidade de polo de uma orientação de cristal de uma chapa de aço laminada a frio será descrita.
[0046] Densidade de Polo (D1 e D2) de Orientação de Cristal:
[0047] Na chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade, como densidades de polo de dois tipos de orientações de cristal, com respeito a um corte transverso de espessamento de chapa, que é paralelo a um direção de laminação, em uma porção central do espessamento da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 de espessamento da chapa (isto é uma faixa distante de uma superfície da chapa de aço por uma distância de 5/8 a 3/8 de espessura da chapa em uma direção de espessamento da filha (direção de profundidade) da chapa de aço), uma densidade média de polo D1 de um grupo de orientação a partir de {100}<011> a {223}<110> (daqui em diante, pode ser abreviada como uma densidade média de polo), e uma densidade de polo D2 de uma orientação de cristal {332}<113> são controladas.
[0048] Na modalidade, a densidade média de polo é uma característica (um grau de integração de orientação, um grau de desenvolvimento de uma textura) de uma textura particularmente importante (a orientação de cristal de um grão em uma microestrutura). Além disso, a densidade média de polo é uma densidade de polo expressa por uma média aritmética de densidades de polo da respectiva orientação de cristais {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110>.
[0049] Nas figuras 1 e 2, com respeito a um corte transverso em uma porção central de espessura da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 de uma espessura de chapa, a difração de raios X é realizada para obter proporção de intensidade de intensidades de difração de raios X das respectivas orientações para uma amostra aleatória, e a
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 14/86
12/71 densidade média de polo de um grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> pode ser obtida a partir das respectivas proporções de intensidade.
[0050] Como mostrado nas figuras 1 e 2, quando a densidade média de polo do grupo de orientação a partir de {100}<011> a {223}<110> é 6,5 ou menos, uma chapa de aço pode satisfazer propriedades (índices TS χ λ e TS x EL a ser descritas mais tarde) que se tornaram recentemente requeridas para processamento de componentes de carroceria. Isto é, como as propriedades, limite de resistência TS, proporção de expansão do orifício λ, e alongamento EL podem satisfazer TS χ λ > 30,000 (consulte a figura 1), e TS x EL > 14,000 (consulte a FIGURA 2). Em um caso de aumento adicional dos índices de TS χ λ e TS χ EL, é preferível que a densidade média de polo seja 4,0 ou menos, mais preferivelmente 3,5 ou menos, e ainda mais preferivelmente 3,0 ou menos.
[0051] Além disso, quando a densidade média de polo excede 6,5, anisotropia em propriedades mecânicas de uma chapa de aço aumenta significativamente. Como resultado, a expansividade do orifício em uma direção específica é melhorada, mas a expansibilidade do orifício em outras direções, diferentes da direção específica, deteriora significativamente. Desta maneira, neste caso, com relação às propriedades que são necessárias para processamento dos componentes de carroceria, a chapa de aço não satisfaz TS χ λ > 30,000 e TS x EL > 14,000.
[0052] Por outro lado, quando a densidade média de polo é menos do que 1,0, existe uma preocupação que deteriore a expansividade do orifício. Desta maneira, é preferível que a densidade média de polo seja 1,0 ou mais.
[0053] Além do mais, pela mesma razão, a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> na porção central da espessura da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa é es
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 15/86
13/71 tabelecida para 5,0 ou menos. Similarmente as figuras 1 e 2, as figuras 3 e 4 mostram uma relação entre a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> que é obtida pela difração de raios X e os respectivos índices (TS χ λ e TS x EL). Como mostrado nas figuras 3 e 4, a densidade do polo pode ser estabelecida para 5,0 ou menos de maneira a suficientemente segurar os respectivos índices. Isto é, quando a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> é 5,0 ou menos, com relação às propriedades que se tornaram recentemente requeridas para processamento de componentes de carroceria, a chapa de aço pode satisfazer TS χ λ > 30.000 e TS x EL > 14.000. Em um caso de ainda aumentar os índices TS χ λ e TS x EL, é preferível que a densidade do polo seja 4,0 ou menos, e mais preferivelmente 3,0 ou menos. Além disso, quando a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> excede 5,0, anisotropia em propriedades mecânicas de uma chapa de aço aumentam significativamente. Como resultado, a expansividade do orifício em uma direção específica é melhorada, mas a expansividade do orifício em outras direções diferentes da direção específica deteriora significativamente. Desta maneira, neste caso, com relação às propriedades que são necessárias para processamento dos componentes de carroceria, a chapa de aço não satisfaz TS χ λ > 30.000 e TS x EL > 14.000.
[0054] Por outro lado, quando a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> é menos do que 1,0, existe uma preocupação de que deteriore a expansividade do orifício. Desta maneira, é preferível que a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> seja 1,0 ou mais.
[0055] A razão pela qual a densidade do polo da orientação de cristal descrita acima é importante para as propriedades de retenção da forma durante o processo de alongamento e expansão do orifício não é necessariamente clara, mas supõe-se que a razão tem uma re
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 16/86
14/71 lação com o movimento de deslizamento de um cristal durante um processo de expandir o orifício.
[0056] A densidade do polo tem o mesmo significado que uma proporção da intensidade aleatória de raios X. A proporção da intensidade aleatória de raios X é um valor numérico obtido dividindo a intensidade de difração de um material de amostra pela intensidade de difração de uma amostra padrão não tendo integração em uma orientação específica. A intensidade de difração (raios X ou elétron) da amostra padrão, e a intensidade de difração do material de amostra podem ser obtidos pela medição usando um método de difração de raios X e similares sob as mesmas condições. A densidade do polo pode ser capaz de ser medida usando difração de raios X, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), ou canalizando elétron. Por exemplo, a densidade de polo do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> pode ser obtida como a seguir. As densidades de polo da respectiva orientação de cristais {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110> são obtidas a partir de uma textura tridimensional (ODF) calculada por um método de expansão em série usando uma pluralidade de figuras de polo entre as figuras de polo {110}, {100}, {211}, e {310} medidas pelos métodos, e essas densidades de polo são aritmeticamente medidas para obter a densidade do polo do grupo de orientação de {100}<011 > a {223}< 110>.
[0057] Com relação à amostra que é provida para a difração de raios X, a EBSD, e a canalização de elétron, a espessura da chapa de aço podem ser reduzidas por polimento mecânico ou similar para uma espessura de chapa predeterminada, subsequentemente, ao mesmo tempo para poder remover uma cepa por polimento químico, polimento eletrolítico, ou similares, a amostra pode ser ajustada em ordem para uma superfície apropriada incluindo uma faixa de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa para ser um superfície de medição, e a densidade do
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 17/86
15/71 polo pode ser medida de acordo com os métodos descritos acima. Com relação à uma direção de largura da chapa, é preferível que a amostra seja coletada nos arredores em 1/4 ou 3/4 da posição de espessura da chapa (uma posição distante de uma superfície final da chapa de aço por uma distância que é 1/4 da largura de uma chapa da chapa de aço).
[0058] Com relação não só à porção central da espessura da chapa, mas também a muitas posições de espessura da chapa quanto possível, quando a chapa de aço satisfaz a densidade do polo descrita acima, a expansividade do orifício é ainda melhorada.
[0059] Entretanto, a integração da porção central da orientação da espessura de chapa descrita acima tem a maior influência para a anisotropia da chapa de aço, e desse modo a qualidade do material da porção central de espessura da chapa é geralmente representar propriedades materiais da totalidade da chapa de aço. Dessa maneira, a densidade média de polo do grupo de orientação a partir de {100}<011> a {223}<110> e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> na faixa de 5/8 a 3/8 da porção central de espessura da chapa são especificadas.
[0060] Aqui, {hkl}<uvw> representa aquilo quando a amostra é coletada pelo método descrito acima, uma direção normal de uma superfície de chapa é paralela a <hkl>, e uma direção laminando é paralela com <uvw>. Além disso, com relação à uma orientação de cristal, uma orientação que é ortogonal à superfície da chapa é comumente expressa por (hkl) ou {hkl}, e uma orientação que é paralela à direção de laminação é expressa por [uvw] ou <uvw>. {hkl}<uvw> coletivamente representa planos equivalentes, e (hkl)[uvw] representa planos de cristal individuais. Isto é, na modalidade, uma vez que uma estrutura cúbica de corpo centrado (estrutura bcc) é um alvo, por exemplo, planos respectivos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), e (-1
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 18/86
16/71
1-1) são equivalentes, e desse modo não são distinguíveis. Nesse caso, essas orientações são coletivamente chamadas de plano {111}. A expressão ODF é também usada para expressão de orientação de outras estruturas de cristal tendo uma propriedade simétrica baixa, e desse modo a expressão ODF, uma orientação individual é geralmente expressa por (hkl)[uvwj. Entretanto, na modalidade, {hkl}<uvw> e (hkl)[uvw] tem o mesmo significado.
[0061] Em seguida, um valor de r (valor de Lankford) da chapa de aço será descrito. Nesta modalidade, de maneira a ainda melhorar a deformabilidade local, valores r nas respectivas direções (rL que é um valor de r em uma direção de laminação a ser descrita mais tarde, r30 que é um valor de r em uma direção formando um ângulo de 30° com a direção de laminação, r60 que é um valor de r em uma direção formando um ângulo de 60° com a direção de laminação, e rC que é um valor de r em uma direção ortogonal para a direção de laminação) pode ser estabelecido dentro de uma faixa predeterminada. Esses valores de r são importantes na modalidade. Como resultado da investigação intensiva pelos presentes inventores, foi provado que quando as densidades de polo respectivas descritas acima são apropriadamente controladas, e esses valores de r são apropriadamente controlados, expansividade de orifício excelente adicional pode ser obtida.
[0062] Valor de r (rC) na Direção Ortogonal para a Direção de Laminação:
[0063] isto é, como um resultado da investigação intensiva pelos presentes inventores, eles descobriram que quando as respectivas densidades de polo, que estão descritas acima, são estabelecidas dentro da faixa descrita acima, naquele tempo, a rC é estabelecido para 0,70 ou mais, boa expansibilidade de orifício pode ser obtida. Dessa maneira, rC é estabelecido para 0,70 ou mais.
[0064] O limite superior de rC pode ser 1,10 ou menos para obter
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 19/86
17/71 expansibilidade de orifício excelente adicional.
[0065] O valor de r (r30) no Ângulo de Formação de Direção de 30° com Direção de Laminação:
[0066] Como resultado da investigação intensiva pelos presentes inventores, eles descobriram que quando as respectivas densidades de polo, que estão descritas acima, são estabelecidas dentro das faixas descritas acima, e r30 é estabelecido para 1,10 ou menos, boa expansibilidade de orifício pode ser obtida. Dessa maneira, r30 é estabelecido 1,10 ou menos.
[0067] O limite mais baixo de r30 pode ser 0,70 ou mais para obter expansibilidade de orifício excelente adicional.
[0068] O valor de r (rL) na Direção de Laminação, e o valor de r (r60) no Ângulo de Formação de Direção de 60° com Direção de Laminação:
[0069] Além do mais, como resultado da investigação intensiva pelos presentes inventores, eles descobriram que quando as respectivas densidades de polo, que estão descritos acima, rC, e r30 são estabelecidas dentro das faixas descritas acima, ao mesmo tempo, e rL e r60 satisfazem rL > 0,70 e r60 < 1,10, respectivamente, excelente TS x λ adicional é capaz de ser obtido. Dessa maneira, rL pode ser 0,70 ou mais, e r60 pode ser 1,10 ou menos.
[0070] Com relação ao limite superior de rL e o limite inferior de r60, que estão descritos acima, rL pode ser 1,10 ou menos, e r60 pode ser 0,70 ou mais de maneira a obter expansibilidade de orifício excelente adicional.
[0071] Cada valor de r descrito acima é avaliado por um teste tênsil usando um espécime de teste tênsil de JIS No. 5. Em consideração de uma chapa de aço de resistência alta comum, o valor de r pode ser avaliado dentro uma faixa em que a cepa tênsil está dentro de uma range de 5% a 15% e dentro de um faixa que corresponde ao alongaPetição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 20/86
18/71 mento uniforme.
[0072] Entretanto, geralmente, sabe-se que a textura e o valor de r têm uma correlação um com o outro, mas na chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade, como já mencionado, a limitação para a densidade do polo da orientação de cristal e a limitação para o valor de r são diferentes uma da outra. Desta maneira, quando ambas as limitações são satisfeitas concorrentemente, deformabilidade local ainda excelente pode ser obtida.
[0073] Em seguida, uma microestrutura da chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade será descrita.
[0074] Uma microestrutura básica da chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade inclui ferrita, bainita, e austenita retida. Na modalidade, em adição aos componentes básicos da microestrutura (no lugar de uma parte de ferrita, bainita, e austenita retida), um ou mais tipos entre pearlita, martensita, e martensita temperada podem ser ainda incluídos na microestrutura como um componente seletivo da microestrutura quando necessário ou de uma maneira inevitável. Além disso, na modalidade, uma microestrutura individual é avaliada por uma proporção de área.
[0075] Concentrado C de ferrita e bainita na austenita retida, e desse modo ferrita e bainita são necessárias para melhoramento do alongamento pelo efeito de TRIP. Além do mais, ferrita e bainita também contribuem para o melhoramento da expansibilidade do orifício. A fração de ferrita e a fração de bainita podem ser deixadas para variar dependendo de um nível de resistência que é um objetivo do desenvolvimento, mas quando ferrita é estabelecida para 5% a 80% e bainita é estabelecida para 5% a 80%, ductilidade excelente e expansibilidade de orifício excelente podem ser obtidas. Dessa maneira, ferrita é estabelecida para 5% a 80%, e bainita é estabelecida para 5% a 80%.
[0076] A austenita retida é uma estrutura que aumenta a ductilida
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 21/86
19/71 de, particularmente, o alongamento uniforme pela plasticidade de transformação induzida, e é necessário para a austenita retida ser 2% ou mais em termos de uma proporção de área. Além disso, a austenita retida é transformada em martensita por processamento, e também contribui para o melhoramento da resistência. Quanto mais alta é a proporção da área da austenita retida, mais preferível ela é. Entretanto, é necessário aumentar o teor de C e Si de maneira a garantir austenita retida excedendo 30% em termos de uma proporção de área, e neste caso, soldabilidade ou qualidades de superfície deterioram. Desta maneira, o limite superior de proporção da área da austenita retida é estabelecido para 30% ou menos. Além disso, no caso em que é necessário ainda aumentar o alongamento uniforme, é preferível que a austenita retida seja 3% ou mais, mais preferivelmente 5% ou mais, e ainda mais preferivelmente 8% ou mais.
[0077] Quando martensita é gerada para certo grau durante ao resfriamento antes do início da transformação bainítica, um efeito de promoção da transformação bainítica ou um efeito de estabilizar austenita retida pode ser obtido. A martensita é temperada por reaquecimento, e desse modo a martensita temperada pode ser incluída na microestrutura quando necessário. Entretanto, quando a martensita temperada excede 60% em termos de proporção de área, a ductilidade diminui, e desse modo a martensita temperada é limitada para 60% ou menos em termos de proporção de área.
[0078] Além disso, a microestrutura pode incluir pearlita dentro de uma faixa de 10% ou menos e martensita dentro de uma faixa de 20% ou menos quando necessário, respectivamente. Quando a quantidade de pearlita e a quantidade de martensita aumentam, viabilidade ou deformabilidade local da chapa de aço diminui, ou uma taxa de utilização de C que gera uma austenita retida, diminui. Desta maneira, na microestrutura, pearlita é limitada a 10% ou menos, e martensita é limitaPetição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 22/86
20/71 da a 20% ou menos.
[0079] Aqui, a proporção da área de austenita pode ser determinada a partir da intensidade de difração que pode ser obtida realizando a difração de raios X com relação a um plano, que é paralelo à superfície da chapa, nos arredores de 1/4 de posição de espessura de chapa.
[0080] Além disso, a proporção da área de ferrita, pearlita, bainita, e martensita pode ser determinada a partir de uma imagem que pode ser obtida observando dentro de uma faixa de 1/8 a 3/8 de espessura da chapa (isto é, uma faixa de espessura da chapa em que 1/4 da posição de espessura da chapa se torna o centro) usando um FE-SEM (Microscópio Eletrônico de Varredura por Emissão de Campo). Na observação de FE-SEM, uma amostra é coletada de tal maneira que um corte transverso da espessura da chapa paralelo à direção de laminação da chapa de aço se torna uma superfície de observação, e o polimento de uma causticação Nital são realizados com relação à superfície de observação.
[0081] Além disso, com relação à direção da espessura da chapa, nos arredores da superfície da chapa de aço e nos arredores do centro da chapa de aço, a microestrutura (componentes) da chapa de aço pode ser largamente diferente de outras porções devido à descarburação e precipitação de Mn. Desta maneira, na modalidade, a observação da microestrutura é realizada em 1/4 da posição de espessura da chapa, que é a referência.
[0082] Além do mais, em um caso de ainda melhorar o alongamento, o tamanho do grão na microestrutura, particularmente, um diâmetro médio do volume pode se tornar fino. Além do mais, fazendo o refinamento do diâmetro médio do volume, propriedades de fadiga (proporção do limite de fadiga) que são necessárias para folhas de aço para veículos são melhoradas.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 23/86
21/71 [0083] O número de grãos grosseiros tem uma influência maior no alongamento em comparação aos grãos finos, e desse modo o alongamento tem uma correlação próxima com um diâmetro médio do volume calculado como um volume médio pesado em comparação a um diâmetro de número médio. Desta maneira, No caso de obter o efeito acima descrito, o diâmetro médio de volume pode ser de 2 μίτι a 15 μίτι, e mais preferivelmente de 2 μίτι a 9,5 μίτι.
