BR112013026024B1 - chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local, e seu método de fabricação - Google Patents

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Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local, e método de fabricação dessa chapa". a presente invenção refere-se a uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, contendo, em % em massa, c: 0,07% a 0,20%; si: 0,001% a 2,5%; mn: 0,01% a 4,0%; p: 0,001% a 0,15%; s: 0,0005% a 0,03%; al: 0,001% a 2,0%; n: 0,0005% a 0,01%; o: 0,0005% a 0,01%; e o balanço sendo constituído de ferro e impurezas inevitáveis, em que a razão de área de bainita em uma estrutura de metal é de 95% ou mais, com a espessura da parte central da chapa situando-se em um intervalo de 5/8 a 3/8 de espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> sendo 4,0 ou menos, e a densidade de polos da orientação dos cristais {332}<113> sendo 5,0 ou menos, e o diâmetro médio do volume dos grãos de cristais na estrutura metálica sendo de 10 µm ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA DE AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA LAMINADA A QUENTE COM EXCELENTE DEFORMABILIDADE LOCAL, E SEU MÉTODO DE FABRICAÇÃO
Campo Técnico [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local por flexão, estiramento de flange, rebarbação e similares, e a um método de fabricação dessa chapa.
[002] Este pedido baseia-se em e reivindica o benefício de prioridade do Pedido de Patente Japonês anterior No. 2011-089250, depositado em 13 de abril de 2011, cuja íntegra é aqui incorporada como referência.
Antecedente da Invenção [003] A fim de diminuir a emissão de gás dióxido de carbono de automóveis, tem sido promovida uma redução no peso das carroçarias de veículos automotivos por meio do uso de chapas de aço de alta resistência. Além disso, a fim também de garantir a segurança dos passageiros, uma chapa de aço de alta resistência tem sido cada vez mais utilizada para carroçaria de veículos automotivos, além de uma chapa de aço macia.
[004] A fim de promover a redução no peso de carroçarias de veículos automotivos a partir de agora, um nível de intensidade de utilização da chapa de aço de alta resistência tem de ser aumentado mais do que ocorre convencionalmente. A fim de utilizar a chapa de aço de alta resistência para uma parte inferior da carroçaria, por exemplo, a deformabilidade local para rebarbação tem de ser melhorada.
[005] No entanto, quando uma chapa de aço sofre aumento de resistência, em geral a capacidade de conformação diminui, e como descrito no Documento de Não Patente 1, reduz-se o alongamento uniforme importante para estiramento e expansão. Em contraste com isso, no Documento de Não Patente 2, é descrito um método de garantir de alongamento uniforme, mesmo com igual resistência de produção de uma estrutura de metal de um complexo de chapa de aço. [006] Por outro lado, é também descrito um método de controle de estrutura metálica de uma chapa de aço que melhora a deformabi-lidade local, caracterizada por flexão, expansibilidade de furos e rebar-bação. O Documento de Não Patente 3 descreve que o controle de inclusões, que tornam uma estrutura uniforme, e diminuição ainda da diferença de durezas entre estruturas são eficazes para melhorar a capacidade de flexão e a expansibilidade dos furos. Ou seja, melhorar a expansibilidade dos furos, tornando uma estrutura uniforme mediante controle dessa estrutura.
[007] A fim de obter êxito em termos de resistência e ductilidade, o Documento de Não Patente 4 descreve uma técnica em que controle de estruturas de metal (controle de precipitado e controle de estrutura de transformação) é realizado por controle de resfriamento após la-minação a quente, obtendo-se desse modo ferrita pró-eutectoide que é uma fase mole e bainita em termos de frações apropriadas.
[008] Entretanto, o Documento de Patente 1 descreve um método em que a temperatura de laminação de acabamento a quente, a taxa de redução e o intervalo de temperaturas de laminação de acabamento são controlados, recristalização de austenita é promovida, desenvolvimento de uma textura laminada é suprimida e orientação dos cristais é tornada aleatória, melhorando assim a resistência, a ductilidade e a expansibilidade dos furos.
Documentos do Estado da Técnica Documentos de Patente [009] Documento de Patente 1: Publicação de Patente Japonesa aberta à inspeção pública No. 2009-263718 [0010] Documento de Não Patente [0011] Documento de Não Patente 1: Kishida, Nippon Steel Technical Report (1999) No. 371, p. 13 [0012] Documento de Não Patente 2: O. Matsumura e outros, Trans. ISIJ (1987) vol. 27, p. 570 [0013] Documento de Não Patente 3: Kato e outros, Steelmaking Research (1984) vol. 312, p. 41 [0014] Documento de Não Patente 4: K. Sugimoto e outros, ISIJ International (2000) vol. 40, p. 920 Descrição da Invenção Problemas a serem Resolvidos pela Invenção [0015] O principal fator de deterioração da deformabilidade local é a "não uniformidade" da diferença de durezas entre estruturas, inclusões não metálicas, uma textura laminada desenvolvida e similares. O fator mais eficaz entre eles é a "diferença de durezas entre estruturas" descrita in Documento de Não Patente 3. Além disso, um fator de controle eficaz é a "textura laminada desenvolvida" descrita in Documento de Patente 1.
[0016] Esses fatores são misturados de uma forma complexa e a deformabilidade local de uma chapa de aço é determinada. Para maximizar uma margem de deformabilidade local melhorada por meio de controle de textura, controle de estrutura é realizado de uma forma combinada e é necessário eliminar a "não uniformidade" atribuível à "diferença de durezas entre estruturas" tanto quanto possível.
[0017] A presente invenção tem como objetivo proporcionar uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, capaz de melhorar a ductilidade local da chapa de aço de alta resistência e também capaz de melhorar a anisotropia na chapa de aço, transformando uma estrutura de aço em uma estrutura de metal em que a razão de área de bainita é de 95% ou mais, juntamente com controle de uma textura, bem como proporcionar um método de fabricação dessa chapa.
[0018] Meios para Resolver os Problemas [0019] De acordo com o conhecimento convencional, as melhorias da expansibilidade dos furos, capacidade de flexão e similares foram realizadas por meio de inclusões de controle, produção de finos precipitados, homogeneização de estruturas, transformação de estruturas em uma única fase, uma diminuição na diferença de durezas entre as estruturas e similares. No entanto, essas melhorias não são suficientes, de modo que um efeito sobre a anisotropia é de interesse em uma chapa de aço de alta resistência em que Nb, Ti e similares são adicionados. Isso leva a problemas em que outros elementos formadores são sacrificados, a direção em que um material antes da formação é tomado sofre limitação e similares, e a utilização da chapa de aço de alta resistência também sofre limitação.
[0020] Assim, os presentes inventores, a fim de melhorar a expansibilidade dos furos e a trabalhabilidade da chapa de aço de alta resistência sob flexão, concentraram a atenção no efeito da textura da chapa de aço e examinaram e estudaram o efeito em detalhe. Como resultado, tornou-se claro que, ao controlar as intensidades das orientações de um grupo de orientação de cristais específica, a deformação local melhora drasticamente sem a capacidade de alongamento e de resistência diminuírem grandemente.
[0021] O ponto em que ênfase deve ser dada é que os presentes inventores verificaram que a margem de melhoria da deformabilidade local pelo controle de textura depende grandemente de uma estrutura de aço, e a estrutura de aço é transformada em uma estrutura metálica em que a razão de área de bainita é de 95% ou mais, tornando desse modo possível maximizar a margem de melhoria da deformabilidade local, com base em que a resistência do aço é assegurada.
[0022] Adicionalmente, os presentes inventores verificaram que numa estrutura em que as intensidades de orientações de um grupo de orientação de cristais específica são controladas o tamanho dos grãos de cristais afeta grandemente a ductilidade local. Geralmente, em uma estrutura em que as fases de geração de baixa temperatura (bainita, martensita e similares) são misturadas, a definição de grãos de cristais é extremamente vaga e sua quantificação é difícil.
[0023] Em contraste com isso, os presentes inventores verificaram que é possível resolver o problema da quantificação dos grãos de cristais se um "grão unitário" de grãos de cristais é determinado da forma seguinte.
[0024] O "grão unitário" de grãos de cristais determinado na presente invenção é determinado da maneira seguinte em uma análise de orientações de uma chapa de aço por um PREE (Padrão de Retroes-palhamento de Elétrons). Isto é, em uma análise de orientações em uma chapa de aço por um PREE, por exemplo, as orientações são medidas sob 1.500 ampliações, com um passo medido de 0,5 pm ou menos, e uma posição na qual uma orientação inadequada entre pontos medidos adjacentes excede 15° é definida em uma fronteira entre os grãos de cristais. Em seguida, uma região cercada com esse limite é determinada para ser o "grão unitátio" dos grãos de cristais.
[0025] No que diz respeito a grãos de cristais do grão unitário determinado dessa maneira, o diâmetro do círculo equivalente d é obtido e o volume dos grãos de cristais de cada grão unitário é obtido por 4/3nd3. Em seguida, uma média ponderada do volume é calculada e um diâmetro de volume médio (Diâmetro Médio de Volume) obtido. [0026] A presente invenção é elaborada com base no conhecimento acima descrito e sua essência é como segue.
[1] [0027] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local contém: em % em massa, C: não inferior a 0,07% nem superior a 0,20%;
Si: não inferior a 0,001% nem superior a 2,5%;
Mn: não inferior a 0,01% nem superior a 4,0%; P: não inferior a 0,001% nem superior a 0,15%; S: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,03%;
Al: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%; N: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; O: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; e [0028] o balanço sendo constituído de ferro e impurezas inevitáveis, em que [0029] a razão de área de bainita em uma estrutura de metal é de 95% ou mais, [0030] com a espessura da parte central da chapa situando-se em um intervalo de 5/8 a 3/ 8 de espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> representados pelas respectivas orientações cristalinas {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> e {223}<110> sendo 4,0 ou menos, e a densidade de polos da orientação dos cristais {332}<113> sendo 5,0 ou menos, e [0031] o diâmetro médio do volume dos grãos de cristais na estrutura metálica é de 10 pm ou menos.
[2] [0032] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [ 1], em que [0033] nos grãos de cristais da bainita, a razão dos grãos de cristais, em que a razão do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa, dL/dt, é 3,0 ou menos, é de 50% ou mais.
[3] [0034] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [1] contém, ainda: [0035] um tipo ou dois ou mais tipos de, em % em massa, Ti: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, Nb: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, V: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, e W: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%.
[4] [0036] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [1] contém, ainda: [0037] um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, B: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,0050%, Mo: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, Cr: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Cu: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Ni: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Co: não inferior a 0,0001% nem superior a 1,0%, Sn: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, Zr: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, e As: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,50%.
