BR112014001589B1 - chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas - Google Patents

chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas Download PDF

Info

Publication number
BR112014001589B1
BR112014001589B1 BR112014001589A BR112014001589A BR112014001589B1 BR 112014001589 B1 BR112014001589 B1 BR 112014001589B1 BR 112014001589 A BR112014001589 A BR 112014001589A BR 112014001589 A BR112014001589 A BR 112014001589A BR 112014001589 B1 BR112014001589 B1 BR 112014001589B1
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
less
phase
high strength
steel sheet
steel plate
Prior art date
Application number
BR112014001589A
Other languages
English (en)
Other versions
BR112014001589A2 (pt
Inventor
Minami Akinobu
Murasato Akinobu
Kawata Hiroyuki
Azuma Masafumi
Maruyama Naoki
Yonemura Shigeru
Kuwayama Takuya
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of BR112014001589A2 publication Critical patent/BR112014001589A2/pt
Publication of BR112014001589B1 publication Critical patent/BR112014001589B1/pt

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

relatório descritivo de patente de invenção para "chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas". campo da técnica a presente invenção refere-se a uma chapa de aço de alta resistência e uma chapa de aço galvanizada de alta resistência que são excelentes em conformabilidade e a métodos de produção das mesmas. antecedentes da técnica nos últimos anos, houve um aumento de demandas por maior resistência na chapa de aço que é usada para automóveis etc. em particular, para o proposito de aumentar a segurança contra colisão, etc., uma chapa de aço de alta resistência com um esforço de tração máximo de 900 mpa ou mais também é usada. essa chapa de aço de alta resistência é formada de maneira econômica em grandes volumes por trabalho de prensa da mesma maneira que a chapa de aço macia e é usada como elementos estruturais. entretanto, recentemente, juntamente com o rápido aumento na resistência da chapa de aço de alta resistência, em particular na chapa de aço de alta resistência com um esforço de tração máximo de 900 mpa ou mais, surgiu um problema que a conformabilidade vem se tornando insuficiente e de trabalho acompanhado por deformação local como formabilidade por estiramento que se torna difícil. ademais, quando uma força de tensão de alta velocidade atuar sobre um material de aço, há o problema que o modo de fratura poderia mudar facilmente de fratura dúctil para fratura por fragilização. no passado, como um exemplo da técnica de endurecer um material de aço, um material de aço de alta resistência que foi endurecido ao acusar a precipitação satisfatória de cu foi conhecido. plt 1 descreve um material de aço de alta resistência do tipo endurecido por precipitação de cu que contém c, si, p, s, al, n, e cu em faixas predeterminadas, contém um ou ambos entre mn: 0,1 a 3,0% e cr: 0,1 a 3,0%, possui um (mn+cr)/cu de 0,2 ou mais, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, possui um tamanho médio de grão de cristal de 3 ?m ou mais, e possui uma razão de área de ferrita de 60% ou mais. ademais, como um exemplo de chapa de aço de alta resistência que obtém conformabilidade e expansibilidade de furo, plt 2 descreve uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade e expansibilidade de furo que contém c, si, cu, e mn em % de massa predeterminada, contém ainda adicionalmente pelo menos um entre al, ni, mo, cr, v, b, ti, nb, ca, e mg, e possui uma dureza da fase ferrítica de hv 150 a 240, possui uma razão de volume de austenita residual na estrutura da chapa de 2 a 20%, e exibe uma resistência à tração de 600 a 800 mpa. plt 3 descreve, como um exemplo de chapa de aço laminada a frio de alta resistência para uso de trabalho que é excelente em características de fadiga, uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência para uso de trabalho que é excelente em características de fadiga que é compreendida de chapa de aço que contém c: 0,05 a 0,30%, cu: 0,2 a 2,0%, e b: 2 a 20 ppm e que possui uma microestrutura compreendida de uma razão de volume de 5% ou mais e 25% ou menos de austenita residual e ferrita e bainita e que possui cu presente na fase ferrítica no estado de partículas que são compreendidas de cu individualmente de um tamanho de 2 nm ou menos em um estado de solução sólido e/ou estado precipitado. plt 4 descreve, como um exemplo de chapa de aço laminada a frio de alta resistência de estrutura compósita que é excelente em características de fadiga, uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência de estrutura compósita que é compreendida de chapa de aço de estrutura compósita de ferrita-martensita que contém c: 0,03 a 0,20%, cu: 0,2 a 2,0%, e b: 2 a 20 ppm e que possui cu presente na fase ferrítica no estado de partículas que são compreendidas de cu individualmente de um tamanho de 2 nm ou menos em um estado de solução sólido e/ou estado precipitado. plt 5 descreve, como um exemplo de chapa de aço de resistência super alta que é excelente em resistência à fratura retardada, uma chapa de aço de resistência super alta que contém, por % em peso, c: 0,08 a 0,30, si: menos que 1,0, mn: 1,5 a 3,0, s: 0,010 ou menos, p: 0,03 a 0,15, cu: 0,10 a 1,00, e ni: 0,10 a 4,00, possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, contém uma ou mais estruturas de martensita, martensita temperada, ou estruturas de bainita em uma razão de volume de 40% ou mais, e possui uma resistência de 1180 mpa ou mais. plt 6 descreve, como um exemplo de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformação em prensa e resistência à corrosão, uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformação em prensa e resistência à corrosão que satisfaz as exigências de c: 0,08 a 0,20%, si: 0,8 a 2,0%, mn: 0,7 a 2,5%, p: 0,02 a 0,15%, s: 0,010% ou menos, al: 0,01 a 0,10%, cu: 0,05 a 1,0%, e ni: 1,0% ou menos, possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, e satisfaz a relação da seguinte fórmula "0,4?(10p+si)/(10c+mn+cu+0,5ni)?1,6" (em que, as notações de elementos indicam os respectivos teores (%)), essa chapa de aço possui austenita residual de 3 a 10% e uma resistência à tração de 610 a 760 mpa. plt 7 descreve, como um exemplo de chapa de aço fina de alta resistência, uma de aço fina de alta resistência que possui uma composição de ingredientes que contém c: 0,05 a 0,3%, si: 2% ou menos, mn: 0,05 a 4,0%, p: 0,1% ou menos, s: 0,1% ou menos, cu: 0,1 a 2%, e si(%)/5 ou mais, al: 0,1 a 2%, n: 0,01% ou menos, ni: cu(%)/3 ou mais (quando cu for 0,5% ou menos, não necessariamente incluído) e satisfaz "si(%)+al(%)?0,5", "mn(%)+ni(%)?0,5", possui uma estrutura que contém uma razão de volume de 5% ou mais de austenita residual, e exibe uma resistência à tração de 650 a 800 mpa. lista de citações literatura de patente plt 1: publicação de patente japonesa no. 2004-100018a plt 2: publicação de patente japonesa no. 2001-355044a plt 3: publicação de patente japonesa no. 11-279690a plt 4: publicação de patente japonesa no. 11-199973a plt 5: publicação de patente japonesa no. 08-311601a plt 6: publicação de patente japonesa no. 08-199288a plt 7: publicação de patente japonesa no. 05-271857a sumário da invenção problema da técnica uma chapa de aço de alta resistência convencional é laminada a quente, decapada, e laminada a frio, então é continuamente recozida sob condições predeterminadas para fazer com que as fases cristalinas predeterminadas se precipitem em razões predeterminadas na estrutura de chapa de aço e, com isso, obtenham alta resistência e alta trabalhabilidade. entretanto, em um aço de baixa liga com baixos teores de elementos adicionados, a transformação de fase procede rapidamente no momento de tratamento de recozimento, até o ponto que a faixa operacional na qual as fases cristalinas predeterminadas podem ser realizadas para se precipitar em razões predeterminadas se torna estreita e, como resultado, a chapa de aço de alta resistência não se torna estável em propriedades e varia em qualidade. ademais, uma chapa de aço de alta resistência convencional com resistência à tração de 900 mpa ou mais é insuficiente em trabalhabilidade. deseja-se aprimorar a flangeabilidade por estiramento e de outro modo melhorar a trabalhabilidade. a presente invenção foi realizada em consideração dessa situação e tem como objetivo a provisão de uma chapa de aço de alta resistência com resistência à tração de 900 mpa ou mais onde flangeabilidade por estiramento é aprimorada para melhorar a capacidade de deformação local e onde a resistência à tração pode ser aprimorada quando uma tensão de alta velocidade for atuada, e um método de produção da mesma. solução para o problema os inventores, etc. envolvidos em estudos intensivos sobre a estrutura de chapa de aço e o método de produção para obter o aperfeiçoamento de flangeabilidade por estiramento e aumento da resistência à tração quando a tensão de alta velocidade for atuada na chapa de aço de alta resistência. como resultado, esses descobriram que fazer com que cu se precipite eficientemente em chapa de aço, é possível obter o aperfeiçoamento de flangeabilidade por estiramento e aumento da resistência à tração quando a tensão de alta velocidade for atuada. ademais, esses descobriram que para formar essa estrutura, é suficiente conferir tensão à chapa de aço durante o recozimento da chapa de aço. a invenção foi realizada como resultado de estudos adicionais baseados na descoberta acima e possui como fundamento o seguinte: (1) uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade que contém, por % de massa, c: 0,075 a 0,300%, si: 0,30 a 2,50%, mn: 1,30 a 3,50%, p: 0,001 a 0,030%, s: 0,0001 a 0,0100%, al: 0,005 a 1,500%, cu: 0,15 a 2,00%, n: 0,0001 a 0,0100%, e o: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais, ti: 0,005 a 0,150%, nb: 0,005 a 0,150%, b: 0,0001 a 0,0100%, cr: 0,01 a 2,00%, ni: 0,01 a 2,00%, mo: 0,01 a 1,00%, w: 0,01 a 1,00%, v: 0,005 a 0,150%, e um ou mais entre ca, ce, mg, e rem: total 0,0001 a 0,50%, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, em que a estrutura de chapa de aço contém uma fase ferrítica e fase martensítica, uma razão de partículas de cu incoerente com ferro bcc é 15% ou mais em relação às partículas de cu como um todo, uma densidade de partículas de cu na fase ferrítica é 1,0?1018/m3 ou mais, e um tamanho médio de partícula de partículas de cu na fase ferrítica é 2,0 nm ou mais. (2) a chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (1) caracterizada pelo fato de que a estrutura em uma faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura da chapa de aço de alta resistência compreende, por fração de volume, uma fase ferrítica: 10 a 75%, fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica: 50% ou menos, fase martensítica temperada: 50% ou menos, fase martensítica fresca: 15% ou menos, e fase austenítica residual: 20% ou menos. (3) chapa de aço galvanizado de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizada por compreender a chapa de aço de alta resistência de (1) ou (2) na superfície cuja camada galvanizada é formada. (4) um método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que compreende um processo de laminação a quente de aquecer uma placa que contém, por % de massa, c: 0,075 a 0,300%, si: 0,30 a 2,50%, mn: 1,30 a 3,50%, p: 0,001 a 0,030%, s: 0,0001 a 0,0100%, al: 0,005 a 1,500%, cu: 0,15 a 2,00%, n: 0,0001 a 0,0100%, o: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais, ti: 0,005 a 0,150%, nb: 0,005 a 0,150%, b: 0,0001 a 0,0100%, cr: 0,01 a 2,00%, ni: 0,01 a 2,00%, mo: 0,01 a 1,00%, w: 0,01 a 1,00%, v: 0,005 a 0,150%, e um ou mais entre ca, ce, mg, e rem: total 0,0001 a 0,50%, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, diretamente, ou após resfriamento uma vez, a 1050?c ou mais, laminação com um limite inferior de uma temperatura de 800?c ou o ponto de transformação ar3, o que for maior, e resfriamento a 500 a 700?c de temperatura e um processo de recozimento de aquecer a chapa de aço enrolado por uma taxa de aquecimento média a 550 a 700?c de 1,0 a 10,0?c/seg. até a temperatura de aquecimento máxima de 740 a 1000?c, então resfriamento por uma taxa de resfriamento média a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700?c de 1,0 a 10,0?c/seg, conferindo tensão à chapa de aço a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700, e resfriamento por uma taxa de resfriamento de 700?c ao ponto bs ou 500?c de 5,0 a 200,0?c/seg. (5) o método de produção da chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (5) acima caracterizado por possuir um processo de laminação a frio, após o processo de laminação a quente e antes do processo de recozimento, de decapar a chapa de aço enrolado, então laminar a mesma por uma taxa de torque de aperto de uma taxa de torque de aperto de 35 a 75%. (6) o método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (4) ou (5) acima caracterizado pelo fato de que a tensão é conferida à chapa de aço no processo de recozimento ao aplicar 5 a 50 mpa de tensão à chapa de aço enquanto é flexionada uma vez ou mais em uma faixa que fornece uma quantidade de esforço de tração na circunferência mais externa de 0,0007 a 0,0910, (7) o método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (6) acima caracterizado pelo fato de que a flexão é realizada ao pressionar a chapa de aço contra um rolo com um diâmetro de rolo de 800 mm ou menos. (8) um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que produz a chapa de aço de alta resistência através do método de produção de chapa de aço de alta resistência de qualquer um entre (4) a (7) acima, então a mesma é submetida à eletrogalvanização. (9) um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que produz a chapa de aço de alta resistência através do método de produção de acordo com qualquer um entre (4) a (8) acima após o resfriamento até o ponto bs ou 500?c, realiza-se a galvanização por imersão a quente. (10) um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade de acordo com (9) caracterizado pelo fato de que realiza o tratamento de liga a 470 a 650?c de temperatura após a galvanização por imersão a quente. efeitos vantajosos da invenção de acordo com a presente invenção, é possível proporcionar uma chapa de aço de alta resistência que garante uma resistência à tração máxima de 900 mpa ou resistência mais alta enquanto possui excelente flangeabilidade por estiramento e outra conformabilidade e também possui excelentes propriedades de alta resistência à tração. ademais, é possível fornecer uma chapa de aço galvanizada de alta resistência que garante uma resistência à tração máxima de 900 mpa ou resistência mais alta que possui excelente flangeabilidade por estiramento e outra conformabilidade e também possui excelentes propriedades de alta resistência à tração. descrição de modalidades primeiro, a estrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada. a estrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção não é particularmente limitada desde que uma resistência à tração máxima de 900 mpa ou maior resistência possa ser garantida. por exemplo, a estrutura pode ser qualquer uma entre uma estrutura de fase única de martensita, uma estrutura de fase dupla compreendida de martensita e bainita, uma estrutura de fase dupla compreendida de ferrita e martensita, uma estrutura de fase compósita compreendida de ferrita, bainita, e austenita residual e outras tais estruturas que incluem ferrita, bainita, martensita, e austenita residual de maneira individual ou composta. alternativamente, essa pode ser uma estrutura dessas estruturas que incluem ainda uma estrutura de perlita. a fase ferrítica que está incluída na estrutura da chapa de aço de alta resistência pode ser qualquer ferrita endurecida por precipitação, ferrita não-recristalizada conforme trabalhada, ou ferrita restaurada de deslocamento parcial. a estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção é preferivelmente compreendida de, na faixa de 1/8 a 3/8 de espessura centralizada em 1/4 da espessura de chapa, por fração de volume, fase ferrítica: 10 a 75%, fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica: 50% ou menos, fase martensítica temperada: 50% ou menos, fase martensítica fresca: 15% ou menos, e fase austenítica residual: 20% ou menos. se a chapa de aço de alta resistência possuir essa estrutura de chapa de aço, a chapa de aço de alta resistência que possui uma conformabilidade mais excelente é derivada. aqui, a estrutura é produzida na faixa de 1/8 a 3/8 de espessura, pois essa faixa de estrutura pode ser considerada para representar a estrutura da chapa de aço como um todo. se essa estrutura de chapa de aço estiver na faixa de 1/8 to 3/8 de espessura, pode-se julgar que a chapa de aço como um todo possui essa estrutura. as fases que podem ser incluídas na estrutura da chapa de aço serão explicadas. fase ferrítica a fase ferrítica é uma estrutura que é eficaz para aprimorar a ductilidade e está preferivelmente contida na estrutura de chapa de aço em uma fração de volume de 10 a 75%. a fração de volume da fase ferrítica na estrutura de chapa de aço, a partir do ponto de vista da ductilidade, é mais preferivelmente 15% ou mais, ainda mais preferivelmente 20% ou mais. a fase ferrítica é uma estrutura macia, para elevar suficientemente a resistência à tração da chapa de aço, a fração de volume da fase ferrítica que está contida na estrutura de chapa de aço se torna mais preferivelmente is 65% ou menos, ainda mais preferivelmente se torna 50% ou menos. fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica a fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica é uma estrutura com um equilíbrio satisfatório de resistência e ductilidade e está preferivelmente contida na estrutura de chapa de aço em uma fração de volume de 10 a 50%. ademais, a fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica é uma microestrutura que possui uma resistência intermediária àquela de uma fase ferrítica macia e fase martensítica dura e fase martensítica temperada e fase austenítica residual. a partir do ponto de vista de flangeabilidade por estiramento, a inclusão de 15% ou mais é mais preferida e a inclusão de 20% ou mais é ainda mais preferida. se a fração de volume da fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica aumentar, o limite elástico se torna maior, então a partir do ponto de vista de congelabilidade de forma, a fração de volume da fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica é preferivelmente 50% ou menos. fase martensítica temperada a fase martensítica temperada é uma estrutura que aumenta muito a resistência à tração. a partir do ponto de vista da resistência à tração, a fração de volume da martensita temperada é preferivelmente 10% ou mais. se a fração de volume da martensita temperada que está contida na estrutura de chapa de aço aumentar, o limite elástico se torna maior, então a partir do ponto de vista de congelabilidade de forma, a fração de volume de fase martensítica temperada é preferivelmente 50% ou menos. fase martensítica fresca a fase martensítica fresca geralmente aumenta a resistência à tração. por outro lado, essa forma pontos de partida de fratura e geralmente degrada a flangeabilidade por estiramento, então essa é preferivelmente limitada a uma fração de volume de 15% ou menos. para elevar a flangeabilidade por estiramento, é mais preferido tornar a fração de volume da fase martensítica fresca 10% ou menos, ainda mais preferivelmente 5% ou menos. fase austenítica residual a fase austenítica residual aumenta muito a resistência e ductilidade. por outro lado, essa se torna pontos de partida de fratura às vezes faz com que flangeabilidade por estiramento se deteriore, então essa é preferivelmente limitada a uma fração de volume de 20% ou menos. para elevar flangeabilidade por estiramento, a fração de volume da fase austenítica residual é preferivelmente 15% ou menos. para obter o efeito de aumento da resistência e ductilidade, a fração de volume da fase austenítica residual é preferivelmente 3% ou mais, é preferivelmente 5% ou mais. outros a estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção pode conter ainda uma fase perlítica e/ou fase de cementita grossa ou outra estrutura. entretanto, se a estrutura de chapa de aço de chapa de aço de alta resistência contiver uma grande quantidade de fase perlítica e/ou fase de cementita grossa, a capacidade de flexão se deteriora. portanto, a fração de volume da fase perlítica e/ou fase de cementita grossa que está contida na estrutura de chapa de aço é preferivelmente um total de 10% ou menos, mais preferivelmente 5% ou menos. as frações de volume das diferentes estruturas que estão contidas na estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção podem ser, por exemplo, medidas pelo seguinte método: a fração de volume da fase austenítica residual é obtida ao examinar o plano paralelo à superfície da chapa da chapa de aço e em 1/4 de espessura por análise de raios-x, calculando-se a fração de área, e considerando-se o valor como a fração de volume. as frações de volume da fase ferrítica, fase ferrítica-bainítica, fase bainítica, fase martensítica temperada, e fase martensítica fresca que estão contidas na estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção são obtidas ao obter amostras com cortes transversais de espessura de chapa paralelos à direção de laminação como as superfícies observadas, polir as superfícies observadas, entalhar as mesmas por nital, então examinar a faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura centralizada em 1/4 de espessura de chapa utilizando um microscópio eletrônico de varredura por emissão de campo (fe-sem) para medir a fração de área, e considerando-se esse valor como a fração de volume. então, a microestrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada. a microestrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção deve ser uma onde a densidade de partículas de cu é ?1,0?1018/m3, o tamanho médio de partícula das partículas de cu é 2,0 nm ou mais, e a razão de partículas de cu onde as partículas de cu e o ferro bcc circundante são incoerentes nas partículas de cu totais é 15% ou mais. o "ferro bcc" é o termo geral para ferrita, bainita, e ferrita bainítica com estruturas cristalinas de matrizes cubicas centralizadas no corpo. se as partículas de cu forem coerentes com o ferro bcc, a resistência é bastante aprimorada. as partículas de cu que não são coerentes com o ferro de bcc obstruem o desenvolvimento da subestrutura de deslocamento no ferro bcc. juntamente com isso, a agregação de deslocamentos no momento de grande deformação por tensão se torna difícil, a formação de vazios é suprimida, e como resultado, flangeabilidade por estiramento é aprimorada. a densidade de partículas de cu é preferivelmente 5,0?1018/m3 ou mais, mais preferivelmente 1,0?1019/m3 ou mais. partículas finas de cu mantêm facilmente a coerência com o ferro bcc e são pequenas em contribuição com flangeabilidade por estiramento, então o limite inferior do tamanho médio de partícula das partículas de cu se torna 2,0 nm ou mais. o tamanho médio de partícula das partículas de cu é mais preferivelmente 4,0 nm ou mais, ainda mais preferivelmente 6,0 nm ou mais. se o número de partículas de cu que são incoerentes com o ferro bcc for menor que 15%, o aprimoramento da flangeabilidade por estiramento se torna insuficiente. portanto, o número de partículas de cu deve ser 15% ou mais, é preferivelmente 25% ou mais, mais preferivelmente é 35% ou mais. o tamanho médio de partícula, a coerência, e a densidade das partículas de cu podem ser avaliados como exposto a seguir: uma amostra é cortada da chapa de aço em 1/4 de espessura e é examinada utilizando um microscópio eletrônico de transmissão de alta resolução (hrtem). a espectroscopia por perda de energia de elétrons (eels) é usada para confirmar a composição das partículas de cu. essas são investigadas quanto ao tamanho de partícula e coerência com o ferro bcc. o tamanho das partículas se tornou a média dos tamanhos de partícula de 20 ou mais partículas. ademais, a razão dos precipitados que são incoerentes com o ferro bcc no número de partículas observado foi encontrada. a densidade de partículas de cu é medida por dois métodos de acordo com o tamanho médio de partícula. se o tamanho médio de partícula for menor que 3 nm, uma sonda atômica tridimensional (3d-ap) é usada para cortar e testar amostras de 1/4 de espessura da chapa de aço. o teste é realizado até 20 ou mais partículas de cu serem obtidas ou até o volume medido exceder 50000 nm3. a densidade é obtida ao dividir o número de partículas pelo volume medido. por outro lado, se o tamanho médio de partícula for 3 nm ou maior, o número de partículas de cu em um campo de 10000 nm2 a 1 ?m2 é medido, a difração de elétrons de feixe convergente (cbed) é usada para medir a espessura da parte observada da peça de teste, essa é multiplicada pela área observada para encontrar o volume observado, e o número de partículas de cu é dividido pelo volume observado para encontrar a densidade de partículas de cu. os meios para medir a composição, tamanho de partícula, e coerência das partículas de cu não são limitados às técnicas acima. por exemplo, as partículas podem ser observadas utilizando um microscópio eletrônico de transmissão de emissão por campo (fe-tem) etc. a seguir, a composição de ingredientes da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada. nota-se que na seguinte explicação, "%" deve significar "% de massa". c: 0,075 a 0,300% c é incluído para aumentar a resistência da chapa de aço de alta resistência. se o teor de c exceder 0,300%, a capacidade de soldagem se torna insuficiente. a partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de c é preferivelmente 0,250% ou menos, mais preferivelmente 0,220% ou menos. se o teor de c for menor que 0,075%, a resistência é reduzida e uma resistência à tração máxima de 900 mpa ou mais não pode ser garantida. para aumentar a resistência, o teor de c é preferivelmente 0,090% ou mais, mais preferivelmente 0,100% ou mais. si: 0,30 a 2,50% si é um elemento que suprime a formação de carbonetos à base de ferro na chapa de aço e é exigido para aumentar a resistência e conformabilidade. se o teor de si exceder 2,50%, a chapa de aço se torna frágil e a ductilidade se deteriora. a partir do ponto de vista da ductilidade, o teor de si é preferivelmente 2,20% ou menos, mais preferivelmente 2,00% ou menos. por outro lado, se o teor de si for menor que 0,30%, uma grande quantidade de carbonetos à base de ferro grosso se forma no processo de recozimento, e a resistência e a conformabilidade se deterioram. a partir desse ponto de vista, o limite inferior de si é preferivelmente 0,50% ou mais, mais preferivelmente 0,70% ou mais. mn: 1,30 a 3,50% mn é adicionado para aumentar a resistência da chapa de aço. se o teor de mn exceder 3,50%, partes concentradas de mn grossas se formam no centro de espessura da chapa de aço, a fragilização ocorre facilmente, e problemas como rachadura da placa fundida ocorrem facilmente. ademais, se o teor de mn exceder 3,50%, a capacidade de soldagem também se deteriora. portanto, o teor de mn deve ser 3,50% ou menos. a partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de mn é preferivelmente 3,20% ou menos, mais preferivelmente 3,00% ou menos. por outro lado, se o teor de mn for menor que 1,30%, estruturas macias são formadas em grandes quantidades durante o resfriamento após o recozimento, então se torna difícil garantir uma resistência à tração máxima de 900 mpa ou mais. portanto, o teor de mn deve ser 1,30% ou mais. para aumentar a resistência, o teor de mn é mais preferivelmente 1,50% ou mais, ainda mais preferivelmente 1,70% ou mais. p: 0,001 a 0,030% p tende a se precipitar no centro da espessura da chapa de aço e causar a fragilização da zona de solda. se o teor de p exceder 0,030%, a zona de solda se torna muito frágil, então o teor de p é limitado a 0,030% ou menos. o limite inferior do teor de p não é particularmente limitado contanto que o efeito da presente invenção seja exibido. entretanto, se o teor de p for menor que 0,001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,001% se torna o limite inferior. s: 0,0001 a 0,0100% s possui um efeito prejudicial sobre a capacidade de soldagem e a fabricabilidade no momento da fundição e no momento da laminação a quente. consequentemente, o limite superior do teor de s se torna 0,0100% ou menos. s se liga a mn para formar mns grosso que reduz a ductilidade e flangeabilidade por estiramento, então 0,0050% ou menos é preferido, enquanto 0,0025% ou menos é mais preferido. o limite inferior do teor de s não é particularmente limitado contanto que os efeitos da presente invenção sejam exibidos. entretanto, se o teor de s for menor que 0,0001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,0001% se torna o limite inferior. al: 0,005 a 1,500% al suprime a formação de carbonetos à base de ferro e aumenta a resistência e a conformabilidade da chapa de aço. se o teor de al exceder 1,500%, a capacidade de soldagem se torna insatisfatória, então o limite superior do teor de al se torna 1,500%. a partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de al é preferivelmente 1,200% ou menos, mais preferivelmente 0,900% ou menos. al também é um elemento que é eficaz como um material desoxidante, porém se o teor de al for menor que 0,00