[0084] Além disso, quando o diâmetro médio do volume diminui, a concentração de cepa local que ocorrer em uma ordem de micrômetro é suprimida, e desse modo a cepa durante a deformação local pode ser dispersa. Dessa maneira, é considerado que o alongamento, particularmente, alongamento uniforme é melhorado. Além disso, quando o diâmetro médio do volume diminui, uma fronteira de grãos, que está servindo como uma barreira de movimento de deslocamento pode ser apropriadamente controlada. Além disso, a fronteira de grãos atua sobre deformação plástica repetitiva (fenômeno de fadiga) que ocorre devido ao movimento de deslocamento, e desse modo as propriedades de fadiga são melhoradas.
[0085] Além disso, o diâmetro de um grão individual (unidade de grão) pode ser determinado como a seguir.
[0086] Pearlita é especificada pela observação da estrutura usando um microscópio óptico. Além disso, as unidades de grãos de ferrita, austenita, bainita, martensita, e martensita temperada são especificadas por EBSD. Quando uma estrutura de cristal de uma região que é determinada pela EBSD é uma estrutura cúbica de face centrada (estrutura de fcc), essa região é determinada como austenita. Além disso, quando uma estrutura de cristal de uma região que é determinada pela EBSD é uma estrutura cúbica de corpo centrado (estrutura de bcc), esta região é determinada como qualquer uma de ferrita, bainita, martensita, e martensita temperada. Ferrita, bainita, martensita, e marten
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 24/86
22/71 sita temperada podem ser distinguidas usando um método KAM (Misorientação da Média de Kernel) que é equipado para EBSP-OIM (marca comercial registrada, Electron Back Scatter Diffraction PatternOrientation Image Microscopy). No método de KAM, uma diferença em orientação entre os respectivos pixels é calculada em uma primeira aproximação (total de sete pixels) em que um pixel hexagonal regular arbitrário (pixel central) entre dados de medição, seis pixels que são adjacentes ao pixel são usados, em uma segunda aproximação (total 19 pixels) em que 12 pixels posicionados ainda fora dos seis pixels são também usados, ou uma terceira aproximação (total 37 pixels) em que 18 pixels posicionados ainda fora dos 12 pixels são também usados. Depois, um valor médio que é obtido é determinado como um valor do pixel central, e essa operação é realizada com relação à totalidade de pixels. Quando o cálculo de acordo com o método KAM é realizado sem exceder um limite de grãos, um mapa, que está expressando uma variação de orientação intragranular, pode ser criado. Esse mapa mostra uma distribuição de cepas com base na variação da orientação intragranular local.
[0087] Na modalidade, a diferença de orientação entre pixels adjacentes é calculada pela terceira aproximação no EBSP-OIM (marca comercial registrada). O tamanho do grão de ferrita, bainita, martensita, e austenita pode ser obtido como a seguir. Por exemplo, a medição de orientação descrita acima é realizada em uma etapa de medição de 0,5 μΐιι abaixo com uma ampliação de 1.500 vezes, uma posição em que a diferença de orientação entre pontos de medição, que são adjacentes uns aos outros, excede 15° é determinada como uma fronteira de grãos (essa fronteira de grãos pode não ser uma fronteira de grãos geral), e um diâmetro de círculo equivalente é calculado para obter o tamanho do grão. Em um caso em que pearlita está incluída na microestrutura, com relação a uma imagem obtida por microscópio óptico, o
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 25/86
23/71 tamanho do grão de pearlita pode ser calculado aplicando um método de processamento de imagem tal como processamento de binarização e um método interceptor.
[0088] No grão (unidade de grão) definido como descrito acima, no caso em que um raio de círculo equivalente (um valor médio do diâmetro de círculo equivalente) é estabelecido para r, o volume de um grão individual pode ser obtido por 4χπχΓ3/3, e um diâmetro médio do volume pode ser obtido por uma média pesada do volume.
[0089] Além disso, uma fração de grão grosseiro a ser descrita abaixo pode ser obtida dividindo a proporção da área do grão grosseiro, que é obtida pelo método, por uma área de um objeto a ser medido.
[0090] Além do mais, uma fração de grão equiaxial a ser descrita abaixo pode ser obtida dividindo a proporção da área do grão equiaxial, que é obtida pelo método, por uma área de um objeto a ser medido. [0091] Além do mais, no caso de ainda melhorar a expansibilidade do orifício, com relação ao total de componentes da microestrutura, uma proporção de uma área (fração de grão grosseiro) ocupada por um grão (grão grosseiro) tendo um tamanho de grão, que excede 35 μΐη pó uma área unitária pode ser limitada a 10% ou menos. Quando um grão tendo um tamanho de grão grande aumenta, a limite de resistência diminui, e desse modo a deformabilidade local também diminui. Desta maneira, é preferível fazer os grãos tão finos quanto possível. Além do mais, quando todos os grãos são uniformemente e equivalentemente recebidos uma cepa, a expansibilidade de orifício é melhorada. Dessa maneira, a cepa local do grão pode ser suprimida limitando a quantidade de grãos grosseiros.
[0092] Os presentes inventores continuaram uma investigação para deformabilidade local maior. Como resultado, eles descobriram o fato a seguir. No caso em que as respectivas densidades de polo, que
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 26/86
24/71 estão descritos acima, (e valores de r) satisfazem as condições descritas acima, e quando propriedades equiaxiais dos grãos são excelentes, dependência direcional de um processo de expansão de orifício é pequeno, e deformabilidade local é ainda melhorada. Desta maneira, no caso de ainda melhorar a deformabilidade local, a fração de grão equiaxial, que é um índice indicando as propriedades equiaxiais, pode ser estabelecida de 50% a 100%. Quando a fração de grão equiaxial é 50% ou mais, a deformabilidade em uma direção L, que é uma direção de laminação, e deformabilidade em uma direção C, que é ortogonal à direção de laminação, se torna relativamente uniforme, e desse modo a deformabilidade local é melhorada. Além disso, a fração de grão equiaxial representa uma proporção de um grão (grão equiaxial), que tem excelentes propriedades equiaxiais, entre grãos (por exemplo, total de grãos) na microestrutura da chapa de aço, em que uma valor (dL/dt) obtido dividindo o comprimento dL do grão na direção de laminação pelo comprimento dt do grão na direção de espessura da chapa é 3,0 ou menos.
[0093] A dureza Vickers de bainita tem uma influência na limite de resistência. Junto com o progresso da transformação bainitica, a austenita retida estabiliza e a austenita retida contribui para o melhoramento do alongamento. Além do mais, quando a dureza de bainita é 180 HV ou mais, a limite de resistência e a expansibilidade do orifício podem ser ainda melhoradas. De maneira a obter um bom equilíbrio entre limite de resistência e expansibilidade do orifício, e um bom equilíbrio entre limite de resistência e alongamento, a dureza Vickers de bainita pode ser estabelecida para 180 HV ou mais. Além disso, a dureza Vickers é medida usando um dispositivo de medição microVickers.
[0094] C (concentração média de C) em austenita retida largamente contribui para a estabilidade de austenita retida. Quando a concen
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 27/86
25/71 tração média de C na austenita retida é 0,9% ou mais, estabilidade suficiente de austenita retida pode ser obtida. Dessa maneira, o efeito de TRIP pode ser eficazmente obtido, e desse modo o alongamento é melhorado. Desta maneira, a concentração média de C na austenita retida pode ser 0,9% ou mais.
[0095] A concentração média de C na austenita retida é obtida pela difração de raios X. Isto é, em análise de raios X usando raios CuKa, uma constante de treliça a (unidade em angstrom) é obtida a partir de um ângulo de reflexão de um plano (200), um plano (220), e um plano (311) de austenita, e de acordo com a Expressão 10 a seguir, uma concentração de carbono Cy em austenita retida pode ser calculada.
Cy = (a-3,572)/0,033 ... (Expressão 10) [0096] Em seguida, a razão pela qual os componentes químicos (elementos químicos) da chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade são limitados será descrita. Aqui, % no conteúdo dos respectivos componentes químicos representa % em massa.
C: 0,02% a 0,4% [0097] C é necessário garantir alta resistência e austenita retida. De maneira a obter uma quantidade suficiente de austenita retida, é preferível que o teor de C, que é incluído no aço, seja 0,02% ou mais. Por outro lado, quando a chapa de aço excessivamente inclui C, a soldabilidade deteriora, e desse modo o limite superior do teor de C é estabelecido para 0,4%. No caso de ainda melhorar resistência e alongamento, é preferível que o teor de C seja 0,05% ou mais, mais preferivelmente 0,10% ou mais, e ainda mais preferivelmente 0,12% ou mais. Além disso, no caso de ainda melhorar a soldabilidade, é preferível que o teor de C seja 0,38% ou menos, e mais preferivelmente 0,36% ou menos.
Si: 0,001% a 2,5%
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 28/86
26/71 [0098] Si é um desoxidante, e é preferível que o teor de Si, que é incluído de aço, é 0,001% ou mais. Além disso, Si estabiliza ferrita durante o recozimento, e suprime a precipitação de cementita durante a transformação bainítica (durante a retenção dentro de uma faixa de uma temperatura predeterminada). Dessa maneira, Si aumenta a concentração de C na austenita, e contribui para a segurança de austenita retida. Quanto mais é o teor de Si, o efeito adicional aumenta. Entretanto, quando Si é adicionado excessivamente ao aço, qualidades de superfície, capacidade de pintura, soldabilidade e similares deterioram. Desta maneira, o limite superior do teor de Si é estabelecido em 2,5%. No caso em que um efeito de obtenção de austenita retida estável é suficientemente exibido por Si, é preferível que o teor de Si seja 0,02% ou mais, mais preferivelmente 0,50% ou mais, e ainda mais preferivelmente 0,60% ou mais. Além disso, no caso de ainda segurar as qualidades de superfície, capacidade de pintar, soldabilidade, e similares, é preferível que o teor de Si seja 2,2% ou menos, e mais preferivelmente 2,0% ou menos.
Mn: 0,001% a 4,0% [0099] Mn é um elemento que estabiliza austenita, e aumenta a temperabilidade. De maneira a garantir suficiente temperabilidade, é preferível que o teor de Mn, que é incluído no aço, seja 0,001% ou mais. Por outro lado, quando Mn é excessivamente adicionado no aço, a ductilidade deteriora, e desse modo o limite superior do teor de Mn é estabelecido para 4,0%. No caso de segurar temperabilidade mais elevada adicional, é preferível que o teor de Mn seja 0,1% ou mais, mais preferivelmente 0,5% ou mais, e ainda mais preferivelmente 1,0% ou mais. Além disso, no caso de assegurar ductilidade mais alta adicional, é preferível que o teor de Mn seja 3,8% ou menos, e mais preferivelmente 3,5% ou menos.
P: 0,15% ou menos
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 29/86
27/71 [00100] P é uma impureza, e quando P é excessivamente incluído no aço, ductilidade ou soldabilidade deteriora. Desta maneira, o limite superior do teor de P é estabelecido para 0,15%. Além disso, P opera como um elemento de endurecimento de solução sólida, mas P é inevitavelmente incluído no aço. Dessa maneira, não é necessário particularmente limitar o limite inferior do teor de P, e o limite inferior é 0%. Além disso, quando considerando refinamento geral recente (incluindo refinamento secundário), o limite inferior do teor de P pode ser 0,001%. No caso de aumento adicional de ductilidade e soldabilidade, é preferível que o teor de P seja 0,10% ou menos, e mais preferivelmente 0,05% ou menos.
S: 0,03% ou menos [00101] S é uma impureza, e quando S está excessivamente contido no aço, MnS que é estendido por laminação quente é gerado. Desta maneira, formabilidade tal como ductilidade e expansibilidade do orifício deterioram. Desta maneira, o limite superior do teor de S é estabelecido para 0,03%. Além disso, uma vez que S é inevitavelmente incluído no aço, não é necessária para particularmente limitar o limite inferior do teor de S, e o limite inferior é 0%. Além disso, quando considerando refinamento geral recente (incluindo refinamento secundário), OI limite inferior do teor de S pode ser 0,0005%. No caso de ductilidade e expansibilidade de orifício ainda aumentando, é preferível que o teor de S seja 0,020% ou menos, e mais preferivelmente 0,015% ou menos.
N: 0,01% ou menos [00102] N é uma impureza, e quando o teor de N excede 0,01%, a ductilidade deteriora. Desta maneira, o limite superior do teor de N é estabelecido para 0,01% ou menos. Além disso, uma vez que N é inevitavelmente incluído no aço, não é necessário particularmente limitar o limite inferior do teor de N, e o limite inferior é 0%. Além disso, quan
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 30/86
28/71 do considerando refinamento geral recente (refinamento secundário), o limite inferior do teor de N pode ser 0,0005%. No caso de uma ductilidade de aumento adicional, é preferível que o teor de N seja 0,005% ou menos.
Al: 0,001% a 2,0% [00103] Al é um desoxidante, e quando considerando refinamento geral recente (incluindo refinamento secundário), é preferível que o teor de Al, que é incluído no aço, seja 0,001% ou mais. Além disso, Al estabiliza a ferrita durante o recozimento, e suprime a precipitação de cementita durante a transformação bainítica (durante a retenção dentro de uma faixa de uma temperatura predeterminada). Dessa maneira, Al aumenta a concentração de C em austenita, e contribui para a segurança de austenita retida. Quando o teor de Al está aumentando, o efeito ainda aumenta. Entretanto, quando Al é excessivamente adicionado ao aço, as qualidades de superfície, capacidade de pintar, soldabilidade, e similares deterioram. Desta maneira, o limite superior do teor de Al é estabelecido para 2,0%. No caso em que um efeito de obtenção de austenita retida estável é suficientemente exibido por Al, é preferível que o teor de Al seja 0,01% ou mais, e mais preferivelmente 0,02% ou mais. Além disso, no caso de segurança adicional das qualidades de superfície, capacidade de pintar, soldabilidade, e similares, é preferível que o teor de Al seja 1,8% ou menos, e mais preferivelmente 1,5% ou menos.
O: 0,01% ou menos [00104] O (oxigênio) é uma impureza, e quando o teor de O excede 0,01%, a ductilidade deteriora. Desta maneira, o limite superior do teor de O é estabelecido para 0,01%. Além disso, uma vez que O está inevitavelmente contido no aço, não é necessário particularmente limitar o limite inferior do teor O, e o limite inferior é 0%. Além disso, quando considerando refinamento geral recente (incluindo refinamento
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 31/86
29/71 secundário), o limite inferior do teor de O pode ser 0,0005%.
Si + Al: 1,0% a 4,5% [00105] Esses elementos são desoxidantes como descrito acima, e é preferível que a soma do teor de Si e o teor de Al seja 1,0% ou mais. Além disso, ambos, Si e Al, estabilizam ferrita durante recozimento, e suprimem precipitação de cementita durante a transformação bainítica (durante a retenção dentro de uma faixa de uma temperatura predeterminada). Dessa maneira, esses elementos aumentam a concentração do C em austenita, e contribui para a segurança de austenita retida. Entretanto, quando esses elementos são excessivamente adicionados ao aço, as qualidades de superfície, capacidade de pintar, soldabilidade, e similares deterioram, e desse modo a soma do teor e Si e o teor de Al é estabelecida para 4,5% ou menos. No caso de ainda aumentar qualidades de superfície, capacidade de pintar, soldabilidade, e similares, é preferível que a soma seja 4,0% ou menos, mais preferivelmente 3,5% ou menos, e ainda mais preferivelmente 3.0% ou menos.
[00106] Os elementos químicos descritos acima são componentes básicos (elementos básicos) do aço na modalidade, e a composição química em que os elementos básicos são controlados (incluídos ou limitados), e em que o equilíbrio incluindo Fe e impurezas inevitáveis é uma composição básica da modalidade. Entretanto, na modalidade, além disso, para os componentes básicos (no lugar de uma parte de Fe do equilíbrio), os elementos químicos a seguir (elementos seletivos) podem ser ainda incluídos no aço quando necessário. Além disso, mesmo quando os elementos seletivos são inevitavelmente incluídos (por exemplo, em uma quantidade menos do que os limites inferiores das quantidades dos respectivos elementos seletivos) no aço, o efeito na modalidade não deteriora.
[00107] Isto é, a chapa de aço laminada a frio referente à modalida
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 32/86
30/71 de pode incluir um ou mais tipos entre Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr, V, W, Ni, Cu, Co, Sn, Zr, e As como um elemento seletivo para melhorar a formabilidade local, por exemplo, por controle de inclusões ou refinamento do precipitado.
[00108] Ti, Nb, B, Cu, e W melhoram uma qualidade do material através de um mecanismo tal como fixação de carbono e nitrogênio, resistência da precipitação, controle de microestrutura, e resistência do refinamento. Dessa maneira, um ou mais tipos entre Ti, Nb, B, Cu, e W podem ser adicionados ao aço quando necessário. Neste caso, com relação aos limites inferiores dos teores dos respectivos elementos químicos, o teor de Ti é preferivelmente 0,001% ou mais, o teor de Nb é preferivelmente 0,005% ou mais, o teor de B é preferivelmente 0,0001% ou mais, o teor de Cu é preferivelmente 0,001% ou mais, e o teor de W é preferivelmente 0,001% ou mais. Entretanto, mesmo quando esses elementos químicos são excessivamente adicionados ao aço, efeito notável não é obtido, e de modo inverso, soldabilidade e fabricabilidade deterioram. Desta maneira, com relação aos limites superiores dos teores dos respectivos elementos químicos, o teor de Ti é limitado a 0,2% ou menos, o teor de Nb é limitado a 0,2% ou menos, o teor de B é limitado a 0,005% ou menos, o teor de Cu é limitado a 2,0% ou menos, e o teor de W é limitado a 1,0% ou menos. Além disso, em consideração à redução de custo de liga, não é necessário intencional mente adicionar esses elementos químicos ao aço, e todos os limites inferiores do teor de Ti, o teor de Nb, o teor de B, o teor de Cu, e o teor de W são 0%.