[5] [0038] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [1] contém, ainda: [0039] um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, Mg: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010%, REM: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,1%, e Ca: não inferior a 0,0001% nem superior a 0.010%.
[6] [0040] Um método de fabricação de uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, inclui: [0041] em um lingote de aço que contém: em % em massa, C: não inferior a 0,07% nem superior a 0,20%;
Si: não inferior a 0,001% nem superior a 2,5%;
Mn: não inferior a 0,01% nem superior a 4,0%; P: não inferior a 0,001% nem superior a 0,15%; S: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,03%;
Al: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%; N: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; O: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; e [0042] o balanço sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, [0043] realizando primeira laminação a quente, em que laminação sob uma taxa de redução de 40% ou mais é executada uma vez ou mais sob uma faixa de temperaturas não inferiores a 1000°C nem superiores a1200°C;
[0044] definindo um diâmetro de grãos de austenita em 200 pm ou menos por meio da primeira laminação a quente;
[0045] realizando segunda laminação a quente em que laminação de 30% ou mais é realizada numa passagem pelo menos uma vez em uma região de temperaturas não inferiores a uma temperatura T1 + 30°C, nem superiores a T1 + 200°C, determinada pela Expressão (1) abaixo;
[0046] definindo o total de taxas de redução na segunda laminação a quente em 50% ou mais;
[0047] realizando redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, em seguida, iniciando resfriamento primário de tal maneira que um tempo de espera T em segundo satisfaça a Expressão (2) abaixo;
[0048] definindo uma taxa média de resfriamento no resfriamento primário em 50°C/segundo ou mais e realizando o resfriamento primário de forma que uma mudança de temperatura se situe em um intervalo não inferior a 40°C nem superior a 140°C;
[0049] iniciando resfriamento secundário após conclusão do resfriamento primário;
[0050] realizando resfriamento em uma região de temperaturas não inferiores a Αβ3 -50°C nem superiores a 700°C sob uma taxa média de resfriamento de 15°C/segundo ou mais no resfriamento secundário; e [0051] realizando bobinamento sob não mais que 350°C a 650°C. T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV... (1) t ^2,5 xt1 ... (2) [0052] Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ... (3) [0053] Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do lingote de aço obtido após a redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais, e P1 representa a taxa de redução da redução final de 30% ou mais.
[7] [0054] O método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [6], em que [0055] o total de taxas de redução numa faixa de temperaturas in- feriores a Τ1 + 30°C é de 30% ou menos.
[8] [0056] O método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [6], em que [0057] o tempo de espera t em segundo satisfaz a Expressão (2a) abaixo. t < t1 ... (2a) [9] [0058] O método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [6], em que [0059] o tempo de espera t em segundo satisfaz a Expressão (2b) abaixo. t1 t ^t ^t1 x2,5 ... (2b) [10] [0060] O método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local de acordo com [6], em que [0061] o resfriamento primário é iniciado entre trens de laminação. Efeito da Invenção [0062] De acordo com a presente invenção, é possível fornecer uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente de excelente deformabilidade local necessária para flexionar, flangear por estira-mento, rebarbar e similares, e adequada para a fabricação de peças de automóveis e similares, mediante controle de textura e estrutura de aço da chapa de aço.
[0063] A FIG. 1 é uma vista que mostra a relação entre um valor médio de densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> e uma espessura da chapa/um raio mínimo de curvatu- ra;
[0064] A FIG. 2 é uma vista que mostra a relação entre a densidade dos polos do grupo de orientação dos cristais {332}<113> e a espessura da chapa/o raio mínimo de curvatura;
[0065] A FIG. 3 é uma vista que mostra a relação entre o número de vezes de laminação a uma taxa de redução de 40% ou mais em laminação bruta e um diâmetro de grão de austenita na laminação bruta;
[0066] A FIG. 4 é uma vista que mostra a relação entre uma taxa de redução sob T1 +30aT1 + 200°C e o valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110>;
[0067] A FIG. 5 é uma vista que mostra a relação entre a taxa de redução sob T1 +30aT1 + 200°C e a densidade dos polos da orientação dos cristais {332}<113>;
[0068] A FIG. 6 é uma vista explicativa de uma linha de laminação contínua a quente;
[0069] A FIG. 7 é uma vista que mostra a relação entre a resistência e a expansibilidade dos furos de aços da invenção e aços comparativos, e [0070] A FIG. 8 é uma vista que mostra a relação entre a resistência e a capacidade de flexão dos aços da invenção e aços comparativos.
Modalidade de Realização da Invenção [0071] A seguir, o conteúdo da presente invenção será explicado. Orientação dos Cristais [0072] Será explicado um valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> e a densidade dos polos da orientação dos cristais {332}<113> na parte central da espessura da chapa que se situa em um intervalo de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa a partir da superfície de uma chapa de aço.
[0073] Em uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente da presente invenção (que será por vezes, daqui em diante, chamada de "chapa de aço da presente invenção"), um valor médio de densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011 > a {223}<110> na parte central da espessura da chapa que se situa em um intervalo de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço é um valor característico particularmente importante.
[0074] Quando difração de raios X é realizada na parte central da espessura da chapa, sendo a faixa de 5/8 a 3/ 8 de espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, para obter taxas de intensidade de respectivas orientações em uma amostra aleatória, conforme mostrado na FIG. 1, verifica-se que o valor médio das densidades de polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> é inferior a 4,0 e a relação espessura da chapa/raio de curvatura ^1,5 que é necessária para trabalhar uma parte da estrutura é satisfeita. Além disso, verificou-se que, quando uma estrutura de aço é uma estrutura metálica, em que a razão da área de bainita é de 95% ou mais, a relação espessura da folha/raio de curvatura ^2,5 é satisfeita.
[0075] Quando expansibilidade dos furos e pequena capacidade de flexão limitada são necessárias, o valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> é deseja-velmente menor que 3,0.
[0076] Quando o valor médio descrito acima é 4,0 ou mais, anisotropia das propriedades mecânicas da chapa de aço torna-se extremamente forte e, adicionalmente, a deformabilidade local numa direção específica é melhorada, mas um material em uma direção diferente da direção específica deteriora-se significativamente, resultando no fato de que se torna impossível satisfazer a relação espessura da chapa/raio de curvatura 1,5. Por outro lado, quando o valor médio acima descrito torna-se menor que 0,5, o que é difícil de ser obtido em um processo de laminação a quente contínua geral corrente, a deterioração da deformabilidade local torna-se relevante.
[0077] As orientações {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> e {223}<110> estão incluídas nos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110>.
[0078] A densidade de polos é sinônimo de razão de intensidade aleatória de raios X. A densidade de polos (razão de intensidade aleatória de raios X) é um valor numérico obtido medindo intensidades de raios X de uma amostra padrão que não apresenta acumulação numa orientação específica e uma amostra de ensaio sob as mesmas condições por difratometria de raios X ou similar, e dividindo a intensidade de raios X obtida da amostra de ensaio pela intensidade de raios X da amostra padrão. Essa densidade de polos pode ser medida por qualquer um procedimento dentre difração de raios X, método PREE (Padrão de Retroespalhamento de Elétrons) e método PCE (Padrão de Canalização de Elétrons).
[0079] Tal como no caso da densidade de polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110>, por exemplo, densidades de polos de respectivas orientações {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 utilizando uma pluralidade (de preferência três ou mais) de figuras de polos das figuras de polos de {110}, {100}, {211} e {310} medidas pelo método, e essas densidades de polos são a média aritmética; assim, é obtida a densidade dos polos dos grupos de orientação acima descritos. Eventualmente, quando não é possível obter as intensidades de todas as orientações acima descritas, a média aritmética das densidades de polos das respectivas orientações de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> e {223}<110> pode também ser usada como um substituinte.
[0080] Por exemplo, para a densidade de polos de cada uma das orientações cristalinas acima descritas, cada uma das intensidades (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] e (223)[1-10] sob um φ2 = 45° da seção transversal na textura tritridimensional pode ser utilizada como tal.
[0081] Devido a motivo semelhante, a densidade dos polos da orientação dos cristais {332}<113> do plano da chapa de 5/8 a 3/ 8 de espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço tem que ser de 5,0 ou menos como mostrado na FIG. 2. Contanto que a densidade dos polos acima descrita seja de 5,0 ou menos, é possível satisfazer a relação espessura da chapa/raio de curvatura de 1,5 ^que é necessária para trabalhar uma peça estrutural. A densidade dos polos acima descrita é desejavelmente 3,0 ou menos. Além disso, verificou-se que, quando a estrutura da chapa de aço da presente invenção é uma estrutura metálica em que a razão da área de bainita é de 95% ou mais, a relação espessura da chapa/raio de curvatura 2,5 é satisfeita.
[0082] Quando a densidade dos polos da orientação cristalina {332}<113> é maior que 5,0, a anisotropia das propriedades mecânicas da chapa de aço torna-se extremamente forte, e além disso a deformabilidade local em uma direção específica é melhorada, mas uma material numa direção diferente da direção específica deteriora-se significativamente, resultando no fato de que se torna impossível satisfazer a relação espessura da chap/raio de curvatura 2,5. Por outro lado, quando a densidade dos polos acima descrita torna-se menor que 0,5, o que é difícil de ser obtido num processo de laminação a quente contínua geral corrente, a deterioração da deformabilidade local torna-se relevante.
[0083] A razão pela qual as densidades dos polos das orientações de cristais são fatores importantes para a propriedade de congelamen- to de perfil no momento do trabalho de flexão não é necessariamente óbvio, mas é inferencialmente relacionada com o comportamento do cristal de escorregar no momento de deformação por flexão.
[0084] No que diz respeito à amostra ser submetida a difração de raios X, método PREE ou método PCE, a chapa de aço tem a espessura reduzida a uma espessura predeterminada da chapa a partir da superfície por meio de polimento mecânico ou similar. Em seguida, a tensão é removida por meio de polimento químico, polimento eletrolíti-co ou similar, e a amostra é fabricada de tal maneira que na faixa de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa um plano apropriado torna-se um plano de medição. Por exemplo, em uma peça de aço com um tamanho de 30 mm<|) cortada a partir da posição de 1/4 de L ou 3/4 de L da largura L da chapa, é realizado esmerilhamento com acabamento fino (rugosidade média central Ra: 0,4a a 1,6a). Em seguida, por meio de polimento químico ou de polimento eletrolítico, a tensão é removida e a amostra a ser submetida a difração de raios X é fabricada. Com relação à direção na largura da chapa, a peça de aço é desejavelmente tomada da chapa de aço a partir da posição de 1/4 ou 3/ 4 de uma parte da extremidade.