Description

Relatório Descritivo de Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA E CHAPA DE AÇO GALVANIZADA DE ALTA RESISTÊNCIA EXCELENTE EM CONFORMABILIDADE E MÉTODOS DE PRODUÇÃO DAS MESMAS.
CAMPO DA TÉCNICA [001] A presente invenção se refere a uma chapa de aço de alta resistência e uma chapa de aço galvanizada de alta resistência que são excelentes em conformabilidade e a métodos de produção das mesmas.
ANTECEDENTES DA TÉCNICA [002] Nos últimos anos, houve um aumento de demandas por maior resistência na chapa de aço que é usada para automóveis etc. Em particular, para o proposito de aumentar a segurança contra colisão, etc., uma chapa de aço de alta resistência com um limite de resistência a tração de 900 MPa ou mais também é usada. Essa chapa de aço de alta resistência é formada de maneira econômica em grandes volumes por trabalho de prensa da mesma maneira que a chapa de aço macia e é usada como elementos estruturais.
[003] Entretanto, recentemente, juntamente com o rápido aumento na resistência da chapa de aço de alta resistência, em particular na chapa de aço de alta resistência com um limite de resistência a tração de 900 MPa ou mais, surgiu um problema que a conformabilidade vem se tornando insuficiente e de trabalho acompanhado por deformação local como formabilidade por estiramento que se torna difícil. Ademais, quando uma força de tensão de alta velocidade atuar sobre um material de aço, há o problema que o modo de fratura poderia mudar facilmente de fratura dúctil para fratura por fragilização.
[004] No passado, como um exemplo da técnica de endurecer um material de aço, um material de aço de alta resistência que foi endurecido ao acusar a precipitação satisfatória de Cu foi conhecido.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 4/66
2/54
PLT 1 descreve um material de aço de alta resistência do tipo endurecido por precipitação de Cu que contém C, Si, P, S, Al, N, e Cu em faixas predeterminadas, contém um ou ambos entre Mn: 0,1 a 3,0% e Cr: 0,1 a 3,0%, possui um (Mn+Cr)/Cu de 0,2 ou mais, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, possui um tamanho médio de grão de cristal de 3 pm ou mais, e possui uma razão de área de ferrita de 60% ou mais.
[005] Ademais, como um exemplo de chapa de aço de alta resistência que obtém conformabilidade e expansibilidade de furo, PLT 2 descreve uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade e expansibilidade de furo que contém C, Si, Cu, e Mn em % de massa predeterminada, contém ainda adicionalmente pelo menos um entre Al, Ni, Mo, Cr, V, B, Ti, Nb, Ca, e Mg, e possui uma dureza da fase ferrítica de Hv 150 a 240, possui uma razão de volume de austenita residual na estrutura da chapa de 2 a 20%, e exibe uma resistência à tração de 600 a 800 MPa.
[006] PLT 3 descreve, como um exemplo de chapa de aço laminada a frio de alta resistência para uso de trabalho que é excelente em características de fadiga, uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência para uso de trabalho que é excelente em características de fadiga que é compreendida de chapa de aço que contém C: 0,05 a 0,30%, Cu: 0,2 a 2,0%, e B: 2 a 20 ppm e que possui uma microestrutura compreendida de uma razão de volume de 5% ou mais e 25% ou menos de austenita residual e ferrita e bainita e que possui Cu presente na fase ferrítica no estado de partículas que são compreendidas de Cu individualmente de um tamanho de 2 nm ou menos em um estado de solução sólido e/ou estado precipitado.
[007] PLT 4 descreve, como um exemplo de chapa de aço laminada a frio de alta resistência de estrutura compósita que é excelente em características de fadiga, uma chapa de aço laminada a frio de alta
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 5/66
3/54 resistência de estrutura compósita que é compreendida de chapa de aço de estrutura compósita de ferrita-martensita que contém C: 0,03 a 0,20%, Cu: 0,2 a 2,0%, e B: 2 a 20 ppm e que possui Cu presente na fase ferrítica no estado de partículas que são compreendidas de Cu individualmente de um tamanho de 2 nm ou menos em um estado de solução sólido e/ou estado precipitado.
[008] PLT 5 descreve, como um exemplo de chapa de aço de resistência super alta que é excelente em resistência à fratura retardada, uma chapa de aço de resistência super alta que contém, por % em peso, C: 0,08 a 0,30, Si: menos que 1,0, Mn: 1,5 a 3,0, S: 0,010 ou menos, P: 0,03 a 0,15, Cu: 0,10 a 1,00, e Ni: 0,10 a 4,00, possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, contém uma ou mais estruturas de martensita, martensita temperada, ou estruturas de bainita em uma razão de volume de 40% ou mais, e possui uma resistência de 1180 MPa ou mais.
[009] PLT 6 descreve, como um exemplo de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformação em prensa e resistência à corrosão, uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformação em prensa e resistência à corrosão que satisfaz as exigências de C: 0,08 a 0,20%, Si: 0,8 a 2,0%, Mn: 0,7 a 2,5%, P: 0,02 a 0,15%, S: 0,010% ou menos, Al: 0,01 a 0,10%, Cu: 0,05 a 1,0%, e Ni: 1,0% ou menos, possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, e satisfaz a relação da seguinte fórmula 0,4<(10P+Si)/(10C+Mn+Cu+0,5Ni)<1,6 (em que, as notações de elementos indicam os respectivos teores (%)), essa chapa de aço possui austenita residual de 3 a 10% e uma resistência à tração de 610 a 760 MPa.
[0010] PLT 7 descreve, como um exemplo de chapa de aço fina de alta resistência, uma de aço fina de alta resistência que possui uma composição de ingredientes que contém C: 0,05 a 0,3%, Si: 2% ou
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 6/66
4/54 menos, Μη: 0,05 a 4,0%, P: 0,1% ou menos, S: 0,1% ou menos, Cu: 0,1 a 2%, e Si(%)/5 ou mais, Al: 0,1 a 2%, N: 0,01% ou menos, Ni: Cu(%)/3 ou mais (quando Cu for 0,5% ou menos, não necessariamente incluído) e satisfaz Si(%)+AI(%)>0,5, Mn(%)+Ni(%)>0,5, possui uma estrutura que contém uma razão de volume de 5% ou mais de austenita residual, e exibe uma resistência à tração de 650 a 800 MPa. LISTA DE CITAÇÕES
LITERATURA DE PATENTE [0011] PLT 1: Publicação de Patente japonesa No. 2004-100018A [0012] PLT 2: Publicação de Patente japonesa No. 2001-355044A [0013] PLT 3: Publicação de Patente japonesa No. 11-279690A [0014] PLT 4: Publicação de Patente japonesa No. 11-199973A [0015] PLT 5: Publicação de Patente japonesa No. 08-311601A [0016] PLT 6: Publicação de Patente japonesa No. 08-199288A [0017] PLT 7: Publicação de Patente japonesa No. 05-271857A
SUMÁRIO DA INVENÇÃO
PROBLEMA DA TÉCNICA [0018] Uma chapa de aço de alta resistência convencional é laminada a quente, decapada, e laminada a frio, então é continuamente recozida sob condições predeterminadas para fazer com que as fases cristalinas predeterminadas se precipitem em razões predeterminadas na estrutura de chapa de aço e, com isso, obtenham alta resistência e alta trabal habilidade.
[0019] Entretanto, em um aço de baixa liga com baixos teores de elementos adicionados, a transformação de fase procede rapidamente no momento de tratamento de recozimento, até o ponto que a faixa operacional na qual as fases cristalinas predeterminadas podem ser realizadas para se precipitar em razões predeterminadas se torna estreita e, como resultado, a chapa de aço de alta resistência não se torna estável em propriedades e varia em qualidade.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 7/66
5/54 [0020] Ademais, uma chapa de aço de alta resistência convencional com resistência à tração de 900 MPa ou mais é insuficiente em trabalhabilidade. Deseja-se aprimorar a flangeabilidade por estiramento e de outro modo melhorar a trabalhabilidade.
[0021] A presente invenção foi realizada em consideração dessa situação e tem como objetivo a provisão de uma chapa de aço de alta resistência com resistência à tração de 900 MPa ou mais onde flangeabilidade por estiramento é aprimorada para melhorar a capacidade de deformação local e onde a resistência à tração pode ser aprimorada quando uma tensão de alta velocidade for atuada, e um método de produção da mesma.
SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA [0022] Os inventores, etc. envolvidos em estudos intensivos sobre a estrutura de chapa de aço e o método de produção para obter o aperfeiçoamento de flangeabilidade por estiramento e aumento da resistência à tração quando a tensão de alta velocidade for atuada na chapa de aço de alta resistência. Como resultado, esses descobriram que fazer com que Cu se precipite eficientemente em chapa de aço, é possível obter o aperfeiçoamento de flangeabilidade por estiramento e aumento da resistência à tração quando a tensão de alta velocidade for atuada. Ademais, esses descobriram que para formar essa estrutura, é suficiente conferir tensão à chapa de aço durante o recozimento da chapa de aço.
[0023] A invenção foi realizada como resultado de estudos adicionais baseados na descoberta acima e possui como fundamento o seguinte:
(1) Uma chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade que contém, por % de massa, C: 0,075 a 0,300%, Si: 0,30 a 2,50%, Mn: 1,30 a 3,50%, P: 0,001 a 0,030%, S: 0,0001 a 0,0100%, Al: 0,005 a 1,500%, Cu: 0,15 a 2,00%, N: 0,0001 a
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 8/66
6/54
0,0100%, e Ο: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais, Ti: 0,005 a 0,150%, Nb: 0,005 a 0,150%, B: 0,0001 a 0,0100%, Cr: 0,01 a 2,00%, Ni: 0,01 a 2,00%, Mo: 0,01 a 1,00%, W: 0,01 a 1,00%, V: 0,005 a 0,150%, e um ou mais entre Ca, Ce, Mg, e REM: total 0,0001 a 0,50%, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, em que a estrutura de chapa de aço contém uma fase ferrítica e fase martensítica, uma razão de partículas de Cu incoerente com ferro bcc é 15% ou mais em relação às partículas de Cu como um todo, uma densidade de partículas de Cu na fase ferrítica é 1,0x1018/m3 ou mais, e um tamanho médio de partícula de partículas de Cu na fase ferrítica é 2,0 nm ou mais.
(2) A chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (1) caracterizada pelo fato de que a estrutura em uma faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura da chapa de aço de alta resistência compreende, por fração de volume, uma fase ferrítica: 10 a 75%, fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica: 50% ou menos, fase martensítica temperada: 50% ou menos, fase martensítica fresca: 15% ou menos, e fase austenítica residual: 20% ou menos.
(3) Chapa de aço galvanizado de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizada por compreender a chapa de aço de alta resistência de (1) ou (2) na superfície cuja camada galvanizada é formada.
(4) Um método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que compreende um processo de laminação a quente de aquecer uma placa que contém, por % de massa, C: 0,075 a 0,300%, Si: 0,30 a 2,50%, Mn: 1,30 a 3,50%, P: 0,001 a 0,030%, S: 0,0001 a 0,0100%, Al: 0,005 a 1,500%, Cu: 0,15 a 2,00%, N: 0,0001 a 0,0100%, O: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais, Ti: 0,005 a 0,150%, Nb: 0,005 a 0,150%, B: 0,0001 a 0,0100%, Cr: 0,01 a 2,00%,
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 9/66
7/54
Ni: 0,01 a 2,00%, Mo: 0,01 a 1,00%, W: 0,01 a 1,00%, V: 0,005 a 0,150%, e um ou mais entre Ca, Ce, Mg, e REM: total 0,0001 a 0,50%, e possui um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, diretamente, ou após resfriamento uma vez, a 1050°C ou mais, laminação com um limite inferior de uma temperatura de 800°C ou o ponto de transformação Ar3, o que for maior, e resfriamento a 500 a 700°C de temperatura e um processo de recozimento de aquecer a chapa de aço enrolado por uma taxa de aquecimento média a 550 a 700°C de 1,0 a 10,0°C/seg. até a temperatura de aquecimento máxima de 740 a 1000°C, então resfriamento por uma taxa de resfriamento média a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C de 1,0 a 10,0°C/seg, conferindo tensão à chapa de aço a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700, e resfriamento por uma taxa de resfriamento de 700°C ao ponto Bs ou 500°C de 5,0 a 200,0°C/seg.
(5) O método de produção da chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (5) acima caracterizado por possuir um processo de laminação a frio, após o processo de laminação a quente e antes do processo de recozimento, de decapar a chapa de aço enrolado, então laminar a mesma por uma taxa de torque de aperto de uma taxa de torque de aperto de 35 a 75%.
(6) O método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (4) ou (5) acima caracterizado pelo fato de que a tensão é conferida à chapa de aço no processo de recozimento ao aplicar 5 a 50 MPa de tensão à chapa de aço enquanto é flexionada uma vez ou mais em uma faixa que fornece uma quantidade de resistência a tração na circunferência mais externa de 0,0007 a 0,0910, (7) O método de produção de chapa de aço de alta resistência que é excelente em conformabilidade de (6) acima caracterizado pelo fato de que a flexão é realizada ao pressionar a chapa de aço
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 10/66
8/54 contra um rolo com um diâmetro de rolo de 800 mm ou menos.
(8) Um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que produz a chapa de aço de alta resistência através do método de produção de chapa de aço de alta resistência de qualquer um entre (4) a (7) acima, então a mesma é submetida à eletrogalvanização.
(9) Um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade caracterizado pelo fato de que produz a chapa de aço de alta resistência através do método de produção de acordo com qualquer um entre (4) a (8) acima após o resfriamento até o ponto Bs ou 500°C, realiza-se a galvanização por imersão a quente.
(10) Um método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência que é excelente em conformabilidade de acordo com (9) caracterizado pelo fato de que realiza o tratamento de liga a 470 a 650°C de temperatura após a galvanização por imersão a quente.
EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO [0024] De acordo com a presente invenção, é possível proporcionar uma chapa de aço de alta resistência que garante uma resistência à tração máxima de 900 MPa ou resistência mais alta enquanto possui excelente flangeabilidade por estiramento e outra conformabilidade e também possui excelentes propriedades de alta resistência à tração. Ademais, é possível fornecer uma chapa de aço galvanizada de alta resistência que garante uma resistência à tração máxima de 900 MPa ou resistência mais alta que possui excelente flangeabilidade por estiramento e outra conformabilidade e também possui excelentes propriedades de alta resistência à tração.
DESCRIÇÃO DE MODALIDADES
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 11/66
9/54 [0025] Primeiro, a estrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada. A estrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção não é particularmente limitada desde que uma resistência à tração máxima de 900 MPa ou maior resistência possa ser garantida.
[0026] Por exemplo, a estrutura pode ser qualquer uma entre uma estrutura de fase única de martensita, uma estrutura de fase dupla compreendida de martensita e bainita, uma estrutura de fase dupla compreendida de ferrita e martensita, uma estrutura de fase compósita compreendida de ferrita, bainita, e austenita residual e outras tais estruturas que incluem ferrita, bainita, martensita, e austenita residual de maneira individual ou composta. Alternativamente, essa pode ser uma estrutura dessas estruturas que incluem ainda uma estrutura de periita.
[0027] A fase ferrítica que está incluída na estrutura da chapa de aço de alta resistência pode ser qualquer ferrita endurecida por precipitação, ferrita não-recristalizada conforme trabalhada, ou ferrita restaurada de discordância parcial.
[0028] A estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção é preferivelmente compreendida de, na faixa de 1/8 a 3/8 de espessura centralizada em 1/4 da espessura de chapa, por fração de volume, fase ferrítica: 10 a 75%, fase ferríticabainítica e/ou fase bainítica: 50% ou menos, fase martensítica temperada: 50% ou menos, fase martensítica fresca: 15% ou menos, e fase austenítica residual: 20% ou menos. Se a chapa de aço de alta resistência possuir essa estrutura de chapa de aço, a chapa de aço de alta resistência que possui uma conformabilidade mais excelente é derivada.
[0029] Aqui, a estrutura é produzida na faixa de 1/8 a 3/8 de espessura, pois essa faixa de estrutura pode ser considerada para re
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 12/66
10/54 presentar a estrutura da chapa de aço como um todo. Se essa estrutura de chapa de aço estiver na faixa de 1/8 to 3/8 de espessura, podese julgar que a chapa de aço como um todo possui essa estrutura.
[0030] As fases que podem ser incluídas na estrutura da chapa de aço serão explicadas.
FASE FERRÍTICA [0031] A fase ferrítica é uma estrutura que é eficaz para aprimorar a ductilidade e está preferivelmente contida na estrutura de chapa de aço em uma fração de volume de 10 a 75%. A fração de volume da fase ferrítica na estrutura de chapa de aço, a partir do ponto de vista da ductilidade, é mais preferivelmente 15% ou mais, ainda mais preferivelmente 20% ou mais. A fase ferrítica é uma estrutura macia, para elevar suficientemente a resistência à tração da chapa de aço, a fração de volume da fase ferrítica que está contida na estrutura de chapa de aço se torna mais preferivelmente is 65% ou menos, ainda mais preferivelmente se torna 50% ou menos.
FASE FERRÍTICA-BAINÍTICA E/QU FASE BAINÍTICA [0032] A fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica é uma estrutura com um equilíbrio satisfatório de resistência e ductilidade e está preferivelmente contida na estrutura de chapa de aço em uma fração de volume de 10 a 50%. Ademais, a fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica é uma microestrutura que possui uma resistência intermediária àquela de uma fase ferrítica macia e fase martensítica dura e fase martensítica temperada e fase austenítica residual. A partir do ponto de vista de flangeabilidade por estiramento, a inclusão de 15% ou mais é mais preferida e a inclusão de 20% ou mais é ainda mais preferida. Se a fração de volume da fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica aumentar, o limite elástico se torna maior, então a partir do ponto de vista de congelabilidade de forma, a fração de volume da fase ferríticabainítica e/ou fase bainítica é preferivelmente 50% ou menos.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 13/66
11/54
FASE MARTENSÍTICA TEMPERADA [0033] A fase martensítica temperada é uma estrutura que aumenta muito a resistência à tração. A partir do ponto de vista da resistência à tração, a fração de volume da martensita temperada é preferivelmente 10% ou mais. Se a fração de volume da martensita temperada que está contida na estrutura de chapa de aço aumentar, o limite elástico se torna maior, então a partir do ponto de vista de congelabilidade de forma, a fração de volume de fase martensítica temperada é preferivelmente 50% ou menos.
FASE MARTENSÍTICA FRESCA [0034] A fase martensítica fresca geral mente aumenta a resistência à tração. Por outro lado, essa forma pontos de partida de fratura e geralmente degrada a flangeabilidade por estiramento, então essa é preferivelmente limitada a uma fração de volume de 15% ou menos. Para elevar a flangeabilidade por estiramento, é mais preferido tornar a fração de volume da fase martensítica fresca 10% ou menos, ainda mais preferivelmente 5% ou menos.
FASE AUSTENÍTICA RESIDUAL [0035] A fase austenítica residual aumenta muito a resistência e ductilidade. Por outro lado, essa se torna pontos de partida de fratura às vezes faz com que flangeabilidade por estiramento se deteriore, então essa é preferivelmente limitada a uma fração de volume de 20% ou menos. Para elevar flangeabilidade por estiramento, a fração de volume da fase austenítica residual é preferivelmente 15% ou menos. Para obter o efeito de aumento da resistência e ductilidade, a fração de volume da fase austenítica residual é preferivelmente 3% ou mais, é preferivelmente 5% ou mais.