[00109] Mg, REM (Metal Terroso Raro), e Ca são elementos seletivos importantes para melhorar a deformabilidade local da chapa de aço controlando as inclusões em uma forma inofensiva. Dessa maneira, um ou mais tipos entre Mg, REM, e Ca podem ser adicionados ao aço quando necessário. Nesse caso, todos os limites inferiores das
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 33/86
31/71 quantidades dos respectivos elementos químicos são preferivelmente 0,0001%. Por outro lado, quando esses elementos químicos são excessivamente adicionados ao aço, a limpeza deteriora. Desta maneira, com relação aos limites superiores das quantidades dos respectivos elementos químicos, o teor de Mg é limitado a 0,01% ou menos, o teor de REM é limitado a 0,1% ou menos, e o teor de Ca é limitado a 0,01% ou menos. Além disso, em consideração à redução do custo de liga, não é necessário intencional mente adicionar esses elementos químicos ao aço, e todos os limites inferiores do teor de Mg, o teor de REM, e o teor de Ca são 0%.
[00110] Mo e Cr têm um efeito de aumentar a resistência mecânica ou um efeito de melhorar a qualidade de um material, e desse modo um ou ambos de Mo e Cr podem ser adicionados ao aço quando necessário. Neste caso, com relação aos limites inferiores das quantidades dos respectivos elementos químicos, o teor de Mo é preferivelmente 0,001% ou mais, e o teor de Cr é preferivelmente 0,001% ou mais. Entretanto, quando esses elementos químicos são excessivamente adicionados ao aço, a soldabilidade de modo inverso deteriora. Desta maneira, com relação aos limites superiores das quantidades dos respectivos elementos químicos, o teor de Mo é limitado a 1,0%, e o teor de Cr é limitado a 2,0%. Além disso, em consideração à redução de custo de liga, não é necessário intencional mente adicionar esses elementos químicos ao aço, e todos os limites inferiores do teor de Mo e do teor de Cr são 0%.
[00111] V é eficaz para a resistência da precipitação, e uma geração de deterioração da expansibilidade do orifício, que é causada pela resistência à precipitação, é pequena, e desse modo V é um elemento seletivo eficaz para um caso em que boa expansibilidade de orifício a alta resistência são necessárias. Dessa maneira, V pode ser adicionado ao aço quando necessário. Neste caso, é preferível que o teor de
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 34/86
32/71
V seja 0,001% ou mais. Entretanto, quando V é excessivamente adicionado ao aço, a soldabilidade deteriora, e desse modo o teor de V é limitado a 1,0% ou menos. Além disso, em consideração à redução de custo de liga, não é necessário intencionalmente adicionar V ao aço, e o limite inferior do teor de V é 0%.
[00112] Ni, Co, Sn, Zr, e As são elementos seletivos que aumentam a resistência, e desse modo um ou mais tipos entre Ni, Co, Sn, Zr, e As podem ser adicionados ao aço quando necessário. Neste caso, como os teores eficazes (limites inferiores das quantidades) dos respectivos elementos químicos, o teor de Ni é preferivelmente 0,001% ou mais, o teor de Co é preferivelmente 0,0001% ou mais, o teor de Sn é preferivelmente 0,0001% ou mais, o teor de Zr é 0,0001% ou mais, e o teor de As é preferivelmente 0,0001% ou mais. Entretanto, quando esses elementos químicos são excessivamente adicionados ao aço, a formabilidade é perdida. Desta maneira, com relação aos limites superiores das quantidades dos respectivos elementos químicos, o teor de Ni é limitado a 2.0% ou menos, o teor de Co é limitado a 1.0% ou menos, o teor de Sn é limitado a 0,2% ou menos, o teor de Zr é limitado a 0,2% ou menos, e o teor de As é limitado a 0,5% ou menos. Além disso, em consideração à redução de custo de liga, não é necessário intencionalmente adicionar esses elementos químicos ao aço, e todos os limites inferiores do teor de Ni, o teor de Co, o teor de Sn, o teor de Zr, e o teor de As são 0%.
[00113] Como descrito acima, a chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade tem uma composição química incluindo os elementos básicos descritos acima, o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis, ou uma composição química incluindo os elementos básicos descritos acima e pelo menos um tipo selecionado dos elementos seletivos descritos acima, o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 35/86
33/71 [00114] Na modalidade, um tratamento de galvanização por mergulho quente ou um tratamento de ligação depois da galvanização pode ser realizado em uma superfície da chapa de aço laminada a frio descrita acima, e desse modo a chapa de aço laminada a frio pode ter uma cama galvanizada por mergulho quente ou uma camada galvanizada recozida em uma superfície da mesma.
[00115] Além do mais, na modalidade, a chapa de aço laminada a frio (incluindo chapa de aço galvanizada por mergulho quente e uma chapa de aço galvanizada recozida) pode ser submetida a vários tipos de tratamentos de superfície (revestimento eletro, revestimento por mergulho quente, revestimento por deposição, um tratamento cromado, um tratamento de não cromo, um tratamento de laminação, um tratamento usando vários tipos de sais, e similares), e desse modo a chapa de aço laminada a frio pode ter uma película de metal (um revestimento ou similares) ou uma película orgânica (uma película laminada ou similares) sobre uma superfície do mesmo.
[00116] Além disso, na modalidade, a espessura de chapa da chapa de aço laminada a frio não é particularmente limitada, mas, por exemplo, a espessura da chapa pode ser de 0,5 mm a 2,5 mm, ou de 0,5 mm a menos do que 2,0 mm. Além disso, a resistência da chapa de aço laminada a frio também não é particularmente limitada, e, por exemplo, a limite de resistência pode ser de 440 MPa a 1,500 MPa.
[00117] Em seguida, um método de produção da chapa de aço laminada a frio relacionada a uma modalidade da presente invenção será descrito.
[00118] Para realizar excelente expansibilidade de orifício e excelente alongamento, é importante formar uma textura (textura não desenvolvida) que tem uma densidade de polo de menos anisotropia. Desta maneira, detalhes de condições de produção que a chapa de aço laminada a frio, que é produzida, satisfazem as condições descri
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 36/86
34/71 tas acima das respectivas densidades de polo serão descritos abaixo. [00119] Um método de produção anterior à laminação a quente não é particularmente limitado. Por exemplo, vários tipos de refinação secundária podem ser realizados subsequentemente para fundir e refinar usando um alto-forno, uma fornalha elétrica, um conversor, ou similares para fundir o aço que satisfaz a composição química descrita acima, dessa maneira o aço (aço derretido) pode ser obtido. Depois, para obter um lingote ou uma placa de aço, por exemplo, o aço pode ser fundido pelos métodos de fundição tal como um método de fundição contínua comum, um método de lingote, e um método de fundição de uma placa fina. No caso da fundição contínua, o aço pode ser laminado a quente depois de resfriar o aço uma vez para uma temperatura baixa (por exemplo, temperatura ambiente), e reaquecendo o aço. Alternativamente, o aço (placa fundida) imediatamente depois de ser fundido pode ser continuamente laminado a quente. Além disso, como uma matéria prima do aço (aço derretido), fragmento pode ser usado. [00120] Além disso, em laminação a quente a ser descrita mais tarde, depois da laminação de esboço, uma laminação acabada pode ser continuamente realizada depois de juntar uma barra de chapa. Nessa ocasião, uma barra áspera pode ser bobinada de uma vez em uma bobina, e pode ser armazenada em uma tampa tendo uma função de retenção de calor quando necessário, e a junta pode ser realizada depois de rerefrigerar a bobina novamente.
[00121] Para obter uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em deformabilidade local, é preferível satisfazer as condições a seguir.
[00122] Primeiro, de maneira a aumentar a deformabilidade local, um tamanho de grão de austenita depois da laminação de esboço, isto é, antes de acabar a laminação é importante. Isto é, é preferível que o tamanho de grão de austenita antes de acabar a laminação seja pe
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 37/86
35/71 queno. Além disso, tem sido comprovado que quando um tamanho médio de grão de austenita antes de acabar a laminação é 200 μπι ou menos, isto é eficaz para garantir suficiente deformabilidade local. Além do mais, em um caso em que rC e r30 são eficazmente controlados em uma faixa de 0,70 ou mais e 1,10 ou menos, respectivamente, o tamanho médio de grão de austenita antes de acabar a laminação pode ser 200 μΐη ou menos.
[00123] Como mostrado na FIGURA 5, para obter um tamanho médio de grão de austenita de 200 μΐη ou menos antes de acabar a laminação, o aço pode ser laminado uma ou mais vezes (um ou mais passos) com uma proporção de redução de laminação de 40% ou mais por laminação de esboço (uma primeira laminação a quente) dentro de uma faixa de temperatura de 1.000°C a 1.200°C (preferivelmente, 1.150°C ou mais baixa).
[00124] Quando a proporção de redução de laminação e o número de vezes de redução de laminação, um grão de austenita fina pode ser obtido. Por exemplo, na laminação de esboço, é preferível controlar o tamanho médio de grão de austenita para 100 μΐη ou menos. Para realizar o controle do tamanho de grão, é preferível que uma laminação em que uma proporção de redução de laminação de um passe seja 40% ou mais pode ser realizada duas ou mais vezes (dois ou mais passes). Entretanto, com relação à laminação de esboço, quando a proporção de redução da laminação de um passo é limitada a 70% ou menos, ou o número de vezes de redução da laminação (o número de passes) é limitado a 10 vezes ou menos, uma consideração sobre uma diminuição de temperatura ou geração excessiva de escalas são capazes de ser reduzidas. Dessa maneira, a proporção de redução de laminação de um passe na laminação de esboço pode ser 70% ou menos, e o número de vezes de redução de laminação (o número de passes) pode ser 10 vezes ou menos.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 38/86
36/71 [00125] Conforme descrito acima, quando o tamanho do grão de austenita antes da laminação de acabamento é feito pequeno, a recristalização de austenita na subsequente laminação de acabamento é promovida, e assim a redução do tamanho do grão de austenita é eficaz para melhorar a expansibilidade do orifício. Além disso, a redução do tamanho do grão de austenita antes da laminação de acabamento também é eficaz a partir das perspectivas de controle de rC e r30.
[00126] O efeito é considerado porque um contorno de grão de austenita após a laminação grossa (isso é, antes da laminação de acabamento) funciona como um dos núcleos de recristalização durante a laminação de acabamento.
[00127] A fim de confirmar o tamanho do grão de austenita após a laminação grossa, é preferível resfriar rapidamente o aço (chapa de aço) antes de entrar na laminação de acabamento em uma taxa de resfriamento rate tão alta quanto possível. Por exemplo, a chapa de aço é resfriada em uma taxa de resfriamento médio de 10°C/s ou mais. Além disso, uma seção transversal de um pedaço de chapa coletado da chapa de aço obtida após o resfriamento é gravada para fazer um contorno do grão de austenita em uma microestrutura que emerge para frente, e então a medição usando um microscópio óptico é realizada. Nesse momento, com respeito aos 20 campos de visualização ou mais em uma ampliação de 50 vezes ou mais, o tamanho do grão de austenita é medido pela análise da imagem ou um método de interceptação, e os respectivos tamanhos do grão de austenita são médios para obter um tamanho médio do grão de austenita.
[00128] Além disso, como uma condição para controlar a densidade média do polo do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> na porção central da espessura da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 da faixa de espessura da chapa para estar dentro das faixas de densida
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 39/86
37/71 de do polo descritas acima, a laminação é controlada na laminação de acabamento (uma segunda laminação a quente) após a laminação grossa com uma temperatura T1 (°C), que pode ser determinada conforme mostrada na Expressão 11a seguir por uma composição química (% em massa) do aço, definida como uma referência.
T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + x [Cr] + 100 x[Mo] + 100 χ [V]... (Expressão 11) [00129] Além disso, na Expressão 11, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo], e [V] representam porcentagens em massa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V no aço, respectivamente. Além disso, o cálculo é realizado enquanto definem as quantidades de elementos químicos (componentes químicos) não contidos na Expressão 11a 0%. Portanto, na composição básica que contém apenas os componentes básicos descritos acima, a Expressão 12 a seguir pode ser usada em vez da Expressão 11.
T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn]... (Expressão 12) [00130] Além disso, quando o aço inclui elementos seletivos, é necessário uma temperatura calculada pela Expressão 11 em vez da temperatura calculada pela Expressão 12 a ser definida como T1 (°C).
[00131] Na laminação de acabamento, a temperatura T1 (°C) que pode ser obtida pela Expressão 11 ou Expressão 12 é definida como uma referência, uma grande proporção de redução de laminação é fixada em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C (preferencialmente, uma faixa de temperatura de T1 + 50°C a T1 + 100°C), e a proporção de redução de laminação é limitada a uma pequena faixa (incluindo 0%) em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C. Quando a laminação de acabamento é realizada além da laminação grossa, a deformabilidade local de um produto final pode ser levantada.
[00132] Isto é, quando a grande proporção de redução de lamina
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 40/86
38/71 ção é fixada em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C, e a proporção de redução de laminação é limitada em uma faixa de temperatura que é igual ou maior que Ar3°C e menor que T1 + 30°C, a densidade média do polo do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> na porção central da espessura da chapa são suficientemente controladas. Consequentemente, a expansibilidade do orifício do produto final é dramaticamente melhorada.
[00133] A própria temperatura T1 é empiricamente obtida. Os presentes inventores descobriram empiricamente o fato a seguir através de experimentos. Isto é, a faixa de temperatura em que a recristalização em uma faixa de austenita de cada aço é promovida pode ser determinada com a temperatura T1 definida como uma referência. A fim de obter mais excelente expansibilidade do orifício, é importante acumular uma grande quantidade de tensão pela redução de laminação, e assim uma proporção de redução de laminação acumulativa dentro de uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C é de 50% ou mais. Além disso, da perspectiva de promover a recristalização pelo acúmulo de tensão, é preferível que a proporção de redução de laminação acumulativa seja de 70% ou mais. Além disso, quando o limite superior da proporção de redução de laminação acumulativa é limitado, a temperatura de laminação pode ser ainda suficientemente fixada, e assim uma laminação pode ser ainda suprimida. Consequentemente, a proporção de redução de laminação acumulativa pode ser de 90% ou menos.
[00134] Além disso, de modo a aumentar o alongamento e ductilidade local de um produto final devido à elevação da homogeneidade do aço (chapa original laminada a quente), a laminação de acabamento é controlada para incluir uma grande passagem de redução de rolamento tendo uma proporção de redução de laminação de 30% ou
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 41/86
39/71 mais em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C ao limite. Dessa maneira, na laminação de acabamento, em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C, pelo menos uma vez de redução de laminação tendo uma proporção de redução de laminação de 30% ou mais é realizada. Particularmente, ao considerar o controle de resfriamento, para ser descrito posteriormente, a proporção de redução de laminação na passagem final na faixa de temperatura é de 30% ou mais. Isto é, é preferível que a passagem final é a grande passagem de redução de laminação. Em um caso onde ainda maior trabaIhabilidade é requerida, as proporções de redução de laminação de duas passagens finais em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C pode ser ajustada para 30% ou mais, respectivamente. Em um caso de mais homogeneidade de aumento de uma chapa laminada a quente, a proporção de redução de laminação da grande passagem de redução de laminação (uma passagem) pode ser de 40% ou mais. Além disso, em um caso de obter outro excelente formato de uma chapa de aço, a proporção de redução de laminação da grande passagem de redução de laminação (uma passagem) pode ser de 70% ou menos.
[00135] Além disso, como uma condição em que os rL e r60 descritos acima satisfazem rL > 0,70, e r60 < 1,10, além disso a um controle apropriado de um tempo de espera t a ser descrito posteriormente, na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C, uma elevação da temperatura de uma chapa de aço entre as respectivas passagens durante a redução da laminação é preferencialmente suprimida a 18°C ou menos.
[00136] Além disso, na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C, quando a elevação da temperatura de uma chapa de aço entre as respectivas passagens de laminação é suprimida, a austenita recristalizada uniforme pode ser obtida.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 42/86
40/71 [00137] Além disso, a recristalização uniforme é promovida pela liberação de tensão acumulada. Consequentemente, após a redução da laminação em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C ser finalizada, uma quantidade de processamento em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C (preferencialmente, T1°C para menos que T1 + 30°C) é suprimida para ser tão pequena quanto possível. Consequentemente, a proporção de redução de laminação acumulativa em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C é limitada a 30% ou menos. Em um caso de fixar o excelente formato da chapa nessa faixa de temperatura, a proporção de redução de laminação acumulativa de 10% ou mais é preferível. Entretanto, em um caso onde valor alto é ajustado na expansibilidade do orifício, é preferível que a proporção de redução de laminação acumulativa seja de 10% ou menos, e mais preferencialmente 0%. Isto é, em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C, não é necessário realizar a redução da laminação, e mesmo quando a redução da laminação é realizada, a proporção de redução de laminação acumulativa é ajustada para 30% ou menos.
[00138] Além disso, quando a proporção de redução de laminação em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C é grande, o grão de austenita recristalizada é estendida, e assim a expansibilidade do orifício se deteriora.
[00139] Isto é, com relação às condições de produção relacionadas à realização, quando a austenita é uniformemente e finamente recristalizada na laminação de acabamento, a textura de um produto é controlada. Consequentemente, a expansibilidade do orifício pode ser melhorada.
[00140] Quando a laminação é realizada em uma faixa de temperatura menor que Ar3°C, ou a proporção de redução de laminação acu
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 43/86
41/71 mulativa em uma faixa de temperatura que é maior ou igual a Ar3°C e menor que T1 + 30°C é muito grande, a textura da austenita de desenvolve. Como um resultado, uma chapa de aço que pode ser finalmente obtida que não satisfaça pelo menos uma condição em que a densidade média do polo do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> na porção central da espessura da chapa é de 1,0 a 6,5, e uma condição em que a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> na porção central da espessura da chapa é de 1,0 a 5,0. Por outro lado, na laminação de acabamento, quando a laminação é realizada em uma faixa de temperatura maior que T1 + 200°C, ou a proporção de redução de laminação acumulativa é muito pequena, os grãos grossos ou grãos misturados podem ser incluídos na microestrutura, ou a microestrutura pode ser constituída por grãos mistos. Além disso, nesse caso, uma fração de grão grosso ou um diâmetro de volume médio aumenta.