[0085] Como é evidente, a densidade dos polos satisfaz a faixa limitada de densidade de polos acima descrita, não só no centro da espessura da chapa que se situa na faixa de 5/8 a 3/ 8 de espessura da chapa, a partir da superfície da chapa de aço, mas também no maior número possível de posições de espessura, e, dessa maneira, o desempenho ductilidade local (alongamento local) é ainda mais melhorado. No entanto, a faixa de 5/8 a 3/8 a partir da superfície da chapa de aço é medida para, desse modo, tornar possível a representação da propriedade do material de toda chapa de aço em geral. Assim, 5/8 a 3/8 da espessura da chapa é prescrito como o intervalo de medição. [0086] Eventualmente, a orientação dos cristais representada por {hkl}<uvw> significa que a direção normal do plano da chapa de aço é paralela a <hkl> e a direção de laminação é paralela a <uvw>. No que diz respeito à orientação dos cristais, normalmente a orientação vertical ao plano da chapa é representada por [hkl] ou {hkl} e a orientação paralela à direção de laminação é representada por (uvw) ou <uvw>. {hkl} e <uvw> são termos genéricos para planos equivalentes, e [hkl] e (uvw) indicam cada um plano de cristais individual. Isto é, na presente invenção, uma estrutura cúbica de corpo centrado é alvo, e, assim, por exemplo, os planos (111), (-111), (1 -11), (11 -1), (-1 -11), (-11 -1), (1 -1 -1) e (-1-1-1) são equivalentes a tornar impossível torná-los diferentes. Nesse caso, essas orientações são genericamente referidas como {111}. Numa representação ODF, [hkl](uvw) também é usado para representar orientações de outras estruturas cristalinas de baixo simetria, e, desse modo, é geral representar cada orientação como [hkl](uvw), mas na presente invenção [hkl](uvw) e {hkl}<uvw> são sinônimos entre si. A medição de orientação de cristais por meio de raios X é realizada de acordo com o método descrito in, por exemplo, Cullity, Elements ofX-ray Diffraction, nova edição (publicada em 1986, traduzida por Matsumura, Gentaro, publicada por AGNE Inc.), às páginas 274 a 296.
Diâmetro médio do volume de grãos de cristais [0087] Os presentes inventores examinaram seriamente o controle de textura de uma chapa de aço laminada a quente. Como resultado, verificou-se que sob a condição em que uma textura é controlada como descrito acima, o efeito de grãos de cristais em um grão unitário sob ductilidade local é extremamente grande e os grãos de cristais são tornados finos, tornando-se assim possível obter drástica melhoria da ductilidade local. Eventualmente, como descrito acima, o "grão unitário" dos grãos de cristais é determinado de uma maneira que a posição em que uma orientação inadequada excede 15° seja definida como um limite de grãos de cristais em uma análise de orientações da chapa de aço pelo PREE.
[0088] Como dito acima, a razão pela qual a ductilidade local melhora não é óbvia. No entanto, é concebível porque quando a textura da chapa de aço é tornada aleatória e os grãos de cristais são tornados finos, a concentração de tensão local que ocorre na ordem de mí-crons é suprimida, a homogeneização de deformação eleva-se e a tensão dispersa-se uniformemente na ordem de mícrons.
[0089] Na medida em que existem grãos de cristais maiores, embora o número deles seja pequeno, a deterioração da ductilidade local torna-se maior. Portanto, o tamanho dos grãos de cristais não constitui um diâmetro médio normal, e o diâmetro médio de volume definido como uma média ponderada de volume está correlacionado com a ductilidade local. A fim de obter um efeito de melhoria da ductilidade local, o diâmetro médio do volume de grãos de cristais tem de ser de 10 pm ou menos. Ele é desejavelmente de 7 pm ou menos a fim de garantir a expansibilidade dos furos em um nível superior.
Propriedade equiaxial de grãos de cristalis [0090] Como resultado da continuação da ductilidade local, os presentes inventores verificaram que quando a propriedade equiaxial dos grãos de cristais é excelente sob a condição de que a textura acima descrita e o tamanho dos grãos de cristais são satisfeitos, a ductilidade local melhora. Como índice que indica a propriedade equiaxial, é empregada a razão, dos grãos de cristais, de um comprimento dL na direção de laminação para um comprimento dt na direção da espessura da chapa: dL/dt. Em seguida, a melhoria da ductilidade local, pelo menos de 50% ou mais dos grãos de cristais de excelente propriedade equiaxial, em que dL/dt é 3,0 ou menos, é necessária para todos os grãos de cristais de bainita. Quando os grãos de cristais acima descritos de excelente propriedade equiaxial são inferiores a 50% em rela- ção aos grãos de cristais de bainita, a ductilidade local deteriora-se. Composição química [0091] A seguuir, serão explicadas as razões para limitar uma composição química da chapa de aço da presente invenção. Aliás, % de acordo com a composição química significa % em massa.
[0092] C: não inferior a 0,07% nem superior a 0,20% [0093] C é um elemento que aumenta a resistência e 0,07 ou mais é necessário. É preferencialmente de 0,08% ou mais. Por outro lado, quando C for superior a 0,20%, a soldabilidade diminui e a trabalhabi-lidade deteriora-se extremamente devido a um aumento de estrutura dura, e, assim, o limite superior é ajustado em 0,20%. Quando C excede 0,10%, a conformabilidade deteriora-se, de modo que C é de preferência 0,10% ou menos.
[0094] Si: não inferior a 0,001 % nem superior a 2,5% [0095] Si é um elemento eficaz para aumentar a resistência mecânica da chapa de aço, mas, quando Si se torna superior a 2,5%, a trabalhabilidade deteriora-se e ocorre uma falha na superfície, de modo que o limite superior é ajustado em 2,5%. Quando Si é grande, a propriedade de tratamento de conversão química diminui, de modo que é o número é preferencialmente de 1,0% ou menos. É difícil definir Si em menos de 0,001% em um aço prático, de modo que o limite inferior é definido como 0,001%. Ele é preferencial mente de 0,01% ou mais. [0096] Mn: não inferior a 0,01 % nem superior a 4,0% [0097] Mn é também um elemento eficaz para aumentar a resistência mecânica da chapa de aço, mas, quando Mn se torna superior a 4,0%, a trabalhabilidade deteriora-se, de modo que o limite superior é ajustado em 4,0%. Ele é de preferência de 3,3% ou menos. É difícil definir Mn inferior a 0,01% em um aço prático, de modo que 0,01% é definido como o limite inferior. É preferencialmente de 0,07% ou mais. [0098] Quando elementos tal como Ti que suprime a ocorrência de fissuração a quente causada por S não estão suficientemente adicionados, exceto Mn, a quantidade que satisfaz Mn/S ^20% em massa é desejavelmente adicionada. Mn é um elemento que, com um aumento em seu teor, expande a temperatura na região de austenita para uma baixa temperatura lateral, melhora a capacidade de endurecimento e facilita a formação de uma estrutura contínua de transformação de resfriamento com excelente trabalhabilidade de rebarbação. Esse efeito não é facilmente exibido quando Mn é inferior a 1%, de modo que 1% ou mais é desejavelmente adicionado.
[0099] P: não inferior a 0,001% nem superior a 0,15% [00100] P é um elemento de impureza e evita a deterioração da trabalhabilidade e rachaduras no momento da laminação a quente ou laminação a frio, de modo que o limite superior é ajustado em 0,15%. Seu teor é de preferência de 0,10% ou menos, e é mais preferencialmente de 0,05% ou menos. É difícil diminuir P a menos de 0,001% em refinação geral corrente (incluindo refinação secundária), de modo que o limite inferior é definido como 0,001%.
[00101] S: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,03% [00102] S é um elemento de impureza e evita a deterioração da trabalhabilidade e rachaduras no momento da laminação a quente ou laminação a frio, de modo que o limite superior é ajustado em 0,03%. Seu teor é preferencialmente de 0,01%, e é mais preferencialmente de 0,005% ou menos. É difícil diminuir S a menos de 0,0005%, em refinação geral corrente (incluindo refinação secundária), de modo que o limite inferior é definido como 0,0005%.
[00103] Al: não inferior a 0,001 % nem superior a 2,0% [00104] Para desoxidação, é adicionado 0,001% ou mais de Al. Além disso, Al aumenta significativamente um ponto de transformação de γ para a, para ser, assim, um elemento eficaz quando laminação a quente em um ponto Ar3 ou abaixo deste é conduzida em particular.
No entanto, quando é muito alto, a soldabilidade deteriora-se, de modo que o limite superior é ajustado em 2,0%.
[00105] O ponto Are é uma temperatura em que ferrita começa a precipitar quando a liga numa região de fase única de austenita é resfriada. Na presente invenção, a expressão ponto Are ou superior a este é utilizada para enfatizar que a estrutura está em um estado de fase única de austenita.
[00106] Quando Si e Al estão contidos em excesso, precipitação de cementita durante um tratamento de superenvelhecimento é suprimida e a fração de austenita retida torna-se provavelmente demasiado grande, de modo que a quantidade total adicionada de Si e Al é preferencialmente inferior a 1%.
[00107] N: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01% [00108] N é um elemento de impureza e é definido como 0,01% ou menos, de modo a não prejudicar a trabalhabilidade. Seu teor é de preferência de 0,005% ou menos. É difícil diminuir N a menos de 0,0005% em refinação geral corrente (incluindo refinação secundária), de modo que o limite inferior é definido como 0,0005%.
[00109] O: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01% [00110] Similarmente a N, O é um elemento de impureza e é definido como 0,01% ou menos, de modo a não prejudicar a trabalhabilidade. Preferencialmente seu teor é de 0,005% ou menos. É difícil diminuir O a menos de 0,0005% em refinação geral corrente (incluindo refinação secundária), de modo que o limite inferior é definido como 0,0005%.
[00111] Na chapa de açoda presente invenção, é também possível que um tipo ou dois ou mais tipos de Ti, Nb, V e W sejam adicionados, para gerar desse modo carbonitreto fino, e melhoria da resistência é obtida pelo reforço de precipitação.