OUTROS [0036] A estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção pode conter ainda uma fase perlítica e/ou
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 14/66
12/54 fase de cementita grossa ou outra estrutura. Entretanto, se a estrutura de chapa de aço de chapa de aço de alta resistência contiver uma grande quantidade de fase perlítica e/ou fase de cementita grossa, a capacidade de flexão se deteriora. Portanto, a fração de volume da fase perlítica e/ou fase de cementita grossa que está contida na estrutura de chapa de aço é preferivelmente um total de 10% ou menos, mais preferivelmente 5% ou menos.
[0037] As frações de volume das diferentes estruturas que estão contidas na estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção podem ser, por exemplo, medidas pelo seguinte método:
[0038] A fração de volume da fase austenítica residual é obtida ao examinar o plano paralelo à superfície da chapa da chapa de aço e em 1/4 de espessura por análise de raios-X, calculando-se a fração de área, e considerando-se o valor como a fração de volume.
[0039] As frações de volume da fase ferrítica, fase ferríticabainítica, fase bainítica, fase martensítica temperada, e fase martensítica fresca que estão contidas na estrutura de chapa de aço da chapa de aço de alta resistência da presente invenção são obtidas ao obter amostras com cortes transversais de espessura de chapa paralelos à direção de laminação como as superfícies observadas, polir as superfícies observadas, entalhar as mesmas por Nital, então examinar a faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura centralizada em 1/4 de espessura de chapa utilizando um microscópio eletrônico de varredura por emissão de campo (FE-SEM) para medir a fração de área, e considerando-se esse valor como a fração de volume.
[0040] Então, a microestrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada.
[0041] A microestrutura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção deve ser uma onde a densidade de partículas de
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 15/66
13/54
Cu é >1,0x1018/m3, o tamanho médio de partícula das partículas de Cu é 2,0 nm ou mais, e a razão de partículas de Cu onde as partículas de Cu e o ferro bcc circundante são incoerentes nas partículas de Cu totais é 15% ou mais.
[0042] O ferro bcc é o termo geral para ferrita, bainita, e ferrita bainítica com estruturas cristalinas cúbica de corpo centrado. Se as partículas de Cu forem coerentes com o ferro bcc, a resistência é bastante aprimorada. As partículas de Cu que não são coerentes com o ferro de bcc obstruem o desenvolvimento da subestrutura de discordância no ferro bcc. Juntamente com isso, a agregação de discordâncias no momento de grande deformação por tensão se torna difícil, a formação de vazios é suprimida, e como resultado, flangeabilidade por estiramento é aprimorada.
[0043] A densidade de partículas de Cu é preferivelmente 5,0x1018/m3 ou mais, mais preferivelmente 1,0x1019/m3 ou mais.
[0044] Partículas finas de Cu mantêm facilmente a coerência com o ferro bcc e são pequenas em contribuição com flangeabilidade por estiramento, então o limite inferior do tamanho médio de partícula das partículas de Cu se torna 2,0 nm ou mais. O tamanho médio de partícula das partículas de Cu é mais preferivelmente 4,0 nm ou mais, ainda mais preferivelmente 6,0 nm ou mais.
[0045] Se o número de partículas de Cu que são incoerentes com o ferro bcc for menor que 15%, o aprimoramento da flangeabilidade por estiramento se torna insuficiente. Portanto, o número de partículas de Cu deve ser 15% ou mais, é preferivelmente 25% ou mais, mais preferivelmente é 35% ou mais.
[0046] O tamanho médio de partícula, a coerência, e a densidade das partículas de Cu podem ser avaliados como exposto a seguir: [0047] Uma amostra é cortada da chapa de aço em 1/4 de espessura e é examinada utilizando um microscópio eletrônico de transmis
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 16/66
14/54 são de alta resolução (HRTEM). A espectroscopia por perda de energia de elétrons (EELS) é usada para confirmar a composição das partículas de Cu. Essas são investigadas quanto ao tamanho de partícula e coerência com o ferro bcc. O tamanho das partículas se tornou a média dos tamanhos de partícula de 20 ou mais partículas. Ademais, a razão dos precipitados que são incoerentes com o ferro bcc no número de partículas observado foi encontrada.
[0048] A densidade de partículas de Cu é medida por dois métodos de acordo com o tamanho médio de partícula. Se o tamanho médio de partícula for menor que 3 nm, uma sonda atômica tridimensional (3D-AP) é usada para cortar e testar amostras de 1/4 de espessura da chapa de aço. O teste é realizado até 20 ou mais partículas de Cu serem obtidas ou até o volume medido exceder 50000 nm3. A densidade é obtida ao dividir o número de partículas pelo volume medido. Por outro lado, se o tamanho médio de partícula for 3 nm ou maior, o número de partículas de Cu em um campo de 10000 nm2 a 1 pm2 é medido, a difração de elétrons de feixe convergente (CBED) é usada para medir a espessura da parte observada da peça de teste, essa é multiplicada pela área observada para encontrar o volume observado, e o número de partículas de Cu é dividido pelo volume observado para encontrar a densidade de partículas de Cu.
[0049] Os meios para medir a composição, tamanho de partícula, e coerência das partículas de Cu não são limitados às técnicas acima. Por exemplo, as partículas podem ser observadas utilizando um microscópio eletrônico de transmissão de emissão por campo (FE-TEM) etc.
[0050] A seguir, a composição de ingredientes da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicada. Nota-se que na seguinte explicação,% deve significar% de massa.
C: 0,075 a 0,300%
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 17/66
15/54 [0051] C é incluído para aumentar a resistência da chapa de aço de alta resistência. Se o teor de C exceder 0,300%, a capacidade de soldagem se torna insuficiente. A partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de C é preferivelmente 0,250% ou menos, mais preferivelmente 0,220% ou menos. Se o teor de C for menor que 0,075%, a resistência é reduzida e uma resistência à tração máxima de 900 MPa ou mais não pode ser garantida. Para aumentar a resistência, o teor de C é preferivelmente 0,090% ou mais, mais preferivelmente 0,100% ou mais.
Si: 0,30 a 2,50% [0052] Si é um elemento que suprime a formação de carbonetos à base de ferro na chapa de aço e é exigido para aumentar a resistência e conformabil idade. Se o teor de Si exceder 2,50%, a chapa de aço se torna frágil e a ductilidade se deteriora. A partir do ponto de vista da ductilidade, o teor de Si é preferivelmente 2,20% ou menos, mais preferivelmente 2,00% ou menos. Por outro lado, se o teor de Si for menor que 0,30%, uma grande quantidade de carbonetos à base de ferro grosso se forma no processo de recozimento, e a resistência e a conformabilidade se deterioram. A partir desse ponto de vista, o limite inferior de Si é preferivelmente 0,50% ou mais, mais preferivelmente 0,70% ou mais.
Mn: 1,30 a 3,50% [0053] Mn é adicionado para aumentar a resistência da chapa de aço. Se o teor de Mn exceder 3,50%, partes concentradas de Mn grossas se formam no centro de espessura da chapa de aço, a fragilização ocorre facilmente, e problemas como rachadura da placa fundida ocorrem facilmente. Ademais, se o teor de Mn exceder 3,50%, a capacidade de soldagem também se deteriora. Portanto, o teor de Mn deve ser 3,50% ou menos. A partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de Mn é preferivelmente 3,20% ou menos, mais pre
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 18/66
16/54 ferivelmente 3,00% ou menos. Por outro lado, se o teor de Mn for menor que 1,30%, estruturas macias são formadas em grandes quantidades durante o resfriamento após o recozimento, então se torna difícil garantir uma resistência à tração máxima de 900 MPa ou mais. Portanto, o teor de Mn deve ser 1,30% ou mais. Para aumentar a resistência, o teor de Mn é mais preferivelmente 1,50% ou mais, ainda mais preferivelmente 1,70% ou mais.
P: 0,001 a 0,030% [0054] P tende a se precipitar no centro da espessura da chapa de aço e causar a fragilização da zona de solda. Se o teor de P exceder 0,030%, a zona de solda se torna muito frágil, então o teor de P é limitado a 0,030% ou menos. O limite inferior do teor de P não é particularmente limitado contanto que o efeito da presente invenção seja exibido. Entretanto, se o teor de P for menor que 0,001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,001% se torna o limite inferior.
S: 0,0001 a 0,0100% [0055] S possui um efeito prejudicial sobre a capacidade de soldagem e a fabricabilidade no momento da fundição e no momento da laminação a quente. Consequentemente, o limite superior do teor de S se torna 0,0100% ou menos. S se liga a Mn para formar MnS grosso que reduz a ductilidade e flangeabilidade por estiramento, então 0,0050% ou menos é preferido, enquanto 0,0025% ou menos é mais preferido. O limite inferior do teor de S não é particularmente limitado contanto que os efeitos da presente invenção sejam exibidos. Entretanto, se o teor de S for menor que 0,0001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,0001% se torna o limite inferior.
Al: 0,005 a 1,500% [0056] Al suprime a formação de carbonetos à base de ferro e au
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 19/66
17/54 menta a resistência e a conformabilidade da chapa de aço. Se o teor de Al exceder 1,500%, a capacidade de soldagem se torna insatisfatória, então o limite superior do teor de Al se torna 1,500%. A partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de Al é preferivelmente 1,200% ou menos, mais preferivelmente 0,900% ou menos. Al também é um elemento que é eficaz como um material desoxidante, porém se o teor de Al for menor que 0,005%, o efeito como um material desoxidante não é suficientemente obtido, então o limite inferior do teor de Al se torna 0,005% ou mais. Para obter suficientemente o efeito de desoxidação, a quantidade de Al se torna preferivelmente 0,010% ou mais.
N: 0,0001 a 0,0100% [0057] N forma nitretos grossos que fazem com que a ductilidade e flangeabilidade por estiramento se deteriorem, então o teor deve ser mantido baixo. Se o teor de N exceder 0,0100%, essa tendência se torna mais notável, então o teor de N se torna 0,0100% ou menos. Ademais, N se torna uma causa de formação de furos no momento da soldagem, então quanto menor o teor melhor. O limite inferior do teor de N não é particularmente ajustado contanto que o efeito da presente invenção seja exibido. Entretanto, se o teor de N se tornar menor que 0,0001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,0001% se torna o valor limite inferior.
O: 0,0001 a 0,0100% [0058] O forma óxidos que fazem com que a ductilidade e a flangeabilidade por estiramento se deteriorem, então o teor deve ser mantido baixo. Se o teor de O exceder 0,0100%, a deterioração de flangeabilidade por estiramento se torna notável, então o teor de O se torna 0,0100% ou menos. O teor de O é preferivelmente 0,0080% ou menos, mais preferivelmente 0,0060% ou menos. O limite inferior do teor de O não é particularmente limitado contanto que o efeito da presente in
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 20/66
18/54 venção seja exibido. Entretanto, se o teor de O for menor que 0,0001%, os custos de fabricação aumentam consideravelmente, então 0,0001% se torna o limite inferior.
Cu: 0,15 a 2,00% [0059] Cu é um elemento importante na presente invenção. Cu está presente no aço como partículas finas. As partículas de Cu que são coerentes ou semi-coerentes com a fase bcc circundante em particular aumentam a resistência da chapa de aço. As partículas de Cu que são incoerentes com o ferro bcc circundante em particular suprimem a formação de subestruturas de discordância dentro da chapa de aço para então aumentar a conformabilidade. Na presente invenção, para obter suficientemente o efeito das partículas de Cu, o teor de Cu deve se tornar 0,15% ou mais. O teor de Cu é preferivelmente 0,30% ou mais, mais preferivelmente 0,40% ou mais. Por outro lado, se o teor de Cu exceder 2,00%, a capacidade de soldagem é comprometida, então o teor de Cu se torna 2,00% ou menos. A partir do ponto de vista da capacidade de soldagem, o teor de Cu é preferivelmente 1,80% ou menos, mais preferivelmente 1,50% ou menos.
[0060] A resistência da chapa de aço de alta da presente invenção pode conter ainda, de acordo com a necessidade, os seguintes elementos:
Ni: 0,01 a 2,00% [0061] Ni suprime a fragilização que ocorre devido à adição de Cu na região de alta temperatura, então pode ser deliberadamente adicionado para o propósito de melhorar a produtividade. Para obter esse efeito, o teor de Ni deve se tornar 0,01% ou mais. Se tornar 0,05% ou mais é mais preferido, enquanto se tornar 0,10% ou mais é ainda mais preferido. Se o teor de Ni exceder 2,00%, a capacidade de soldagem é comprometida, então o teor de Ni se torna 2,00% ou menos.
Ti: 0,005 a 0,150%
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 21/66
19/54 [0062] Ti é um elemento que contribui para o aumento da resistência da chapa de aço através de endurecimento por precipitação, endurecimento de grão fino por supressão de crescimento de grãos de cristal de ferrita, e endurecimento por discordância através de supressão de recristalização. Se o teor de Ti exceder 0,150%, a precipitação de carbonitretos aumenta a conformabilidade se deteriora, então o teor de Ti se torna 0,150% ou menos. A partir do ponto de vista da conformabilidade, o teor de Ti is mais preferivelmente 0,100% ou menos, ainda mais preferivelmente 0,070% ou menos. Para obter suficientemente o efeito do aumento da resistência por Ti, o teor de Ti deve se tornar 0,005% ou mais. Para aumentar a resistência da chapa de aço, o teor de Ti é preferivelmente 0,010% ou mais, mais preferivelmente 0,015% ou mais.
Nb: 0,005 a 0,150% [0063] Nb é um elemento que contribui para o aumento da resistência da chapa de aço através de endurecimento por precipitação, endurecimento de grão fino por supressão de crescimento de grãos de cristal de ferrita, e endurecimento por discordância através de supressão de recristalização. Se o teor de Nb exceder 0,150%, a precipitação de carbonitretos aumenta e a conformabilidade se deteriora, então o teor de Nb se torna 0,150% ou menos. A partir do ponto de vista da conformabilidade, o teor de Nb é mais preferivelmente 0,100% ou menos, ainda mais preferivelmente 0,060% ou menos. Para obter suficientemente o efeito do aumento da resistência por Nb, o teor de Nb deve se tornar 0,005% ou mais. Para aumentar a resistência da chapa de aço, o teor de Nb é preferivelmente 0,010% ou mais, mais preferivelmente 0,015% ou mais.
V: 0,005 a 0,150% [0064] V é um elemento que contribui para o aumento da resistência da chapa de aço através de endurecimento por precipitação, endu
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 22/66
20/54 recimento de grão fino por supressão de crescimento de grãos de cristal de ferrita, e endurecimento por discordância através de supressão de recristalização. Se o teor de V exceder 0,150%, a precipitação de carbonitretos aumenta e a conformabilidade se deteriora, então o teor se torna 0,150% ou menos. Para obter suficientemente o efeito do aumento da resistência por V, o teor deve ser 0,005% ou mais.
B: 0,0001 a 0,0100% [0065] B é um elemento que suprime a transformação de fase a uma alta temperatura e é eficaz para aumentar a resistência e pode ser adicionado no lugar de parte de C e/ou Mn. Se o teor de B exceder 0,0100%, a trabalhabilidade enquanto quente é comprometida e a produtividade cai, então o teor de B se torna 0,0100% ou menos. A partir do ponto de vista da produtividade, o teor de B é preferivelmente 0,0050% ou menos, mais preferivelmente 0,0030% ou menos. Para obter suficientemente maior resistência por B, o teor de B deve ser 0,0001% ou mais. Para aumentar suficientemente a resistência da chapa de aço, o teor de B é preferivelmente 0,0003% ou mais, mais preferivelmente 0,0005% ou mais.
Mo: 0,01 a 1,00% [0066] Mo é um elemento que suprime a transformação de fase a uma alta temperatura e é eficaz para aumentar a resistência e pode ser adicionado no lugar de parte de C e/ou Mn. Se o teor de Mo exceder 1,00%, a trabalhabilidade enquanto quente é comprometida e a produtividade cai, então o teor de Mo se torna 1,00% ou menos. Para obter suficientemente maior resistência por Mo, o teor deve ser | 0,01% ou mais.
W: 0,01 a 1,00% [0067] W é um elemento que suprime a transformação de fase a uma alta temperatura e é eficaz para aumentar a resistência e pode ser adicionado no lugar de parte de C e/ou Mn. Se o teor de W exce
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 23/66
21/54 der 1,00%, a trabalhabilidade enquanto quente é comprometida e a produtividade cai, então o teor de W se torna 1,00% ou menos. Para obter suficientemente maior resistência por W, o teor deve ser 0,01% ou mais.
Cr: 0,01 a 2,00% [0068] Cr é um elemento que suprime a transformação de fase a uma alta temperatura e é eficaz para aumentar a resistência e pode ser adicionado no lugar de parte de C e/ou Mn. Se o teor de Cr exceder 2,00%, a trabalhabilidade enquanto quente é comprometida e a produtividade cai, então o teor de Cr se torna 2,00% ou menos. Para obter suficientemente maior resistência por Cr, o teor deve ser 0,01% ou mais.
[0069] Um ou mais entre Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, e REM: Total 0,0001 a 0,5000% [0070] Ca, Ce, Mg, e REM são elementos que são eficazes para aprimorar a conformabilidade. Um ou mais podem ser adicionados. Se o teor de um ou mais elementos que são selecionados a partir de Ca, Ce, Mg, e REM exceder um total de 0,5000%, é provável que a ductilidade seja comprometida, então o total dos teores dos elementos é 0,5000% ou menos. Para obter suficientemente o efeito de aprimoramento da conformabilidade da chapa de aço, o total dos teores dos elementos deve ser 0,0001% ou mais. A partir do ponto de vista da conformabilidade, o total dos teores dos elementos é preferivelmente 0,0005% ou mais, mais preferivelmente 0,0010% ou mais.
[0071] REM é uma abreviação para metal de terra rara e indica os elementos que pertencem à série de lantanoides. Na presente invenção, o REM ou Ce é geralmente adicionado como um Mischmetal. Às vezes, os elementos da série de lantanoides além de La ou Ce estão contidos de maneira compósita. Ademais, mesmo quando os elementos da série de lantanoides em vez de La e Ce forem incluídos
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 24/66
22/54 com impurezas inevitáveis, os efeitos da presente invenção são exibidos. Ademais, mesmo quando adiciona-se metal La ou Ce, os efeitos da presente invenção são exibidos.
[0072] Acima, a composição de ingredientes da presente invenção foi explicada, porém contanto que esteja em uma faixa que não comprometa as propriedades da chapa de aço da presente invenção, por exemplo, elementos exceto os elementos adicionados essenciais também podem ser incluídos como impurezas que são derivadas dos materiais de partida.
[0073] A chapa de aço de alta resistência da presente invenção também pode ser uma chapa de aço galvanizada de alta resistência sobre a superfície dessa uma camada galvanizada ou camada galvanizada por recozimento é formada. Ao formar uma camada galvanizada sobre a superfície da chapa de aço de alta resistência, uma chapa de aço que possui excelente resistência à corrosão é derivada. Ademais, ao formar uma camada galvanizada por recozimento sobre a superfície da chapa de aço de alta resistência, uma chapa de aço que possui excelente resistência à corrosão e que possui excelente adesão ao revestimento é derivada.