[00141] Aqui, a proporção de redução de laminação pode ser obtida pelos resultados atuais ou cálculo na medição de uma carga de laminação ou uma espessura da chapa, e similar. Além disso, uma temperatura de laminação (por exemplo, cada um das faixas de temperatura acima) pode ser obtida pela medição atual usando um termômetro entre stands, pelo cálculo através de uma simulação de cálculo em consideração da geração do calor de processamento devido à velocidade da linha, uma proporção de redução de laminação, ou similar, ou realizando ambos (medição atual e cálculo). Além disso, na descrição acima, a proporção de redução de laminação em uma passagem representa uma porcentagem de uma quantidade de redução de laminação em uma passagem para uma espessura da chapa de entrada antes de passar através do suporte de laminação (uma diferença entre a espessura da chapa de entrada antes de passar através do suporte de laminação e uma espessura da chapa de saída após passar o suporte de
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 44/86
42/71 laminação). Quando uma espessura da chapa de entrada antes da primeira passagem na laminação em cada uma das faixas de temperatura é definida como uma referência, a proporção de redução de laminação acumulativa representa uma proporção de uma quantidade de redução de laminação acumulativa para a referência (uma diferença entre a espessura da chapa de entrada antes da primeira passagem na laminação em cada uma das faixas de temperatura e a espessura da chapa de saída após a passagem final na laminação em cada uma das faixas de temperatura). Além disso, a temperatura Ar3 é obtida pela Expressão 13 a seguir.
Ar3 = 879,4 - 516,1 x [C] - 65,7 x [Mn] + 38,0 x [Si] + 274,7 x [P] ...
(Expressão 13) [00142] Com relação à laminação a quente (laminação de acabamento) que é realizada conforme descrito acima, a laminação a quente é finalizada em uma temperatura maior que Ar3°C. Quando a laminação a quente é finalizada em uma temperatura menor que Ar3 (°C), o aço é laminado em uma região de duas fases (região de duas fases) incluindo austenita e ferrita, e assim a integração da orientação de cristal ao grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> se torna forte. Como um resultado, a expansibilidade do orifício significativamente se deteriora. Aqui, quando a temperatura de término da laminação da laminação de acabamento é T1°C ou mais, uma quantidade de tensão em uma faixa de temperatura de T1°C ou menos pode ser reduzida, e assim anisotropia também pode ser reduzida. Consequentemente, a temperatura de término da laminação da laminação de acabamento pode ser T1°C ou mais.
[00143] Além disso, o resfriamento (primeiro resfriamento) após grande passagem de redução de laminação final (redução de laminação em um suporte de laminação) da laminação em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C tem um grande efeito no tamanho
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 45/86
43/71 do grão de austenita, e o tamanho do grão de austenita tem um efeito forte em uma fração de grão equiaxial e uma fração de grão grosso de uma mícroestrutura após laminação a frio e recozimento.
[00144] O aço é resfriado após um suporte de laminação correspondendo à passagem final dentre as grandes passagens de redução de laminação de tal maneira que um tempo de espera t (segundo), que é feito antes de um primeiro início do resfriamento após realização da passagem final dentre as grandes passagens de redução de laminação (conforme descrito acima, as grandes passagens de redução de laminação representam redução de laminação (passagem) tendo uma proporção de redução de laminação de 30% ou mais na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C) na laminação a quente é realizado, satisfaz a Expressão 14 (o primeiro resfriamento). Aqui, t1 na Expressão 14 pode ser obtido pela Expressão 15 a seguir. Na Expressão 15, Tf representa uma temperatura (°C) de uma chapa de aço no momento da realizada da passagem final nas grandes passagens de redução de laminação, e P1 representa uma proporção de redução de laminação (%) na passagem final dentre as grandes passagens de redução de laminação. Aqui, ao considerar a operabilidade (por exemplo, correção do formato ou controlabilidade do segundo resfriamento), o primeiro resfriamento pode ser realizado entre os suportes de laminação.
[00145] Quando o tempo de espera t excede o valor do lado direito (t1 x 2,5) da Expressão 14, a recristalização é quase completada, por outro lado, um grão é significativamente cultivado, e assim um tamanho do grão aumenta. Portanto, o valor r (por exemplo, rC e r30) e alongamento significativamente diminuem. Consequentemente, quando o início do resfriamento é controlado de tal maneira que o tempo de espera t satisfaz a Expressão 14 a seguir, um tamanho do grão é apropriadamente controlado. Portanto, o controle do início do resfriaPetição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 46/86
44/71 mento tem um efeito na fixação de um alongamento suficiente.
t < 2,5 x t1 ... (Expressão 14) t1 =0,001 x ((Tf-T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf-T1) x P1/100) + 3,1 ...
(Expressão 15) [00146] Quando o tempo de espera t é também limitado para ser menos que t1 segundos (a Expressão 16 a seguir), o crescimento do grão pode ser amplamente suprimido. Nesse caso, um diâmetro de volume médio de um produto final também é diminuído, e assim a limitação é eficaz para controlar o diâmetro de volume médio para ser 15 μΐιι ou menos. Como um resultado, mesmo quando a recristalização não progride suficientemente, o alongamento da chapa de aço também pode ser aumentado, ao mesmo tempo, e as propriedades de fadiga podem ser melhoradas.
t < t1 ... (Expressão 16) [00147] Por outro lado, quando o tempo de espera t também é limitado dentro de uma faixa de t1 segundos a 2,5 x t1 segundos (a Expressão 17 a seguir), o diâmetro de volume médio aumenta comparado a um caso em que o tempo de espera t é menor que t1 segundos. Entretanto, a recristalização progride suficientemente, e assim a orientação de cristal se torna aleatória. Consequentemente, o alongamento da chapa de aço pode ser suficientemente melhorado, ao mesmo tempo, e isotropia pode ser amplamente melhorada.
t1 < t < 2,5 x t1 ... (Expressão 17) [00148] Além disso, o primeiro resfriamento descrito acima pode ser realizado entre os suportes de laminação ou após o suporte final. Isto é, após realizar o primeiro resfriamento, a laminação tendo uma baixa proporção de redução de laminação (por exemplo, 30% ou menos (ou menos de 30%)) pode ser realizada em uma faixa de temperatura de Ar3°C ou mais (por exemplo, de Ar3 (°C) a T1 + 30 (ou Tf) (°C)).
[00149] É preferível que uma variação da temperatura de resfria
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 47/86
45/71 mento que é uma diferença entre uma temperatura da chapa de aço (temperatura do aço) no momento do início do resfriamento e uma temperatura da chapa de aço (temperatura do aço) no momento do término do resfriamento no primeiro resfriamento é de 40°C a 140°C. Além disso, é preferível que a temperatura da chapa de aço T2 no momento da finalização do resfriamento do primeiro resfriamento seja T1 + 100°C ou menos. Quando a variação da temperatura de resfriamento é 40°C ou mais, o crescimento do grão de austenita recristalizada também pode ser suprimido. E, assim, a resistência e o alongamento podem ser aumentados. Quando a variação da temperatura de resfriamento é 140°C ou menos, a recristalização também pode ser suficientemente progredida, e assim a densidade do polo também pode ser melhorada. Consequentemente, a expansibilidade do orifício também pode ser aumentada.
[00150] Além disso, quando a variação da temperatura do resfriamento é limitada a 140°C ou menos, a temperatura da chapa de aço pode ser controlada em uma maneira relativamente fácil, e a seleção variante (evitando a limitação variante) pode ser controlada em uma maneira relativamente eficaz, e assim o desenvolvimento de uma textura também pode ser suprimida. Consequentemente, nesse caso, a isotropia também pode ser elevada, e assim a dependência de orientação de trabalhabilidade também pode ser aumentada. Além disso, quando a temperatura da chapa de aço T2 no momento do término do resfriamento do primeiro resfriamento é T1 + 100°C ou menos, outro efeito de resfriamento suficiente pode ser obtido. Devido ao efeito de resfriamento, o crescimento do grão pode ser suprimido, e assim um aumento do tamanho do grão também pode ser suprimido.
[00151] Além disso, é preferível que uma taxa de resfriamento médio no primeiro resfriamento seja 50°C/s ou mais. Quando a taxa de resfriamento médio no primeiro resfriamento é 50°C/s ou mais, o cres
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 48/86
46/71 cimento do grão de austenita recristalizada também pode ser suprimido. Por outro lado, não é necessário definir particularmente o limite superior da taxa de resfriamento médio, mas a taxa de resfriamento médio pode ser 200°C/s ou menos a partir da perspectiva de um formato da chapa.
[00152] Além disso, outras condições de resfriamento em uma faixa do término do primeiro resfriamento para o início do enrolamento (um segundo resfriamento) não são particularmente limitadas, e de acordo com a finalidade, a microestrutura pode ser flexivelmente controlada dentro de uma faixa da microestrutura descrita acima através do ajuste de um padrão de resfriamento. Além disso, por exemplo, em um caso de a retenção do tamanho do grão de austenita ser relativamente fina, o resfriamento (esse resfriamento é incluído no segundo resfriamento) pode ser realizado após passar através do suporte de laminação final de um moinho de laminação de acabamento. Dessa maneira, o segundo resfriamento é realizado subsequentemente ao primeiro resfriamento. O segundo resfriamento pode ser iniciado dentro de 10 segundos após o primeiro resfriamento ser concluído. Dessa maneira, quando o segundo resfriamento é iniciado dentro de 10 segundos após concluir o primeiro resfriamento, um grão também pode se tornar fino.
[00153] Além disso, o aço é resfriado a uma temperatura de 650°C ou menos (esse resfriamento é incluído no segundo resfriamento), e então o aço (chapa original laminada a quente) é enrolado em uma faixa de temperatura de 650°C ou menos. Quando o aço é enrolado antes de alcançar a temperatura de 650°C ou menos, a anisotropia de uma chapa de aço após laminação a frio aumenta, e assim a expansibilidade do orifício significativamente diminui. O limite inferior de uma temperatura de enrolamento não é particularmente limitado, mas o limite inferior pode ser de 350°C ou mais de modo a suprimir uma carga de laminação a frio suprimindo a geração de martensita.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 49/86
47/71 [00154] A chapa original laminada a quente que é produzida conforme descrito acima é resfriada e é submetida à decapagem, e então a laminação a frio é realizada em uma proporção de redução de laminação (uma proporção de redução de laminação a frio) de 30% a 90%. Quando a proporção de redução de laminação é menor que 30%, é difícil que ocorra a recristalização no processo de recozimento subsequente, e assim um controle de textura (controle de densidade do polo) pelo ferrita recristalizado a ser descrito mais tarde torna-se difícil. Além disso, nesse caso, a fração de grão equiaxial diminui, e assim um grão após recozimento se torna grosso. Além disso, quando a proporção de redução de laminação excede 90%, uma textura é desenvolvida durante o recozimento, e assim anisotropia de uma orientação de cristal se torna forte. Portanto, a proporção de redução de laminação de laminação a frio é definido de 30% a 90%. Para controlar um grão a ser também fino melhorando a fração de grão equiaxial, é preferível que a proporção de redução de laminação de laminação a frio é de 40% ou mais. Além disso, para também reduzir a anisotropia de uma orientação de cristal, é preferível que a proporção de redução de laminação de laminação a frio é de 80% ou menos, mais preferencialmente de 70% ou menos, e ainda mais preferencialmente de 60% ou menos.
[00155] No caso onde uma textura forte é desenvolvida em um aço laminada a frio (chapa de aço), mesmo quando recozimento subsequente é realizado, a textura tem uma tendência a ser realizada em uma microestrutura após recozimento. Como um resultado, a ductilidade e expansibilidade do orifício podem se deteriorar. Portanto, no caso de realizar uma laminação a frio, além disso, para um controle de textura de uma chapa de aço laminada a quente, é necessário para enfraquecer a textura, que é desenvolvida pela laminação a frio, devido ao controle das condições de recozimento. O efeito de recozimento
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 50/86
48/71 é exibido realizando aquecimento em duas etapas que está satisfazendo as Expressões 19 e 20. A razão detalhada por que as propriedades de textura e mecânicas da chapa de aço podem ser adequadamente controladas pelo aquecimento em duas etapas não está clara. Entretanto, é considerado que um efeito de enfraquecimento da textura tem uma relação com a recuperação do deslocamento introduzido durante a laminação a frio e recristalização. Isto é, quando uma taxa de aquecimento dentro de uma faixa de temperatura de 650°C a Aci°C é alta, ferrita não é recristalizada, e ferrita não recristalizada trabalhado permanece durante a transformação reversa. Além disso, quando um aço incluindo 0,01% do teor de C, % em massa, é recozida em uma região de duas fases incluindo ferrita e austenita, austenita que é formada bloqueia o crescimento da ferrita recristalizada, e a ferrita não cristalizada tem uma tendência a permanecer após recozimento. A ferrita não recristalizada tem uma textura forte, e assim tem uma influência negativa na deformabilidade local. Além disso, a ferrita não cristalizada contém muito deslocamento, e assim amplamente deteriora a ductilidade. Portanto, é preferível que uma taxa de aquecimento dentro de uma faixa de temperatura de 650°C a Aci°C seja baixa. Entretanto, uma vez que a força de acionamento da recristalização é um acúmulo de tensão pela laminação, no caso onde uma taxa de aquecimento a 650°C é baixa, o deslocamento introduzido pela laminação a frio é recuperado, e assim a recristalização não ocorre. Como um resultado, a textura que é desenvolvida durante a laminação a frio permanece intacta, e assim a deformabilidade local de deteriora. Particularmente, no caso onde uma taxa de aquecimento dentro de uma faixa de temperatura à temperatura ambiente (por exemplo, 25°C) a 650°C for baixa, uma densidade de deslocamento, que é incluída na microestrutura no início da recristalização, diminui. Como um resultado, leva muito tempo para a recristalização, e assim é necessário ser acessível à taxa de
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 51/86
49/71 aquecimento dentro da faixa de temperatura de 650°C a Aci°C (é necessário ter um tempo de retenção longo do aço em uma região de temperatura na qual a recristalização ocorre). Consequentemente, o aquecimento em duas etapas, que está satisfazendo as Expressões 19 e 20, é realizado durante o recozimento. Isto é, uma taxa de aquecimento médio HR1 (°C/s) em uma faixa de temperatura (etapa anterior) à temperatura ambiente (por exemplo, 25°C) a 650°C é 0,3°C/s ou mais, e uma taxa de aquecimento médio HR2 (°C/s) em uma faixa de temperatura (etapa posterior) de mais de 650°C a Aci°C é 0,5 x HR1 (°C/s) ou menos. Aqui, o limite superior da taxa de aquecimento médio HR1 na etapa anterior e o limite superior da taxa de aquecimento médio HR2 na etapa posterior não são particularmente limitados, e, por exemplo, HR1 pode ser 200°C/s ou menos, e HR2 pode ser 0,15°C/s ou mais. Além disso, o aquecimento de duas etapas pode ser realizado através do equipamento de recozimento contínuo, equipamento de galvanização de imersão a quente contínuo e equipamento de galvanização contínuo.
[00156] Entretanto, a textura, que é desenvolvida na chapa original laminada a quente, é transportada mesmo após laminação a frio e recozimento. Portanto, no caso onde a textura da chapa original laminada a quente não é adequadamente controlada, mesmo quando as condições de aquecimento durante o recozimento são controladas para as condições descritas acima, a deformabilidade local de uma chapa de aço se deteriora. Consequentemente, como pré-condições antes da laminação a frio e recozimento, quando a laminação a quente é controlada pelas condições descritas acima para fazer a textura de uma chapa original laminada a quente aleatória, e então as condições de aquecimento durante o recozimento são controladas para as condições descritas acima, excelente ductilidade e excelente expansibilidade do orifício podem ser suficientemente melhoradas.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 52/86
50/71 [00157] Além disso, o aço que é aquecido é retido dentro de uma faixa de temperatura de Aci°C a 900°C que é obtida pelo aquecimento de duas etapas por 1 segundo a 300 segundos. Em uma temperatura menor que Aci°C ou por um tempo mais curto que 1 segundo, a transformação reversa de uma fase de temperatura baixa tal como ferrita para austenita não progride suficientemente, e assim uma segunda fase não pode ser obtida em um processo de resfriamento subsequente, e resistência suficiente não pode ser obtida. Além disso, nesse caso, a fase de temperatura baixa tal como ferrita e a textura após laminação a frio permanecem intactos, e assim a deformabilidade local de deteriora. Por outro lado, em uma temperatura maior que 900°C ou por um tempo mais longo que 300 segundos, um grão de torna grosso pela retenção, e o valor r ou alongamento diminui.
[00158] Aqui, Aci, a taxa de aquecimento médio HR1 na etapa anterior, e a taxa de aquecimento médio HR2 na etapa posterior podem ser obtidas pela Expressão 18, Expressão 19, e Expressão 20 seguir, respectivamente.