[00112] Ti: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20% [00113] Nb: não inferior a 0,001 % nem superior a 0,20% [00114] V: não inferior a 0,001 % nem superior a 1,0% [00115] W: não inferior a 0,001 % nem superior a 1,0% [00116] A fim de obter um efeito de melhoria da resistência pelo reforço de precipitação de modo a adicionar um tipo ou dois ou mais tipos de Ti, Nb, V e W, é necessário adicionar 0,001% ou mais de cada um de Ti, Nb, V e W. Ti, Nb, V e W são cada um preferencialmente de 0,01% ou mais. Entretanto, mesmo quando eles são adicionados em excesso, o efeito de aumentar a resistência é apenas saturado, de modo que os limites superiores de Ti e Nb são cada um ajustados em 0,20%, e os limites superiores de V e W são cada um ajustados em 1,0%. Ti e Nn são, cada um, preferencialmente não inferior a 0,01% nem superior a 0,1%, e V e W são, cada um, de preferência não inferior a 0,01% nem superior a 0,6%.
[00117] Na chapa de aço da presente invenção, a fim de assegurar a resistência aumentando a capacidade de endurecimento da estrutura para efetuar controle da segunda fase, um tipo ou dois ou mais tipos de B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr e As podem também ser adicionados. [00118] B: não inferior a 0,0001 % nem superior a 0,0050% [00119] Mo: não inferior a 0,001 % nem superior a 1,0% [00120] Cr, Cu, Ni: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0% [00121] Co: não inferior a 0,0001% nem superior a 1,0% [00122] Sn, Zr: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2% [00123] As: não inferior a 0,0001 % nem superior a 0,50% [00124] A fim de obter o efeito de melhoria da resistência pelo controle da segunda fase, é necessário adicionar 0,0001% ou mais de B, 0,001% ou mais de cada um de Mo, Cr, Ni e Cu, e 0,0001% ou mais de cada um de Co, Sn, Zr e As. B é preferencialmente de 0,001% ou mais, Mo, Cr, Ni e Cu são cada um de preferência de 0,005% ou mais, e Co, Sn, Zr e As são, cada um, preferencialmente de 0,001% ou mais.
[00125] No entanto, quando eles são adicionados em excesso, a trabalhabilidade é deteriorada, de modo que o limite superior de B é ajustado em 0,0050%, o limite superior de Mo é ajustado em 1,0%, o limite superior de cada um de Cr, Cu e Ni é ajustado em 2,0%, o limite superior de Co é ajustado em 1,0%, o limite superior de cada um de Sn e Zr é ajustado em 0,2% e o limite superior de As é definida como 0,50%.
[00126] Na chapa de aço da presente invenção, a fim de melhorar a conformabilidade local, um tipo ou dois ou mais tipos de Mg, REM, e Ca podem também ser ainda adicionados.
[00127] Mg: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010% [00128] REM: não inferior a 0,0001 % nem superior a 0,1 % [00129] Ca: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010% [00130] Mg, REM e Ca são elementos importantes para ser adicionados para fazer inclusões inofensivas. A fim de obter um efeito de tornar inofensivas as inclusões, é adicionado 0,0001% ou mais de cada um de Mg, REM e Ca.
[00131] Mg, REM e Ca são, cada um, preferencialmente de 0,001% ou mais. Por outro lado, quando eles são adicionados em excesso, a limpeza do aço é deteriorada, de modo que Mg é ajustado em 0,010% ou menos, REM é ajustado em 0,1% ou menos, e Ca é definido como 0,010% ou menos.
Estrutura metálica [00132] Em seguida, será explicada uma estrutura metálica da chapa de aço da presente invenção.
[00133] A estrutura da chapa de aço da presente invenção é uma estrutura metálica em que uma razão de área de bainita é de 95% ou mais, e é preferencialmente uma estrutura de fase única de bainita. A estrutura do aço é transformada na estrutura metálica em que uma ra- zão de área de bainita é de 95% ou mais (incluindo uma fase única de bainita), tornando, assim, possível alcançar a resistência e a expansibilidade de furos.
[00134] Além disso, a estrutura acima descrita é gerada por transformação a temperatura relativamente elevada, para, assim, não haver necessidade de ser resfriada a baixa temperatura quando está sendo fabricada, e é uma estrutura preferida também em termos de estabilidade e produtividade do material.
[00135] Como balanço, 5% ou menos de ferrita pró-eutectoide, per-lita, martensita e austenita retida são permitidos. Ferrita pró-eutectoide não tem qualquer problema, desde que seja suficientemente reresis-tênciado por precipitação, mas ferrita pró-eutectoide às vezes torna-se macia dependendo da composição química, e adicionalmente quando a razão de área torna-se maior que 5%, a expansibilidade dos furos diminui ligeiramente devido a diferença de dureza da bainita.
[00136] Quando a razão de área de perlite torna-se maior que 5%, a resistência e/ou a trabalhabilidade às vezes se deteriora. Quando a razão de área de martensita torna-se maior que 1 % ou a razão de área de austenita retida para ser martensita por transformação induzida por deformação torna-se maior que 5%, a interface entre bainita e uma estrutura mais dura do que a bainita torna-se um ponto de partida de craqueamento e a expansibilidade dos furos deteriora-se. Contanto que a razão de área de bainita seja definida como 95% ou mais, a razão de área de ferrita pró-eutectoide, perlita, martensita e austenita retida sendo o balanço torna-se de 5% ou menos, de modo que o balanço da resistência e da expansibilidade dos furos pode ser bem conservada. Entretanto, a razão de área de martensita precisa de ser ajustada em menos de 1%.
[00137] Bainita na chapa de aço da presente invenção é uma mi-croestrutura definida como estrutura de transformação por resfriamen- to contínuo (Zw) posicionada numa fase intermediária entre uma mi-croestrutura contendo ferrita poligonal e perlita a ser gerada por um mecanismo de difusão e martensita a ser gerada por um mecanismo de cisalhamento não difusivo, como se acha descrito in The Iron and Steel Institute of Japan, Society of basic research, Bainite Research Committee/Edition·, Recent Research on Bainitic Microstructures and Transformation Behavior ofLow Carbon Steels - Final Report of Bainite Research Committee (in 1994, The Iron and Steel Institute of Japan). [00138] Ou seja, a estrutura de transformação por resfriamento contínuo (Zw) é definida como uma microestrutura composta principalmente de ferrita bainítica (o°b), ferrita bainítica granulada (ob) e ferrita quase-poligonal (aq), e contendo ainda uma pequena quantidade de austenita retida (γΓ) e martensita-austenita (MA), como é descrito na literatura de referência acima descrita às páginas 125 a 127, como uma estrutura de observação microscópica óptica.
[00139] Eventualmente, de maneira similar a ferrita poligonal (FP), uma estrutura interna de aq não é exibida por ataque químico, mas a forma de aq é acicular e distingue-se definitivamente de FP. Aqui, sob a condição de um grão de cristal alvo, o comprimento periférico é definido como Iq e o diâmetro equivalente ao círculo é definido como dq, em que um grão que apresenta uma razão (Iq/dq) de ambos que satisfaz Iq/dq ^3,5 é aq.
[00140] A estrutura de transformação por resfriamento contínuo (Zw) da chapa de aço da presente invenção é definida como uma microestrutura que contém um tipo ou dois ou mais tipos de o°b, ob, aq, γΓ e MA. Aliás, o teor total de γΓ e MA sendo de pequena quantidade é definido como 3% ou menos.
[00141] Por vezes ocorre o caso em que a estrutura de transformação por resfriamento contínuo (Zw) não é facilmente discernida, mesmo quando é atacada quimicamente utilizando um reagente nital para ser observada por microscópio óptico. Nesse caso, a estrutura é discernida usando PREE-MIO™. PREE-MIO™ (Padrão de Difração por Retroespalhamento de Elétrons-Microscopia de Imagem de Orientação) é constituído por um dispositivo e software em que uma amostra altamente inclinada em um microscópio eletrônico de varredura MEV (Microscópio Eletrônico de Varredura) é irradiada com feixes de elétrons e um padrão de Kikuchi formado por retroespalhamento é fotografado com uma câmera de alta sensibilidade e a imagem é processada por um computador; desse modo, a orientação dos cristais em um ponto de irradiação é medida durante um curto período de tempo. [00142] No método PREE, é possível analisar quantitativamente uma microestrutura e uma orientação cristalina da superfície de uma amostra global. Contanto que a área a ser analisada esteja dentro de uma área suscetível de ser observado pelo MEV, é possível analisar a área com uma resolução mínima de 20 nm, dependendo da resolução do MEV. A análise pelo PREE-MIO™ é realizada por meio de mapeamento de uma área a ser analisada em relação a dezenas de milhares de pontos de grade igualmente espaçados.
[00143] É possível ver distribuições de orientação de cristais e tamanhos de grãos de cristais na amostra de um material policristalino. Na presente invenção, uma estrutura discernível a partir de uma imagem mapeada com um deslocamento entre pacotes definidos como 15° pode também ser definida como estrutura de transformação por resfriamento contínuo (Zw) por conveniência.
[00144] A fração estrutural de ferrita pró-eutectoide foi obtida pelo método Deslocamento Médio do Núcleo (DMN), equipado com PREE-MIO™. O método DMN é um método em que o cálculo, em que deslocamentos entre pixels de seis pixels adjacentes (primeiras aproximações) de um determinado hexágono regular de dados de medição, ou 12 pixels (segundas aproximações) posicionados externamente aos seis pixels, ou 18 pixels (terceiras aproximações) posicionados mais externamente aos 12 pixels, têm sua média calculada e o valor obtido é ajustado no valor do pixel central, é realizado com relação a cada pixel.
[00145] O cálculo acima descrito é realizado de modo a não exceder o limite de um grão, tornando assim possível a criação de um mapa que representa uma mudança de orientação no interior do grão. Isto é, o mapa criado representa uma distribuição de tensões baseada na mudança de orientação local dentro de um grão. Note-se que a condição de análise na presente invenção é definida como a terceira aproximação de que no PREE-MIO™ o deslocamento entre pixels adjacentes é calculado, e um pixel que apresenta esse deslocamento como sendo de 5° ou menos é exibido.
[00146] Na chapa de aço da presente invenção, ferrita pró-eutectoide é definida como uma microestrutura em uma fração planar de pixels da qual o deslocamento entre pixels adjacentes é calculado como sendo de 1° ou menos na terceira aproximação. Ferrita pró-eutectoide poligonal transformada a alta temperatura é gerada numa transformação de difusão, e, assim, a densidade de deslocamentos é pequena e a tensão dentro do grão é também pequena; dessa maneira, a diferença no interior do grão na orientação dos cristais é pequena.