[0074] A seguir, o método de produção da chapa de aço de alta resistência da presente invenção será explicado.
[0075] Para produzir a chapa de aço de alta resistência da presente invenção, primeiro, uma placa que possui a composição mencionada acima de ingredientes é fundida. Como a placa que é usada para laminação a quente, por exemplo, é possível usar uma placa continuamente fundida que é produzida por um fundidor de placa fino etc. Para o método de produção da chapa de aço de alta resistência da presente invenção, pse refere usar um processo como fundição contínualaminação direta (CC-DR) onde o aço é fundido, então imediatamente laminado a quente.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 25/66
23/54 [0076] A temperatura de aquecimento da placa no processo de laminação a quente deve ser 1050°C ou mais. Se a temperatura de aquecimento da placa for baixa, a temperatura de laminação por acabamento cai abaixo do ponto Ar3. Como resultado, a laminação de duas fases da fase ferrítica e da fase austenítica é derivada, então a estrutura de chapa laminada a quente se torna uma estrutura de grão misto irregular. A estrutura irregular não é eliminada mesmo após a laminação a frio e o processo de recozimento e, portanto, a ductilidade e a capacidade de flexão se deterioram. Ademais, se a temperatura de laminação por acabamento cair, a carga de laminação aumenta e a laminação se torna difícil ou é provável que defeitos de forma sejam causados na chapa de aço após a laminação. O limite superior da temperatura de aquecimento da placa não é particularmente ajustado contanto que o efeito da presente invenção seja exibido, porém não é economicamente preferido ajustar a temperatura de aquecimento a uma temperatura excessivamente alta, então o limite superior da temperatura de aquecimento da placa é preferivelmente 1350°C ou menos.
[0077] O ponto Ar3 pode ser calculado pela seguinte fórmula: Ar3(°C)=901-325xC+33xSi-92x(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52xAI [0078] Na fórmula acima, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, e Al são os teores dos elementos diferentes (% por massa).
[0079] A temperatura de laminação por acabamento da laminação a quente se torna maior que 800°C ou o ponto Ar3 como o limite inferior e 1000°C como o limite superior. Se a temperatura de laminação por acabamento for menor que 800°C, a carga de laminação no momento de laminação por acabamento se torna alta, a laminação se torna difícil, e é provável que defeitos de forma sejam causados na chapa de aço laminada a quente que é obtida após a laminação. Se a temperatura de laminação por acabamento for menor que o ponto Ar3, a la
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 26/66
24/54 minação a quente se torna a laminação de região de duas fazes da fase ferrítica e da fase austenítica e a estrutura de chapa de aço laminada a quente se tornará às vezes uma estrutura de grão misto irregular.
[0080] O limite superior da temperatura de laminação por acabamento não é particularmente ajustado contanto que o efeito da presente invenção seja exibido, porém se a temperatura de laminação por acabamento se tornar excessivamente alta, para garantir essa temperatura, a temperatura de aquecimento da placa deve se tornar excessivamente alta. Portanto, a temperatura limite superior da temperatura de laminação por acabamento é preferivelmente 1000°C ou menos.
[0081] A chapa de aço após a laminação é enrolada a 500 a 700°C. Se o enrolamento da chapa de aço for realizado a uma temperatura que excede 700°C, os óxidos que são formados sobre a superfície da chapa de aço aumentam excessivamente em espessura e a capacidade de decapagem se deteriora. Para melhorar a capacidade de decapagem, a temperatura de enrolamento é preferivelmente 680°C ou menos, mais preferivelmente 660°C ou menos. Se a temperatura de enrolamento se tornar menor que 500°C, a chapa de aço laminada a quente se torna excessivamente alta em resistência e a laminação a frio se torna difícil. A partir do ponto de vista de redução de peso da carga em laminação a frio, a temperatura de enrolamento é preferivelmente 550°C ou mais. 600°C ou mais é mais preferido.
[0082] A chapa de aço enrolada é preferivelmente resfriada por uma taxa de resfriamento de 25°C/hora ou menos. Isso irá promover a precipitação de Cu.
[0083] A chapa de aço laminada a quente produzida desse modo é decapada. Devido à decapagem, os óxidos sobre a superfície da chapa de aço podem ser removidos. Isso é importante a partir do ponto de aprimoramento da convertibilidade química da chapa de aço de alta
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 27/66
25/54 resistência laminada a frio do produto final ou da capacidade de revestimento por imersão a quente de chapa de aço laminada a frio para uso de chapa de aço galvanizada ou galvanizada por recozimento por imersão a quente. A decapagem pode ser apenas um único tratamento ou pode ser dividida em uma pluralidade de tratamentos.
[0084] A chapa de aço decapada pode ser fornecida como é ao processo de recozimento, porém ao laminar a mesma a frio por uma taxa de torque de aperto de 35 a 75%, uma chapa de aço com uma alta precisão de espessura e formato excelente é obtida. Se a taxa de torque de aperto for menor que 35%, é difícil manter o formato plano e o produto final se torna insatisfatório em ductilidade, então a taxa de torque de aperto se torna 35% ou mais. Se a taxa de torque de aperto exceder 75%, a carga de laminação a frio se torna muito grande e a laminação a frio se torna difícil. A partir disso, o limite superior da taxa de torque de aperto se torna 75%. O número de passos de laminação e a taxa de torque de aperto de cada passo não são particularmente prescritos contanto eu o efeito da presente invenção seja exibido.
[0085] A seguir, a chapa de aço laminada a quente obtida ou a chapa de aço laminada a frio é submetida ao tratamento de recozimento.
[0086] Primeiro, a chapa de aço foi aquecida por uma taxa de aquecimento média de 550 a 700°C de 1,0 a 10,0°C/seg., preferivelmente 2,0 a 5,0°C/seg., até a temperatura de aquecimento máxima. A temperatura de aquecimento máxima é 740 a 1000°C. Devido a esse tratamento, a estrutura cristalina dos precipitados de Cu formada no processo de laminação a quente anterior se torna uma fcc (retícula cúbica de face centrada). Parte dos precipitados de Cu que produziu uma fcc nesse ponto de tempo se dissolve na austenita e/ou ferrita no processo de aquecimento e mantém a estrutura fcc regular no processo de resfriamento posterior, então pode ser utilizada como precipitaPetição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 28/66
26/54 dos de Cu incoerentes com o ferro bcc.
[0087] Se a temperatura de aquecimento máxima for menor que 740°C, carbonetos à base de ferro grosso permanecem não dissolvidos na chapa de aço e atuam como pontos de partida de fratura, então a conformabilidade é consideravelmente degradada. Para reduzir os carbonetos à base de ferro não dissolvidos restantes, a temperatura de aquecimento máxima é preferivelmente 760°C ou mais. Se a temperatura de aquecimento máxima exceder 1000°C, as partículas de Cu fundidas durante o aquecimento e o número de partículas de Cu que são incoerentes com o ferro bcc se tornam menores, então a flangeabilidade por estiramento se deteriora. Para deixar um grande número de partículas de Cu incoerentes com o ferro bcc, a temperatura de aquecimento máxima é preferivelmente 970°C ou menos, mais preferivelmente 950°C ou menos.
[0088] Então, a chapa de aço é resfriada por uma taxa de resfriamento média a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C de 1,0 to 10,0°C/seg. Ademais, na região de temperatura de temperatura de aquecimento máxima a 700°C, a chapa de aço é fornecida com deformação. Como o método de fornecer deformação, por exemplo, é possível usar o método de aplicar tensão de 5 a 50 MPa enquanto flexiona uma ou mais vezes em uma faixa que proporciona uma deformação por tração na circunferência mais externa de 0,0007 a 0,0910, Devido a isso, é possível promover recentemente a formação de núcleos de precipitados de Cu que são coerentes ou semi-coerentes com a fase bcc circundante. A chapa de aço flexionada por ser flexionada para trás.
[0089] Se a tensão que é aplicada à chapa de aço for menor que 5 MPa, a precipitação de partículas de Cu às vezes não é suficientemente promovida. Para promover a precipitação de partículas de Cu e aumenta mais a conformabilidade, a tensão é mais preferivelmente 10
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 29/66
27/54
MPa ou mais, ainda mais preferivelmente 15 MPa ou mais. Se a tensão exceder 50 MPa, a chapa de aço pode se deformar plasticamente e o formato não pode ser mantido.
[0090] Se a quantidade de deformação for menor que 0,0007, uma formação suficiente de núcleos não ocorre e a conformabilidade se deteriora facilmente. A partir do ponto de vista da conformabilidade, a quantidade de deformação é preferivelmente 0,0010 ou mais. Se a quantidade de deformação exceder 0,0910, o formato não é mantido, então a quantidade de deformação é preferivelmente 0,0910 ou menos. Para manter o formato da chapa de aço, a quantidade de deformação é mais preferivelmente 0,0500 ou menos, ainda mais preferivelmente 0,0250 ou menos.
[0091] A espessura da chapa de aço é preferivelmente 0,6 mm a 10,0 mm. Se a espessura for menor que 0,6 mm, o formato da chapa de aço às vezes não pode ser mantido. Se a espessura exceder 10,0 mm, a temperatura dentro da chapa de aço se torna difícil de controlar. [0092] A flexão pode ser realizada, por exemplo, ao aplicar tensão enquanto faz pressão contra um rolo. O diâmetro do rolo é preferivelmente 800 mm ou menos para obter uma quantidade suficiente de deformação. Ademais, se for usado um rolo com um diâmetro menor que 50 mm, os custos de manutenção da instalação aumentam, então o diâmetro de rolo 50 mm ou mais é preferido.
[0093] Após isso, a chapa de aço é resfriada a partir de 700°C até o ponto Bs (temperatura inicial de transformação de bainita) ou 500°C por uma taxa de resfriamento de 5,0 a 200,0°C/seg. A bainita ou ferrita bainítica começa a se formar a uma temperatura abaixo do ponto Bs, então a taxa de resfriamento também pode ser reduzida. Mesmo a uma temperatura maior que o ponto Bs, se 500°C ou menos, a ferrita não cresce muito, então a taxa de resfriamento pode ser reduzida. O ponto Bs pode ser calculado pela seguinte fórmula:
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 30/66
28/54
Bs(°C)=820-290C/(1-VF)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70AI [0094] Na fórmula acima, VF é a fração de volume de ferrita, enquanto C, Mn, Cr, Ni, Al, e Si são as quantidade de adição desses elementos (% de massa).
[0095] Nota-se que, é difícil medir diretamente a fração de volume da fase ferrítica durante a produção de chapa de aço de alta resistência, então na presente invenção, uma pequena parte da chapa de aço laminada a frio é cortada antes de deslocar a chapa através da linha de recozimento contínua, essa pequena parte é recozida pelo mesmo histórico de temperatura que o caso de deslocar a mesma através da linha de recozimento contínua, a mudança no volume da fase ferrítica da pequena parte é medida, o resultado é usado para calcular um valor numérico, e esse valor é usado como a fração de volume VF da ferrita. Essa medida pode ser realizada utilizando o resultado da primeira operação de medida quando produz-se a chapa de aço sob as mesmas condições. O valor não tem de ser medido toda vez. A medida é realizada novamente quando as condições de produção mudam muito. Natural mente, também é possível observar a microestrutura da chapa de aço realmente produzida e realimentar os resultados para a produção da próxima vez.
[0096] A chapa de aço recozida é mantida a 250 a 500°C durante 60 a 1000 segundos para formar estruturas duras, então é resfriada à temperatura ambiente. Após o resfriamento à temperatura ambiente, a chapa de aço pode ser laminada a frio por 0,05 a 3,00% para o propósito de corrigir o formato.
[0097] A chapa de aço recozida pode ser galvanizada para obter uma chapa de aço laminada. Ademais, durante o resfriamento a partir da temperatura de aquecimento máxima até a temperatura ambiente, por exemplo, após o resfriamento para 500°C ou após a manutenção, essa pode ser imersa em um banho de galvanização para obter uma
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 31/66
29/54 chapa de aço galvanizada imersa a quente. Após a imersão da chapa de aço no banho de galvanização, essa pode ser tratada para ligação em uma faixa de 470 a 650°C. Ademais, uma película compreendida de óxidos de P e/ou óxidos compósitos contendo P pode ser formada. EXEMPLOS [0098] As placas que possuem os ingredientes químicos (composições) de A a AL que são mostradas nas Tabelas 1 e 2 foram fundidas, então imediatamente após a função foram laminadas a quente, resfriadas, enroladas, e decapadas sob as condições que são mostradas nas Tabelas 3 a 5. Após isso, os Experimentos 4, 9, 14, 19, 25, 29, 87, e 90 deixaram as chapas de aço laminadas como estavam, enquanto os outros experimentos laminaram essas a frio sob as condições que são descritas nas Tabelas 3 a 6 após a decapagem. Após isso, um processo de recozimento foi aplicado sob as condições que são mostradas nas Tabelas 7 a 10 para obter as chapas de aço de Experimentos 1 a 114.
[0099] Nota-se que, o Experimento 102 é um exemplo em que o limite superior da quantidade de Cu é excedido. Os resultados do teste de capacidade de soldagem conduzido após a laminação a quente foram insatisfatórios, então os testes subsequentes foram suspensos.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 32/66
30/54
Tabela 1
O % em massa | | 0,0021 I tio o o | 0,0015 I 05 O o o o | 0,0018 | O O O o‘ | 0,0013 | | 0,0029 | | 0,0013 | | 0,0018 | CM s O o | 0,0032 | 3 o o o | 0,0025 1 | 0,0029 | CO o o o | 0,0008 | | 0,0018 | | 0,0005 | | 0,0022 | | 0,0004 | | 0,0010 | | 0,0034 | | 0,0016 | | 0,0008 | tico o o o~ | 0,0012 I | 0,0006 | | 0,0005 |
CN r- 3 05 CN 05 ti- CO CN CC5 05 CO ti- CN CN ti- ti- 3 05 ti- 10 05 CO 05 05 o CN
E CO CO CO CO CO CN 3 CN 3 CO 10 CO CN CO 3 10 CN 00 CO 8 10 CO 8 8
o 05 05 05 05 05 r> O 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05
E φ o O O O O O o o o o O o O O O o O O O O O o O O o O O o o
o O O O O O o o o o O o O O O o O O O O O o O O o O O o o
o^·
CO ω ω
CO m CN O CN CN CO O CN CO CO CO CO 00 CN 00 CO CO C0 CO 3 10 CO CN ti- 05
< E CN 10 CO 3 CO ti- IO IO CO CN CN CN CO CO 10 8 00 C0 CN CO 3 CO CO CN
o o o o o o o o o o CN o o CO o o o o o o 10 o o o O
E φ o o o o o o o o o o «- o o o o o O o o o o o o o o o o O
©**
% m 05 CO CO CO CN CO ti- 05 10 05 CO 05 10 00 00 CO ti- 05 CO 00 IO ti- 10
E 05 CO 05 05 CN 3 CN CN CO 05 CN 3 CO 10 CN 3 00 CO 10 05 CO CN CN
ω 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05
E Φ O O O O O o O O O O O O o O O O O o O O O O O O o O O O O
O O O O O o O O O O O O o O O O O o O O O O O O o O O O O
SP
i CN 00 05 10 r- ti- io O CO CO 05 ti- O ti- 10 00 10 CO CO O CO CO 05 CO
E 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05 05
o o o O o O O O o O o O O o o O O O O o O o o o o O o o O
E φ o o o O o O O O o O o O O o o O O O O o O o o o o O o o O
θ'*
massa 10 CN CO CN CO io 05 s|- 05 05 05 00 ti- 00 00 05 o ti- CN CN ’Φ 3 05
05 IO ti- ti- CO 00 CN CN o ti- 00 CO O s|- 00 CN 10 ti- ti- CO ti- 00 00
% em CN CN CN CN CN CN CN CN CN CN CN CN
1 E 10 CO 1^ 3 CM 3 10 ti- 3 CO 10 05 ti- CO 05 10 00 CO CO o ti- 05 CO CO 00 10 ΙΟΙ
ΓΓ» ti- 00 CO CO 10 CO o CO ti- ti- 10 IO 05 ti- CM CO IO CO CM ti- 10 o 05 o °J
E o o o o o *“ o O O O CM o o o o O o1
XP σ'
% CD ti- 05 3 o CM CM ti- CO CO C0 ti- 05 ti- 00 C0 3 3 05 00 CO CM 05 ti-
E 00 00 CO IO 00 CM o CO O O CM 05 00 00 CO CM CO CM CO CO o O O 05
o o O CM CM CM CM O O CM CM O O
E φ o O o O o o o o o o O o O O O o o o o o O o o o O o o o1 O
θ'
c O
d) a X Lll c Φ E < CO O Q LU LL O X “3 k: —1 2 z O CL a ai. ω 1— Ξ) > 5 X > N AA AB □V
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 33/66
31/54
Tabela 1 Continuação
LO 01 ti- 01 CO 8 CXI 00
rs Π π r> o n
rs 01 π r> r> r> Π Π π
o O o o o o o o o
o O o o o o o o o
m m 05 CO CXI 00 ti- 01
CO CO 8 ti- 00 LO CO CO
n π π π Π Π ri n
o o o o o o o o o
o o o o o o o o o
CO 10 CXI σι CO ti- IO
CXI o CXI CO Tf o IO
o o o CXI o O ti- CO CO
o o o o o O o o
ti- 05 o 00 10 ti- CO CO
CXI CO CXI CXI 3 CO CO
C5 Π rs rs rs rs Π 05
o O o o o o o o o
o O o o o o o o o
05 00 CXI Tt ti- 00 00
rs rs rs rs 05
o o o o o o o O o
o o o o o o o O o
b- o LO CXI 03 O CXI CO
00 00 00 CO CO o 00
o1 CXI CXI CXI CXI
r- 00 CO CO 05 05 05 CM 05
05 05 o 05 00 CO CO
o O o
CM 04 | 00 O 05 00 00 ti- CO
o 05 r- O 05 01 CO
T— O CM O o CM
o o O o O O o o O
n III II 0 T < —'i 1
< < < < < <
> c > c > c > c > c > c > c > c > c > c > C > c > c > c > c > c > c > c > c
ώ ώ ώ ώ ώ lú ώ ώ ώ ώ ώ ώ
| REM | % em massa
M— I % em massa
N % em massa
O) z % em massa 10,0016 |
Φ O % em massa CO 8 O o
(0 O % em massa |0,0019 |
> % em massa 10,152 |
| Mo | % em massa CXI o |o,io |
3 o % em massa 03 θ' |0,56 | CO o* s ó* 04 θ' 0,32 | 10,41 | 5 θ' |0,28 | |0,18 | CO o | 89‘0| |0,55 | o CM 8 θ' 8 θ' 0,57 | | 8S‘0|
z % em massa M- 00 LO o |0,50 | 0,30 | 0,09 | ο o* CO o o* | 99‘0| b. Tiθ' | 89‘0| Tf 8 θ' 0,59 | | 66‘0|
k_ O % em massa b- CO o* LO CO O E o’
m % em massa 10,0024 | 10,0005 |
1 Nb | % em massa |0,040 | 10,007 |
i— % em massa |0,040 | O cT | 990‘0| 10,009 |
Experimento < Cfl o Q LU l L 0 T “3 l z o 0. σ tr ω
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 34/66
32/54
Tabela 2 (continuação)
> c > c > c > c > c > c > c Q E 8 i3 Q E 8 ώ Q E 8 Q E 8 ώ Q E 8 Q E 8 ώ > c > c > c > c > c > c
ώ ώ ώ ώ ώ ώ ώ ώ
10,0024 |
10,0015 |
10,0021 |
|0,0015 | 10,0012 |
o o o o s o o
| 80‘0|
| 88'01 |0,34 | | 69'01 σ> st o o | 99‘01 10,00 | CD Siθ' |0,41 | LO Siθ' 10,12 | οι CO cnI GO CXI θ' |0,19 | o CN θ' 5 θ' 0,37 | co st θ'
co CN Mo* 0,30 | |1.04 | |0,39 | 0,57 | 03 cq CN o* CN O |0,39 | LO St O O) co o* 00 siθ' co o’ CN CO O 55 θ' CN b* θ' CN CO 3 θ'
LO o’
o o o o* |0,0044 |
GO o o” |0,056 |
10,025 | O o’
1- Z3 > 5 X > N 2 5 |AC | 5 LL < 5 < 5 *
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 35/66
Tabela 3
33/54
| 'AUI | 'AUI | 'AUI inv. | Q E 8 | 'AUI | 'AUI | 'AUI | 'AUI Q E 8 ώ | 'AUI | 'AUI > c | 'AUI Q E 8 | 'AUI | 'AUI | 'AUI inv. | Ex. comp. | > _ç Ex. inv. | Ex. comp. | Ex. inv. | Ex. inv. | > C ώ > C ώ > c > c Ex. comp. |
| Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i ώ | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i | Ex.i
Taxa de lamina ção a frio o*· 1 50 | I 50 | I 50 | O I 50 | I 29 | I 29 | I 2t- | O CO I 50 | I 50 | 03 CO O I 50 | I 40 | O co O co O I ov | I 50 | I 50 | I 50 | I 50 | O o I 32 | I 50 | I 50 |
Taxa de resfriamento após resfriamento °C/sec LO O CM LO 03 O CM PM co co LOI ΜΊ CO LO r^. CM CO 00 PM LO co o PM O CM 00 - 03 Μ 03 PM 03 CO
Temp. de resfriamento 1 1 LO 03 10 00 LO CO O CO LO o 3 00 LO co LO 3 I 562 | co 3 CO CO co 3 CO I 579 | o o co LO E o 00 LO co 00 LO I 537 | 1 ew I 03 CO LO O O CO CO LO CO co 00 LO 03 O CO 03 CO CO LO 03 LO CN CO CO I fr29 | CO LO LO CO CO CO I 581 |
Temp, final de laminação a quente 1 □» 1 10 03 03 | 668 | | 892 | I 232 | | 896 | | 868 | | 955 | | 688 | co 03 | 996 | | 912 | o o 03 03 | 941 | | 988 | PM 03 | 901 I o 03 | 928 | | 948 | | 891 | | 965 | | 949 | | 918 | | 921 | | 962 | | 096 | | 893 | | 968 |
Ponto de transformação de Ar3 1 o° 1 1 | I | I | I W- | I 741 | | 999 | CO co co CO co co CO co co CO CO co I 602 | I 709 | 03 O r^. 1 709 1 I 709 | | 645 | | 645 | I sw | | 645 | | 645 | | 664 | | 664 | | 664 | | 664 | | 664 | I 21-9 I I 3L9 I I 3L9 I CM S I 3L9 |
Temp. de aquecimento de placa 1 0° 1 | 1215 | | 1250 | | 1270 | | 1195 | | 1230 | | 1235 | | 1250 | | 1265 | | 1245 | LO | 1175 | | 1190 | o 00 | 1205 | O 00 | 1260 | | 1270 | | 1240 | | 1260 | | 1195 | | 1270 | | 1250 | | 1250 | | 1175 | O 00 | 1215 | | 1245 | | 1285 I | 1225 | | 1260 |