Aci = 723 - 10,7 x [Mn] - 16,9 x [Ni] + 29,1 x [Si] + 16,9 x [Cr] + 290 x [As] + 6,38 x [W]... (Expressão 18)
HR1 > 0,3 ... (Expressão 19)
HR2 < 0,5 x HR1 ... (Expressão 20) [00159] Então, o aço é resfriado a uma faixa de temperatura de 580°C a 780°C em uma taxa de resfriamento médio de 1°C/s a 20°C/s (um terceiro resfriamento, resfriamento na primeira etapa). Quando a taxa de resfriamento médio rate é menor que 1°C/s ou a temperatura do término do resfriamento é de 780°C ou mais, uma fração necessária de ferrita não é obtida, e o alongamento diminui. Por outro lado, quando a taxa de resfriamento médio é de 20°C/s ou mais, ou a temperatura de término de resfriamento é menor que 580°C, pearlita deve ser gerada, e assim a expansibilidade do orifício diminui.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 53/86
51/71 [00160] Então, o aço é resfriado a uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C em uma taxa de resfriamento médio de 5°C/s a 200°C/s (um quarto resfriamento, resfriamento na segunda etapa). Como um método, após o resfriamento, o aço é retido intacto dentro de uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C por um tempo de íoa segundos a 1.000 segundos. Além disso, como outro método, após o resfriamento descrito acima, o aço é ainda resfriado como é para 350°C ou menos (um quinto resfriamento), e então o aço é reaquecido a uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C, e o aço é retido dentro de uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C por um tempo de íoa segundos a 1.000 segundos. Quando o aço é retido por um tempo mais curto que íoa segundos ou em uma faixa de temperatura que é menor que 350°C ou maior que 500°C, a transformação bainítica não progride suficientemente, e assim boa expansibilidade do orifício não pode ser obtida. Dentre essas condições, quando o aço é retido por um tempo mais curto que íoa segundos ou em uma faixa de temperatura menor que 350°C, um grande quantidade de martensita deve ser gerada, e assim não apenas a expansibilidade do orifício mas também o alongamento de deteriora. Além disso, quando o aço é retido em uma faixa de temperatura maior que 500°C, uma grande quantidade de pearlita deve ser gerada, e assim expansibilidade do orifício também diminui. Além disso, quando a taxa de resfriamento médio no quarto resfriamento é definido para 5°C/s ou mais, a geração de pearlita também pode ser suprimida. Além disso, não é necessário limitar particularmente o limite superior da taxa de resfriamento médio no quarto resfriamento, mas o limite superior pode ser de 200°C/s para aumentar a precisão do controle de temperatura.
[00161] Aqui, íoa pode ser obtido pela Expressão 21 a seguir. [Expressão Matemática 2]
-425)J+1.18
... (Expressão 21) t0A =10OOOO2(TPetição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 54/86
52/71 [00162] Aqui, Toa representa uma temperatura de retenção em uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C.
[00163] Além disso, com respeito à chapa de aço laminada a frio que é obtida, a laminação de passagem de pele pode ser realizada conforme necessário. De acordo com a laminação de passagem de pele, uma tensão do esticador que ocorre durante usinagem podem ser prevenida, e um formato de uma chapa de aço pode ser corrigido.
[00164] Além disso, com respeito à chapa de aço laminada a frio que é produzida conforme acima, um tratamento de galvanização descrito acima ou um tratamento de galvanização pode ser realizado conforme necessário para formar uma camada galvanizada por imersão a quente ou uma camada recozida após a galvanização em uma superfície da chapa de aço laminada a frio. Nesse caso, antes de formar uma camada de revestimento, uma atmosfera em um forno pode ser controlada de tal maneira que um logaritmo (log(pH2o/pH2)) de uma proporção de uma pressão de vapor de água parcial PH20 para uma pressão de hidrogênio parcial pH2 satisfaz de -3,0 a 0.0, e recozimento (por exemplo, aquecimento em condições predeterminadas descritas acima ou retenção dentro de uma faixa de temperatura predeterminada) pode ser realizada. De acordo com o recozimento, a geração de uma porção não revestida, que tem uma tendência de ocorrer em uma chapa de aço, que está incluindo o teor de Si, pode ser suprimida, ou a liga pode ser promovida. Consequentemente, uma qualidade de revestimento também pode ser elevada.
[00165] Além disso, vários tipos de tratamento de superfície conforme descrito acima podem ser aplicados à chapa de aço laminada a frio que pode ser obtida.
[00166] Por referência, as figuras 9 e 10 mostram um fluxograma ilustrando o esboço de um método de produção da chapa de aço laminada a frio relacionada à modalidade.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 55/86
53/71
Exemplos [00167] Um teor técnico da presente invenção será descrito com referência aos exemplos da presente invenção.
[00168] Os resultados do exame realizado usando Chapa N°s A a Y e Chapa N°s a a g tendo uma composição química mostrada nas Tabelas 1 a 3 (o equilíbrio inclui Fe e inevitáveis impurezas) serão descritos.
[00169] O aço foi derretido e fundido. Então, o aço foi aquecido a uma faixa de temperatura de 900°C a 1.300°C como era, ou o aço foi aquecido a uma faixa de temperatura de 900°C a 1.300°C após reaquecimento do aço que foi resfriado uma vez à temperatura ambiente. Então, a laminação a quente foi realizada enquanto o controle de uma temperatura da chapa de aço em condições de produção mostrado nas Tabelas 4 e 7. Após a laminação a quente ser finalizada em uma temperatura maior que Ar3, o aço foi resfriado. Então, o aço foi enrolado para obter uma chapa original laminada a quente tendo uma espessura de 2 mm a 5 mm. Então, o aço (chapa original laminada a quente) foi submetido à decapagem, e foi laminada a frio até uma espessura de 1,2 mm a 2,3 mm. Então, de modo a recozer, o aço foi aquecido e retido. Então, a chapa de aço que foi obtida foi resfriada com duas etapas, e foi retida. Então, com respeito à chapa de aço, a laminação de passagem de pele foi realizada a 0,5% de uma proporção de redução de laminação para obter uma chapa de aço laminada a frio. Aqui, a chapa de aço laminada a frio foi produzida de tal maneira que as condições de produção após a laminação a quente satisfez as condições de produção nas Tabelas 8 a 11. Além disso, com relação à Produção n° A1, além da chapa de aço laminada a frio não revestida (chapa original laminada a frio), uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente e uma chapa de aço recozida após a galvanização também foram produzidas pela formação de uma camada galvani
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 56/86
54/71 zada por imersão a quente e camada recozida após a galvanização em uma superfície da chapa de aço. Além disso, na Produção n° 02, a redução da laminação tendo uma proporção de redução de laminação de 30% ou mais não foi realizada na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C, e assim foi impossível calcular t1. Portanto, na Produção n° 02, uma proporção de redução de laminação de uma passagem final na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C foi usada como P1.
[00170] Os componentes químicos de cada aço são mostrados nas Tabelas 1 a 3, e cada condição de produção é mostrada nas Tabelas 4 a 7, e Tabelas 8 a 11. Além disso, uma microestrutura e propriedades mecânicas de uma chapa de aço que foi obtida são mostradas nas Tabelas 12 a 15. Além disso, nas Tabelas 12 a 15, F, B, retiveram γ, Μ, P, e t-M representa a proporção de áreas de ferrita, bainita, austenita retida, martensita, pearlita, e martensita temperada respectivamente.
[00171] Além disso, com relação aos resultados que foram obtidos, uma relação entre a resistência TS e expansibilidade do orifício λ é mostrada na figura 6, e uma relação entre a resistência TS e o alongamento EL é mostrada na figura 7.
[00172] Além disso, a resistência à tensão TS, o alongamento (alongamento total) EL, os valores r nas respectivas direções (rL, rC, r30, e r60: de acordo com J IS Z 2254 (2008) (ISO10113 (2006))) foram determinados pelo teste de tensão de acordo com JIS Z 2241. Além disso, a expansibilidade do orifício λ foi determinada por um teste de expansão de orifício de acordo com Japan Iron e Steel Federation Standard JFS T1001. Além disso, outras condições na medição dos valores r foram as mesmas como as condições da realização.
[00173] Além disso, com respeito à porção central da espessura da chapa, dentro de uma região de 5/8 a 3/8 de uma seção transversal da
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 57/86
55/71 espessura da chapa, que é paralela a uma direção de laminação em uma posição 1/4 em uma direção da largura da chapa, uma densidade do polo foi medida em um passo de 0,5 gm usando o EBSD descrito acima.
[00174] Conforme mostrado nas figuras 6 e 7, é capaz de ser entendido que uma chapa de aço, em que uma composição química e uma microestrutura (particularmente, densidades de polo as respectivas orientações de cristal) da chapa de aço são adequadamente controladas, tem excelente expansibilidade do orifício e ductilidade. Além disso, em uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente e uma chapa de aço recozida após a galvanização que foram obtidas na Produção n° A1, a microestrutura e propriedades mecânicas da respectiva chapa de aço revestida foram as mesmas como a microestrutura e propriedades mecânicas de chapas originais laminadas a frio (Tabelas 12 a 15) correspondendo à Produção dos Números.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 58/86
56/71 [Tabela 1]
AÇO N“ COMPONENTE QUÍMICO/¾ EM MASSA
G Si Mn P s N Al O Si+Al
A 0.168 1.40 2.05 0.001 0.007 0.0026 0.032 0.0032 1.43
R 0.191 1.33 2.25 0.001 0.005 0.0032 0.035 0.0023 1.36
G 0.255 0.97 1.55 0.002 0.007 0.0033 0.038 0.0026 1.01
D 0.380 2.46 3.80 0.001 0.005 0.0033 0.710 0.0021 3.17
E 0.280 0.75 1.35 0.002 0.005 0.0055 0.310 0.0029 1.06
F 0.144 1.05 3.20 0.012 0.003 0.0032 0.040 0.0038 1.09
G 0.266 0.90 1.54 0.001 0.002 0.0025 0.101 0.0029 1.00
H 0.111 0.57 2.20 0.001 0.029 0.0019 0.690 0.0023 1.26
I 0.211 1.87 1.88 0.001 0.003 0.003 0.030 0.003 1.90
J 0.263 1.70 1.46 0.001 0.003 0.0034 0.850 0.0031 2.55
K 0.303 1.00 2.52 0.001 0.002 0.0024 0.021 0.0031 1.02
L 0.360 2.03 1.78 0.001 0.003 0.0032 0.018 0.0028 2.05
M 0.177 0.62 1.40 0.001 0.003 0.0033 1.700 0.0034 2.32
N 0.140 1.29 2.82 0.001 0.003 0.0033 0.035 0.0022 1.33
0 0.281 1.38 2.20 0.001 0.003 0.0022 0.035 0.0035 1.41
P 0.361 1.11 2.77 0.001 0.003 0.0033 0.032 0.0036 1.14
Q 0.185 1.35 1.82 0.001 0.005 0.0032 0.025 0.0031 1.37
R 0.108 1.60 2.40 0.001 0.002 0.0022 0.033 0.0011 1.63
S 0.171 1.00 2.05 0.001 0.005 0.0029 0.025 0.0031 1.03
T 0.296 1.27 2.44 0.001 0.003 0.0032 0.030 0.0035 1.30
u 0.101 1.01 1.40 0.001 0.002 0.0033 0.003 0.0024 1.01
V 0.320 1.17 2.20 0.001 0.003 0.0021 0.028 0.0036 1.20
w 0.282 0.98 2.26 0.003 0.015 0.0027 0.033 0.0019 1.01
X 0.060 1.31 1.02 0.001 0.015 0.0041 0.018 0.0022 1.33
Y 0.151 1.60 0.88 0.002 0.007 0.0029 0.011 0.0031 1.61
a 0.610 1.05 2.20 0.001 0.003 0.0021 0.035 0.0012 1.09
b 0.177 1.00 4.50 0.020 0.003 0.0041 0.034 0.0015 1.03
c 0.178 1.27 2.00 0.001 0.003 0.0042 0.033 0.0034 1.30
d 0.165 0.99 2.40 0.001 0.003 0.0035 0.035 0.0026 1.03
e 0.201 1.01 1.00 0.001 0,067 0.0035 0.036 0.0022 1.05
f 0.164 1.10 2.20 0.001 0.003 0.0023 0.033 0.0036 1.13
g 0.290 0.97 1.90 0.001 0.003 0.0044 0.032 0.0035 1.00
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 59/86
57/71 [Tabela 2]
AÇO N COMPONENTE QUÍMICO/% EM MASSA
Ti Nb B Mg REM Ca Mo Cr V w Ni Cu Co Sn Zr As
A 0.02 0.02
B
C - 0.04
D 0.02 0.0020 - 0.0035
E - 0.02
F 0.03 0.07 - - 0.0044 - - 0.1 - - - - - - - -
G - 0.02
H 0.15 0.03 - - 0.0005 0.0009 - - - 0.05 - - - - - -
1
J
K 0.03
L - - 0.0002 - - - - - - - - - - - - -
M - - - - - 0.0022 - - 0.15 - - - - - - -
N
0 0.05 - - - - - - - 0.20 - - - - - - 0.01
P 0.04 - - 0.006 - - 0.022 - 0.05 - - - - - - -
Q - - 0.0002 - - - - - - - - - 0.4 - - -
R 0.05 0.01 - 0.004 0.004 - - 0.8 - - - - - - - -
S - - - - - - - - - - - - - 0.11 - -
T 0.03 - 0.0002 - - - - - - - 1.4 - - - - -
u 0.10 - - - - - 0.01 - - - - 1.1 - - - -
V - - - 0.004 0.005 0.18 -
w - - - - - - 0.88 - - - - - - - - -
X
Y - - - - - - - 1.96 - - - - - - - -
a
b
c ÇL25
d - o
e
f - - - 0Ό2 - - - - U o - - - - - - -
Ê - - - - oj 5
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 60/86
58/71 [Tabela 3]
AÇO ND T1 Zc Ar3 /°c Agí /°c Observações
A 865 712 742 Exemplo
B 054 684 737 Exemplo
G 868 683 735 Exemplo
D 869 528 754 Exemplo
E 862 675 730 Exemplo
F 886 638 721 Exemplo
G 060 675 733 Exemplo
H 900 699 716 Exemplo
1 854 718 757 Exemplo
J 854 713 757 Exemplo
K 865 596 725 Exemplo
L 856 654 763 Exemplo
M 868 720 726 Exemplo
N 854 671 730 Exemplo
0 889 642 743 Exemplo
P 877 553 726 Exemplo
Q 853 716 743 Exemplo
R 877 727 757 Exemplo
S 854 695 730 Exemplo
T 865 615 710 Exemplo
u 877 774 737 Exemplo
V 857 615 734 Exemplo
w 944 623 727 Exemplo
X 851 831 750 Exemplo
Y 871 805 793 Exemplo
a 863 460 730 Exemplo Comparativo
b 858 536 704 Exemplo Comparativo
c 916 705 739 Exemplo Comparativo
d 942 674 726 Exemplo Comparativo
e 852 749 742 Exemplo Comparativo
f 964 692 731 Exemplo Comparativo
g 856 642 731 Exemplo Comparativo
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 61/86
59/71 [Tabela 4]
Produção n° O C O o < Laminação de 1.000°C a 1.200aC Laminação de T1 + 30°C a T1 + 200°C
Número de vezes de redução de laminação de 40% ou mais í - Proporção de redução de laminação de cada redução de laminação de 40% ou mais /% Φ Ό O irt D) JS O E E O * ã ο (Λ —, € 3 CÍ E rc H Proporção de redução de laminação acumulativa /% o ω cs α c n e o E Π Z Φ Número de vezes de redução de laminação de 30% ou mais /- Elevação da temperatura entre as respectivas passagens !°C
A1 A 2 45/45 80 64 2 2 10
A2 A 2 45/45 85 69 3 2 5
A3 A 2 40/40 80 58 2 2 10
A4 A 2 40/40 80 58 2 2 12
A5 A 2 40/40 80 51 2 2 15
B1 B 2 45/45 85 66 3 2 10
B2 B 2 45/45 80 64 2 2 15
B3 B 2 40/40 80 51 2 2 13
B4 B 2 40/40 80 51 2 2 13
B5 B 2 40/40 80 64 2 2 13
C1 C 2 40/40 80 64 2 2 18
C2 C 0 — 250 64 2 2 15
D1 D 1 40 120 50 2 1 9
D2 D 1 50 130 35 1 1 10
E1 E 2 45/45 90 67 2 2 5
E2 E 2 45/45 80 64 2 2 8
F1 F 2 45/45 75 62 2 2 13
F2 F 1 50 110 69 3 2 13
F3 F 2 45/45 80 69 3 2 13
G1 G 3 40/40/40 80 71 3 2 8
H1 H 2 45/45 80 71 3 2 10
11 I 2 45/45 75 74 3 2 5
12 I 2 45/45 75 58 2 2 12