[00147] Em seguida, de acordo com os resultados de vários exames que foram realizados até agora pelos presentes inventores, foi possível confirmar que uma fração de volume de ferrita poligonal obtida por observação em microscópio óptico e uma fração de área obtida por 1° da terceira aproximação do deslocamento medido pelo método DMN concordam substancialmente uma com outra. Portanto, ferrita pró-eutectoide na chapa de aço da presente invenção é definida como descrito acima. Método de fabricação [00148] Em seguida, será explicado o método de produção da chapa de aço da presente invenção. De modo a obter uma excelente deformabilidade local, é importante formar uma textura com densidades de polos necessárias e fabricar uma chapa de aço que satisfaz as condições de acordo com a produção de grãos de cristais finos e com a propriedade equiaxial e homogeneização de grãos cristalinos. Detalhes de condições de fabricação para satisfazer essas condições ao mesmo tempo serão explicados a seguir.
[00149] O método de fabricação antes da laminação a quente não é limitado em particular. Subsequentemente a fusão por meio de um forno de cuba, um forno elétrico ou similar, refinação secundária pode ser realizada de várias maneiras, e moldagem em seguida pode ser realizada por vazamento contínuo normal, ou por meio de um método de fundição de lingotes, ou ainda um método de fundição tal como fundição de chapas finas. No caso de vazamento contínuo, é possível que a placa fundida seja resfriada uma vez até baixa temperatura e, em seguida, reaquecida para, então, ser submetida a laminação a quente, ou é também possível que a placa fundida seja submetida a laminação a quente de forma contínua. Uma sucata pode também ser usada como matéria-prima.
[00150] A placa obtida pelo método de fabricação acima descrito é aquecida em um processo de aquecimento de placa antes de um processo de laminação a quente, mas no método de fabricação da presente invenção, uma temperatura de aquecimento não é determinada, em particular. No entanto, quando a temperatura de aquecimento é superior a 1.260°C, o rendimento diminui devido a descamação, e, assim, a temperatura de aquecimento é preferencialmente de 1.260°C ou menos. Por outro lado, quando a temperatura de aquecimento é inferior a 1.150°C, a eficiência operacional deteriora-se significativamente em termos de programa, e, desse modo, a temperatura de aquecimento é desejavelmente de 1.150°C ou mais.
[00151] Além disso, o tempo de aquecimento no processo de aquecimento da placa não é determinado, em particular, mas em termos de evitar segregação central e similar, após a temperatura atingir uma temperatura de aquecimento requerida, a temperatura de aquecimento é desejavelmente mantida durante 30 minutos ou mais. No entanto, quando a placa fundida após ser submetida a vazamento é diretamente transferida como tal em um estado de placa fundida a alta temperatura a ser laminada, o tempo de aquecimento não é limitado a este. Primeira laminação a quente [00152] Após o processo de aquecimento da placa, a placa extraída de uma fornalha de aquecimento é submetida a um processo de laminação bruta, sendo a primeira laminação a quente destinada a ser laminação bruta sem espera, e, desse modo, é obtida uma barra bruta. Na chapa de aço de alta resistência, com excelente deformabilidade local, da presente invenção, o diâmetro do grão austenítico após a laminação bruta, a saber, antes da laminação final, é importante. O diâmetro dos grãos de austenita antes da laminação de acabamento é desejavelmente pequeno, e o diâmetro dos grãos de austenita de 200 pm ou menos contribui grandemente para produzir grãos de cristais finos e para homogeneização da fase principal.
[00153] A fim de obter o diâmetro dos grãos de austenita de 200 pm ou menos antes da laminação final, como mostrado na FIG. 3, na laminação bruta, numa região de temperaturas não inferiores a 1.000°C nem superiores a 1.200°C, é necessário realizar laminação pelo menos uma vez ou mais, sob uma taxa de redução de 40% ou mais. [00154] Como a taxa de redução é maior e o número de vezes de redução sob uma taxa redução grande é maior, grãos finos podem ser obtidos. O diâmetro do grão austenítico é desejavelmente ajustado em 100 μηι ou menos, e a fim de conseguir isto, laminação a 40% ou mais é desejavelmente realizada duas vezes ou mais. Entretanto, quando da laminação bruta, a redução é maior que 70% e a laminação é realizada mais de 10 vezes, há uma preocupação de que a temperatura diminua ou escama seja gerada excessivamente.
[00155] Desse modo, a diminuição do diâmetro do grão austenítico antes da laminação final é eficaz para a melhoria da deformabilidade local, por meio de controle da promoção de recristalização de austenita na laminação de acabamento posterior, produzindo grãos de cristais finos e tornando equiaxiais os grãos de cristais numa estrutura final. [00156] Acredita-se que isso aconteça porque o contorno de grãos de austenita após a laminação bruta (ou seja, antes da laminação final) funciona como um dos núcleos de recristalização durante a laminação de acabamento. A confirmação do diâmetro dos grãos de austenita após a laminação bruta é realizada de tal maneira que uma peça de chapa de aço antes de ser submetida à laminação de acabamento seja temperada, tanto quanto possível, e resfriada a uma taxa de resfriamento de 10°C/segundo ou mais, por exemplo, e a seção transversal da peça de chapa de aço é submetida a ataque químico para fazer com que os limites dos grãos de austenita apareçam e as fronteiras dos grãos austeníticos sejam observadas por meio de um microscópio óptico. Nessa ocasião, sob 50 ou mais ampliações, vinte campos visuais ou mais são observados e confirmados por análise de imagem ou um método de contagem de pontos.
Segunda laminação a quente [00157] Após o processo de laminação bruta (primeira laminação a quente) ser concluído, um processo de laminação de acabamento que é segunda laminação a quente é iniciado. O tempo entre o final do processo de laminação bruta e o início do processo de laminação de acabamento é desejavelmente ajustado em 150 segundos ou menos.
[00158] No processo de laminação de acabamento (segunda laminação a quente), a temperatura inicial da laminação de acabamento é desejavelmente definida como 1.000°C ou mais. Quando a temperatura inicial da laminação de acabamento é inferior a 1.000°C, a cada passagem da laminação final, a temperatura de laminação a ser aplicada à barra bruta a ser laminada é diminuída, a redução é efetuada numa região de temperaturas sem recristalização, a textura desenvolve-se e, assim, a isotropia deteriora-se.
[00159] Eventualmente, o limite superior da temperatura inicial da laminação de acabamento não é limitado em particular. No entanto, quando ele é de 1.150°C ou mais, uma bolha como ponto de partida de um defeito escamoso fusiforme é suscetível de ocorrer entre o ferro na base da chapa de aço e a escama da superfície antes da laminação de acabamento e entre passagens, e, assim, a temperatura de início da laminação de acabamento é desejavelmente menor que 1.150°C.
[00160] Na laminação de acabamento, a temperatura determinada pela composição química da chapa de aço é definida como T1, e numa região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C, a laminação a 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez. Além disso, na laminação final, o total das razões de redução é ajustado em 50% ou mais. Ao satisfazer essa condição, a parte central da espessura da chapa que se situa na faixa de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades de polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> torna-se menor que 4,0 e a densidade dos polos da orientação cristalina {332}<113> torna-se 5,0 ou menos. [00161] Aqui, T1 é a temperatura calculada pela Expressão (1) abaixo. T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 χ Β + 10xCr+ 100χΜο + 100 xV... (1) C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo e V representam, cada um, o teor do elemento (% em massa). A FIG. 4 e a FIG. 5 mostram cada uma a relação entre cada taxa de redução na região de temperaturas e cada densidade de polos da orientação. Como mostrado na FIG. 4 e na FIG. 5, redução pesada na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C e redução leve a T1 ou superior e inferior a T1 + 30°C após controle do valor médio das densidades de polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> e da densidade de polos da orientação do cristais {332}<113> no centro da espessura da chapa na faixa de 5/8 a 3/8 da espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, e assim a deformabilidade local do produto final, são melhoradas drasticamente, como também mostrado nas Tabelas 2 e 3 (ver parágrafos no Exemplo). T1 em si é obtida empiricamente. Os presentes inventores aprenderam empiricamente que a recristalização em uma região de austenita do aço é promovida com base em T1. A fim de obter uma melhor deformabilidade local, é importante acumular tensões pela redução pesada, e o total das taxas de redução de 50% ou mais é essencial.
[00162] Quando a taxa de redução total na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C é inferior a 50%, a tensão de laminação a ser acumulada durante a laminação a quente não é suficiente e a recristalização de austenita não avança suficientemente. Portanto, a textura se desenvolve e a isotropia deteriora-se. Quando a taxa de redução total é de 70% ou mais, a isotropia suficiente pode ser obtida, ainda que variações atribuíveis a flutuações de temperatura ou similares sejam consideradas. Por outro lado, quando a taxa de redução total excede 90%, torna-se difícil obter a região de temperatura de T1 + 200°C ou menos, devido a geração de calor por trabalho, e além disso um aumento da carga de laminação leva a um risco de que a laminação se torne difícil de ser realizada. [00163] Na laminação de acabamento, a fim de promover a recristalização uniforme provocada por liberação da tensão acumulada, a laminação a 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez, a uma temperatura não inferior a T1 + 30°C nem superior a T1 + 200°C.
[00164] Eventualmente, a fim de promover a recristalização uniforme, é necessário suprimir uma quantidade de trabalho numa região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C tão pequena quanto possível. Para alcançar isso, a taxa de redução a temperatura menor que T1 + 30°C é desejavelmente de 30% ou menos. Em termos de precisão da espessura da chapa e do perfil da chapa, a taxa de redução de 10% ou menos é desejável. Quando a isotropia é adicionalmente obtida, a taxa de redução na região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C é desejavelmente 0%.
[00165] A laminação de acabamento é desejavelmente terminada em T1 + 30°C ou mais. Na laminação a quente abaixo de T1 + 30°C, os grãos de austenita granulados que são recristalizados uma vez são alongados, levando assim a um risco de que a isotropia deteriore-se. [00166] Isto é, no método de fabricação da presente invenção, na laminação de acabamento, recristalizando austenita uniforme e finamente, a textura do produto é controlada e a deformação local, tal como a expansibilidade e de flexão, são aperfeiçoadas.
[00167] Uma razão de laminação pode ser obtida por meio de desempenhos reais ou cálculo a partir da carga de laminação, medição da espessura da chapa e/ou similar. A temperatura pode ser efetivamente medida por um termômetro entre trens de laminação, ou pode ser obtida por meio de simulação de cálculo, considerando a geração de calor por trabalho em consequência da velocidade da linha, taxa de redução e/ou similar. Desse modo, é possível confirmar facilmente se a laminação prescrita na presente invenção é realizada ou não.