Ingredientes químicos < < < < < CD £0 CD CD CD O O o O o Q Q Q Q Q LU LU LU LU LU LL LL LL LL LL
Experimento - CM CO st LO co 00 03 o - CM co LO CO 00 03 O CM CM I I I I I t-z I LO CM CO CM I á?I I sz | 03 CM O CO
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 36/66
34/54
Tabela 4
> C ώ > c ώ > c ώ Q E 8 ώ Q E 8 ώ Ex. inv. > c ώ Ex. inv. Q E 8 ώ Q E 8 ώ Ex. inv. > c ώ > c ώ Q E 8 ώ Q E 8 ώ > c ώ > c ώ > c ώ > c ώ Ex. inv. > C ώ > c > C > c ώ > c ώ > C ώ > c ώ > c ώ > c ώ > C ώ
Taxa de resfriamento após resfriamento ss CO hs|- r*st O 0Í CO O ID s LD O LD s s s ID CO CD CD CD O CO s § § s s LD ID ID ID ID
Temp. de resfriamento 8 ω O 0 CD CO CM CD o CXJ o CXI CM CO CO 1^ CXI CM o CXI CO 00 00 O CXI 01 CXI LD s|- CM CO CXI 01 CXI CD 00 o CXI
Temp, final de laminação a quente o 0 O ID CO ld CO ld 00 CO 00 LD 00 o CO O 00 LD 00 ld s CO 0Í O CO o CO CO δ 3 CO cõ CO 3 3 LD 0i CO CO 00 CO 00 δ O δ 00 CO CO 0Í CO LD 3 LD LD 00 LD 0Í LD CO CO 00 LD LD 00 LD CO CXI CO ID 0Í LD 3 LD
Ponto de transformação de Ar3 o 0 00 CD 0i CO 0i 00 s CO 0i 00 CM O) 0i 00 CO O) o 0i oí CO 0i 01 CO 01 LD 00 00 3 01 CO 01 s 01 Oi LD Oi O 0Í CXI CO 0Í 00 CO 0Í 3 0Í LD 1^ 03 Oi cxi 0Í 00 00 00 O O 0Í O CO 01 8 0Í 0Í CXI 0Í CM £4 0Í s 3 01 0Í §
Temp. de aquecimento de placa o 0 O r^· o r^· o r^· o r^· δ r^. r^· r^· CO r^· r^· CO r^· r*. CO r^· r*. CO r^. r^· CO 3 CO 3 CO 3 CO 3 CO 3 CO r^· 00 CO r^· 00 CO r^. 00 CD LD LD LD LD LD LD LD LD LD CO 3 CO 3 CO 3 O 00 CO O 00 CO O 00 CO 3 CO 3 CO 3 CO
Ingredientes químicos o 0 o CO CXJ o LD CXJ LD CO CXJ LD r*. CM LD o CM o LD CXI LD CO CXI o 00 LD o CXI LD CO o o CXI LD 01 ID § ID LD o o CXI O 0i O CO CXI LD 0Í LD CXJ CXJ LD 0Í S CD CXI LD LD CXI CXI LD CO CN LD CN CN o o OJ o OJ
Ingredientes químicos 0 0 0 0 0 I I I I I “3 “3 “3 * * —1 —1 —1 s s s z z z
Experimento δ CXI CO CO CO 3 LD CO CO CO h* CO 00 CO CD CO o 5 CM CO 5 LD Tj- CO r^· 00 Μ- 01 Μ- o LD δ CM LD CO LD 3 LD LD CO LD r^· LD 00 LD 01 LD o CO
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 37/66
35/54
Tabela 5
Ex. inv. | > c ώ Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | > c Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | > c ώ Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | > c Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | > c Ex. inv. | Ex. inv. |
Taxa de laminação a frio o*· i w i I w | I w | i w i I w | I w I I 47 | I 29 | I 29 | I 40 | 1 50 | O co O co s O co O co O co O co I 50 | O LO I 50 | I 50 | I 50 | 00 co I 50 | I 50 | O I 50 I I 50 | O
Taxa de resfriamento após resfria-mento °C/sec co 00 03 LO CO CO 'd- CO co 00 I 22 I CXI 1^ 00 O CXI CXI - CXI CO 00 co O 03 o CXI
Temp. de resfriamento 1 0° 1 E CO I 597 | | 622 | | 614 | I 526 | | 653 | I ws | | 609 | | 530 | | 566 | 1 229 | | 594 | | 564 | E CO o co | 566 | 1 582 | | 620 | | 909 | | 618 | | 650 | I 2V9 I I ε/9 | K- 00 CD E CD | 909 | | 590 | | 583 I | 658 | | 583 |
Temp, final de laminação a quente o 0 | 096 | | 945 | | 964 | | 914 | co 03 CXI S co 3 | 916 | CO 0) 00 | 891 | E | 941 | | 606 | I 006 I | 668 | I 226 | | 953 | | 919 | | 933 | | 006 | | 891 | | 956 | | 961 I | 939 | | 963 | | 933 | | 988 | | 920 | | 954 | | 696 |
Ponto de transformação de Ar3 1 o° 1 | 602 | | 602 | | 602 | | 999 | | 999 | | 999 | | 681 | | 681 | | 681 | | 599 | | 599 | | 599 | | 999 | | 999 | | 999 | | 563 | | 563 | | 563 | | 566 | | 566 | | 566 | xl- xl- xl- r^. CD CD r^. CD CD r^. CD CD CXI 0) LO CXI 03 LO CXI 03 LO
Temp. de aquecimento de placa 1 1 | 1250 | | 1240 | | 1260 | | 1215 | | 1175 | | 1200 | | 1230 | | 1270 | | 1220 | | 1220 | O 00 | 1205 | | 1205 | | 1200 | | 1190 | | 1270 | | 1180 | | 1245 | | 1245 | | 1245 | | 1230 | | 1265 | | 1190 | | 1205 | | 1270 | | 1260 | | 1260 | | 1265 I | 1220 | | 1270 |
Ingredientes químicos O O O CL CL CL σ σ σ DC Dí tZ I- I- I- Z) Z) Z) > > > £ £ £ X X X
Experimento E CXI co CO co 3 LO CO CO co Γ**· co 00 co 03 co O r^. CXI r^· CO r^· LO r^· co r^· r^· r^· 00 r^· 03 r^· O 00 E CXI 00 co 00 S LO 00 CD 00 00 00 00 03 00 O 03
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 38/66
Tabela 6
36/54
Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Q E 8 Q E 8 Q E 8 Q E 8 Q E 8 Q E 8 ώ Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. | Ex. inv. |
Taxa de laminação a frio o*· |50 | I 091 £ O CO O CO O CO I 091 I 091 I 091 I 091 I 09| I 09| I 091 I 091 I 091 I 091 I 091 I 091 I 09 I 091 I 091 I 091 I 09|
Taxa de resfriamento após resfriamento °C/sec si- LO CN LO CO 1^. CN LO sl- 00 LO CO 00 LO CT CO 00 1^· CT CO LO CO LO
Temp. de resfria-mento O 0 O CO 10 10 CO CN CO 3 CO 3 CO CO CN CO LO 10 CO 00 CO LO | 009 o CN CO LO O CO 3 CO CO 00 LO | 909 00 LO LO CN CO | 909 CT CT LO 00 s 00 00 LO 3 LO 00 00 LO 3 LO
Temp, final de laminação a quente o 0 963 | |918 | |949 | |920 | | 9961 |893 | 926 | |929 | 933 | |919 | o CT CN CT | 9881 902 | | 0981 |894 | |914 | | 9061 |920 | LO 00 1^ OO 902 | oo 902 |
Ponto de transforma-ção de Ar3 o 0 |545 | |545 | |545 | 3 CO 3 CO 3 CO CN CO CN | 6991 CN cõ CN £ CN £ |641 | 641 | |632 | 632 | I 90Z| LO O r^· 00 00 CO CO £ |563 | |563 |
Temp. de aquecimento de placa o 0 |1230 | |1210 | |1185 | |1230 | |1255 | |1215 | LO CN |1250 | |1230 | |1215 | |1192 | |1204 | |1215 | |1230 | |1250 | |1210 | |1205 | |1220 | |1220 | |1205 | |1245 | |1240 | |1235 | |1210 I
Ingredientes químicos > > > N N N s 2 |AC | 5 £ LL < 3 3 5 5 < < 5 |AJ | % % <!
Experimento s CN CT CO CT 3 LO CT CO CT l<. CT oo CT CT CT |ioo I O CN O CO o |104 | I 90l| |106 | r^· o 00 o |109 | O T- CN CO sl-
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 39/66
37/54
Tabela 7
Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Q E 8 d > C > c > c > c Q E 8 d > c > c > C > c Q E 8 d Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | d E 8 >3 Ex, inv, | Ex, inv, | Q E 8 d Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | Q E 8 d
Ex, i Ex, i Ex, i Ex, i Ex, i ώ ώ
Processo de ligação Temp. de ligação 1 1 1 619 | I Wfr | CO I 523 |
Processo de retenção Tempo 8 tfí | 208 | 1 261 | | 194 | | 186 | 00 cõ LO I 222 | 00 h- | 296 | Oi 00 | 309 | CO Oi CO CN | 109 | I 247 | LO Oi I 210 | 1 202 | | 328 | | 298 | Oi cõ | 492 | | 224 | I 89V I I 212 | | 182 | 1 576 | | 182 | | 385 | cõ CO
Segundo processo de resfriamento Ponto Bs o 0 | 564 | | 568 | CO Ui | 550 | CO Ui | 550 | | 564 | £ LO | 558 | CO r^. Ui r^. CN LO | 535 | 1^. CN LO | 536 | CN LO LO r^· N- | 538 | O) ui | 546 | | 909 | CO CO s|- Oi ui Ui ui £4 00 | 494 | CN LO 1^. CN LO O iii 3 LO
Taxa de resfriamento média ω U 0 1^ CO O cn I 6,3 | 00 co I 10,3 | 00 co CO_ Ν' ui CO co I S‘ZL· | 00 1 7,9 | 00 co CN cõ LO LO CN CO 3 I Vsz | 1 28,3 | I 9‘ζε | I fr'82 I I 35,5 | I 62,3 | I 76,5 | I 84,9 | 1 2'02 | I 107,3 | 1 36,2 | Ui UÍ CN CN C*i S|- 00 sf CO
Primeiro processo de resfriamento Tensão tn Q. S 1 st- | o Ui I 50 | I 50 | I st- | LO CO Oi I 50 I LO CO I 40 | 1 50 | st O LO CO O CO s I 0t7 I O CO O CO I ov | LO CN CO LO CO CO LO CN CO O Ui 1 22 | CN 1 ot |
Taxa de resfriamento média 85 <3 0 1 4,0 | 1 2‘ε 1 st I ε'ζ | I 2,9 | I 4,0 | I 2‘e | I ε‘21 I 9‘t- | I 2‘t- | 1 2‘ε | 1 9‘ε | ω CO I 2‘2 | LO CN CO ui 1 4,0 | 1 4,1 | CO Ui Ui I 2,7 | CN St I 8’2 | 1 2‘ε | 1 2,5 | 1 S‘2 | COI col
Processo de aquecimento Temp, de aquecimento o 0 CO LO 00 Ui LO 00 0) CO CO r^. CO 00 CO Ui 00 I 662 I O) oõ oõ I £62 I CO o 00 O s LO 3 LO CO 00 CO CO 00 I 228 | CO 1 764 | I 062 | 00| O r^l Oi 00 00 I 262 | -I r^. o 00 1 799 | I 192 | 00 CN 00 Oi 5 1 758 | 00 o 00
Taxa de aquecimento 1 °C/seg | Ui I 3,9 | I 3,0 | I 9‘ε | CO CO 00 cn I 4,0 | I 8‘t- | st CO CO CN st COI cnI I 4,0 | CO co 1 1 I 4,3 | St CN I 4,0 | I 8’2 | CO C*i 00 C*i Oi CN St co’ Oi CN 1^ CN CO CN Oi CN
Tipo de aço 1 yo 1 1 yo 1 cí I hr | I yo1 ι yo ι ι yo ι eí at X I yo I I yo I I yo I 0 | HR-GA | i yo ι I yo I I yo I 0 I hr | I yo ι 0 I yo ι I yo ι l yo ι | HR-GA 1 l yo ι X X l yo ι 0 LU l yo ι
Ingredientes químicos < < < < < CD CD CD CD CD o o o O o Q Q o Q Q LU LU LU LU LU LL LL LL LL LL
Experimento CN CO st LO CO 00 Oi O CN CO Ν' LO CO 1^· 00 σ» I 20 | CN I 22 | CO CN I ÈL·! Ui CN CO CN r^· CN 00 CN 1 62 | O CO
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 40/66
38/54
Tabela 8
> C tí Ex, inv, Ex, inv, Ex. como, Ex. com d, Ex, inv, Ex, inv, > c lí Ex. com d, Q E 8 d > C lí Ex, inv, > C lí Q E 8 d Q E 8 d Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, Ex, inv, > c Ex, inv,
Processo de ligação Temp. de ligação O 0 I 523 I O 00 sj- io
Processo de retenção Tempo 8 ω CO 05 CN I sz | 00 CO CN I τοε | I ζιε | LO £ CO CO CO CO CO 05 I Z8L | I 354 | CO o oi o CN LO r«-i GO CO I ZZ9 | o 05 oü LO CO CO O o LO ÇN CO I 205 I O
cesso íto Ponto Bs 1 1 05 LO | 601 | | 605 | | 535 | | 620 | I 433 | I 492 | £ Ν’ | 909 | O LO I 592 | | 589 | 3 co | 593 | I 581 | | 560 | I 6Z9 | | 558 | | 899 | I 562 | 00 00 LO I 578 | | 569 | I εζ9 | | 489 I I 534 I
Segundo pro de resfriamer Temp. de ligação 8 ω O 0 1 7'6 | I s‘z | I 106,2 | co_ I 59,8 | I z‘zz | I 79,7 I I 0.6 | LO IO LO I 96,6 | I 17,5 | o 05 I 20,9 | I 16,9 | I 71,6 | I 43,4 | I 36,5 | I 46,6 | 00 to O co CO O) 05 00 05“ O io I 18,0 I
O Tensão <Q Q. S o io 05 O CN I 50 | OI I 45 | 05 CO CN I 40 | oi ‘g φ E φ col 05 05 o LO CO LO CO I st- | I 07 I LO I 07 | I 24 | LO I 26 | co co o I 45 I
Primeiro process de resfriamento Taxa de resfriamento média 8 <5 0 CO I I co I Tõ | I 4,3 | I 2,6 | CD ω CN st to I ζ'ε | CO sf I Z‘7 I CN I z‘£ | I 7‘ε I I z‘z I I 7‘e | I 4,8 | o 05 I 4,0 | I 9'7 | in co CD co I 5,8 I
jecimento Temp, de aquecimento 1 1 | 816 I | 816 | | 810 | I εΐ-θ I I ZI-8 | I 06Z | | 826 | I ZL8 | cõ LO cõ I 9ZZ | I L6Z | CO 05 r^· I 786 | | 802 | | 818 | | 819 | | 826 | | 922 | | 922 | I ZL6 | I Z88 | | 832 | | 822 | I L6Z I I 810 I
Processo de aqi Taxa de aquecimento 8 ω O 0 I 8‘Z | CO CO I Z‘z | I 4,5 | I 7‘ε I I ζ'ε I O) I z‘z I CO CO CO I ε'ζ | CO Ν' CO CO I ε'ζ | CO co’ I 9'7 | I 8'7 | I 3,0 | I 7‘ε | I 4,3 | I 4,0 | I Z‘7 | I ε'ζ | I 2,3 I
Tipo de aço I ao I I ao I I 33 | I ao I I ao | I ao | I ao | cí I ao | ai o I ao I I ao | 0 LLi I ao I I ao | I ao I I ao I I ao | I ao | cí I ao | I ao | 0 I ao | I ao I
Ingredientes químicos 0 0 0 0 0 I I I I I “3 “5 “3 4 kí k: —I —I —I
Experimento 32 | 33 | I τε LO CO CO CO I ζε 38 | 05 CO O Ν’ 5 CN Ν' CO st 44 | 45 | 46 | I Z7 48 | 03 st O LO LO CN LO co LO 3 55 | 56 I
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 41/66
39/54
Continuação
> > > >
c c c c
lí dí dí lí
h- CO o
CO CO LO
CO CO CO
O) 1^. CD r^·
CN 00
LO LO LO LO
ST St LO LO
1 22. 1 44, 1 37.
1^ LO LO
CN CN CO CO
CD LO st
CO CN CN CO
LO CN O
CN CN CO
CO CO 00 00
CO CO O 00
CN st CO CO
Dí Dí (9
0 o o LU
s z z Z
r^· CO CD O
10 LO LO CO
Ex, inv, | Ex, inv, | > c dl > c dl > c dl > c dl > c dl > c dl > c dl > c dl Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | > c dl Ex, inv, | Ex, inv, | Ex, inv, | > c dl > c dl > c dl > c dl
Processo de ligação Temp. de ligação 00 00 Ν’ | 999 |
Processo de retenção Tempo 8 to 1 499 1 1 922 1 | 220 | CO CO CO CO CD CO CD | 389 1 5 LO CD LO CD i i I 581 | CO co CD h- | 186 | CD CD | 222 | I 433 | I 258 | | 456 | | 108 I
Segundo processo de resfriamento Ponto Bs o 0 1 ew | 1 £6t7 | | 554 | | 539 | 1^. CN LO | 568 1 | 508 | CO LO I 513 | | 389 | I I I 4Wz | I εεν | | 455 | I 451 | | 448 | I 523 | I 485 | | 405 | I 487 | CD LO CN
Temp. de ligação °C/sec 1 fr‘ze | 1 36,9 | 1 96,0 | LO co” LO r< 1 70,8 1 1 53,1 I 3' I 55,0 | I 38,8 | I 43,8 | I 40,6 | I 2'2 | 00 LO CD I 9'2 | CD co” I Z'4 | CO oo’ CO o I 123,9 I
Primeiro processo de resfriamento Tensão <Q 0. s 00 1 42 1 1 45 | 1^ LO Ν’ 1 0V I CO CN LO CN O LO LO CN st LO 00 LO l·* CN O LO I 40 | I 26 | LO CN I 42 | o CO CN
Taxa de resfriamento média 8 s 0 1 4,0 | ω CO 1 2,8 | st st” CD co” C*3 co” CN oo” I I I 4,0 | CD I L I I 9'2 | I 4‘ε | CD co” co co” st
Processo de aquecimento Temp, de agueclmento o 0 1 ει.8 | 00 o 00 00 S 1 789 | LO 00 1^. CO o 00 CN £4 00 E 00 CO cõ I 6fr2 | I 922 | I 282 | s I 9^8 I CO co 00 I 492 | I 022 | I 992 I I 692 | I 760 | I 992 |
Taxa de agueclmento °C/sec 1 fr‘s 1 1 2,6 | 1 4,9 | 1 4,0 | CO sF CN sF CD CN co co” I 2,5 | CN I tr‘z I I 4,0 | ^t” I 2,9 | I 4,9 | I 2,9 | O co’ CO co’ I 2,7 | I 4‘ε |
Tipo de aço 1 ho 1 i ho i 0 i ho i Dí o eí I ao I Dí o I 33 | I HO I I HO I cí I HO | I HO | 0 I HO | I HO | 0 I HO | I HO | 0
Ingredientes químicos o o O CL CL CL σ σ σ Dí Dí oc CD co CD I- I- I- Z) Z) Z)
Experimento E CN CO CO CO 3 LO CO CO CO r^· co 00 co CD CO O r^· CN r^· co r^· LO r^· co r^· r^· r^· 00 r^· CD r^· O 00 S
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 42/66
40/54
Continuação
Ex, inv, | > c ώ > c ώ > c ώ > c ώ > c > c ώ Ex, inv, | > c
| 484 | 1 2L9 |
O 00 b- 0) CN st 03 CO
LO CO 00 03 O O b- b- CO
CO CN CN LO CO LO CN CN
03 CN O LO LO O r^. CO
CO CO LO s CO 00 O CN
LO LO LO LO Ν' LO LO LO
LO CN CN 03 Ν' CN r^· LO
CO LO CN CN CN CN σ>
CN CN CO CO
LO LO CO O O CO o CN
CO CN s|- s|- CN CN
00 00 LO LO 00
CO CN CO st CN CN CO CO
LO O CN 00 r^. 03 CO CO 00
CN CN r^. CN O
00 00 00 00 00 r^. 00 00 O>
st st LO LO CN 03 CN CN
CN Ν’ Ν’ CN CN CO Ν' CN CO
rr rr rr rr eJ tr rr cí
o o 0 o o tk X o o ± X
> > > % X X X
CN CO s LO CO r^· 00 03 o
00 00 00 00 00 00 00 03
ro <υ _Q
CO
> c ώ > C ώ > C ώ > c ώ Ex, inv, Ex, inv, Q E 8 ώ Q E 8 d Q E 8 d Q E 8 d Q E 8 d Q E 8 d >’ c lí >’ c í >’ c í
Processo de ligação O 1(0 rf 1— § o 0 CO 03 st 03 CO LO co 03 st
Processo de retenção â E £ 8 ω 03 CO CN CO bCO 00 03 s LO O 03 CN 5 CN S CN O o co bbCN 3 CO LO bCN co CO CO bb-
Segundo processo de resfriamento O c o « 0- co o 0 st LO CN LO CO o LO O LO CN LO 03 CN LO CO CO LO LO 03 LO st CN CO 00 co cõ LO o 5 b- LO O ^t
o 1(0 & E = φ Φ 1— u 8 ω 0 0 LO co Ν' O LO CO CO co CN CN Ν' CO 1^. o’ N st 5 O N CO St 0) CN st o CN cõ cõ 03 co CO CN co CO LO_ CO
Primeiro processo de resfriamento O i(D C0 c £ ra 0. S LO CN O s|- O Ν' CO CN 03 CO CN o LO O O LO CO O LO CO CN CN 00
A (Ü (D E θ £ S c í E 8 <5 0 LO CN O co CO CN CO CN O co CN CN 03 co b-_ 00 CN CO CN co CN CN O CN cn
Processo de aquecimento o “I a c â’8 ® £ 1- 10 ω o O cõ CO CO 00 LO CN 00 CO 00 03 b- O aõ 00 o 00 03 St 00 st 00 00 LO 00 o cõ 03 03 RI 00 LO 03
2 c <u S E 11 8 CO 0 0 CO CN CO co 00 co 00 CN co co co co Ν' CN r^co CN co’ 00 CN 03 CN CN St co
Tipo de aço X o X o eJ X o X o cí X o X o X o X o X o X o eí X o
Ingredientes químicos > > > N N N s 5 <: LL <
Experimento 03 CN 03 CO 03 3 LO 03 CO 03 r^· 03 oo 03 03 03 o o o CN O co o 3 LO O
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 43/66
41/54
Continuação
> > > > > > > > >
c c c c c c C C c
ώ ώ ώ ώ ώ dl ώ á
00
co
LO LO
o 03 s|- 00 00 00 03
00 CO l·- 00 03 h- CO
00 LO CO co 00 CN CN LO
00 si- st si si 00 b-
st LO LO LO LO LO LO st st
o 00 LO 03 CN si- LO CN 03
o r·** CO CN LO LO 00 5 LO 00 s 00 N
O) CN CO 03 00 00 CO
CN CN CN 00 CN
00 LO 03 00 CN co
CN CN CN CN
si- 00 CO O 03 00 st CN LO
Γ3 00 O 03 03
00 00 00 00 00 03 03
CN 03 LO CN St co
st 00 00 00 Ν' Ν' st N- 00
0 rr rr rr < rr <
LU o 0 o 0 o 0 o 0
< <
co 00 03 o CN 00 st
o o o O T— T— T— T—
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 44/66
42/54 [00100] No processo de aquecimento, as chapas de aço foram aquecidas pelas taxas de aquecimento médias descritas na Tabela 7 à Tabela 10 no intervalo de 550 a 700°C até as temperaturas de aquecimento máximas descritas na Tabela 7 à Tabela 10, [00101] Após isso, no primeiro processo de resfriamento a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C, as chapas de aço foram resfriadas pelas taxas de resfriamento médias descritas na Tabela 7 à Tabela 10 na região de temperatura a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C, enquanto aplica-se as tensões que são descritas na Tabela 7 à Tabela 10, nos Experimentos 1 a 20, um rolo de raio de 600 mm foi usado para flexionar as chapas de aço seis vezes por uma deformação por tração máxima de 0,0020, Similarmente, nos Experimentos 21 a 39, um rolo de raio de 450 foi usado para flexionar as chapas de aço duas vezes por uma deformação por tração máxima de 0,0055, nos Experimentos 41 a 75, um rolo de raio de 730 mm foi usado para flexionar as chapas de aço sete vezes por uma deformação por tração máxima de 0,0010, e nos Experimentos 76 a 114, um rolo de raio de 500 mm foi usado para flexionar as chapas de aço cinco vezes por uma deformação de tração máxima de 0,0040. A espessura da chapa de aço no momento de flexão é 1,2 mm nos Experimentos 1 a 20, 2,5 mm nos Experimentos 21 a 39, 0,7 mm nos Experimentos 41 a 75, e 2,0 mm nos Experimentos 76 a 114.
[00102] No segundo processo de resfriamento a partir de 700°C a 500°C ou no ponto Bs, as chapas de aço foram resfriadas pelas taxas de resfriamento médias descritas na Tabela 7 à Tabela 10, então foram adicional mente resfriadas a partir de uma faixa de 250 a 500°C, foram mantidas exatamente durante as vezes descritas na Tabela 7 à Tabela 10, então foram resfriadas à temperatura ambiente.
[00103] Após o resfriamento à temperatura ambiente, nos Experimentos 6 a 20 e 70 a 114, as chapas de aço foram laminadas a frio
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 45/66
43/54 por 0,15%, no Experimento 22, a chapa de aço foi laminada a frio por 1,50%, no Experimento 28, a chapa de aço foi laminada a frio por 1,00%, e nos Experimentos 31 a 54, a chapa de aço foi laminada a frio em 0,25%.
[00104] Os Experimentos 29, 33, 43, 60, e 69 são exemplos em que as chapas de aço são eletroliticamente laminadas após o processo de recozimento para obter chapas de aço galvanizadas (EG).
[00105] Os Experimentos 13, 54, 57, 63, 75, e 78 são exemplos em que as chapas de aço são resfriadas a 500°C ou no ponto Bs no segundo processo de resfriamento, então são mantidas em uma faixa de 250 a 500°C enquanto são imersas em um banho de galvanização para obter chapas de aço galvanizadas imersas a quente (Gl).
[00106] Os Experimentos 18, 21, 81, e 84 são exemplos em que as chapas de aço são mantidas em uma faixa de 250 a 500°C, então imersas em um banho de galvanização, então resfriadas à temperatura ambiente para obter chapas de aço galvanizadas imersas a quente (Gl).
[00107] Os Experimentos 3, 8, 14, 25, 93, e 96 são exemplos em que as chapas de aço são resfriadas a 500°C ou no ponto Bs no segundo processo de resfriamento, então são mantidas em uma faixa de 250 a 500°C enquanto são mantidas em um banho de galvanização e são adicional mente tratadas para ligação nas temperaturas descritas de modo a obter chapas de aço galvanizadas por recozimento imersas a quente (GA).
[00108] Os Experimentos 38, 48, 51, 66, 72, 87, e 90 são exemplos em que após o tratamento de retenção em uma faixa de 250 a 500°C, as chapas de aço são imersas em um banho de galvanização e tratadas para ligação nas temperaturas descritas para obter chapas de aço galvanizadas por recozimento imersas a quente (GA). Os Experimentos 38 e 72 são exemplos em que as superfícies das camadas de de
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 46/66
44/54 posição são proporcionados com películas compreendidas de óxidos compósitos à base de P.
[00109] A Tabela 11 à Tabela 14 fornecem os resultados de medida das frações das microestruturas das chapas de aço de Experimentos 1 a 114 na faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura. Nas frações de microestrutura, as quantidades de austenita residual (γ residual) foram medidas por difração de raios X. O restante foi encontrado ao cortar os cortes transversais de espessura de chapa paralelos à direção de laminação, polindo os mesmos em superfícies brilhantes, gravando os cortes transversais por Nital, então examinado os mesmos utilizando um microscópio eletrônico de varredura por emissão em campo (FE-SEM).
Tabela 11
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de observação de microestrutura
Fração de volume
F B BF TM M 7 Residual Outros
% % % % % % %
1 A CR 27 16 20 31 2 4 0 Ex. inv.
2 A CR 28 18 27 21 1 5 0 Ex. inv.
3 A GA 12 25 23 32 1 6 1 Ex. inv.
4 A HR 46 15 11 22 0 6 0 Ex. inv.
5 A CR 33 21 18 19 2 6 1 Ex comp.
6 B CR 32 24 16 23 0 4 1 Ex. inv.
7 B CR 14 30 23 26 0 5 2 Ex. inv.
8 B GA 37 18 12 28 0 5 0 Ex. inv.
9 B HR 37 19 15 24 1 4 0 Ex. inv.
10 B CR 25 22 18 26 2 6 1 Ex comp.