13 I 1 50 120 64 2 2 9
14 I 2 45/45 75 64 2 2 5
15 I 2 45/45 75 58 2 2 5
16 I 2 45/45 75 61 2 2 5
17 I 2 45/45 75 61 2 2 5
18 I 2 45/45 75 64 2 2 5
19 I 2 45/45 75 61 2 2 5
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 62/86
60/71 [Tabela 5]
Produção n° Proporção de redução de laminação antes de uma passagem da passagem final da grande passagem de redução de laminação /% Tempo gasto antes do início do segundo resfriamento apôs conclusão do primeiro resfriamento /C Tempo gasto antes do início do segundo resfriamento após conclusão do primeiro resfriamento ! s Proporção de redução de laminação acumulativa de uma temperatura igual a ou maior que Ar3°C e menor que T1 + 30°C /% Ϊ- ° l·- τ- « X (Λ iD oi 1
A1 35 45 100 1.5 0 984 0.13 0,33 0.28 2.13
A2 35 40 80 1.5 10 934 0.87 2.18 1.15 1.32
A3 35 35 60 1.0 0 912 1.59 3.97 1.60 1.01
A4 35 35 60 1.0 0 900 1.93 4.81 2.00 1.04
A5 30 30 65 0.5 0 892 2.29 5.73 2.15 0.94
BI 30 40 120 2.0 0 982 0.14 0.35 0.29 2.02
B2 40 40 80 1.5 0 922 0.88 2.21 1.15 1.30
B3 30 30 60 1.0 5 889 2.08 5.19 1.02 0.49
B4 30 30 60 1.5 0 899 1.82 4.55 0.07 0.04
B5 40 40 60 1.5 0 899 1.47 3.68 0.07 0.05
C1 40 40 100 0.5 0 966 0.37 0.92 0.37 1.01
C2 40 40 30 1.5 0 936 0.88 2.20 1.15 1.31
D1 29 30 100 1.5 0 963 0.83 2.07 0.49 0.59
D2 - 35 100 1.0 0 963 0.60 1.50 0.70 1.16
E1 40 45 30 2.5 40 909 1.22 3.04 1.47 1.21
E2 40 40 80 1.0 0 929 0.88 2.20 1.15 1.31
F1 30 45 120 1.5 15 944 0.95 2.37 1.04 1.09
F2 35 40 120 1.5 0 954 0.88 2.21 6.00 6.78
F3 35 40 100 2.0 0 954 0.88 2.21 2.01 2.27
G1 40 40 100 1.0 0 958 0.36 0.91 0.37 1.01
H1 40 40 100 2.0 20 959 1.10 2.75 1.21 1.10
11 40 45 100 1.0 0 952 0.24 0.60 0.49 2.04
12 30 40 80 1.5 0 922 0.88 2.20 1.15 1.31
13 40 40 100 1.0 0 911 1.14 2.84 2.00 1.76
14 40 40 100 1.0 0 933 0.49 1.22 0.97 1.98
15 40 30 100 1.0 0 920 0.75 1.86 1.20 1.61
16 40 35 100 1.0 0 980 0.13 0.34 0.29 2.16
17 40 35 100 1.0 0 951 0.25 0.62 0.33 1.33
18 40 40 100 1.0 0 890 1.60 3.99 1.50 0.94
19 40 35 100 1.0 0 920 0.75 1.86 1.41 1.89
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 63/86
61/71 [Tabela 6]
Produção n° Aço n° Laminação de 1.0003C a 1.200°C Laminação de T1 + 3D°C a T1 + 2DD°C
Número de vezes de redução de laminação de 40% ou mais /- Proporção de redução de laminação de cada redução de laminação de 40% ou mais /% u 0 ilE o c p *3 3. 0 « — Π5 E h 4> U CC o -- 3 3 £ S “ t O £ L £ O C cl E 2 ro CL S H CO 01 c N '= 41 E > CO E = g u re « φ c re H = C α> E ~ > re zi ® ω θ γ -D CA 2 O o oi ci C O <L> £ □ 73 2 ·° Z φ » cs cl E g O Φ its re o , Se « ís Qj £ Ϊ E Φ +J
J1 J 3 40/40/40 85 85 2 2 12
J2 J 2 45/45 75 58 2 2 15
Kl K 3 40/40/40 50 68 2 2 14
K2 K 3 40/40/40 50 71 3 2 15
L1 L 2 45/45 80 67 3 1 13
L2 L 2 45/45 80 66 3 2 18
M1 M 1 50 150 55 2 1 10
M2 M 1 50 150 52 2 1 10
NI N 2 45/45 75 58 2 1 5
N2 N 1 50 130 54 3 2 15
N3 N 2 45/45 70 72 3 2 25
01 0 2 45/45 80 52 2 1 10
02 0 1 40 120 25 1 0 15
PI P 2 45/45 75 64 2 2 10
Q1 Q 2 45/45 80 69 3 2 12
R1 R 2 45/45 75 71 3 2 12
S1 S 2 45/45 80 69 3 2 13
S2 S 2 45/45 75 64 2 2 8
T1 T 2 40/40 80 67 2 2 9
T2 T 2 45/45 85 64 2 2 6
UI u 2 45/45 75 67 2 2 5
V1 V 2 45/45 85 71 3 2 12
W1 w 1 50 130 50 1 1 13
X1 X 2 40/50 80 54 2 2 15
X2 X 2 45/50 75 63 2 2 16
Y1 Y 2 45/40 70 51 2 2 13
Y2 Y 2 40/40 85 64 2 2 16
a1 â 2 45/45 75 76 3 2 16
b1 b 1 50 120 67 2 2 15
d c 2 45/45 75 67 2 2 18
dl d 2 45/45 75 64 2 2 18
e1 e 2 45/45 80 51 2 1 15
f1 f 2 45/45 80 61 3 2 12
2 45/45 75 51 2 1 10
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 64/86
62/71 [Tabela 7]
Produção n° Proporção de redução de laminação antes de uma passagem da passagem final da grande passagem de redução de laminação Φ * ff Φ 'Φ 2 £2 ,E © * O E O ’ Ϊ È. « Ε φ 2 ® £ E U c Ό te * « w ο Έ o o w H s_ tf w K „ - <U ®-σ υ σ’ Ε E Φ 3 C £L σι O p Ό α « 1- Tempo gasto antes do início do segundo resfriamento após conclusão do primeiro resfriamento / s Proporção de redução de laminação acumulativa a uma temperatura igual a ou maior que Ar3°C e menor que T1 + 30°C /% 1- 'r- (Λ +J —l. 2.5 x t 1 / s M-ι (Λ
J1 30 50 50 1.0 0 962 0.13 0.33 0.30 2.34
J2 30 40 60 1.5 0 922 0.88 2.20 1.46 1,66
Kl 35 50 100 1.5 0 961 0.17 0.43 0.42 2,44
K2 35 45 100 1.5 0 923 0.93 2.32 0.98 1.06
LI 25 45 120 1.0 0 953 0.25 0.62 0.37 1.49
L2 30 40 100 1.0 0 923 0.90 2.24 0.66 0.74
M1 25 40 120 1.5 10 966 0.36 0.89 0.49 1.38
M2 20 40 80 1.0 0 966 0.36 0.89 0.25 0.70
NI 30 40 80 1.0 0 952 0.37 0.92 0.49 1.34
N2 30 30 70 1.5 25 930 1.14 2.84 2.01 1.77
N3 40 40 90 2.5 10 899 1.46 3.66 1.33 0.91
01 20 40 100 1.0 0 985 0.38 0.96 0.37 0.97
02 - 25 100 1.5 10 955 1.57 3.91 1.15 0.74
PI 45 35 20 1.0 0 973 0.58 1.44 0.49 0.85
Q1 35 40 100 1.0 0 952 0.36 0.91 0.37 1.02
R1 40 40 100 1.0 0 985 0.26 0.64 0.39 1.52
S1 35 40 80 1.0 0 992 0.13 0.33 0.28 2.16
S2 40 40 80 1.5 0 922 0.87 2.18 0.81 0.93
T1 45 40 100 1.0 15 961 0.39 0.96 0.37 0.96
T2 40 40 100 1.5 0 931 0.91 2.28 0.98 1.07
U1 45 40 80 1.0 10 976 0.36 0.89 0.49 1.38
V1 40 40 80 1.5 0 953 0.39 0.96 0.49 1.27
W1 - 50 80 2.0 10 1051 0.13 0.33 0.32 2.44
X1 30 30 50 2.0 5 961 0.59 1.47 0.31 0.53
X2 30 40 120 1.5 10 890 1.63 4.08 2.00 1.23
Y1 30 30 80 2.0 25 920 1.71 4.28 2.10 1.23
Y2 40 40 40 1.5 10 883 2.60 6.50 0.26 0.10
a1 45 45 100 1.0 0 960 0.25 0.64 0.37 1.45
b1 40 45 100 1.0 0 954 0.26 0.65 0.49 1.88
cl 40 45 100 1.5 0 994 0.51 1.26 0.79 1.56
dl 40 40 100 2.0 0 999 1.12 2.79 1.21 1.08
e1 25 35 100 1.0 0 951 0.53 1.31 0.49 0.93
f1 30 30 100 2.0 0 1012 1.75 4.37 1.21 0.69
ê! 25 35 100 1.5 0 953 0.55 1.37 0.49 0.89
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 65/86
63/71 [Tabela 8]
Produção n° Temperatura de enrolamento l°C Proporção de redução de laminação a frio /% T- W Qí O I t. sã I t. Temperatura de recozimento rc Tempo de retenção durante o recozimento 1 s
A1 500 45 2.0 0.9 742 790 60
A2 500 45 1.5 0.7 742 660 60
A3 550 55 2.0 0.8 742 830 60
A4 500 65 2.5 1.2 742 820 50
A5 550 58 0.9 742 800 90
B1 500 45 2.5 1.0 737 850 30
B2 500 45 2.7 1.1 737 850 90
B3 400 35 1.3 0.5 737 800 50
B4 450 45 1.1 0.5 737 830 100
B5 500 92 2.2 1.0 737 850 100
C1 600 50 2.5 1.0 735 800 30
C2 600 50 3.0 1.2 735 800 30
D1 600 40 2.1 1.0 754 820 40
D2 600 40 2.1 0.8 754 820 40
E1 600 50 1.8 0.6 730 750 40
E2 600 50 1.6 0.7 730 750 40
F1 500 40 2.3 1.1 721 830 90
F2 500 40 1.5 0.6 721 830 90
F3 680 40 2.1 1.0 721 820 60
G1 600 55 2.0 1.0 733 760 30
H1 500 45 2.0 0.8 716 850 90
11 600 50 1.5 0.7 757 780 30
12 600 50 1.7 0.8 757 780 90
13 600 55 0.2 0.4 757 780 30
14 600 45 2.5 1.2 757 950 30
15 600 50 1.4 0.5 757 820 400
16 600 53 1.5 0.6 757 800 0.5
17 600 58 1.3 0.6 757 850 40
18 600 60 1.4 0.7 757 850 10
19 600 50 0.8 0.4 757 780 60
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 66/86
64/71 [Tabela 9]
Produção n° Terceiro resfriamento Quarto resfriamento Quinto resfriamento g ° Tempo de retenção / s
Taxa de resfriamento médio /°C/s Temperatura de término de resfriamento /°C Taxa de resfriamento médio / °C/s Temperatura de término de resfriamento /°C Taxa de resfriamento médio rc/s Temperatura de término de resfriamento /°C
A1 3 650 10 360 - - 360 106 350
A2 2 610 10 350 - - 350 202 250
A3 2 700 30 380 - - 380 38 19
A4 2.5 650 30 330 - - 330 966 250
A5 10 650 12 400 - - 400 20 200
B1 5 740 20 350 - - 350 202 350
B2 3 650 60 350 - - 350 202 350
B3 1.5 750 60 - 60 200 400 20 150
B4 2 680 110 - 80 150 350 202 250
B5 2 650 50 430 - - 430 15 200
C1 3 730 70 430 - - 430 15 350
C2 3 730 60 430 - - 430 15 350
D1 2 750 50 370 - - 370 61 400
D2 1.5 780 10 370 - - 370 61 400
E1 2 700 60 430 - - 430 15 350
E2 6 580 10 430 - - 430 15 300
F1 1.5 730 60 380 - - 380 38 250
F2 2 700 50 380 - - 380 38 250
F3 3 650 40 440 - - 440 17 100
G1 7 600 10 410 - - 410 17 100
H1 2 710 70 400 - - 400 20 375
11 4 700 50 480 - - 480 61 150
12 2 650 10 560 - - 560 - 350
13 4 650 50 420 - - 420 15 100
14 2 650 50 400 - - 400 20 250
15 2 700 50 430 - - 430 15 200
16 3 680 50 420 - - 420 15 150
17 0.5 780 50 380 - - 380 38 100
18 1 810 50 420 - - 420 15 30
19 2 700 2 450 - - 450 20 100
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 67/86
65/71 [Tabela 10]
Produção n° Temperatura de enrolamento / °C 0» σ o O O U __ ztC — ϊ ε o Q. O CL T- ω Oí Õ I L, Sg T o ° < L. Temperatura de recozimento /°C Tempo de retenção durante o recozimento / s
J1 600 50 1.5 0.6 757 780 30
J2 600 50 1.3 0.6 757 780 90
K1 550 40 1.9 0.9 725 855 30
K2 600 45 1.8 0.6 725 800 90
L1 600 45 2.0 1.0 763 800 30
L2 600 45 2.3 1.0 763 800 30
M1 500 50 2.1 1.0 726 040 60
M2 500 2Ü 1.6 0.7 726 840 60
N1 550 40 1.1 0.5 730 870 100
N2 500 50 1.5 0.7 730 800 20
N3 550 50 1.2 0.5 730 790 60
01 600 40 1.2 0.6 743 000 30
02 600 40 1.2 0.5 743 000 30
P1 600 40 1.3 0.4 726 300 40
Q1 600 50 1.5 0.5 743 810 40
RI 500 40 1.7 0.8 757 830 90
SI 550 55 1.0 0.4 730 780 60
S2 550 45 0.6 0.2 730 780 60
TI 500 50 3.0 1.4 710 900 200
T2 500 50 2.5 1.2 710 870 20
U1 500 45 2.1 1.0 737 850 30
VI 600 50 2.0 1.0 734 860 40
W1 550 40 1.8 0.8 727 300 40
XI 500 80 1.6 0.7 750 780 50
X2 500 60 1.6 0.7 750 020 50
Y1 450 60 2.0 1.0 793 850 60
Y2 550 60 1.4 0.6 793 830 60
al 600 45 1.3 0.5 730 820 30
bl 600 45 1.0 0.4 704 820 30
c1 600 45 1.3 0.6 739 020 30
d1 600 45 1.2 0.4 726 020 30
e1 600 50 1.3 0.5 742 820 30
f1 600 40 1.1 0.5 731 820 30
ei 600 55 1.6 0.7 731 820 30
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 68/86
66/71 [Tabela 11]
Produção n“ Terceiro resfriamento Quarto resfriamento Quinto resfriamento J-F Tempo de retenção 1 s
Taxa de resfriamento médio reis Temperatura de término de resfriamento /°C Taxa de resfriamento médio reis Temperatura de término de resfriamento rc Taxa de resfriamento médio reis Temperatura de término de resfriamento /°C
J1 2 730 10 490 - - 490 106 200
J2 1 710 40 490 - - 490 106 250
K1 4 760 10 350 - - 350 202 350
K2 2.5 630 10 480 - - 480 61 300
L1 4 710 10 480 - - 480 61 300
L2 4 710 40 480 - - 480 61 400
M1 2.5 720 60 380 - - 380 38 250
M2 3 710 50 380 - - 380 38 300
N1 2 720 70 405 - - 405 18 250
N2 23 570 20 400 - - 400 20 50
N3 3 680 40 390 - - 390 27 150
01 4 710 50 350 - - 350 202 250
02 4 710 60 350 - - 350 202 15Q
P1 2 740 15 300 - - 3PQ - 350
Q1 4 700 60 430 - - 430 15 350
RI 2 690 50 430 - - 430 15 350
S1 2 680 10 400 - - 400 20 400
S2 2.5 670 40 400 - - 400 20 400
TI 1 750 50 430 - - 430 15 400
T2 15 670 30 430 - - 430 15 400
U1 6 710 70 430 - - 430 15 400
VI 6 690 60 400 - - 400 20 400
W1 4 680 60 430 - - 430 15 400
X1 3.5 650 20 - 20 300 380 38 200
X2 3 700 40 380 - - 380 38 150
Y1 5 600 20 410 - - 410 17 150
Y2 4 650 40 - 40 250 420 15 40
a1 5 710 60 430 - - 430 15 350
bl 4 730 50 430 - - 430 15 350
d 6 690 50 430 - - 430 15 350
d1 4 700 40 430 - - 430 15 350
el 5 700 40 430 - - 430 15 350
f1 5 710 50 430 - - 430 15 350
gl 4 720 30 430 - - 430 15 350
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 69/86
67/71 [Tabela 12]
Produção n° Ξ Ί CM Q - u. B /% γ Residual /% o. s? t-M /% HVb /- ò-e _l o
A1 2.6 2.5 31 48 11 4 6 0 309 1.1 0.83 0.84
A2 6.6 3.0 81 9 3 5 2 0 238 0.6 0.80 0.81
A3 2.3 1.9 36 3 4 53 4 0 249 0.7 0.88 0.89
A4 2.9 2.3 35 4 3 55 3 0 255 0.6 0.91 0.98
A5 6.9 5.2 59 19 4 10 8 0 255 0.6 1.19 1.13
B1 2.1 2.6 25 45 13 7 10 0 311 1.2 0.84 0.85
B2 2.2 3.0 22 46 12 10 10 0 278 1.1 0.79 0.81
B3 1.5 2.4 30 11 15 2 2 40 244 1.3 0.91 0.89
B4 1.9 2.7 17 10 10 3 3 57 271 1.3 1.01 0.99
B5 6.7 5.9 32 48 12 7 1 0 258 1.3 1.21 1.19
Cl 3.0 2.5 37 42 16 0 5 0 250 1.3 0.78 0.80
C2 6.6 3.5 30 41 5 19 3 2 244 1.6 0.40 0.40
D1 3.1 3.8 22 51 6 17 4 0 291 1.1 0.83 0.84
D2 aa aa 20 65 3 1 10 1 303 0.7 0.84 0.85
El 6.7 7.1 29 55 12 0 4 0 240 1.4 0.73 0.75
E2 3.6 2.5 60 13 17 5 5 0 261 1.7 0.79 0.81
F1 3.2 4.0 20 55 9 6 10 0 249 1.3 0.72 0.75
F2 1.1 1.2 24 57 10 9 0 0 244 0.8 1.17 1.11
F3 6.6 4.6 33 48 10 9 0 0 261 0.8 0.93 0.89
G1 3.4 2.0 49 33 16 2 0 0 263 1.3 0.78 0.80
H1 3.1 3.6 25 43 11 11 10 0 221 1.3 0.72 0.76
11 3.5 2.8 30 33 17 16 4 0 211 1.6 0.74 0.77
12 3.2 2.5 36 12 1 29 22 0 144 0.8 0.78 0.80
13 6.8 5.1 42 33 12 13 0 0 241 1.2 1.22 1.19
14 2.6 2.1 5 79 12 4 0 0 250 1.6 1.19 1.11
15 3.0 2.5 30 33 17 16 4 0 238 1.6 1.12 1.11
16 2.2 1.8 87 4 3 4 2 0 244 1.6 0.91 0.88
17 2.8 2.6 4 81 11 1 3 0 271 1.6 0.87 0.87
18 2.4 2.3 3 85 9 3 0 0 243 1.6 0.92 0.91
19 3.5 2.8 41 11 1 16 31 0 251 1.6 0.93 0.90
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 70/86
68/71 [Tabela 13]
Produção n° r30 /- r60 /- Proporção de área do grão grosso /% Diâmetro médio do volume / um Fração do grão equiaxial /% cd EL /% í *5 *£ Observações
A1 0.85 0.88 2.5 3.3 29 785 24 72 19000 56888 Exemplo
A2 0.90 0.92 10.5 11.2 73 320 34 91 10880 29234 Exemplo Comparativo
A3 0.83 0.81 9.2 10.0 60 1115 9 24 10035 27119 Exemplo Comparativo
A4 0.85 0.84 8.9 6.9 65 1199 8 22 9592 26077 Exemplo Comparativo
A5 0.69 0.71 9.8 8.1 41 591 27 41 15957 24231 Exemplo Comparativo
B1 0.86 0.89 2.6 Ó.4 29 788 24 78 19000 61512 Exemplo
B2 0.90 0.92 10.5 11.2 73 778 24 75 19000 58459 Exemplo
B3 0.85 0.86 9.3 10.0 66 1091 21 53 2291 1 57823 Exemplo
B4 0.91 0.88 0.6 3.1 19 1233 17 49 20961 60417 Exemplo
B5 0.85 0.79 0.6 2.8 7 955 16 19 15280 18145 Exemplo Comparativo
C1 0.91 0.93 3.4 4.1 34 598 28 92 17000 55089 Exemplo
G2 1.26 1.15 10.5 11.2 73 598 22 48 13412 28919 Exemplo Comparativo
D1 0.99 0.99 4.5 5.2 40 1216 14 30 17000 36221 Exemplo
D2 0.95 0.96 6.4 7.1 50 1211 8 6 9732 7268 Exemplo Comparativo
E1 1.01 1.01 13.4 14.0 89 585 29 38 17000 22321 Exemplo Comparativo
E2 0.90 0.92 10.5 11.2 73 588 29 90 17000 53121 Exemplo
F1 0.97 0.98 9.4 10.1 67 1198 14 40 17000 47420 Exemplo
F2 0.89 0.91 41.0 16.1 91 1100 15 27 16500 29714 Exemplo Comparativo
F3 0.66 0.69 13.0 5.8 79 1001 13 15 13013 15015 Exemplo Comparativo
G1 0.91 0.93 3.4 4.1 34 594 29 90 17000 53627 Exemplo
H1 0.97 0.98 11.0 11.7 76 844 20 62 17000 52621 Exemplo
11 0.94 0.95 4.5 5.2 40 593 37 90 22000 53484 Exemplo
12 0.90 0.92 10.5 11.2 73 583 38 29 22000 16912 Exemplo Comparativo
13 0.99 0.91 4.5 7.4 40 709 18 31 12762 21979 Exemplo Comparativo
14 0.94 0.95 38.0 16.4 31 889 14 22 12446 19558 Exemplo Comparativo
15 0.90 0.92 30.3 15.3 33 711 19 23 13509 16353 Exemplo Comparativo
16 0.81 0.81 10.1 7.3 55 288 36 71 10368 20448 Exemplo Comparativo
17 0.83 0.88 8.1 6.3 56 1081 11 34 11891 36754 Exemplo Comparativo
18 0.83 0.84 2.1 4.1 63 1121 9 39 10089 43719 Exemplo Comparativo
19 0.83 0.88 7.3 7.4 73 661 13 31 8593 20491 Exemplo Comparativo
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 71/86
69/71 [Tabela 14]
Produção n° Q Ί <N Q - '-S LL γ Residual /% M /% Q. c’ t-M /% HVb /- ò-í _| L. O 1 L.