[00168] Quando a laminação a quente é terminada em Ar3 ou menos, a laminação a quente torna-se uma laminação de região de duas fases de austenita e ferrita, e a acumulação dos grupos de orientações {100}<011 > a {223}<110> torna-se forte. Como resultado, a deformabilidade local deteriora-se significativamente.
[00169] A fim de tornar os grãos de cristais finos e suprimir grãos alongados, uma quantidade máxima de geração de calor de trabalho na altura da redução a uma temperatura não inferior a T1 + 30°C nem superior a T1 + 200°C, ou seja, uma margem de aumento da temperatura pela redução, é desejavelmente suprimida a 18°C ou menos. Para atingir este objetivo, resfriamento intertrens ou similar é desejavelmente aplicado.
Resfriamento primário [00170] Após a redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação de acabamento, resfriamento primário é iniciado de tal maneira que o tempo de espera t em segundo satisfaça a Expressão (2) abaixo. t ^2,5 xt1 ... (2) [00171] Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) a seguir. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) + P1/100) + 3,1 ... (3) [00172] Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura de um lingote de aço obtido após a redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais, e P1 representa a taxa de redução da redução final de 30% ou mais.
[00173] Eventualmente, a "redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais" indica a laminação realizada finalmente entre as lamina- ções, cuja taxa de redução torna-se de 30% ou mais nas laminações em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação de acabamento. Por exemplo, quando entre os cilindros em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação final, a taxa de redução da laminação realizada na fase final é de 30% ou mais; a laminação realizada na fase final é a "redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais". Além disso, quando entre os cilindros em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação final, a taxa de redução da laminação realizado antes da fase final é de 30% ou mais, e após a laminação realizada antes da fase final (laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais) ser efetuada, a laminação cuja taxa de redução torna-se de 30% ou mais não é realizada; a laminação realizada antes da fase final (laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais) é a "redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais".
[00174] Na laminação de acabamento, o tempo de espera t em segundo até o resfriamento primário é iniciado após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é realizada afeta grandemente o diâmetro dos grãos de austenita. Ou seja, afeta grandemente a fração de grãos equiaxiais e a razão de área de grãos grosseiros da chapa de aço.
[00175] Quando o tempo de espera t excede t1 x 2,5, a recristalização já está quase concluída, mas os grãos de cristais crescem significativamente e a quantidade de grãos grosseiros avança, e, assim, o valor de r e o alongamento diminuem.
[00176] O tempo de espera T em segundo satisfaz ainda a Expressão (2a) abaixo, tornando assim possível suprimir preferencialmente o crescimento dos grãos de cristais. Por conseguinte, mesmo que a recristalização não avance o suficiente, é possível melhorar suficientemente o alongamento da chapa de aço e, simultaneamente, melhorar as propriedades de fadiga. t < t1 ... (2a) [00177] Ao mesmo tempo, o tempo de espera t em segundo satisfaz ainda a Expressão (2b) abaixo, e, dessa maneira, a recristalização avança suficientemente e as orientações cristalinas tornam-se aleatórias. Portanto, é possível aperfeiçoar suficientemente o alongamento da chapa de aço e melhorar significativamente de forma simultânea a isotropia. t1 ^t ^t1 x2,5 ... (2b) [00178] Aqui, como mostrado na FIG. 6, em uma linha de laminação a quente contínua 1, o lingote de aço (placa) aquecido a uma temperatura predeterminada na fornalha de aquecimento é laminado em um laminador de desbaste 2 e em um laminador de acabamento 3 sequencialmente para produzir uma chapa de aço laminada a quente 4, que tem um espessura predeterminada; e a chapa de aço laminada a quente 4 é realizada em uma mesa de acabamento 5. No método de fabricação da presente invenção, no processo de laminação bruta (primeira laminação a quente) realizado no laminador de desbaste 2, a laminação a uma taxa de redução de 20% ou mais é realizada no lingote de aço (placa) uma vez ou mais no intervalo de temperaturas não inferiores a 1.000°C nem superiores a 1.200°C.
[00179] A barra áspera laminada até uma espessura predeterminada no laminador de desbaste 2 dessa maneira é em seguida laminada para acabamento (é submetida à segunda laminação a quente) por meio de uma pluralidade de trens de laminação 6 do laminador de acabamento 3 para produzir a chapa de aço laminada a quente 4. Em seguida, no laminador de acabamento 3, a laminação de 30% ou mais é realizada numa passagem pelo menos uma vez na região de temperaturas não menores que a temperatura T1 + 30°C nem maiores que T1 + 200°C. Além disso, no laminador de acabamento 3, o total das razões de redução torna-se de 50% ou mais.
[00180] Além disso, no processo de laminação final, após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais ser realizada, o resfriamento primário é iniciado de tal maneira que o tempo de espera t em segundo satisfaça a Expressão (2) acima ou a Expressão (2a) ou (2b) acima. O início desse resfriamento primário é realizado por bicos de resfriamento intertrens 10 dispostos entre respectivos dois dos trens de laminação 6 do laminador de acabamento 3, ou bicos de resfriamento 11 dispostos na mesa de acabamento 5.
[00181] Por exemplo, quando a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é realizada apenas no trem de laminação 6 disposto no estágio frontal do laminador de acabamento 3 (no lado esquerdo da FIG. 6, no lado a montante da laminação) e a laminação cuja razão de redução torna-se de 30% ou mais não é realizada no trem de laminação 6 disposto no estágio posterior do laminador de acabamento 3 (no lado direito da FIG. 6, no lado a jusante da laminação), se o início do resfriamento primário é realizado pelos bicos de resfriamento 11 dispostos na mesa de acabamento 5, às vezes ocorre o caso em que o tempo de espera t em segundo não satisfaz a Expressão (2) acima ou as Expressões (2a) e (2b) acima. Nesse caso, o resfriamento primário é iniciada pelos bicos de resfriamento intertrens 10 dispostos entre respectivos dois dos trens de laminação 6 do laminador de acabamento 3.
[00182] Além disso, por exemplo, quando a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é realizada no trem de laminação 6 disposto no estágio posterior do laminador de acabamento 3 (no lado direito da FIG. 6, no lado a jusante da laminação), ainda que o início do resfriamento primário seja realizado pelos bicos de resfriamento 11 dispostos na mesa de acabamento 5, às vezes ocorre o caso em que o tempo de espera t em segundo não satisfaz a Expressão (2) acima ou as Expressões (2a) e (2b) acima. Nesse caso, o resfriamento pri- mário pode ser também iniciado pelos bicos de resfriamento 11 dispostos na mesa de acabamento 5. Desnecessário dizer, desde que o desempenho da redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais esteja concluída, que o resfriamento primário pode ser também iniciado pelos bicos de resfriamento intertrens 10, dispostos entre respectivos dois dos trens de laminação 6 ao laminador de acabamento 3. [00183] Em seguida, nesse resfriamento primário, cujo resfriamento se dá a uma taxa média de resfriamento de 50°C/segundo ou mais, é realizada uma mudança de temperatura (queda de temperatura) não inferior a 40°C nem superior a 140°C.
[00184] Quando a mudança de temperatura é inferior a 40°C, os grãos de austenita recristalizados crescem e resistência a baixa temperatura deteriora-se. A mudança de temperatura é ajustada em 40°C ou mais, tornando assim possível suprimir engrossamento dos grãos de austenita. Quando a mudança de temperatura é inferior a 40°C, o efeito não pode ser obtido. Por outro lado, quando a mudança de temperatura excede 140°C, a cristalização torna-se insuficiente para tornar difícil a obtenção de uma textura aleatória alvo. Além disso, a fase de ferrita eficaz para o alongamento também não é facilmente obtida e a dureza da fase de ferrita torna-se elevada e, portanto, o alongamento e a deformabilidade local também se deteriora. Além disso, quando a mudança de temperatura é superior a 140°C, uma supera-ção/ultrapassagem da temperatura do ponto de transformação de Ar3 é suscetível de ser causada. No caso, mesmo pela transformação de austenita recristalizada, como resultado aguçamento da seleção de variantes, a textura é formada e, consequentemente, a isotropia diminui.
[00185] Quando a taxa média de resfriamento no resfriamento primário é inferior a 50°C/segundo, como esperado, os grãos de austenita recristalizados crescem e a resistência a baixa temperatura deteri- ora-se. O limite superior da taxa média de resfriamento não é determinada, em particular, mas, em termos do perfil da chapa de aço, 200°C/segundo ou menos é considerado adequado.
[00186] Além disso, a fim de suprimir o crescimento dos grãos e obter resistência a baixa temperatura mais excelente, um dispositivo de resfriamento entre passagens ou similar é desejavelmente usado para levar a geração de calor por trabalho entre os respectivos trens da laminação de acabamento a 18°C ou inferior.
[00187] A razão de laminação (taxa de redução) pode ser obtida por desempenhos efetivos ou cálculo da carga de laminação, medição da espessura da chapa e/ou similares. A temperatura do lingote de aço durante a laminação pode ser efetivamente medida por um termômetro que é colocado entre os trens de laminação, ou pode ser obtida por meio de simulação, considerando a geração de calor por trabalho decorrente da velocidade da linha, a taxa de redução e/ou similar, ou pode ser obtida por ambos os métodos.
[00188] Além disso, como foi explicado anteriormente, a fim de promover a recristalização uniforme, a quantidade de trabalho na região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C é desejavelmente tão pequena quanto possível, e a taxa de redução na região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C é desejavelmente de 30% ou menos. Por exemplo, no caso em que o laminador de acabamento 3 na linha de laminação a quente contínua 1 mostrada na FIG. 6, ao atravessar um ou dois ou mais dos trens de laminação 6 dispostos no lado de estágio frontal (no lado esquerdo da FIG. 6, no lado a montante da laminação), a chapa de aço está na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200 °C, e, ao atravessar um ou dois ou mais dos trens de laminação 6 dispostos no lado de estágio posterior subsequente (no lado direito da FIG. 6, no lado a jusante lado da laminação), a chapa de aço está na região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C, quando a chapa de aço atravessa um ou dois ou mais dos trens de laminação 6 dispostos no lado de estágio posterior subsequente (no lado direito da FIG. 4, no lado a jusante da laminação), ainda que a diminuição não seja realizada ou é realizada, a taxa de redução a temperatura inferior a T1 + 30°C é desejavelmente de 30% ou menos, no total. Em termos de precisão da espessura da chapa e do perfil da chapa, a taxa de redução inferior a T1 + 30°C é desejavelmente uma taxa de redução de 10% ou menos, no total. Quando a isotropia é adicionalmente obtida, a taxa de redução na região de temperaturas inferiores a T1 + 30°C é desejavelmente 0%.