11 C CR 23 18 16 30 0 11 2 Ex. inv.
12 C CR 21 23 23 23 0 10 0 Ex. inv.
13 C Gl 15 31 18 28 0 7 1 Ex. inv.
14 C HR-GA 19 25 23 23 0 10 0 Ex inv.
15 C CR 33 9 19 27 1 11 0 Ex comp.
16 D CR 52 16 7 15 0 9 1 Ex inv.
17 D CR 21 31 14 21 1 10 2 Ex inv.
18 D Gl 33 24 17 19 0 7 0 Ex inv.
19 D HR 15 29 34 12 0 8 2 Ex inv.
20 D CR 78 0 0 0 0 5 17 Ex comp.
21 E Gl 40 5 23 22 1 9 0 Ex inv.
22 E CR 64 7 14 6 0 9 0 Ex inv.
23 E CR 23 19 28 19 0 11 0 Ex comp.
24 E CR 45 17 15 12 1 10 0 Ex inv.
25 E HR-GA 59 4 15 11 0 9 2 Ex inv.
26 F CR 50 31 7 8 0 4 0 Ex inv.
27 F HR 23 43 18 15 1 0 0 Ex inv.
28 F CR 15 41 6 35 2 1 0 Ex inv.
29 F EG 43 19 12 17 0 8 1 Ex inv.
30 F CR 0 48 25 22 0 5 0 Ex comp.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 47/66
45/54
Tabela 12
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de observação de microestrutura
Fração de volume
F B BF TM M 7 Residual Outros
% % % % % % %
31 G CR 57 14 7 18 1 2 1 Ex. inv.
32 G CR 46 21 9 21 0 3 0 Ex. inv.
33 G EG 33 34 17 15 0 0 1 Ex. inv.
34 G CR 67 14 2 6 0 3 8 Ex comp.
35 G CR 23 38 14 20 2 2 1 Ex comp.
36 H CR 66 0 8 16 0 10 0 Ex. inv.
37 H CR 53 8 16 13 0 9 1 Ex. inv.
38 H GA 63 4 9 15 1 8 0 Ex. inv.
39 H CR 50 31 5 0 3 4 7 Ex comp.
40 H CR 48 15 12 11 1 11 2 Ex comp.
41 I CR 20 45 12 21 2 0 0 Ex. inv.
42 I CR 32 27 13 25 0 3 0 Ex. inv.
43 I EG 24 29 13 29 1 3 1 Ex. inv.
44 I CR 33 36 9 13 0 2 7 Ex comp.
45 I CR 45 10 6 12 22 5 0 Ex comp.
46 J CR 17 26 15 36 0 6 0 Ex inv.
47 J CR 9 41 22 22 0 5 1 Ex inv.
48 J GA 41 17 10 25 0 6 1 Ex inv.
49 K CR 27 23 14 24 2 10 0 Ex inv.
50 K CR 23 31 6 28 1 11 0 Ex inv.
51 K GA 16 35 13 32 0 4 0 Ex inv.
52 L CR 15 36 17 27 0 2 3 Ex inv.
53 L CR 10 28 13 44 0 4 1 Ex inv.
54 L Gl 36 32 10 19 1 1 1 Ex inv.
55 M CR 48 2 14 20 0 15 1 Ex inv.
56 M CR 11 19 32 20 2 15 1 Ex inv.
57 M Gl 15 0 21 44 0 20 0 Ex inv.
58 N CR 36 8 25 15 1 14 1 Ex inv.
59 N CR 24 23 27 9 1 15 1 Ex inv.
60 N EG 36 0 9 45 1 7 2 Ex inv.
Tabela 13
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de observação de microestrutura
Fração de volume
F B BF TM M 7 Residual Outros
% % % % % % %
61 O CR 51 21 7 16 1 4 0 Ex inv.
62 O CR 73 9 4 11 0 3 0 Ex inv.
63 O Gl 21 27 19 31 0 2 0 Ex inv.
64 P CR 38 20 10 22 0 9 1 Ex inv.
65 P CR 41 20 9 20 0 8 2 Ex inv.
66 P GA 17 19 9 46 0 9 0 Ex inv.
67 Q CR 34 11 21 26 0 8 0 Ex inv.
68 Q CR 13 22 32 26 0 7 0 Ex inv.
69 Q EG 39 7 15 23 2 11 3 Ex inv.
70 R CR 71 0 5 13 1 10 0 Ex inv.
71 R CR 49 9 11 25 1 5 0 Ex inv.
72 R GA 53 17 10 14 0 6 0 Ex inv.
73 S CR 56 5 9 23 0 7 0 Ex inv.
74 S CR 45 6 18 23 0 7 1 Ex inv.
75 S Gl 39 10 23 21 0 7 0 Ex inv.
76 T CR 63 8 5 15 0 9 0 Ex inv.
77 T CR 21 24 17 30 0 7 1 Ex inv.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 48/66
46/54
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de observação de microestrutura
Fração de volume
F B BF TM M y Residual Outros
% % % % % % %
78 T Gl 58 9 5 17 0 10 1 Ex. inv.
79 u CR 71 21 2 0 3 3 0 Ex inv.
80 u CR 47 23 12 16 0 0 2 Ex inv.
81 u Gl 74 13 0 9 2 2 0 Ex inv.
82 V CR 18 26 23 18 2 12 1 Ex inv.
83 V CR 32 9 20 24 0 14 1 Ex inv.
84 V Gl 34 23 23 11 0 9 0 Ex inv.
85 w CR 13 36 26 19 0 6 0 Ex inv.
86 w CR 25 23 14 29 0 9 0 Ex inv.
87 w HR-GA 65 4 8 16 1 6 0 Ex inv.
88 X CR 40 20 14 19 3 3 1 Ex inv.
89 x CR 44 7 0 45 2 2 0 Ex inv.
90 x HR-GA 15 32 19 28 0 6 0 Ex inv.
Tabela 14
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de observação de microestrutura
Fração de volume
F B BF TM M y Residual Outros
% % % % % % %
91 Y CR 35 8 21 24 2 10 0 Ex inv.
92 Y CR 10 19 35 25 0 11 0 Ex inv.
93 Y GA 41 5 29 16 0 8 1 Ex inv.
94 Z CR 54 18 12 10 0 6 0 Ex inv.
95 z CR 25 31 15 20 1 7 1 Ex inv.
96 z GA 25 32 21 16 0 5 1 Ex inv.
97 AA CR 38 16 21 16 1 8 0 Ex comp.
98 AB CR 93 0 4 0 0 0 3 Ex comp.
99 AC CR 20 46 3 22 0 2 7 Ex comp.
100 AD CR 30 27 25 5 1 0 12 Ex comp.
101 AE CR 37 25 15 13 0 10 0 Ex comp.
102 AF - - - - - - - - Ex comp.
103 AG CR 47 11 18 12 3 8 1 Ex inv.
104 AG GA 35 3 52 5 0 5 0 Ex inv.
105 AH CR 36 11 34 7 0 12 0 Ex inv.
106 AH EG 13 4 34 32 2 15 0 Ex inv.
107 Al CR 20 16 33 27 0 3 1 Ex inv.
108 Al Gl 27 18 37 14 0 1 3 Ex inv.
109 AJ CR 57 10 25 1 3 4 0 Ex inv.
110 AJ Gl 57 0 21 15 0 7 0 Ex inv.
111 AK CR 39 6 33 9 2 10 1 Ex inv.
112 AK GA 51 7 14 18 1 9 0 Ex inv.
113 AL CR 27 51 8 12 0 0 2 Ex inv.
114 AL GA 24 35 10 28 1 2 0 Ex inv.
[00110] A Tabela 15 à Tabela 18 mostram os resultados de obser vação dos precipitados de Cu.
[00111] As amostras cortadas das chapas de aço em 1/4 de espessura foram observadas quanto a precipitados de Cu utilizando um microscópio eletrônico de transmissão de alta resolução (HRTEM). A espectroscopia por perda de energia de elétrons (EELS) foi usada para
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 49/66
47/54 confirmar a composição das partículas de Cu. Essas foram investigadas quanto ao tamanho de partícula e coerência com o ferro bcc. O tamanho das partículas se tornou a média dos tamanhos de partícula de 25 partículas. Ademais, a razão dos precipitados que são incoerentes com o ferro bcc no número de partículas que foi observado foi encontrada.
[00112] Nesses experimentos, não há peças de teste com tamanhos médios de precipitados de 3 nm ou menos, então supõe-se que o tamanho médio de partícula seja 3 nm ou mais, o número de partículas de Cu em um campo de 10000 nm2 a 1 pm2 foi medido, a difração de elétrons de feixe convergente (CBED) foi usada para medir a espessura da parte observada da peça de teste, essa foi multiplicada pela área observada para encontrar o volume observado, e o número de partículas de Cu foi dividido pelo volume observado para encontrar a densidade de partículas de Cu.
Tabela 15
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tamanho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
1 A CR 9,9x1018 7,6 36 Ex, inv,
2 A CR 1,5x1019 6,2 28 Ex, inv,
3 A GA 7,0x1018 7,2 24 Ex, inv,
4 A HR 1,6x1019 7,0 48 Ex, inv,
5 A CR 1,6x1020 7,0 68 Ex. comp,
6 B CR 1,6x1021 6,3 96 Ex, inv,
7 B CR 1,3x1019 7,7 100 Ex, inv,
8 B GA 1,3x1019 7,8 52 Ex, inv,
9 B HR 1,1x1019 4,6 80 Ex, inv,
10 B CR 4,2x1021 2,4 0 Ex. comp,
11 C CR 5,5x1018 8,2 72 Ex, inv,
12 C CR 4,6x1018 5,8 24 Ex, inv,
13 C Gl 5,7x1018 5,5 24 Ex, inv,
14 C HR-GA 1,5x1019 4,2 88 Ex, inv,
15 C CR 2,2x1o22 16 4 Ex. comp,
16 D CR 1,2x1020 5,2 36 Ex, inv,
17 D CR 6,2x1019 5,7 100 Ex, inv,
18 D Gl 3,7x1019 6,2 28 Ex, inv,
19 D HR 7,4x1019 6,6 40 Ex, inv,
20 D CR 3,2x1019 4,9 100 Ex. comp,
21 E Gl 1,7x1018 5,1 24 Ex, inv,
22 E CR 1,6x1018 4,8 64 Ex, inv,
23 E CR 1,9x1018 2,7 4 Ex. comp,
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 50/66
48/54
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tamanho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
24 E CR 5,1x1018 4,7 84 Ex, inv,
25 E HR-GA 1,1x1018 5,6 88 Ex, inv,
26 F CR 1,5x1019 3,6 40 Ex, inv,
27 F HR 5,6x1018 5,6 44 Ex, inv,
28 F CR 5,7x1018 5,8 72 Ex, inv,
29 F EG 5,9x1018 6,2 96 Ex, inv,
30 F CR 6,2x1018 15 8 Ex. comp,
Tabela 16
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tamanho médio Razão de partículas incoerentes
No./m3 nm %
31 G CR 1.1x1019 6.8 40 Ex. inv.
32 G CR 1.6x1019 4.8 20 Ex. inv.
33 G EG 2.0x1019 4.5 28 Ex. inv.
34 G CR 3.7x1018 11.8 100 Ex. comp.
35 G CR 3.9x1017 5.5 24 Ex. comp.
36 H CR 2.8x1019 4.9 56 Ex. inv.
37 H CR 9.0x1019 3.4 32 Ex. inv.
38 H GA 1.8x1019 4.3 80 Ex. inv.
39 H CR 2.7x1018 7.7 28 Ex. comp.
40 H CR 2.5x1017 12.6 100 Ex. comp.
41 I CR 5.7x1018 5.0 32 Ex. inv.
42 I CR 2.5x1018 6.3 40 Ex. inv.
43 I EG 3.8x1019 4.8 84 Ex. inv.
44 I CR 8.9x1017 8.5 44 Ex. comp.
45 I CR 1.0x1019 4.2 32 Ex. comp.
46 J CR 1.5x1019 3.4 20 Ex. inv.
47 J CR 2.7x1018 4.8 64 Ex. inv.
48 J GA 1.2x1018 3.9 36 Ex. inv.
49 K CR 1.5x1020 5.9 76 Ex. inv.
50 K CR 5.4x1019 6.9 44 Ex. inv.
51 K GA 6.8x1019 6.5 84 Ex. inv.
52 L CR 3.7x1019 7.5 52 Ex. inv.
53 L CR 9.4x1019 4.1 60 Ex. inv.
54 L Gl 3.0x1019 8.2 64 Ex. inv.
55 M CR 1.4x1019 6.0 48 Ex. inv.
56 M CR 7.1x1019 6.0 40 Ex. inv.
57 M Gl 1.3x1020 5.2 36 Ex. inv.
58 N CR 4.9x1019 6.8 88 Ex. inv.
59 N CR 1.0x1020 6.6 32 Ex. inv.
60 N EG 1.5x1019 5.4 60 Ex. inv.
Tabela 17
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tama-nho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
61 0 CR 2,0x1020 6,6 96 Ex, inv,
62 0 CR 9,5x1019 7,6 92 Ex, inv,
63 0 Gl 1,1x1021 5,0 68 Ex, inv,
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 51/66
49/54
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tama-nho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
64 P CR 3,0x1018 7,3 60 Ex, inv,
65 P CR 5,1x1018 5,6 76 Ex, inv,
66 P GA 5,3x1018 4,4 44 Ex, inv,
67 Q CR 1,0x1020 7,0 40 Ex, inv,
68 Q CR 1,9x1020 5,7 72 Ex, inv,
69 Q EG 5,5x1020 4,5 56 Ex, inv,
70 R CR 7,1x1019 4,8 44 Ex, inv,
71 R CR 2,6x1019 5,4 72 Ex, inv,
72 R GA 1,7x1020 6,5 56 Ex, inv,
73 S CR 2,6x1019 6,1 36 Ex, inv,
74 S CR 5,7x1019 6,0 96 Ex, inv,
75 S Gl 1,8x1019 7,1 48 Ex, inv,
76 T CR 3,6x1020 6,2 28 Ex, inv,
77 T CR 1,1x1020 9,9 88 Ex, inv,
78 T Gl 1,8x1020 13,9 100 Ex, inv,
79 u CR 3,6x1019 7,2 76 Ex, inv,
80 u CR 1,7x1020 4,7 68 Ex, inv,
81 u Gl 2,3x1020 3,2 24 Ex, inv,
82 V CR 9,4x1018 3,6 64 Ex, inv,
83 V CR 3,3x1019 3,2 68 Ex, inv,
84 V Gl 2,4x1019 3,4 40 Ex, inv,
85 w CR 3,3x1020 3,4 28 Ex, inv,
86 w CR 1,7x1020 4,8 76 Ex, inv,
87 w HR-GA 4,6x1020 4,3 72 Ex, inv,
88 X CR 2,6x1019 3,9 28 Ex, inv,
89 X CR 2,1x1020 4,5 60 Ex, inv,
90 X HR-GA 6,8x1018 3,8 56 Ex, inv,
Tabela 18
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tamanho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
91 Y CR 1,8x1020 3,6 48 Ex, inv,
92 Y CR 2,0x1020 3,9 80 Ex, inv,
93 Y GA 1,0x1021 3,5 48 Ex, inv,
94 Z CR 1,3x1020 4,1 100 Ex, inv,
95 z CR 2,9x1020 3,7 36 Ex, inv,
96 z GA 6,5x1019 3,6 36 Ex, inv,
97 AA CR 0 - - Ex. como,
98 AB CR 3,5x1019 3,6 20 Ex. comp,
99 AC CR 9,4x1019 3,3 96 Ex. comp,
100 AD CR 3,5x1019 3,6 32 Ex. comp,
101 AE CR 2,3x1016 4,5 44 Ex. comp,
102 AF - - - - Ex. comp,
103 AG CR 2,0x1020 4,3 52 Ex, inv,
104 AG GA 2,4x1020 3,7 40 Ex, inv,
105 AH CR 3,2x1019 3,9 36 Ex, inv,
106 AH EG 6,4x1019 3,5 60 Ex, inv,
107 Al CR 1,0x1020 3,4 24 Ex, inv,
108 Al Gl 9,5x1019 3,7 84 Ex, inv,
109 AJ CR 1,5x1021 4,9 68 Ex, inv,
110 AJ Gl 1,0x1021 4,6 36 Ex, inv,
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 52/66
50/54
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Partículas de Cu
Densidade Tamanho médio Razão de partículas incoerentes
No,/m3 nm %
111 AK CR 1,9x1021 4,0 72 Ex, inv,
112 AK GA 1,7x1021 4,8 52 Ex, inv,
113 AL CR 2,3x1021 3,9 52 Ex, inv,
114 AL GA 2,5x1021 4,1 28 Ex, inv,
[00113] A Tabela 19 à Tabela 22 mostram os resultados de avalia ção de propriedades das chapas de aço de Experimentos 1 a 114. As peças de teste de tração baseadas em JIS Z 2201 foram obtidas a partir das chapas de aço de Experimentos 1 a 114 e f oram submetidas a testes de tração baseados em JIS Z 2241 para medir o limite de elasticidade (YS), resistência à tração (TS), alongamento total (EL), e manter a taxa de expansão (λ).
Tabela 19
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de medida de material TSxEL TSxX
YS TS EL λ
MPa MPa % % MPa«% MPa«%
1 A CR 733 935 21 42 19635 39270 Ex. inv.
2 A CR 668 947 19 53 17993 50191 Ex. inv.
3 A GA 911 1080 18 37 19440 39960 Ex. inv.
4 A HR 694 1054 18 51 18972 53754 Ex. inv.
5 A CR 693 974 9 15 8766 14610 Ex comp.
6 B CR 686 968 18 42 17424 40656 Ex. inv.
7 B CR 889 1058 20 43 21160 45494 Ex. inv.
8 B GA 707 1026 20 39 20520 40014 Ex. inv.
9 B HR 715 985 18 58 17730 57130 Ex. inv.
10 B CR 831 1098 17 23 18666 25254 Ex comp.
11 C CR 843 1086 16 42 17376 45612 Ex. inv.
12 C CR 952 1253 16 52 20048 65156 Ex. inv.
13 C Gl 866 1067 19 64 20273 68288 Ex. inv.
14 C HR-GA 926 1174 15 35 17610 41090 Ex inv.
15 C CR 857 1142 15 19 17130 21698 Ex comp.
16 D CR 840 1523 12 43 18276 65489 Ex inv.
17 D CR 988 1329 14 38 18606 50502 Ex inv.
18 D Gl 1110 1551 12 35 18612 54285 Ex inv.
19 D HR 1098 1410 13 46 18330 64860 Ex inv.
20 D CR 554 772 3 9 2316 6948 Ex comp.
21 E Gl 699 1099 18 69 19782 75831 Ex inv.
22 E CR 563 1125 18 51 20250 57375 Ex inv.
23 E CR 886 1185 15 16 17775 18960 Ex comp.
24 E CR 672 1093 17 43 18581 46999 Ex inv.
25 E HR-GA 569 1105 19 39 20995 43095 Ex inv.
26 F CR 783 1343 14 30 18802 40290 Ex inv.
27 F HR 923 1284 13 47 16692 60348 Ex inv.
28 F CR 1026 1179 14 38 16506 44802 Ex inv.
29 F EG 732 1165 16 50 18640 58250 Ex inv.
30 F CR 1168 1344 9 2 12096 2688 Ex comp.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 53/66
51/54
Tabela 20
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de medida de material TSxEL TSxX
YS TS EL λ
MPa MPa % % MPa«% MPa.%
31 G CR 552 1075 17 52 18275 55900 Ex. inv.
32 G CR 699 1098 18 44 19764 48312 Ex. inv.
33 G EG 828 1182 14 37 16548 43734 Ex. inv.
34 G CR 452 1007 14 24 14098 24168 Ex. comp.
35 G CR 823 1092 18 19 19656 20748 Ex. comp.
36 H CR 643 1305 15 37 19575 48285 Ex. inv.
37 H CR 733 1307 14 35 18298 45745 Ex. inv.
38 H GA 682 1320 13 40 17160 52800 Ex. inv.
39 H CR 649 1055 15 10 15825 10550 Ex. comp.
40 H CR 717 1197 14 22 16758 26334 Ex. comp.
41 I CR 885 1184 17 39 20128 46176 Ex. inv.
42 I CR 876 1218 16 38 19488 46284 Ex. inv.
43 I EG 909 1169 15 52 17535 60788 Ex. inv.
44 I CR 721 1080 11 15 11880 16200 Ex. comp.
45 I CR 675 1369 12 3 16428 4107 Ex. comp.
46 J CR 879 1047 17 42 17799 43974 Ex. inv.
47 J CR 930 1075 18 39 19350 41925 Ex. inv.
48 J GA 676 984 20 47 19680 46248 Ex. inv.
49 K CR 963 1275 15 42 19125 53550 Ex. inv.
50 K CR 1303 1672 10 28 16720 46816 Ex. inv.
51 K GA 1111 1331 13 39 17303 51909 Ex. inv.
52 L CR 775 963 21 57 20223 54891 Ex. inv.
53 L CR 1053 1140 18 40 20520 45600 Ex. inv.
54 L Gl 684 1024 16 51 16384 52224 Ex. inv.
55 M CR 824 1438 15 31 21570 44578 Ex. inv.
56 M CR 1126 1390 14 39 19460 54210 Ex. inv.
57 M Gl 1306 1457 14 29 20398 42253 Ex. inv.
58 N CR 856 1247 16 36 19952 44892 Ex. inv.
59 N CR 1114 1555 12 30 18660 46650 Ex. inv.
60 N EG 1279 1581 12 49 18972 77469 Ex. inv.
Tabela 21
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de medida de material TSxEL TSxX
YS TS EL λ
MPa MPa % % MPa»% MPa»%
61 O CR 599 1012 17 40 17204 40480 Ex. inv.
62 O CR 393 1071 18 43 19278 46053 Ex. inv.
63 O Gl 898 1090 16 49 17440 53410 Ex. inv.
64 P CR 958 1396 11 36 15356 50256 Ex. inv.
65 P CR 888 1279 15 50 19185 63950 Ex. inv.
66 P GA 1237 1376 14 39 19264 53664 Ex. inv.
67 Q CR 847 1180 16 47 18880 55460 Ex. inv.
68 Q CR 1126 1367 12 40 16404 54680 Ex. inv.
69 Q EG 963 1434 13 26 18642 37284 Ex. inv.
70 R CR 564 1319 13 31 17147 40889 Ex. inv.
71 R CR 792 1234 16 49 19744 60466 Ex. inv.
72 R GA 784 1422 14 39 19908 55458 Ex. inv.
73 S CR 675 1154 18 41 20772 47314 Ex. inv.
74 S CR 769 1112 16 40 17792 44480 Ex. inv.
75 S Gl 722 1019 19 48 19361 48912 Ex. inv.
76 T CR 548 1185 19 39 22515 46215 Ex. inv.
77 T CR 980 1249 14 35 17486 43715 Ex. inv.
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 54/66
52/54
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de medida de material TSxEL TSxX
YS TS EL λ
MPa MPa % % MPa«% MPa«%
78 T Gl 663 1338 16 47 21408 62886 Ex. inv.
79 u CR 515 1393 13 38 18109 52934 Ex inv.
80 u CR 827 1349 15 38 20235 51262 Ex. inv.
81 u Gl 430 1218 15 50 18270 60900 Ex inv.
82 V CR 1078 1413 13 36 18369 50868 Ex inv.
83 V CR 904 1294 16 40 20704 51760 Ex inv.
84 V Gl 938 1391 14 37 19474 51467 Ex inv.
85 w CR 942 1181 14 35 16534 41335 Ex inv.
86 w CR 885 1133 15 66 16995 74778 Ex inv.
87 w HR-GA 550 1046 20 49 20920 51254 Ex inv.
88 x CR 728 1118 17 42 19006 46956 Ex inv.
89 x CR 769 1057 19 46 20083 48622 Ex inv.
90 x HR-GA 871 1071 18 44 19278 47124 Ex inv.
Tabela 22
Experimento Ingredientes químicos Tipo de aço Resultados de medida de material TSxEL TSxX
YS TS EL λ
MPa MPa % % MPa.% MPa.%
91 Y CR 876 1233 17 46 20961 56718 Ex inv.
92 Y CR 1086 1285 16 36 20560 46260 Ex inv.
93 Y GA 896 1438 13 29 18694 41702 Ex inv.
94 Z CR 571 1029 17 50 17493 51450 Ex inv.
95 z CR 847 1159 17 37 19703 42883 Ex inv.
96 z GA 836 1103 19 51 20957 56253 Ex inv.
97 AA CR 669 1057 17 18 17969 19026 Ex comp.
98 AB CR 301 430 38 88 16340 37840 Ex comp.
99 AC CR 679 870 12 19 10440 16530 Ex comp.
100 AD CR 630 804 17 15 13668 12060 Ex comp.
101 AE CR 700 1088 19 23 20672 25024 Ex comp.
102 AF - - - - - - - Ex comp.
103 AG CR 657 1128 15 46 16920 52315 Ex inv.
104 AG GA 682 1079 16 49 17264 53102 Ex inv.
105 AH CR 704 1163 16 43 18608 49581 Ex inv.
106 AH EG 956 1282 15 38 19230 48872 Ex inv.
107 Al CR 758 946 20 58 18920 55207 Ex inv.
108 Al Gl 632 915 18 55 16470 50450 Ex inv.
109 AJ CR 471 985 21 49 20685 48324 Ex inv.
110 AJ Gl 497 1025 19 52 19475 53166 Ex inv.
111 AK CR 597 984 20 51 19680 50125 Ex inv.
112 AK GA 564 1028 19 48 19532 49017 Ex inv.
113 AL CR 782 1075 19 38 20425 41336 Ex inv.
114 AL GA 871 1136 15 37 17040 42324 Ex inv.
[00114] O Experimento 5 é um exemplo em que a temperatura final da laminação a quente é baixa. A microestrutura é esticada em uma direção tornando a mesma irregular, então a ductilidade e flangeabilidade por estiramento são insatisfatórias.
[00115] O Experimento 10 é um exemplo em que a taxa de resfriamento após o enrolamento é alta. As partículas de Cu se precipitam
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 55/66
53/54 insuficientemente no processo de laminação a quente, a razão de partículas de Cu incoerentes com o ferro bcc é pequena, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00116] O Experimento 15 é um exemplo em que a taxa de aquecimento é grande. As partículas de Cu crescem insuficientemente, a razão de partículas de Cu incoerentes com o ferro bcc é pequena, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00117] O Experimento 20 é um exemplo em que a temperatura de aquecimento máxima no processo de recozimento é baixa. Um grande número de carbonetos à base de ferro grossos que formam pontos de partida de fratura é incluído, então a ductilidade e a flangeabilidade por estiramento são insatisfatórias.
[00118] O Experimento 23 é um exemplo em que a temperatura de aquecimento máxima no processo de recozimento é alta. As partículas de Cu formam soluções sólidas uma vez durante o aquecimento e há algumas partículas de Cu incoerentes com o ferro bcc, então a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00119] O Experimento 30 é um exemplo em que a taxa de resfriamento média do primeiro processo de resfriamento é alta. As partículas de Cu se precipitam insuficientemente, então a ductilidade e a flangeabilidade por estiramento são insatisfatórias.
[00120] O Experimento 34 é um exemplo em que a taxa de resfriamento média do primeiro processo de resfriamento é baixa. Os carbonetos à base de ferro grossos são formados, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00121] O Experimento 35 é um exemplo em que não há tensão no primeiro processo de resfriamento. A precipitação de Cu é insuficiente, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00122] O Experimento 39 é um exemplo em que a taxa de resfriamento no segundo processo de resfriamento é baixa. Os carbonetos à
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 56/66
54/54 base de ferro grossos são formados, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00123] O Experimento 40 é um exemplo em que nenhuma flexão é aplicada no primeiro processo de resfriamento. A precipitação de Cu é insuficiente, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00124] O Experimento 44 é um exemplo em que o tempo de retenção a 250 a 500°C é longo. Os carbonetos à base de ferro se formam excessivamente, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00125] O Experimento 45 é um exemplo em que o tempo de retenção a 250 a 500°C é curto. Martensita se forma excessivamente, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.
[00126] Os Experimentos 97 a 100 são exemplos em que as composições de ingredientes se desviam da faixa predeterminada. Em cada caso, propriedades suficientes não poderíam ser obtidas.
[00127] O Experimento 101 é um exemplo em que o limite inferior da quantidade de Cu é excedido. A densidade de partículas de Cu é baixa, e a flangeabilidade por estiramento é insatisfatória.