J1 2.9 2.2 34 29 14 19 4 0 188 1.5 0.82 0.83
J2 3.2 2.5 34 41 5 15 5 0 200 1.0 0.78 0.80
K1 2.7 3.8 24 51 9 11 5 0 290 1.0 0.76 0.79
K2 3.5 3.5 35 40 10 12 3 0 212 1.3 0.73 0.76
L1 3.0 3.0 30 47 11 4 8 0 180 1.6 0.78 0.80
L2 3.4 3.4 32 39 14 6 9 0 192 1.5 0.74 0.77
M1 2.9 2.8 26 38 22 4 10 0 267 1.5 0.89 0.89
M2 6.9 5.3 26 42 16 7 9 0 240 1.4 0.93 0.92
N1 2.6 3.8 11 68 18 1 2 0 229 1.8 0.74 0.77
N2 2.2 1.9 37 24 4 6 29 0 260 0.8 0.88 0.87
N3 3.1 2.9 41 34 11 6 8 0 266 1.1 1.09 1.05
01 3.0 3.5 30 48 9 9 4 0 325 1.3 0.78 0.80
02 ÊJ. 5J5 44 4 7 43 2 0 340 1.1 0.58 0.58
P1 3.3 3.8 11 6 1 11 7 64 330 0.5 0.74 0.77
Q1 2.9 2.5 31 46 17 2 4 0 266 1.6 0.78 0.80
R1 2.8 3.6 27 40 9 16 8 0 239 1.2 0.76 0.79
S1 2.8 2.6 33 33 21 4 9 0 236 2.1 0.83 0.84
S2 3.7 3.5 40 39 17 0 4 0 250 1.6 0.72 0.76
T1 2.3 2.5 7 73 13 1 6 0 251 1.5 0.78 0.80
T2 2.8 3.0 10 62 21 0 7 0 240 1.9 0.73 0.76
U1 2.8 3.3 21 63 12 2 2 0 244 1.3 0.74 0.77
V1 2.7 2.8 15 59 15 4 7 0 231 1.6 0.76 0.79
W1 3.6 3.2 23 51 5 20 1 0 262 1.0 0.79 0.81
X1 4.0 4.0 41 21 15 0 4 19 253 1.3 0.88 0.85
X2 2.1 2.3 25 55 14 2 4 0 249 1.1 0.89 0.91
Y1 1.8 1.4 35 41 9 10 5 0 253 1.1 0.87 0.87
Y2 5.1 4.5 37 10 13 3 2 35 241 1.2 0.97 0.99
a1 2.8 3.0 22 51 5 21 1 0 249 0.7 0.77 0.79
b1 4.0 3.9 22 42 12 23 1 0 244 0.7 0.53 0.64
d 8.3 9.5 30 51 9 4 6 0 261 1.3 0.42 0.56
d1 8.4 9.6 27 48 8 8 9 0 283 1.1 0.41 0.55
e1 3.1 2.8 30 41 7 21 1 0 240 1.2 0.75 0.78
f1 6.6 8.1 27 41 6 22 4 0 261 1.1 0.42 0.56
ê1 3.1 2.3 24 48 13 7 8 0 250 1.5 0.74 0.77
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 72/86
70/71 [Tabela 15]
Produção n° o , ÍO . O r <X> Proporção de área do grão grosso /% o εξ poE h>ZL □ □ O 3 , 73 ra Sí o □ -* íkí σ O CD E L_ fú _1 £ LU -- λ / % -i - £ Observações
J1 D.B8 0.91 2.8 3.5 30 608 36 92 22000 55638 Exemplo
42 0,90 0,92 13.2 13.9 88 603 36 91 22000 54683 Exemplo
Kl 0.95 0.96 4.5 5.2 40 1194 16 29 19000 35112 Exemplo
K2 0.99 0.99 8.9 9.6 64 1194 16 28 19000 33412 Exemplo
L1 0.91 0,93 3.4 4.1 34 795 28 68 22000 54439 Exemplo
L2 0.95 0.96 6.0 6.7 48 785 28 67 22000 52920 Exemplo
Ml 1.00 1.00 4.5 5.2 40 592 29 94 17000 55626 Exemplo
M2 0.95 0.97 17.1 13.4 17 592 22 49 13032 29027 EsemploComparaüvo
NI 092 0.94 4.5 5.2 40 974 17 51 17000 49242 Exemplo
N2 0.81 0.79 5.9 7.4 41 901 14 33 12614 29335 EsempioComparaüvo
N3 0.79 0.81 15.0 13.0 51 011 19 39 15409 31629 Exemplo
01 0,89 0,91 3.4 1.1 34 874 19 59 17000 51554 Exemplo
02 1JB 1,31 10.5 11.2 73 984 I4 13 13998 12389 E sem pio Comparativo·
PI 0.94 0.95 4.5 5.2 40 1483 6 33 8899 49554 E sem pio Comparativo
qi 0.91 0,93 3.4 4.1 34 600 32 93 19000 55527 Exemplo
RI 0.92 0.93 3.5 4.3 35 1110 15 43 17000 47316 Exemplo
SI 0.86 0.89 2.6 3.3 29 594 32 94 19000 56102 Exemplo
Ξ2 0.96 0.96 7.4 8.1 55 590 32 89 19000 52836 Exemplo
TI 0.92 0.94 3.4 4.1 34 1004 19 49 19000 49585 Exemplo
T2 0.98 0.98 8.9 9.6 64 989 19 47 19000 46071 Exemplo
111 0.94 0.95 4.5 5.2 40 665 26 86 17000 57158 Exemplo
VI 0.94 0.95 4.5 5.2 40 756 22 76 17000 57346 Exemplo
W1 1,05 1.04 14.7 11.6 96 1459 12 32 17000 46227 Exemplo
XI 0.71 0.70 2.8 16 31 901 27 53 24327 47753 Exemplo
X2 0,85 0.83 18.2 12.2 95 1021 24 57 24504 58197 Exemplo
Yl 0.83 0.84 16.9 13.4 91 1051 24 58 25224 60958 Exemplo
Y2 0.85 0.81 3.0 3.5 38 1190 18 34 21420 40460 Exemplo
a1 0,96 0.97 4.0 11.2 38 893 14 13 12537 11496 E sem pio Comparativo
bl U7 1.23 5.3 10.0 29 1091 5 14 5455 15099 E sem pio Comparativo
cl 1.20 1.22 8.5 7.1 33 893 15 29 13429 25708 Esempio Comparativo
dl 1.21 12.9 10.1 49 1058 8 23 8539 24749 Esempio Comparativo
e1 0,91 0.93 5.4 11.7 39 722 14 25 10108 17849 E sem pio Comparativo
fl 1,13 1.29 13.5 3.5 80 1079 13 9 13763 9192 Esempio Comparativo
0.90 0.92 5.1 9.6 43 688 20 25 13768 17210 E sem pio Comparativo·
[00178] Anteriormente, os exemplos preferidos da presente invenção foram descritos, mas a presente invenção não é limitada aos exemplos. Adição, omissão, substituição e outras modificações de configuração podem ser feitos dentro de uma faixa sem se afastar da essência da presente invenção. A presente invenção não é limitada
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 73/86
71/71 pela descrição descrita acima, e é limitada apenas pelas reivindicações anexas.
Aplicabilidade Industrial [00179] Com relação ao aço TRIP, uma chapa de aço de alta resistência laminada a frio que é excelente em ductilidade e expansibilidade do orifício, e um método de produção da mesma são providos.
Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 74/86
1/8

Claims (13)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa de aço laminada a frio, caracterizada pelo fato de que compreende uma composição química da chapa de aço consistindo em, % em massa,
    C: 0,02% a 0,4%;
    Si: 0,001% a 2,5%;
    Mn: 0,001% a 4,0%;
    Al: 0,001% a 2,0%;
    P: limitado a 0,15% ou menos;
    S: limitado a 0,03% ou menos;
    N: limitado a 0,01% ou menos;
    O: limitado a 0,01% ou menos;
    opcionalmente um ou mais selecionados do grupo consistindo em
    Ti: 0,001% a 0,2%;
    Nb: 0,005% a 0,2%;
    B: 0,0001% a 0,005%;
    Mg: 0,0001% a 0,01%;
    REM: 0,0001% a 0,1%;
    Ca: 0,0001% a 0,01%;
    Mo: 0,001% a 1,0%;
    Cr: 0,001% a 2,0%;
    V: 0,001% a 1,0%;
    W: 0,001% a 1,0%;
    Ni: 0,001% a 2,0%;
    Cu: 0,001% a 2,0%;
    Co: 0,0001% a 1,0%;
    Sn: 0,0001% a 0,2%;
    Zr: 0,0001% a 0,2%; e
    As: 0,0001% a 0,5%; e
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 75/86
  2. 2/8 o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis, em que uma soma do teor de Si e o teor de Al é 1,0% a 4,5% na composição química da chapa de aço, uma densidade média do polo de um grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110>, que é uma densidade do polo expressa por uma média aritmética de densidades de polo das respectivas orientações de cristal {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110>, é 1,0 a 6,5, e uma densidade do polo de uma orientação de cristal {332}<113> é 1,0 a 5,0 em uma porção central da espessura da chapa dentro de uma faixa de 5/8 a 3/8 de uma espessura da chapa, uma microestrutura da chapa de aço inclui grãos, a microestrutura da chapa de aço consiste em, por uma proporção de área, 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, e 2% a 30% de austenita retida, na microestrutura, martensita é limitada a 20% ou menos, pearlita é limitada a 10% ou menos, e martensita temperada é limitada a 60% ou menos, em que rC, que é um valor de Lankford em uma direção ortogonal a uma direção de laminação, é de 0,70 a 1,10, e r30, que é um valor de Lankford em uma direção formando um ângulo de 30° com a direção de laminação, é de 0,70 a 1,10, rL, que é o valor de Lankford na direção de laminação, é de 0,70 a 1,10, e r60, que é um valor de Lankford em uma direção formando um ângulo de 60° com a direção de laminação, é de 0,70 a 1,10, e em que uma dureza Vickers da bainita é 180 HV ou mais, e uma concentração média de C na austenita retida é 0,9% ou mais.
    2. Chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que um diâmetro médio de volume dos grãos é de 2 μιη a 15 μιη.
  3. 3. Chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindi
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 76/86
    3/8 cação 1, caracterizada pelo fato de que a densidade média do polo do grupo de orientação de {100}<011> a {223}<110> é de 1,0 a 5,0, e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> é de 1,0 a 4,0.
  4. 4. Chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que dentre os grãos, uma proporção de área de grãos que excede 35 pm em um diâmetro de círculo equivalente é limitada a 10% ou menos.
  5. 5. Chapa de aço laminada a frio, de acordo com reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que dentre os grãos, uma proporção de grãos, em que um valor obtido dividindo um comprimento de um grão na direção de laminação pelo comprimento de um grão em uma direção da espessura da chapa é 3,0 ou menos, é de 50% a 100%.
  6. 6. Chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que uma camada galvanizada por imersão a quente ou uma camada recozida após galvanização é provida em uma superfície da chapa de aço.
  7. 7. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, o método de produção caracterizado pelo fato de que compreende:
    um primeiro processo de laminação a quente a realizar uma laminação a quente com respeito a um aço, de modo a ajustar um tamanho médio do grão de austenita do aço em 200 pm ou menos, em que o primeiro processo de laminação a quente inclui pelo menos uma passagem de redução de laminação com uma proporção de redução de laminação de 40% ou mais em uma faixa de temperatura de 1.000°Ca 1.200°C, e a composição química do aço consistindo em, % em massa,
    C: 0,02% a 0,4%;
    Si: 0,001% a 2,5%;
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 77/86
    4/8
    Μη: 0,001% a 4,0%;
    Al: 0,001% a 2,0%;
    P: limitado a 0,15% ou menos;
    S: limitado a 0,03% ou menos;
    N: limitado a 0,01% ou menos;
    O: limitado a 0,01% ou menos;
    opcionalmente um ou mais selecionados do grupo consistindo em
    Ti: 0,001% a 0,2%,
    Nb: 0,005% a 0,2%,
    B: 0,0001% a 0,005%,
    Mg: 0,0001% a 0,01%,
    REM: 0,0001% a 0,1%,
    Ca: 0,0001% a 0,01%,
    Mo: 0,001% a 1,0%
    Cr: 0,001% a 2,0%,
    V: 0,001% a 1,0%,
    W: 0,001% a 1,0%,
    Ni: 0,001% a 2,0%,
    Cu: 0,001% a 2,0%,
    Co: 0,0001% a 1,0%,
    Sn: 0,0001% a 0,2%,
    Zr: 0,0001% a 0,2%, e
    As: 0,0001% a 0,5%, e o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis, e em que uma soma do teor de Si e do teor de Al é de 1,0% a 4,5%;
    um segundo processo de laminação a quente a realizar uma laminação a quente com respeito ao aço, em que o processo de laminação a quente inclui, em que a segunda laminação a quente é
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 78/86
    5/8 uma laminação de acabamento, uma grande passagem de redução de laminação com uma proporção de redução de laminação de 30% ou mais em uma faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C quando uma temperatura calculada pela Expressão 1 a seguir é ajustada a T1°C, uma proporção de redução de laminação acumulativa na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C é 50% a 90%, em que uma passagem final é a grande passagem de redução de laminação, uma opcional proporção de redução de laminação acumulativa após realizar o primeiro resfriamento em uma faixa de temperatura em que é maior que ou igual a Ar3°C calculada pela Expressão 4 a seguir e menor que T1 + 30°C é limitada a 30% ou menos, e uma temperatura de término de laminação é a Ar3°C calculada pela Expressão 4 a seguir ou mais;
    um primeiro processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço, de modo que um tempo de espera t segundo, que é ajustado como um momento a partir de uma conclusão da passagem final dentre as passagens de grande redução de laminação para um início de resfriamento, satisfaz a Expressão 2 a seguir, em que uma taxa de resfriamento média no primeiro resfriamento é 50 “C/s a 200 “C/s, uma variação da temperatura de res friamento, que é uma diferença entre uma temperatura do aço no momento do início do resfriamento e uma temperatura do aço no momento do término do resfriamento, é de 40°C a 140°C, no primeiro resfriamento, e a temperatura do aço no momento do término do resfriamento é T1 + 100°C ou menos;
    um segundo processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço, em que o segundo resfriamento é iniciado dentro de 10 segundos após o aço ser passada através de um suporte de laminação final e após o término do primeiro resfriamento;
    um processo de enrolamento a realizar um enrolamento
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 79/86
    6/8 com respeito ao aço em uma faixa de temperatura de 350Ό a 650 °C;
    um processo de decapagem a realizar uma decapagem com respeito ao aço;
    um processo de laminação a frio a realizar uma laminação a frio com respeito ao aço em uma proporção de redução de laminação de 30% a 90%;
    um processo de aquecimento em duas etapas a realizar um aquecimento em duas etapas com respeito ao aço, em que uma taxa de aquecimento médio HR1 em uma faixa de temperatura a partir da temperatura ambiente a 650°C é 0,3°C/s a ΣΟΟΌ/β, e uma taxa de aquecimento médio HR2 em uma faixa de temperatura a partir de mais do que 650°C a Aci°C, quando Aci é calculada pela Expressão 5 a seguir, é 0,5 x HR1 ou menos, na unidade de °C/s;
    um processo de retenção a realizar a retenção com respeito ao aço dentro de uma faixa de temperatura de Aci°C a 900°C por 1 segundo a 300 segundos;
    um processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço até uma faixa de temperatura de 580°C a 780°C em uma taxa de resfriamento médio de 1°C/s a 20°C/s;
    um processo de resfriamento a realizar um resfriamento com respeito ao aço a uma temperatura Toa, que está dentro de uma faixa de temperatura de 350°C a 500°C, em uma taxa de resfriamento médio de 5°C/s a 200°C/s; e um processo de retenção a realizar uma retenção com respeito ao aço de modo a obter uma chapa de aço, em que o aço é retido dentro da faixa de temperatura de 350°C a 500°C por um tempo de toA segundos ou mais, que é calculada pela Expressão 6 a seguir, a
    1000 segundos ou menos, ou um resfriamento e processo de retenção a realizar um resfriamento e retenção com respeito ao aço de modo a obter uma chapa
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 80/86
    7/8 de aço, em que o aço é ainda resfriado a uma temperatura de 350°C ou menos, então o aço é reaquecido à faixa de temperatura de 350°C a 500°C, e o aço é retido dentro da faixa de temperatura de 350°C a 500°C pelo tempo de íoa segundos ou mais, que é calculado pela Expressão 6 a seguir, a 1000 segundos ou menos, em que,
    T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn]... (Expressão 1) em que [C], [N], e [Mn] representam porcentagens em massa do teor de C, do teor de N, e do teor de Mn no aço, respectivamente, em que a temperatura calculada pela Expressão 7 a seguir no lugar da temperatura calculada pela Expressão 1 é ajustada como T1°C,
    T1 = 850 + 10 x ([C] + [N]) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] +
    40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x[Mo] + 100 x [V]... (Expressão 7) em que, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo], e [V] representam porcentagens em massa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V, respectivamente, t < 2,5 x t1 ... (Expressão 2) aqui, t1 é expresso pela Expressão 3 a seguir, t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ... (Expressão 3) aqui, Tf representa uma temperatura em Celsius do aço no momento da conclusão da passagem final, e P1 representa uma porcentagem da proporção de redução de laminação durante a passagem final,
    Ar3 = 879,4 - 516,1 x [C] - 65,7 x [Mn] + 38,0 x [Si] + 274,7 x [P]... (Expressão 4)
    Aci = 723 - 10.7 x [Mn] - 16.9 x [Ni] + 29,1 x [Si] + 16,9 x
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 81/86
  8. 8/8 [Cr] + 290 x [As] + 6,38 x [W]... (Expressão 5) [Expressão Matemática 1] *ΟΑ |θ0.(Χ>02(ΤΟΑ-425)?+1.18
    ... (Expressão 6).