[00189] No método de fabricação da presente invenção, a velocidade de laminação não é limitada em particular. Entretanto, quando a velocidade de laminação no lado do trem final da laminação de acabamento é inferior a 400 mpm, grãos γ crescem tornando-se grossos, regiões em que ferrita pode precipitar para obter a ductilidade são reduzidas e, assim, a ductilidade é suscetível de se deteriorar. Ainda que o limite superior da velocidade de laminação não seja limitado, em particular, o efeito da presente invenção pode ser obtido, mas é real que a velocidade de laminação é de 1.800 mpm ou menos, devido a restrição da instalação. Por conseguinte, no processo de laminação final, a velocidade de laminação não é desejavelmente inferior a 400 mpm, nem superior a 1800 mpm.
Resfriamento secundário [00190] Na chapa de aço da presente invenção, o controle de resfriamento após o resfriamento primário acima descrito torna-se também importante a fim de formar uma estrutura de aço requerida. A fim de suprimir a transformação de ferrita e tornar a estrutura de metal 95% ou mais bainita numa razão de área, é importante uma taxa de resfriamento numa região de temperaturas não inferiores a Ae3 -50°C nem superiores a 700°C, sendo uma região de temperaturas perto do nariz da transformação de ferrita.
[00191] Quando a taxa de resfriamento nessa região de temperaturas é lenta, ocorre por vezes o caso em que a razão de área de ferrita pró-eutectoide excede 5%, de modo que é necessário definir uma taxa média de resfriamento de 15°C/segundo ou mais. A fim de suprimir de forma segura a razão de área de ferrita pró-eutectoide em 5% ou menos, a taxa média de resfriamento é preferencialmente de 20°C/segundo ou mais, e é mais preferencialmente de 30°C/segundo ou mais.
[00192] Ae3 [°C] pode ser calculado pela Expressão (4) abaixo pelos teores de C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr e Mo [% em massa ]. O cálculo é realizado com o elemento que não está contido definido como 0%. [00193] Ae3 = 911 - 239C - 36Mn + 40Si - 28Cu - 20Ni - 12Cr + 63Mo ... (4) Bobinamento [00194] Na presente invenção, uma temperatura de bobinamento é também importante e deve ser ajustada acima de 350°C a 650°C. Quando a temperatura de bobinamento excede 650°C, a razão de área de estrutura de ferrita aumenta, tornando assim impossível levar a razão da área de bainita a 95% ou mais. A fim de levar de forma segura a razão da área de bainita a 95% ou mais, a temperatura de bobinamento é de preferência ajustada em 600°C ou menos.
[00195] Quando a temperatura de bobinamento é de 350°C ou menos, o teor de martensita eleva-se e a expansibilidade dos furos deteriora-se, de modo que o limite inferior da temperatura de bobinamento é definido como superior a 350°C. A fim de suprimir de modo seguro a geração de martensita, a temperatura de bobinamento é preferencialmente de 400°C ou mais.
[00196] Na laminação a quente, é também possível que barras de chapas sejam ligadas após a laminação bruta ser submetida a lamina- ção de acabamento continuamente. Nessa ocasião, as barras brutas podem também ser enroladas em forma de bobina, uma vez, armazenadas em uma cobertura com função de isolamento térmico de acordo com a necessidade, e desenroladas de novo para ser unidas. Na chapa de aço laminada a quente, a laminação de têmpera pode também ser realizada de acordo com a necessidade. A laminação de têmpera tem um efeito de impedir que ocorra tensão de estiramento no momento de usinagem e conformação, e tem um efeito de correção da forma. [00197] A chapa de aço da presente invenção pode ser aplicada não só em trabalho de flexão, mas também em formação combinada composta principalmente de trabalho de flexão, tais como flexão, expansão e estiramento. Mesmo quando um tratamento de superfície é realizado na chapa de aço da presente invenção, o efeito de melhorar a deformabilidade local não desaparece, de modo que, mesmo quando galvanoplastia, imersão a quente, revestimento por deposição de película, formação de película por meio de revestimento orgânico, laminação de filme, tratamento com sais orgânicos/sais inorgânicos, tratamento com não cromo ou similar são realizados, o efeito da presente invenção pode ser obtido.
Exemplo [00198] A seguir, serão explicados exemplos da presente invenção. Eventualmente, as condições dos exemplos são exemplos de condições empregadas para confirmar a aplicabilidade e efeitos da presente invenção, e a presente invenção não é limitada a esses exemplos de condições. A presente invenção pode empregar várias condições, contanto que o objetivo da presente invenção seja alcançado sem se afastar do espírito da invenção. Composições químicas de respectivos aços utilizados nos exemplos são apresentadas na Tabela 1. Respectivas condições de fabricação são mostradas na Tabela 2 e Tabela 3. Além disso, constituições estruturais e propriedades mecânicas de respectivos tipos de aço sob as condições de fabricação na Tabela 2 estão apresentadas na Tabela 4. Constituições estruturais e propriedades mecânicas de respectivos tipos de aço sob as condições de fabricação na Tabela 3 estão apresentadas na Tabela 5. Eventualmente, cada sublinhado nas Tabelas indica que um valor numérico se encontra fora do intervalo da presente invenção ou está fora da faixa preferida da presente invenção.
[00199] Não serão explicados resultados de exames que usam aços A a T da invenção com as composições químicas indicadas na Tabela 1 e que similarmente usam aços comparativos a a h. Eventualmente, na Tabela 1, cada valor numérico das composições químicas significa % em massa.
[00200] Esses aços foram fundidos e, em seguida, como tais, ou reaquecidos após uma vez serem resfriados à temperatura ambiente e aquecidos até uma região de temperaturas de 1.000°C a 1.300°C, foram, em seguida, submetidos a laminação a quente sob as condições mostradas na Tabela 2 e Tabela 3, e chapas de aço laminadas a quente apresentando cada uma espessura de 2 a 5 mm foram obtidas; em seguida, as chapas foram resfriadas em uma mesa de acabamento, bobinadas, decapadas e submetidas a avaliação de material. Eventualmente, na Tabela 2 e Tabela 3, as letras em inglês A a T e as letras em inglês a a i, que são vinculadas aos tipos de aço, indicam os respectivos componentes de Aços A a T e a a i na Tabela 1.
[00201] Na laminação a quente, em primeiro lugar, laminação bruta sendo a primeira laminação a quente, laminação foi realizada uma vez ou mais, com uma taxa de redução de 40% ou mais, em uma região de temperaturas não inferiores a 1.000°C nem superiores a 1.200°C. No entanto, no que diz respeito aos tipos de Aço E2, H3 e J2 na Tabela 2, e aos tipos de Aço E2', H3' e J2 ' na Tabela 3, na laminação bruta, a laminação a uma taxa de redução de 40% ou mais em uma pas- sagem não foi realizada. O número de vezes de redução e cada taxa de redução (%) na laminação bruta, e o diâmetro de grãos de austenita (pm) após a laminação bruta (antes de laminação de acabamento), são mostrados na Tabela 2 e na Tabela 3.
[00202] Após a laminação bruta ter sido concluída, a laminação de acabamento foi a segunda laminação a ser realizada. Na laminação de acabamento, laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais foi realizada em uma passagem pelo menos uma vez, em uma região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C, e em uma faixa de temperaturas inferiores a T1 + 30°C, a taxa de redução total foi fixada em 30% ou menos. Eventualmente, na laminação de acabamento, laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais em uma passagem foi realizada em uma passagem final na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C. [00203] Entretanto, com relação aos tipos de Aço G2, H4 e M3 na Tabela 2 e aos tipos de Aço G2', H4' e M3' na Tabela 3, a laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais não foi realizada na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C. Além disso, no que diz respeito aos tipos de Aço C2, F3 e H6 na Tabela 2 e aos tipos de Aço C2', F3' e H6' na Tabela 3, a taxa de redução total na faixa de temperaturas inferiores a T1 + 30°C foi maior que 30%.
[00204] Além disso, na laminação final, a taxa de redução total foi ajustada em 50% ou mais. No entanto, no que diz respeito aos tipos de Aço G2, H4 e M3 na Tabela 2 e aos tipos de Aço G2', H4' e M3' na Tabela 3, a taxa de redução total foi inferior a 50%.
[00205] A Tabela 2 e a Tabela 3 mostram, na laminação final, a taxa de redução (%) na passagem final na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C, e a taxa de redução em uma passagem em um estágio anterior à passagem final (taxa de redução em uma passagem antes da final) (%). Além disso, a Tabela 2 e a Tabela 3 mostram, na laminação final, a taxa de redução total (%) na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C e uma temperatura Tf após a redução na passagem final na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C. Eventualmente, a taxa de redução (%) na passagem final na região de temperaturas não inferiores a T1 + 30°C nem superiores a T1 + 200°C na laminação de acabamento é particularmente importante, sendo, assim, mostrada na Tabela 2 e Tabela 3 como P1.
[00206] Após a redução final em uma taxa de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação de acabamento, resfriamento primário foi iniciado antes de um tempo de espera t em segundo superior a 2,5 x t1. No resfriamento primário, uma taxa média de resfriamento foi ajustada em 50°C/segundo ou mais. Além disso, uma mudança de temperatura (uma quantidade de temperatura de resfriamento) no resfriamento primário foi ajustada para cair em um intervalo não inferior a 40°C nem superior a 140°C.
[00207] Sob as condições de fabricação mostradas na Tabela 2, após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação final, o resfriamento primário foi iniciado antes do tempo de espera t em segundo exceder t1 (t < t1). Por outro lado, sob as condições de fabricação mostradas na Tabela 3, após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação final, o resfriamento primário foi iniciado antes do tempo de espera t em segundo exceder um intervalo de t1 ou mais até 2,5 x t1 (t1 ^t t1 x 2,5). Eventualmente, ['] (traço) foi adicionado a cada número de referência dos tipos de aço, seguindo as condições de fabricação mostradas na Tabela 3, a fim de distinguir os intervalos do tempo de espera t em segundo.
[00208] No entanto, no que diz respeito aos tipos de Aço H8', K2' e N2' apresentados na Tabela 3, o resfriamento primário foi iniciado após o tempo de espera t em segundo exceder 2,5 x t1, desde a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais na laminação de acabamento. Com relação ao tipo de Aço M2 na Tabela 2 e ao tipo de Aço M2' na Tabela 3, a mudança de temperatura (quantidade de temperatura de resfriamento) no resfriamento primário foi inferior a 40°C, e no que diz respeito ao tipo de Aço H10 na Tabela 2 e ao tipo de Aço H10 ' na Tabela 3, a mudança de temperatura (quantidade de temperatura de resfriamento) no resfriamento primário foi superior a 140°C. No que diz respeito ao tipo de Aço H11 na Tabela 2 e ao tipo de Aço Η1Γ na Tabela 3, a taxa média de resfriamento no resfriamento primário foi inferior a 50°C/segundo.