Claims (10)

1. Chapa de aço de alta resistência, caracterizada pelo fato de que consiste em, por % de massa,
C: 0,075 a 0,300%,
Si: 0,30 a 2,50%,
Mn: 1,30 a 3,50%,
P: 0,001 a 0,030%,
S: 0,0001 a 0,0100%,
Al: 0,005 a 1,500%,
Cu: 0,15 a 2,00%,
N: 0,0001 a 0,0100%, e
O: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais,
Ti: 0,005 a 0,150%,
Nb: 0,005 a 0,150%,
B: 0,0001 a 0,0100%,
Cr: 0,01 a 2,00%,
Ni: 0,01 a 2,00%,
Mo: 0,01 a 1,00%,
W: 0,01 a 1,00%,
V: 0,005 a 0,150%, e um ou mais de Ca, Ce, Mg, e REM: total 0,0001 a 0,50%, e um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, em que a dita estrutura de chapa de aço contém a fase ferrítica e a fase martensítica, uma razão de partículas de Cu incoerentes com ferro bcc é 15% ou mais em relação às partículas de Cu como um todo, uma densidade de partículas de Cu na fase ferrítica é 1,0x1018/m3 ou mais, e um tamanho médio de partícula de partículas de Cu na fase
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 58/66
2/4 ferrítica é 2,0 nm ou mais.
2. Chapa de aço de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a estrutura em uma faixa de 1/8 de espessura a 3/8 de espessura da dita chapa de aço de alta resistência compreende, por fração de volume, uma fase ferrítica: 10 a 75%, fase ferrítica-bainítica e/ou fase bainítica: 50% ou menos, fase martensítica temperada: 50% ou menos, fase martensítica fresca: 15% ou menos, e fase austenítica residual: 20% ou menos.
3. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, caracterizada pelo fato de que compreende a chapa de aço de alta resistência, como definida na reivindicação 1 ou 2, sobre a superfície na qual uma camada galvanizada é formada.
4. Método de produção de chapa de aço de alta resistência, caracterizado pelo fato de que compreende um processo de laminação a quente de aquecer uma placa que consiste em, por % de massa,
C: 0,075 a 0,300%,
Si: 0,30 a 2,50%,
Mn: 1,30 a 3,50%,
P: 0,001 a 0,030%,
S: 0,0001 a 0,0100%,
Al: 0,005 a 1,500%,
Cu: 0,15 a 2,00%,
N: 0,0001 a 0,0100%,
O: 0,0001 a 0,0100%, contém, como elementos opcionais
Ti: 0,005 a 0,150%,
Nb: 0,005 a 0,150%,
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 59/66
3/4
Β: 0,0001 a 0,0100%,
Cr: 0,01 a 2,00%,
Ni: 0,01 a 2,00%,
Mo: 0,01 a 1,00%,
W: 0,01 a 1,00%,
V: 0,005 a 0,150%, e um ou mais de Ca, Ce, Mg, e REM: total 0,0001 a 0,50%, e um equilíbrio de ferro e impurezas inevitáveis, diretamente, ou após o resfriamento uma vez, a 1050°C ou mais, laminação com um limite inferior de uma temperatura de 800°C ou o ponto de transformação de Ar3, o que for maior, e enrolamento a 500 a 700°C em temperatura, e um processo de recozimento de aquecer a chapa de aço enrolada por uma taxa de aquecimento média a 550 a 700°C de 1,0 a 10,0°C/seg. até uma temperatura de aquecimento máxima de 740 a 1000°C, então resfriamento por uma taxa de resfriamento média a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C de 1,0 a 10,0°C/seg., conferindo deformação à chapa de aço a partir da temperatura de aquecimento máxima a 700°C, e resfriamento por uma taxa de resfriamento de 700°C até o ponto Bs ou 500°C de 5,0 a 200,0°C/seg.
5. Método de produção de chapa de aço de alta resistência, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que possui um processo de laminação a frio, após o dito processo de laminação a quente e antes do dito processo de recozimento, de decapar a chapa de aço enrolada, então laminar a mesma por uma taxa de torque de aperto de uma taxa de torque de aperto de 35 a 75%.
6. Método de produção de chapa de aço de alta resistência, de acordo com a reivindicação 4 ou 5, caracterizado pelo fato de que a deformação que é conferida à chapa de aço no dito processo de recozimento ao aplicar 5 a 50 MPa de tensão à chapa de aço enquanto realiza a flexão uma vez ou mais em uma faixa que fornece uma quantidade de deformação por tração na circunferência mais externa de 0,0007 a
Petição 870180147442, de 01/11/2018, pág. 60/66
4/4
0,0910,
7. Método de produção de chapa de aço de alta resistência, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que a dita flexão é realizada ao pressionar a chapa de aço contra um rolo com um diâmetro de rolo de 800 mm ou menos.
8. Método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência, caracterizado pelo fato de que produz uma chapa de aço de alta resistência pelo método de produção de chapa de aço de alta resistência, como definido em qualquer uma das reivindicações 4 a 7, e então eletrogalvaniza a mesma.
9. Método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência, caracterizado pelo fato de que produz uma chapa de aço de alta resistência pelo método de produção, como definido em qualquer uma das reivindicações 4 a 8, após o resfriamento até o ponto Bs ou 500°C para realizar a galvanização por imersa a quente.
10. Método de produção de chapa de aço galvanizada de alta resistência, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que realiza o tratamento de ligação a 470 a 650°C em temperatura após a galvanização por imersão a quente.
BR112014001589A 2011-07-29 2012-07-27 chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas BR112014001589B1 (pt)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011167816 2011-07-29
PCT/JP2012/069226 WO2013018723A1 (ja) 2011-07-29 2012-07-27 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
BR112014001589A2 BR112014001589A2 (pt) 2017-02-21
BR112014001589B1 true BR112014001589B1 (pt) 2019-01-08