    8. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão 8 a seguir usando t1
    0 < t < t1 ... (Expressão 8).
  9. 9. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão 9 a seguir usando t1 t1 < t < 2,5 x t1 ... (Expressão 9).
  10. 10. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que a primeira laminação a quente inclui uma passagem que tem uma proporção de redução de laminação de 40% ou mais pelo menos duas ou mais vezes, de modo a controlar um tamanho médio de grão de aus tenita do aço a ser 100 μιη ou menos.
  11. 11. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que uma elevação da temperatura do aço entre as respectivas passagens na faixa de temperatura de T1 + 30°C a T1 + 200°C é ajustada a 18°C ou menos na segunda laminação a quente.
  12. 12. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que o primeiro resfriamento é realizado entre os suportes de laminação.
  13. 13. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que uma camada galvanizada por imersão a quente ou uma camada recozida após a galvanização é formada em uma superfície da chapa de aço.
    Petição 870180072452, de 17/08/2018, pág. 82/86
    1/6
    TS X EL (MPa%) TS x λ (MPa%)
    D1 (-)
BR112013025015-1A 2011-03-28 2012-03-28 chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma BR112013025015B1 (pt)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011/070725 2011-03-28
JP2011070725 2011-03-28
PCT/JP2012/058199 WO2012133563A1 (ja) 2011-03-28 2012-03-28 冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
BR112013025015A2 BR112013025015A2 (pt) 2017-03-01
BR112013025015B1 true BR112013025015B1 (pt) 2018-11-06

Family

ID=46931248

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112013024984-6A BR112013024984B1 (pt) 2011-03-28 2012-03-28 chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma
BR112013025015-1A BR112013025015B1 (pt) 2011-03-28 2012-03-28 chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112013024984-6A BR112013024984B1 (pt) 2011-03-28 2012-03-28 chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma

Country Status (12)

Country Link
US (2) US9546413B2 (pt)
EP (2) EP2692893B1 (pt)
JP (2) JP5408383B2 (pt)
KR (2) KR101536845B1 (pt)
CN (2) CN103476960B (pt)
BR (2) BR112013024984B1 (pt)
CA (2) CA2829753C (pt)
ES (2) ES2655939T3 (pt)
MX (2) MX338912B (pt)
PL (2) PL2692893T3 (pt)
TW (2) TWI447236B (pt)
WO (2) WO2012133540A1 (pt)

Families Citing this family (100)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5408383B2 (ja) 2011-03-28 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
ES2654055T3 (es) * 2011-04-21 2018-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma
TWI470092B (zh) * 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷軋鋼板及其製造方法
CN103014554B (zh) * 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
US9540720B2 (en) 2011-09-30 2017-01-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and small material anisotropy with ultimate tensile strength of 980 MPa or more
JP5578288B2 (ja) 2012-01-31 2014-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP2971209B1 (en) 2013-03-11 2017-04-05 Tata Steel IJmuiden B.V. High strength hot dip galvanised complex phase steel strip
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
AU2014245562B2 (en) * 2013-03-29 2017-02-02 Jfe Steel Corporation Steel structure for hydrogen gas, method for producing hydrogen storage tank, and method for producing hydrogen line pipe
JP5633594B2 (ja) * 2013-04-02 2014-12-03 Ｊｆｅスチール株式会社 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
US10000829B2 (en) 2013-04-15 2018-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
JP5852690B2 (ja) * 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US20150176109A1 (en) * 2013-12-20 2015-06-25 Crs Holdings, Inc. High Strength Steel Alloy and Strip and Sheet Product Made Therefrom
US20150176108A1 (en) * 2013-12-24 2015-06-25 Nucor Corporation High strength high ductility high copper low alloy thin cast strip product and method for making the same
JP6241274B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP6217455B2 (ja) * 2014-02-28 2017-10-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
US10435762B2 (en) * 2014-03-31 2019-10-08 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
CN106164313B (zh) * 2014-03-31 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6354271B2 (ja) * 2014-04-08 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
MX2017001526A (es) * 2014-08-07 2017-05-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
CN104233092B (zh) * 2014-09-15 2016-12-07 首钢总公司 一种热轧trip钢及其制备方法
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104404367B (zh) * 2014-12-10 2016-08-31 东北大学 一种高强度高塑性冷轧低碳钢及其制备方法
MX2017007511A (es) 2014-12-12 2017-08-22 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
WO2016130548A1 (en) 2015-02-10 2016-08-18 Arcanum Alloy Design, Inc. Methods and systems for slurry coating
KR101957078B1 (ko) * 2015-02-20 2019-03-11 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN107250404B (zh) * 2015-02-20 2019-04-26 新日铁住金株式会社 热轧钢板
BR112017017134A2 (pt) * 2015-02-24 2018-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a frio e método de fabricação da mesma
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
PL3263729T3 (pl) 2015-02-25 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
US10689724B2 (en) 2015-07-31 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same
DE102015112889A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
WO2017058835A1 (en) * 2015-09-28 2017-04-06 Crs Holdings, Inc. Steel alloy with high strength, high impact toughness and excellent fatigue life for mud motor shaft applications
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017109538A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
CN105543702A (zh) * 2015-12-28 2016-05-04 合肥中澜新材料科技有限公司 一种高强度合金汽车车门
EP3409805B1 (en) 2016-01-29 2020-09-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working, and method for producing same
WO2017150545A1 (ja) * 2016-03-02 2017-09-08 新日鐵住金株式会社 鉄道用車輪
CN105779864B (zh) * 2016-04-28 2017-11-21 武汉钢铁有限公司 弥散强化微合金高强钢及其生产方法
DE102016108836B4 (de) 2016-05-12 2018-05-24 Benteler Automobiltechnik Gmbh Kraftfahrzeugbauteil sowie Verfahren zu dessen Herstellung
WO2017201418A1 (en) * 2016-05-20 2017-11-23 Arcanum Alloys, Inc. Methods and systems for coating a steel substrate
KR101795277B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
KR101795278B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
CN106011623A (zh) * 2016-06-28 2016-10-12 安徽富乐泰水泵系统有限公司 一种耐低温强度高的泵轴材料
CN106191692A (zh) * 2016-07-11 2016-12-07 吴用镜 一种钻进钻杆用合金钢材料
CN105950994A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 吴用镜 一种钻进钻杆用铜镍合金钢
TWI629367B (zh) 2016-08-05 2018-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Steel plate and plated steel
TWI629369B (zh) 2016-08-05 2018-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 鋼板及鍍敷鋼板
EP3460088B1 (en) * 2016-08-08 2021-12-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN109563575B (zh) * 2016-08-16 2021-03-05 日本制铁株式会社 热压成型构件
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2019002337A (es) 2016-08-31 2019-05-16 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
BR112018076347A2 (pt) 2016-09-21 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço
DK3535431T3 (da) 2016-11-02 2021-08-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stålprodukt med middel manganindhold til lavtemperaturanvendelse og fremgangsmåde til dets fremstilling
SE540040C2 (en) * 2016-11-25 2018-03-06 High strength cold rolled steel sheet for automotive use
EP3592871A1 (en) * 2017-03-10 2020-01-15 Tata Steel Limited Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100mpa and good elongation 21%
US11186900B2 (en) 2017-03-13 2021-11-30 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
EP3572546B1 (en) * 2017-03-13 2022-02-09 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN110475889A (zh) * 2017-03-31 2019-11-19 日本制铁株式会社 热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
CN107130174A (zh) * 2017-06-07 2017-09-05 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥780MPa的合金化热镀锌钢及生产方法
CN107326276B (zh) * 2017-06-19 2019-06-07 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
TWI679285B (zh) * 2017-07-07 2019-12-11 日商日本製鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
CN107557692B (zh) * 2017-08-23 2019-01-25 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107488814B (zh) * 2017-08-23 2018-12-28 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的800MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107475627B (zh) * 2017-08-23 2018-12-21 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的600MPa级热轧TRIP钢及制造方法
KR101950596B1 (ko) * 2017-08-24 2019-02-20 현대제철 주식회사 초고강도 강 및 그 제조방법
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102374940B1 (ko) 2017-11-24 2022-03-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
CN110168123B (zh) * 2017-12-14 2020-08-25 新日铁住金株式会社 钢材
KR102031453B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
JP6901417B2 (ja) 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
EP3778949A4 (en) 2018-03-30 2021-07-21 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
CN109321927B (zh) * 2018-11-21 2020-10-27 天津市华油钢管有限公司 防腐马氏体螺旋埋弧焊管及其制备工艺
KR102178728B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN109881093B (zh) * 2019-03-01 2020-11-13 北京科技大学 一种热气胀成型用空冷强化钢及其制备方法
JP7160184B2 (ja) 2019-03-29 2022-10-25 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR20220050206A (ko) * 2019-10-01 2022-04-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN110777297B (zh) * 2019-10-12 2022-07-05 河钢股份有限公司 一种高扩孔性高拉延性高强度钢板及其制造方法
MX2022010100A (es) * 2020-02-20 2022-09-02 Nippon Steel Corp Hoja de acero laminada en caliente.
EP4134464A4 (en) * 2020-04-07 2023-08-23 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
KR20230016218A (ko) * 2020-07-20 2023-02-01 아르셀러미탈 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
US20230295760A1 (en) * 2020-09-30 2023-09-21 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet
CN112501516A (zh) * 2020-11-30 2021-03-16 日照钢铁控股集团有限公司 一种1080MPa级高强度高塑性热轧钢生产方法
KR102469876B1 (ko) * 2020-12-18 2022-11-23 주식회사 포스코 밀착성이 우수한 고강도 법랑용 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2022145069A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
EP4299769A1 (en) * 2021-05-13 2024-01-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping and hot stamped molded body
DE102022102418A1 (de) 2022-02-02 2023-08-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes schmelztauchbeschichtetes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität und Verfahren zu dessen Herstellung
CN115055918B (zh) * 2022-06-17 2023-09-19 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无取向硅钢的连轧方法
WO2024116396A1 (ja) * 2022-12-01 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法

Family Cites Families (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2000119804A (ja) 1998-10-16 2000-04-25 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2000144314A (ja) 1998-11-02 2000-05-26 Nippon Steel Corp 角筒絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP3539548B2 (ja) 1999-09-20 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
EP1201780B1 (en) 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
WO2002024968A1 (fr) * 2000-09-21 2002-03-28 Nippon Steel Corporation Tole d'acier presentant de bonnes caracteristiques de gel de forme et procede permettant de produire cette tole
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
AUPR047900A0 (en) 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP3927384B2 (ja) * 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
DE60224557T4 (de) 2001-10-04 2015-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Ziehbares hochfestes dünnes Stahlblech mit hervorragender Formfixierungseigenschaft und Herstellungsverfahren dafür
JP2003113440A (ja) * 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4028719B2 (ja) 2001-11-26 2007-12-26 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3821036B2 (ja) 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3901039B2 (ja) 2002-06-28 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4160840B2 (ja) * 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4160839B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4464748B2 (ja) 2004-07-06 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
CN102242307B (zh) 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP5058508B2 (ja) 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4714574B2 (ja) * 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5088021B2 (ja) 2007-07-05 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 高剛性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2009097545A (ja) 2007-10-13 2009-05-07 Toyota Motor Corp 車両用電子制御カップリング
JP5157375B2 (ja) 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5217395B2 (ja) * 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101130837B1 (ko) * 2008-04-10 2012-03-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법
JP5068689B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
KR20100010169A (ko) 2008-07-22 2010-02-01 박은정 다층인쇄회로기판 및 그 제조방법
JP5245647B2 (ja) 2008-08-27 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2578711B1 (en) 2010-05-27 2019-10-09 Nippon Steel Corporation Steel sheet and a method for its manufacture
EP2599887B1 (en) 2010-07-28 2021-12-01 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet
JP5408383B2 (ja) 2011-03-28 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN103476960A (zh) 2013-12-25
TWI447236B (zh) 2014-08-01
EP2692895A4 (en) 2014-12-03
MX2013011063A (es) 2013-10-17
KR20130123460A (ko) 2013-11-12
EP2692895B1 (en) 2018-02-28
BR112013025015A2 (pt) 2017-03-01
EP2692893A4 (en) 2014-12-10
US9670569B2 (en) 2017-06-06
CN103459647B (zh) 2015-09-02
CA2829753A1 (en) 2012-10-04
PL2692895T3 (pl) 2018-07-31
ES2655939T3 (es) 2018-02-22
EP2692893B1 (en) 2017-12-20
KR101549317B1 (ko) 2015-09-01
KR101536845B1 (ko) 2015-07-14
BR112013024984A2 (pt) 2016-12-20
TW201245465A (en) 2012-11-16
JP5408383B2 (ja) 2014-02-05
MX2013011062A (es) 2013-10-17
CA2831404C (en) 2016-03-08
MX338997B (es) 2016-05-09
KR20130125821A (ko) 2013-11-19
WO2012133540A1 (ja) 2012-10-04
ES2665982T3 (es) 2018-04-30
CN103476960B (zh) 2016-04-27
CA2831404A1 (en) 2012-10-04
MX338912B (es) 2016-05-05
WO2012133563A1 (ja) 2012-10-04
JP5408382B2 (ja) 2014-02-05
JPWO2012133540A1 (ja) 2014-07-28
EP2692895A1 (en) 2014-02-05
JPWO2012133563A1 (ja) 2014-07-28
PL2692893T3 (pl) 2018-05-30
US9546413B2 (en) 2017-01-17
TW201247890A (en) 2012-12-01
CA2829753C (en) 2016-03-08
US20140000765A1 (en) 2014-01-02
US20140014236A1 (en) 2014-01-16
BR112013024984B1 (pt) 2018-12-11
CN103459647A (zh) 2013-12-18
EP2692893A1 (en) 2014-02-05
TWI452145B (zh) 2014-09-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BR112013025015B1 (pt) chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma
JP5413536B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP5397569B2 (ja) 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5163835B2 (ja) 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
JP5533729B2 (ja) 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6179461B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
BR112019027154A2 (pt) chapa de aço laminado a quente e método de fabricação da mesma
WO2013099235A1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
BR112013026079B1 (pt) chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, e método de produção da mesma
BR112012018697B1 (pt) chapa de aço e método de produção da chapa de aço
BR112014024879B1 (pt) chapa de aço laminada a quente galvanizada por imersão a quente e processo para produzir a mesma
US10041159B2 (en) Thick steel plate and production method for thick steel plate
US10550454B2 (en) Cold-rolled ferritic stainless steel sheet
US10633730B2 (en) Material for cold-rolled stainless steel sheet
BR112014020593A2 (pt) chapa de aço laminada a frio e processo para produção da mesma
US20140332123A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
BR112016027395B1 (pt) chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma
JP5533765B2 (ja) 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5454488B2 (ja) 均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
B06A Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette]
B09A Decision: intention to grant [chapter 9.1 patent gazette]
B16A Patent or certificate of addition of invention granted [chapter 16.1 patent gazette]

Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 20 (VINTE) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 28/03/2012, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS.

B25D Requested change of name of applicant approved

Owner name: NIPPON STEEL CORPORATION (JP)