[00209] A Tabela 2 e a Tabela 3 mostram t1 (em segundo) e 2,5 x t1 (em segundo) dos respectivos tipos de aço. Além disso, a Tabela 2 e a Tabela 3 mostram o tempo de espera t (em segundo) de conclusão da redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais para iniciar o resfriamento primário, t/t1, a taxa média de resfriamento (°C/segundo) no resfriamento primário e a mudança de temperatura (quantidade de temperatura de resfriamento) (°C).
[00210] Após o resfriamento primário, resfriamento secundário foi iniciado. Nesse resfriamento secundário, resfriamento foi realizado até uma região de temperaturas não inferiores a Ae3 -50°C nem superiores a 700°C a uma taxa média de resfriamento de 15°C/segundo ou mais. Contudo, no que diz respeito aos tipos de Aço A2, G3, H2, I2 e L2 na Tabela 2 e aos tipos de Aço A2', G3', H2', 12' e L2' na Tabela 3, a taxa média de resfriamento no resfriamento secundário foi menor que 15°C/segundo. A Tabela 2 e a Tabela 3 mostram, no resfriamento secundário, a taxa média de resfriamento na região de temperaturas não inferiores a Ae3 -50°C nem superiores a 700°C dos respectivos tipos de aço.
[00211] Em seguida, foi realizada bobinamento a temperaturas superiores a 350°C a 650°C, e chapas originais laminadas a quente, cada uma possuindo uma espessura de 2 a 5 mm, foram obtidas. No entanto, no que diz respeito aos tipos de Aço B2, D2 e H9 na Tabela 2 e aos tipos de Aço B2', D2' e H9' na Tabela 3, a temperatura de bobinamento foi superior a 650°C. No que diz respeito ao tipo de Aço N2' na Tabela 3, a temperatura de bobinamento foi de 350°C ou menos. A Tabela 2 e a Tabela 3 mostram a temperatura de bobinamento (°C) dos respectivos tipos de aço.
[00212] A Tabela 4 e a Tabela 5 mostram uma relação de área (fração estrutural) (%) de bainita, perlita, ferrita pró-eutectoide, martensita e austenita retida numa estrutura de metal dos respectivos tipos de aço. Eventualmente, a Tabela 4 mostra as constituições estruturais e as propriedades mecânicas dos tipos de aço, seguindo as condições de fabricação na Tabela 2. Além disso, a Tabela 5 mostra as constituições estruturais e as propriedades mecânicas dos tipos de aço, seguindo as condições de fabricação na Tabela 3. Eventualmente, no que diz respeito à fração estrutural na Tabela 4 e Tabela 5, B significa bainita, P significa perlita, F significa ferrita pró-eutectoide, M significa martensita e rA significa austenita retida. A Tabela 4 e a Tabela 5 mostram, dos respectivos tipos de aço, um valor médio de densidades de polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110>, uma densidade de polos da orientação de cristais {332}<113>, um diâmetro médio de volumes de grãos de cristais (tamanho de um grão unitário) (pm), e uma razão de grãos de cristais que apresentam dL/dt de 3,0 ou menos (razão de grãos equiaxiais) (%).AIém disso, a Tabela 4 e a Tabela 5 mostram, dos respectivos tipos de aço, resistência à tração RT (MPa), um alongamento percentual El (%), uma razão de expansão de furos λ (%) como índice da deformabilidade local, e um raio de curva- tura limite por flexão de 60° em forma de V (espessura da chapa/raio de curvatura mínimo). Num ensaio de flexão, foi realizada flexão na direção C (flexão C). Eventualmente, um ensaio de tração e um ensaio de flexão foram baseados em JIS Z 2241 e Z 2248 (ensaio de flexão de 90° em um bloco em V). Um teste de expansão de furos foi baseado no padrão JFS T1001 da Japan Iron and Steel Federation. A densidade de polos de cada uma das orientações cristalinas foi medida utilizando o PREE anteriormente descrito, sob um passo de 0,5 pm em uma região de 3/8 a 5/8 com uma espessura de chapa de uma seção transversal paralela à direção de laminação.
[00213] Como índice preferido da deformabilidade local, RT ^440 MPa, El 15%, λ ^90% e espessura da chapa/raio de curvatura > 2,3 foram ajustados para serem satisfeitos. Verificou-se que apenas aqueles que satisfazem as prescrições da presente invenção podem apresentar tanto a excelente expansibilidade de furos quanto capacidade de flexão como mostrado na FIG. 7 e na FIG. 8.
[00214] A FIG. 7 mostra a relação entre resistência e expansibilidade de furos de aços da invenção e aços comparativos, e a FIG. 8 mostra a relação entre a resistência e a capacidade de flexão dos aços invenção e aços comparativos.
[00215] Como mostrado na FIG. 7 e na FIG. 8, verifica-se que apenas aqueles que satisfazem os intervalos prescritos na presente invenção podem apresentar tanto a excelente expansibilidade de furos quanto capacidade de flexão.
Aplicação Industrial [00216] Como descrito anteriormente, de acordo com a presente invenção é possível proporcionar uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente de excelente deformabilidade local necessária para flexão, frangeamento por estiramento, rebarbação e similares, e adequada para a fabricação de peças de automóveis e similares, mediante controle da textura e estrutura do aço da chapa de aço. Assim, a presente invenção é invenção que possui alta aplicabilidade na indústria do aço.
Explicação dos Códigos 1 linha de laminação a quente contínua 2 laminador de desbaste 3 laminador de acabamento 4 chapas de aço laminadas a quente 5 mesa de acabamento 6 trem de laminação 10 bico de resfriamento intertrens 11 bico de resfriamento 11 REIVINDICAÇÕES

Claims (7)

1. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, caracterizada pelo fato de que consiste em: em % em massa, C: não inferior a 0,07% nem superior a 0,20%; Si: não inferior a 0,001% nem superior a 2,5%; Mn: não inferior a 0,01% nem superior a 4,0%; P: não inferior a 0,001%, nem superior a 0,15%; S: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,03%; Al: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%; N: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; O: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%, e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, Ti: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, Nb: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, V: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, e W: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, B: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,0050%, Mo: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, Cr: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Cu: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Ni: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Co: não inferior a 0,0001% nem superior a 1,0%, Sn: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, Zr: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, e As: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,50%, opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, Mg: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010%, REM: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,1%, e Ca: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010%, e o balanço sendo constituído de ferro e impurezas inevitá- veis, em que a razão de área de bainita em uma estrutura de metal é de 95% ou mais, com a espessura da parte central da chapa situando-se em um intervalo de 5/8 a 3/8 de espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades dos polos dos grupos de orientação {100}<011> a {223}<110> representado pelas respectivas orientações cristalinas {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> e {223}<110> sendo 4,0 ou menos, e a densidade de polos da orientação dos cristais {332}<113> sendo 5,0 ou menos, e o diâmetro médio do volume dos grãos de cristais na estrutura metálica é de 10 pm ou menos.
2. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que: nos grãos de cristais da bainita, a razão dos grãos de cristais, em que a razão do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa, dL/dt, é 3,0 ou menos, é de 50% ou mais.
3. Método de fabricação de uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, como definida na reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que compreende: em um lingote de aço que consiste em: em % em massa, C: não inferior a 0,07% nem superior a 0,20%; Si: não inferior a 0,001% nem superior a 2,5%; Mn: não inferior a 0,01% nem superior a 4,0%; P: não inferior a 0,001% nem superior a 0,15%; S: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,03%; Al: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%; N: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; O: não inferior a 0,0005% nem superior a 0,01%; e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, Ti: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, Nb: não inferior a 0,001% nem superior a 0,20%, V: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, e W: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, B: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,0050%, Mo: não inferior a 0,001% nem superior a 1,0%, Cr: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Cu: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Ni: não inferior a 0,001% nem superior a 2,0%, Co: não inferior a 0,0001% nem superior a 1,0%, Sn: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, Zr: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,2%, e As: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,50%, opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de em % em massa, Mg: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010%, REM: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,1%, e Ca: não inferior a 0,0001% nem superior a 0,010%, eo balanço sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, realizando primeira laminação a quente, em que laminação sob uma taxa de redução de 40% ou mais é executada uma vez ou mais sob uma faixa de temperatura de 1000°C a 1200°C; definindo um diâmetro de grãos de austenita em 200 pm ou menos por meio da primeira laminação a quente; realizando segunda laminação a quente em que laminação de 30% ou mais é realizada numa passagem pelo menos uma vez em uma região de temperaturas não inferiores a uma temperatura T1 + 30°C, nem superiores a T1 + 200°C, determinada pela Expressão (1) abaixo; definindo o total de taxas de redução na segunda laminação a quente em 50% ou mais; realizando redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, em seguida, iniciando resfriamento primário de tal maneira que um tempo de espera T em segundo satisfaça a Expressão (2) abaixo; definindo uma taxa média de resfriamento no resfriamento primário em 50°C/segundo ou mais e realizando o resfriamento primário de forma que uma mudança de temperatura se situe em um intervalo de 40°C a 140°C; iniciando resfriamento secundário após conclusão do resfriamento primário; realizando resfriamento em uma região de temperaturas não inferiores a Ae3 -50°C nem superiores a 700°C sob uma taxa média de resfriamento de 15°C/segundo ou mais no resfriamento secundário; e realizando bobinamento sob não mais que 350°C a 650°C: T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 χ Β + 10xCr+ 100χΜο + 100 xV... (1) t ^2,5 xt1 ... (2) Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) χ P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ... (3) aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do lingote de aço obtido após a redução final sob uma taxa de redução de 30% ou mais, e P1 representa a taxa de redução da redução final de 30% ou mais.
4. Método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que: o total de taxas de redução numa faixa de temperaturas inferiores a T1 + 30°C é de 30% ou menos.
5. Método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que: o tempo de espera t em segundo satisfaz a Expressão (2a) abaixo. t < t1 ... (2a)
6. Método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que: o tempo de espera t segundo mais satisfaz Expressão (2b) abaixo. t1 ^t ^t1 x2,5 ... (2b)
7. Método de fabricação da chapa de aço de alta resistência laminada a quente, com excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que: o resfriamento primário é iniciado entre trens de laminação.
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