Family

ID=47629246

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112014001589A BR112014001589B1 (pt) 2011-07-29 2012-07-27 chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas

Country Status (12)

Country Link
US (1) US9694561B2 (pt)
EP (1) EP2738275B1 (pt)
JP (1) JP5310963B2 (pt)
KR (1) KR101601566B1 (pt)
CN (1) CN103703156B (pt)
BR (1) BR112014001589B1 (pt)
CA (1) CA2843180C (pt)
MX (1) MX352397B (pt)
RU (1) RU2556253C1 (pt)
TW (1) TWI494448B (pt)
WO (1) WO2013018723A1 (pt)
ZA (1) ZA201401304B (pt)

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104046917B (zh) * 2013-03-13 2016-05-18 香港城市大学 富Cu纳米团簇强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
DE102014205392A1 (de) * 2014-03-24 2015-09-24 Comtes Fht A. S. Bauteile aus einer Stahllegierung und Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile
JP6472317B2 (ja) * 2014-04-28 2019-02-20 キヤノン株式会社 金属基材、定着部材及び熱定着装置
CN104117827B (zh) * 2014-07-31 2016-09-07 南京武家嘴船舶制造有限公司 一种船体的制造方法
CN104149933A (zh) * 2014-07-31 2014-11-19 南京武家嘴船舶制造有限公司 一种防腐船体的制造方法
JP5983895B2 (ja) 2014-08-07 2016-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5943156B1 (ja) 2014-08-07 2016-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2016021197A1 (ja) * 2014-08-07 2016-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN104513927B (zh) * 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
JP6459611B2 (ja) * 2015-02-23 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性に優れる析出強化型複合組織冷延鋼板およびその製造方法
PL3290539T3 (pl) * 2015-04-27 2021-11-02 Nippon Steel Corporation Blacha cienka z niezorientowanej stali magnetycznej
CN105483530A (zh) * 2015-11-30 2016-04-13 丹阳市宸兴环保设备有限公司 一种石油天然气输送管用热轧宽钢板材料
CN105420598A (zh) * 2015-12-14 2016-03-23 浙江海洋学院 一种船锚用低碳合金钢及其热处理工艺
SE539519C2 (en) * 2015-12-21 2017-10-03 High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
CN107554291B (zh) * 2016-06-30 2020-12-29 宁波高发汽车控制系统股份有限公司 电子加速器踏板总成
TWI622654B (zh) * 2016-12-08 2018-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength steel plate
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
MX2019007660A (es) * 2017-01-25 2019-08-29 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
BR112019006995A2 (pt) * 2017-01-30 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
RU2020116368A (ru) * 2017-11-15 2021-12-15 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист
WO2019122961A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
RU2650943C1 (ru) * 2017-12-19 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
WO2019154819A1 (en) * 2018-02-07 2019-08-15 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
JP7028313B2 (ja) * 2018-03-26 2022-03-02 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
KR102472740B1 (ko) * 2018-03-30 2022-12-01 클리블랜드-클리프스 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법
KR20210096595A (ko) * 2018-11-29 2021-08-05 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강
ES2939457T3 (es) * 2018-11-30 2023-04-24 Arcelormittal Lámina de acero recocida laminada en frío con alta relación de expansión de orificios y procedimiento de fabricación de la misma
JP7264090B2 (ja) * 2020-03-06 2023-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス用鋼板の製造方法、プレス部品の製造方法、及び伸びフランジ成形性の評価方法
TWI721867B (zh) * 2020-04-20 2021-03-11 國立臺北科技大學 一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材
RU2753397C1 (ru) * 2020-11-02 2021-08-16 Акционерное общество "Сибирская Угольная Энергетическая Компания" Отливка из высокопрочной износостойкой стали и способы термической обработки отливки из высокопрочной износостойкой стали
WO2023153097A1 (ja) * 2022-02-09 2023-08-17 日本製鉄株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN118660982A (zh) * 2022-02-09 2024-09-17 日本制铁株式会社 冷轧钢板

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2962038B2 (ja) 1992-03-25 1999-10-12 住友金属工業株式会社 高張力薄鋼板とその製造方法
US5531842A (en) * 1994-12-06 1996-07-02 Exxon Research And Engineering Company Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
JPH08199288A (ja) 1995-01-24 1996-08-06 Kobe Steel Ltd プレス成形性および耐食性に優れた高強度鋼板およびその製法
JP3254107B2 (ja) 1995-05-19 2002-02-04 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
US6190469B1 (en) 1996-11-05 2001-02-20 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper
RU2135622C1 (ru) * 1996-12-16 1999-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Сталь, имеющая высокую ударную вязкость в зоне термического воздействия при сварке
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP3619359B2 (ja) 1998-01-19 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3749615B2 (ja) 1998-03-31 2006-03-01 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4414563B2 (ja) 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
JP3857970B2 (ja) * 2002-09-12 2006-12-13 新日本製鐵株式会社 Ｃｕ析出硬化型高強度鋼材およびその製造方法
JP4408386B2 (ja) 2004-04-19 2010-02-03 新日本製鐵株式会社 結晶粒の微細な複合組織高張力鋼
JP4656417B2 (ja) 2006-01-18 2011-03-23 株式会社神戸製鋼所 低降伏比耐火鋼材
CN101490295B (zh) * 2006-07-14 2012-09-19 新日本制铁株式会社 拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板
CN101821419B (zh) * 2007-10-25 2015-03-18 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP5167487B2 (ja) * 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
US8460481B2 (en) * 2008-04-10 2013-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and galvanized steel sheet having very good balance between hole expansibility and ductility, and also excellent in fatigue resistance, and methods of producing the steel sheets
JP5644095B2 (ja) * 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5644094B2 (ja) 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
PL2508640T3 (pl) * 2009-11-30 2020-02-28 Nippon Steel Corporation BLACHA STALOWA O DUŻEJ WYTRZYMAŁOŚCI I DOSKONAŁEJ ODPORNOŚCI NA KRUCHOŚĆ WODOROWĄ ORAZ WYTRZYMAŁOŚCI NA ROZCIĄGANIE WYNOSZĄCEJ 900 MPa LUB WIĘCEJ I SPOSÓB JEJ WYTWARZANIA
JP5499663B2 (ja) * 2009-11-30 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2556253C1 (ru) 2015-07-10
TWI494448B (zh) 2015-08-01
CA2843180A1 (en) 2013-02-07
US9694561B2 (en) 2017-07-04
EP2738275B1 (en) 2020-05-27
JP5310963B2 (ja) 2013-10-09
JPWO2013018723A1 (ja) 2015-03-05
EP2738275A1 (en) 2014-06-04
CN103703156B (zh) 2016-02-10
CN103703156A (zh) 2014-04-02
KR20140026625A (ko) 2014-03-05
MX352397B (es) 2017-11-23
KR101601566B1 (ko) 2016-03-08
US20140170440A1 (en) 2014-06-19
WO2013018723A1 (ja) 2013-02-07
TW201309814A (zh) 2013-03-01
EP2738275A4 (en) 2015-10-28
BR112014001589A2 (pt) 2017-02-21
MX2014001115A (es) 2014-02-27
ZA201401304B (en) 2015-09-30
CA2843180C (en) 2017-08-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BR112014001589B1 (pt) chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas
EP3650569B1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
TWI471425B (zh) High strength steel sheet excellent in impact resistance and its manufacturing method, high strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP5967320B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
US10858717B2 (en) Material for high strength steel sheets, hot rolled material for high strength steel sheets, hot-rolled and annealed material for high strength steel sheets, high strength steel sheet, high strength hot-dip-coated steel sheet, high strength electroplated steel sheet, and method of manufacturing same
EP2765212B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US9702035B2 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and manufacturing method thereof, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP5703608B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2256224B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same
JP5464302B2 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
EP2818569B1 (en) Cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same
EP3543364B1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
WO2016199922A1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN106574319A (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP2738278A1 (en) High-strength steel sheet having excellent shape-retaining properties, high-strength zinc-plated steel sheet, and method for manufacturing same
BR112014002203B1 (pt) Camada galvanizada, seu método para a produção e chapa de aço
US11332803B2 (en) High strength hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor
EP3543365B1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same

Legal Events

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

Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 20 (VINTE) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 27/07/2012, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS.

B25D Requested change of name of applicant approved

Owner name: NIPPON STEEL CORPORATION (JP)

B21F Lapse acc. art. 78, item iv - on non-payment of the annual fees in time

Free format text: REFERENTE A 10A ANUIDADE.

B24J Lapse because of non-payment of annual fees (definitively: art 78 iv lpi, resolution 113/2013 art. 12)

Free format text: EM VIRTUDE DA EXTINCAO PUBLICADA NA RPI 2681 DE 24-05-2022 E CONSIDERANDO AUSENCIA DE MANIFESTACAO DENTRO DOS PRAZOS LEGAIS, INFORMO QUE CABE SER MANTIDA A EXTINCAO DA PATENTE E SEUS CERTIFICADOS, CONFORME O DISPOSTO NO ARTIGO 12, DA RESOLUCAO 113/2013.